使用增材制造工艺固结粉末冶金合金用于升高温度应用的制作方法

本公开涉及金属零件的增材制造。

背景技术：

本部分中的陈述仅提供了与本公开相关的背景信息，并且可能不构成现有技术。

增材制造(additivemanufacturing，am)工艺(诸如选择性激光熔化(selectivelasermelting，slm)和直接金属激光烧结(directmetallasersintering，dmls))用于由金属粉末制成零件(即，金属零件)。slm工艺和dmls工艺两者使用激光来熔化连续的金属粉末层，所述连续的金属粉末层固化成固体金属层，所述固体金属层彼此结合并且一次一层地形成金属零件。

在形成金属零件之后，使用后处理技术来提高金属零件的密度。然而，后处理技术需要另外的时间和费用，并且会降低金属零件的机械性质。

这些问题以及与金属零件的am相关的其他问题在本公开中得到解决。

技术实现要素：

在本公开的一种形式中，一种制造零件的方法包括经由增材制造工艺熔化、快速固化和固结预合金化粉末，使得形成具有包括至少一种非平衡相的微结构的成品零件。在本公开的至少一种变型中，所述增材制造工艺形成近净成形零件，并且在将所述近成形金属零件加工成成品之后保留具有非平衡相的所述微结构。在一些变型中，所述增材制造是选自由选择性激光熔化和激光金属沉积组成的组的激光熔化技术。在此类变型中，成品零件所具有的微结构具有小于1.0μm的平均枝晶臂间距或晶胞尺寸(在本文简称为“枝晶臂间距”)。例如，在至少一种变型中，平均枝晶臂间距小于0.5μm。在一些变型中，具有至少一种非平衡相的微结构没有任何平衡金属间相。

在本公开的一些变型中，所述预合金化粉末是预合金化al-fe-mo粉末。在此类变型中，所述预合金化al-fe-mo粉末包含al、介于约4.0重量％至约20重量％之间的fe和介于约1.0重量％至约10.0重量％之间的mo。在一种变型中，所述预合金化al-fe-mo粉末包含al、约8.0重量％的fe和约2.0重量％的mo。由所述预合金化al-fe-mo粉末制成的成品零件具有微结构，所述微结构具有包括非平衡相的基质以及小于1.0μm的平均枝晶臂间距。在一些变型中，成品零件的平均枝晶臂间距小于0.5μm，并且在至少一种变型中，成品零件的平均枝晶臂间距小于0.25μm。另外，所述成品零件具有如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于300mpa和极限拉伸强度在350℃下大于250mpa。在一些变型中，所述成品零件具有如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于350mpa和极限拉伸强度在350℃下大于300mpa，例如具有如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于400mpa和在350℃下大于350mpa。

在本公开的另一种形式中，提供一种金属零件。所述金属零件通过选择性激光熔化预合金化粉末并且形成具有包括至少一种非平衡相的微结构的近净成形金属零件而形成。另外，所述微结构中的所述非平衡相在将所述近净成形金属零件加工成成品之后得以保留。在至少一种变型中，所述微结构的基质是非平衡相。在一些变型中，使用机加工、抛光和钻孔金属零件中的至少一种来将所述金属零件加工成成品。在至少一种变型中，所述预合金化粉末是预合金化al-fe-mo粉末。在此类变型中，所述金属零件是al-fe-mo合金零件，其极限拉伸强度在300℃下大于350mpa和极限拉伸强度在350℃下大于300mpa。在至少一种变型中，金属零件是al-fe-mo合金零件，其极限拉伸强度在300℃下大于400mpa和极限拉伸强度在350℃下大于350mpa。

根据本文中提供的描述，更多适用领域将变得显而易见。应当理解，描述和具体示例仅意图用于说明目的，而并不意图限制本公开的范围。

附图说明

为了可很好地理解本公开，现在将参考附图通过举例的方式描述本公开的各种形式，在附图中：

图1是根据本公开的教导通过选择性激光熔化制成的零件的侧剖视图；

图2示出根据本公开的教导由预合金化粉末制成的零件；

图3是图2中的根据本公开的教导制成的零件的代表性微结构；

图4是图2中的由常规锻造材料制成的零件的代表性微结构；

图5是图2中的由常规铸造材料制成的零件的代表性微结构；

图6是使用常规方法制造的零件和根据本公开的教导制造的零件的极限拉伸强度对温度的代表性曲线图；

图7是使用常规方法制造的零件和根据本公开的教导制造的零件的伸长率(延展性)对温度的代表性曲线图；

图8是根据本公开的教导形成零件的方法的流程图；

图9是由铸造材料形成的al-8fe-2mo合金零件的微结构的光学显微照片；

图10是根据本公开的教导形成的al-8fe-2mo合金零件的微结构的透射电子显微镜图像；并且

图11是根据本公开的教导形成的al-8fe-2mo合金零件(合金1)、通过粉末挤出形成的al-8fe-2mo合金零件(合金2)和时效硬化的2618-t61al合金(合金3)的极限拉伸强度对温度的曲线图。

本文中描述的附图仅用于说明目的，而非意图以任何方式限制本公开的范围。

具体实施方式

以下描述本质上仅是示例性的，而并不意图限制本公开、应用或用途。应当理解，贯穿附图，对应的附图标记指示相似或对应的零件和特征。

参考图1，示出制成零件140的选择性激光熔化(selectivelasermelting，slm)机器10。slm机器10包括产生或提供激光束106的激光源100以及沿着期望路径和/或图案反射和聚焦激光束106的一个或多个反射镜102和聚焦透镜104。slm机器10包括粉末床120和粉末贮存器124，两者都具有或包含金属粉末122。如本文所用，除非另外说明，否则术语“金属”是指纯金属和合金。在本公开的一些变型中，金属粉末122是预合金化粉末。粉末床120中的金属粉末122的至少一部分如同基板132一样定位在平台130上并且由平台130支撑，并且粉末贮存器124中的金属粉末122定位在贮存器板134上并且由贮存器板134支撑。平台130和贮存器板134可操作来在上下方向(+/-z方向)上移动。另外，擦拭器或散布机136被包括并且可操作来使来自粉末贮存器124的金属粉末122在粉末床120上移动和散布，如下所述。slm机器10还包括处理器或计算机150，所述处理器或计算机150与激光源100、反射镜102、聚焦透镜104、平台130、贮存器板134和散布机136通信并且可操作来提供可执行指令。

仍参考图1，在本公开的一些变型中，零件140的模型152(例如，零件140的计算机辅助设计(computeraideddesign，cad)模型152)存储在处理器150中并且包括组成金属零件140的多个切片或层。也就是说，零件140的cad模型152被分成多个切片或层，并且每个切片用于向slm机器10提供可执行指令，使得形成零件140的每个层。例如，零件140的第一切片或层通过以下方式形成：将第一金属粉末122薄层散布在基板132上，并且然后将激光束106沿着如由cad模型152的第一切片提供的图案或区域反射并聚焦到第一金属粉末122薄层上。当激光束106聚焦在第一金属粉末122薄层中的颗粒上时，颗粒熔化并且快速固化，使得形成金属的第一固体层141。

在形成第一固体层141之后，平台130在向下方向(-z方向)上移动预定量(距离)，并且第二金属粉末122薄层散布在金属的第一固体层141上。应当理解，平台130在向下方向上移动的预定距离大体等于第二金属粉末122薄层的厚度。另外，用于形成第二薄层的金属粉末122由粉末贮存器124和散布机136提供。也就是说，贮存器板134在向上方向(+z方向)上移动预定量，使得向散布机136提供足够的金属粉末122以将第二金属粉末122薄层扫过第一固体层141。在第二金属粉末122薄层散布在第一固体层141上之后，激光束106沿着根据cad模型152的第二切片的路径和/或图案反射并聚焦在第二金属粉末122薄层上，使得所述层中的金属粉末122熔化并快速固化以形成金属的第二固体层142，所述第二固体层142接合(焊接或固化)到第一固体层141上。此循环持续直到形成组成零件140的所有层为止。图2中示出以此方式形成并且具有拉伸测试样品形状的金属零件140的一个实例。在本公开的一些变型中，由slm机器10形成的金属零件140是使用技术或工艺(诸如机加工、抛光和钻孔等)加工成成品(或形成成品零件)的近净成形金属零件140。在其他变型中，由slm机器10形成的金属零件140是成品金属零件140。如本文所使用，短语“成品零件”或“成品金属零件”是指被放置或准备放置到其预期用途中的零件。另外，应当理解，近净成形金属零件140的微结构和成品金属零件的微结构包括非平衡相，如下文更详细地所讨论。

散布在先前形成的固体层上的金属粉末122薄层的厚度(z方向)的非限制性实例包括在10微米(μm)与40μm之间，在40μm与80μm之间，在80μm与120μm之间以及在120μm与200μm之间等。金属的薄固体层的厚度(z方向)的非限制性实例包括在5μm与20μm之间，在20μm与60μm之间，在60μm与100μm之间以及在100μm与200μm之间等。

应当理解，用激光束106熔化和固化金属粉末122导致金属粉末122快速固化。例如，用于固化已经被激光束熔化的金属粉末122的冷却速率在10⁴摄氏度/秒(℃/s)至10⁷℃/s的范围内变化。还应当理解，以此类固化速率固化预合金化粉末无法为有待在固体层内建立的相平衡提供足够的时间。也就是说，预合金化粉末的快速固化不允许在固化材料内发生足够的扩散，使得建立相平衡。因此，固体层在非平衡状态下“冻结”。在本公开的一些变型中，快速固化的预合金化粉末形成具有微结构的固体薄层，所述微结构包含呈非平衡相的基质，即非平衡基质。例如，在至少一种变型中，基质是用一种或多种合金元素过饱和的非平衡体心立方(bodycenteredcubic，bcc)阿尔法一撇(α’)相或非平衡面心立方(facecenteredcubic，fcc)伽马一撇(γ’)相。并且如果在固化或热处理期间允许发生足够的扩散，则基质将转变为具有至少一个第二平衡相的平衡bcc阿尔法(α)相或平衡fcc伽马(γ)相。

参考图3至图5，图3中示出根据本公开的教导由给定合金组成(在本文称为“组成x”)形成的零件140的代表性微结构，并且在图4和图5中示出使用常规制造方法由组成x形成的零件140的代表性微结构。特别地，图3示出通过对如上所述的预合金化粉末进行slm形成的零件140的微结构，图4示出由具有组成x的锻造形式的合金形成(例如，经由挤出形成)的零件140的微结构，并且图5示出通过铸造具有组成x的合金形成的零件140的代表性微结构。如本文所用，短语“锻造”、“锻造形式”或“锻造合金”是指经受热机械加工(例如，加热加轧制、锻制和挤出等)，使得金属的微结构经历一种或多种非平衡相的再结晶或转变为粗糙的、热力学更稳定的相的金属或金属零件。术语“铸造”或“铸件”是指由已经熔化，倒入最终形式的近净成形件中，并且被允许固化，使得提供最终形式而无需热机械加工和重结晶所述微结构的金属形成的零件。

特别地参考图3，与锻造合金(图4)和铸造合金(图5)的枝晶相比，使用slm形成的零件140的微结构具有非常精细(小的)枝晶。另外，使用slm形成的零件140的微结构(图3)具有至少一种非平衡相β’(图中的黑色材料)，并且在一些变型中，微结构的基质也是非平衡相α’(图中的白色材料)。也就是说，熔化和快速固化预合金化粉末(图3)不允许具有足够的时间发生扩散，使得可以形成平衡相。在一些变型中，熔化的预合金化粉末颗粒中(即，液相中)的合金元素被捕集到所得固相中的固体溶液中。应当理解，这种微结构导致结晶晶格错配或晶格应变，所述结晶晶格错配或晶格应变可以为材料提供增强的性质(例如，强度增加)。还应当理解，通过slm形成的零件140可以是未经受热机械加工和再结晶的近净成形零件。因此，在本公开的一些变型中，图3所示的微结构代表零件140的最终微结构。

相比之下，图4所示的微结构包括分解的多相结构，该分解的多相结构在α基质内具有第一相‘α’和第二相‘β’(以及可能的其他相)的基质。在本公开的一些变型中，α相和/或β相是平衡相，即，α相和β相的化学势随时间保持稳定(恒定)并且是根据合金的平衡相图预测的相。应当理解，准平衡相(也称为亚稳态相)(诸如铁中的fe3c)具有在大于1年的时间段内恒定的化学势，并且因此在本公开中被认为是平衡相。类似于图4，图5包括两相α加β微结构。然而，β相呈如对于铸造合金已知的枝晶形式。

现参考图6和图7，示出对于常规制造的零件和对于根据本公开的教导制造的零件，极限拉伸强度(ultimatetensilestrength，uts)(图6)和伸长率(延展性)(图7)随温度变化的代表性曲线图。如图6所示，特别地在较高温度下，根据本公开的教导制造的零件的uts大于常规制造的零件的uts。应当理解，根据本公开的教导制造的合金或零件的晶格应变至少部分导致合金的强度增强。在一些变型中，根据本公开的教导制造的零件还具有与常规生产的零件相同或几乎相同的延展性，如图7所示。

参考图8，示出根据本公开的教导制成零件的方法30的流程图。方法30包括在300处使用slm由预合金化粉末制造近净成形零件。在本公开的一些变型中，在300处形成的近净成形零件是成品零件。在其他变型中，在310处定型(finalize)在300处形成的近净成形零件而无需热机械加工。定型技术的非限制性实例包括磨削、钻孔、铣削和机加工等。因此，应当理解，用方法30形成的零件的微结构不会再结晶，与由常规制造工艺形成的零件相比具有精细(小的)枝晶臂间距，并且具有至少一个非平衡相。例如，在本公开的一些变型中，使用方法30形成的零件包括具有单一非平衡相(不包括晶界)(即，基质是非平衡相)的微结构。在本公开的其他变型中，使用方法30形成的零件包括具有至少两个非平衡相(例如，枝晶非平衡相和基质非平衡相)的微结构。

为了更好地说明本公开的教导，但不以任何方式限制其范围，下文提供通过激光熔化和快速固化合金形成的零件的代表性实例。

实例

参考图9和图10，示出来自铝(al)合金的微结构，所述铝合金具有以重量％(wt.％)表示的al–8％铁–2％钼(在本文称为“al-8fe-2mo合金”)的标称组成。特别地，图9示出通过铸造al-8fe-2mo合金形成的零件的微结构200，并且图10示出通过激光熔化和快速固化al-8fe-2mo合金形成的零件的微结构210。如图9所示，al-8fe-2mo合金的铸造微结构包括fcc(α)基质202和包含al3fe金属间化合物和/或al12mo金属间化合物的枝晶204。另外，图9所示的al合金的铸造微结构200所具有的枝晶具有在约0.2毫米(mm)至约1.0mm(约200μm至约1,000μm)之间的平均枝晶臂间距。相比之下，图10所示的激光熔化且快速固化的微结构210所具有的枝晶具有约0.2μm的平均枝晶臂间距，并且在每个晶胞内是富含fe和mo(超饱和)的非平衡α’相。

现参考图11，示出用于在各种温度下测试的三种al合金零件(即，拉伸样品)的uts的曲线图。al合金零件中的一个由激光熔化并快速固化的al-8fe-2mo合金(在本文称为合金1)形成并且具有对应于图10的微结构。al合金零件中的一个由具有al-8fe-2mo合金组成(在本文称为合金2)的粉末的挤出形成。将al-8fe-2mo合金粉末加热至300℃并在其下保持2小时，并且然后通过锥形模头以14:1的挤出比挤出。另外，al合金零件中的一个由锻造的2618-t61al合金(在本文称为合金3)形成，所述锻造的2618-t61al合金具有以重量％表示的al–2.3％cu–1.6％mg–1.1％fe–1.0％ni-0.18％si–0.07％ti的标称组成。2618-t61al合金零件是经由t61处理而被时效硬化，所述t61处理包括在约529℃下的溶液热处理和在约199℃下的人工时效。如图11所示，与合金2和合金3相比，合金1表现出增强的强度。特别地，在250℃下，用于合金1、合金2和合金3的uts分别为约450兆帕(mpa)、约325mpa和约250mpa。在300℃下，用于合金1、合金2和合金3的uts分别为约420mpa、约275mpa和约160mpa。在350℃下，用于合金1、合金2和合金3的uts分别为约355mpa、约220mpa和约90mpa。下文的表1提供用于合金1、合金2和合金3在250℃、300℃和350℃下的uts的概述。

表1

因此，通过根据本公开的教导将预合金化al-8fe-2mo粉末(例如，经由slm)熔化、快速固化和固结成近净成形零件而形成的增材制造零件所具有的uts在250℃下大于350mpa，在300℃下大于300mpa并且在350℃下大于250mpa。在一些变型中，通过根据本公开的教导将预合金化al-8fe-2mo粉末熔化、快速固化和固结成近净成形金属零件形成的增材制造金属零件所具有的uts在250℃下大于400mpa，在300℃下大于350mpa并且在350℃下大于300mpa。并且在至少一种变型中，通过根据本公开的教导将预合金化al-8fe-2mo粉末熔化、快速固化和固结成近净成形金属零件形成的增材制造金属零件所具有的uts在250℃下大于450mpa，在300℃下大于400mpa，并且在350℃下大于350mpa。

虽然上文实例是针对由al-fe-mo预合金化粉末形成的零件，但是应当理解，其他合金系统(即，其他预合金化粉末)也包括在本公开的范围内。其他合金系统的非限制性实例包括al-fe-zr预合金化粉末、al-fe-hf预合金化粉末和al-fe-nb预合金化粉末等。

根据本公开的教导应当理解，提供一种形成具有增强性质的零件的方法。所述方法包括熔化并快速固化预合金化粉末以形成具有由非平衡相组成的微结构的近净成形零件。近净成形零件可以或可以不经受另外的加工(诸如研磨、钻孔、铣削和机加工等)以便提供成品零件或最终零件。然而，零件的微结构不会经历再结晶，并且不期望对近净成形件进行热机械处理，因为它可以引起一种或多种亚稳态非平衡相的再结晶或分解。另外，零件的微结构基质用一种或多种合金元素超饱和，使得提供增强固溶强化的零件。例如，使用本文公开的方法提供由uts在300℃下大于300mpa、大于350mpa和/或大于400mpa的al合金制成的零件。

除非本文另有明确指示，否则指示机械/热性质、组成百分比、尺寸和/或公差或其他特性的所有数值在描述本公开的范围时应理解为由词语“约”或“大致”修饰。出于各种原因期望进行这种修改，所述原因包括：工业实践；材料、制造和组装公差；以及测试能力。

如本文所使用，短语a、b和c中的至少一者应被解释为使用非排他性逻辑“或”表示逻辑(a或b或c)，并且不应被解释为表示“a中的至少一者、b中的至少一者、以及c中的至少一者”。

本公开的描述本质上仅是示例性的，并且因此不脱离本公开的实质的变型意在在本公开的范围内。不应将此类变型视为脱离本公开的精神和范围。

根据本发明，一种制造零件的方法包括：经由增材制造工艺熔化、快速固化和固结预合金化粉末，使得形成包括具有至少一种非平衡相的微结构的成品零件。

在本发明的一个方面中，所述增材制造工艺形成近净成形零件，并且所述微结构的基质是在将所述近成形金属零件加工成成品之后保留的非平衡相。

在本发明的一个方面中，所述增材制造包括选自由选择性激光熔化和激光金属沉积组成的组的激光熔化技术。

在本发明的一个方面中，所述成品零件的所述微结构具有小于1.0μm的平均枝晶臂间距。

在本发明的一个方面中，所述平均枝晶臂间距小于0.5μm。

在本发明的一个方面中，所述微结构没有稳定的金属间相。

在本发明的一个方面中，所述预合金化粉末是预合金化al-fe-mo粉末。

在本发明的一个方面中，所述预合金化al-fe-mo粉末包含al、介于约4.0重量％至约20重量％之间的fe和介于约1.0重量％至约10.0重量％之间的mo。

在本发明的一个方面中，所述预合金化al-fe-mo粉末包含al、约8.0重量％的fe和约2.0重量％的mo。

在本发明的一个方面中，所述成品零件的所述微结构包括小于1.0μm的平均枝晶臂间距。

在本发明的一个方面中，所述平均枝晶臂间距小于0.5μm。

在本发明的一个方面中，所述平均枝晶臂间距小于0.25μm。

在本发明的一个方面中，所述成品零件包括如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于300mpa和极限拉伸强度在350℃下大于250mpa。

在本发明的一个方面中，所述成品零件包括如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于350mpa和极限拉伸强度在350℃下大于300mpa。

在本发明的一个方面中，所述成品零件包括如下中的至少一者：极限拉伸强度在300℃下大于400mpa和极限拉伸强度在350℃下大于350mpa。

根据本发明，一种通过以下方法形成的金属零件，所述方法包括：选择性激光熔化预合金化粉末并且形成具有包括非平衡相的微结构的近净成形零件；以及将所述近净成形零件加工成成品以形成成品零件，其中具有所述非平衡相的所述微结构保留在所述成品零件中。

在本发明的一个方面中，将所述近净成形零件加工成成品包括对所述零件进行机加工、抛光和钻孔中的至少一者。

在本发明的一个方面中，所述预合金化粉末包含al、fe和mo。

在本发明的一个方面中，所述成品零件是al-fe-mo合金零件，其极限拉伸强度在300℃下大于350mpa和极限拉伸强度在350℃下大于300mpa。

在本发明的一个方面中，所述成品零件是al-fe-mo合金零件，其极限拉伸强度在300℃下大于400mpa和极限拉伸强度在350℃下大于350mpa。