Titre : Procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium

DOMAINE TECHNIQUE

Le domaine technique de l'invention est un procédé de fabrication d'une pièce en alliage d'aluminium, mettant en oeuvre une technique de fabrication additive.

ART ANTERIEUR

Depuis les années 80, les techniques de fabrication additive se sont développées. Elles consistent à mettre en forme une pièce par ajout de matière, ce qui est à l'opposé des techniques d'usinage, qui visent à enlever de la matière. Autrefois cantonnée au prototypage, la fabrication additive est à présent opérationnelle pour fabriquer des produits industriels en série, y compris des pièces métalliques.

Le terme « fabrication additive » est défini selon la norme française XP E67-001 comme un "ensemble des procédés permettant de fabriquer, couche par couche, par ajout de matière, un objet physique à partir d'un objet numérique". La norme ASTM F2792 (janvier 2012) définit également la fabrication additive. Différentes modalités de fabrication additive sont aussi définies et décrites dans la norme ISO/ASTM 17296-1. Le recours à une fabrication additive pour réaliser une pièce en aluminium, avec une faible porosité, a été décrit dans le document W02015006447. L'application de couches successives est généralement réalisée par application d'un matériau dit d'apport, puis fusion ou frittage du matériau d'apport à l'aide d'une source d'énergie de type faisceau laser, faisceau électronique, torche plasma ou arc électrique. Quelle que soit la modalité de fabrication additive appliquée, l'épaisseur de chaque couche ajoutée est de l'ordre de quelques dizaines ou centaines de microns.

D'autres méthodes de fabrication additive sont utilisables. Citons par exemple, et de façon non limitative, la fusion ou le frittage d'un matériau d'apport prenant la forme d'une poudre. Il peut s'agir de fusion ou de frittage laser. La demande de brevet US20170016096 décrit un procédé de fabrication d'une pièce par fusion localisée obtenue par l'exposition d'une poudre à un faisceau d'énergie de type faisceau d'électrons ou faisceau laser, le procédé étant également désigné par l'acronyme anglosaxon LPBF, signifiant "Laser Powder Bed Fusion" ou "Electron Beam Melting" (= fusion par faisceau d'électrons).

Les propriétés mécaniques des pièces d’aluminium obtenues par fabrication additive dépendent de l’alliage formant le métal d’apport, et plus précisément de sa composition ainsi que des traitements thermiques appliqués suite à la mise en oeuvre de la fabrication additive. La demanderesse a déterminé une composition d'alliage qui, utilisée dans un procédé de fabrication additive, permet d'obtenir des pièces aux performances mécaniques remarquables, sans qu'il soit nécessaire de mettre en oeuvre des traitements thermiques de type mise en solution et trempe.

Pour les alliages d'aluminium, la conductivité électrique ou thermique maximale est généralement obtenue pour l'aluminium pur. Cependant, l'aluminium pur souffre de faibles propriétés mécaniques, ce qui limite son champ d'utilisation. Pour améliorer la résistance mécanique de l'aluminium pur, il est possible d'augmenter ses teneurs en éléments d'addition. A l'inverse, pour améliorer la conductivité électrique d'un alliage d'aluminium, il est possible de limiter les teneurs en éléments d'addition autres que l'aluminium. Ainsi, la variation de la teneur totale en éléments d'addition impacte d'une manière antinomique la conductivité et la résistance mécanique d'un alliage d'aluminium. Aussi, il est difficile de concevoir des alliages d'aluminium présentant à la fois une conductivité thermique suffisante à l'état brut de fabrication et une résistance mécanique suffisante après traitement thermique.

Selon une variante de la présente invention, avec un choix judicieux des éléments d'addition, la demanderesse a identifié des compositions d'alliages d'aluminium destinées aux procédés de fabrication additive, en particulier LPBF, ces compostions permettent d'obtenir à la fois, une très bonne processabilité des pièces en procédé LPBF, et d'excellentes performances mécaniques des pièces en service. La bonne processabilité des pièces en procédé LPBF est obtenue en combinant à l'état brut de fabrication, un niveau de dureté suffisamment faible (par exemple dureté Knoop HK0,05 à l'état brut de fabrication inférieure à 140, de préférence inférieure à 130, de préférence inférieure à 120) et une conductivité thermique ou électrique suffisamment élevée (par exemple conductivité électrique à l'état brut de fabrication supérieure à 6 MS/m, de préférence supérieure à 7 MS/m, de préférence supérieure à 8 MS/m). Cette combinaison de dureté et de conductivité permet de limiter le niveau de contraintes résiduelles des pièces à l'état brut de fabrication, ce qui limite significativement le risque de fissuration, de délamination ou de distorsion, améliorant ainsi significativement la processabilité des pièces en procédé LPBF. Les excellentes performances mécaniques des pièces en service sont obtenues en maximisant la dureté des pièces après traitement thermique post-fabrication (par exemple dureté Knoop HK0,05 supérieure à 70, de préférence supérieure à 80, de préférence supérieure à 90, de préférence supérieure à 100, de préférence supérieure à 114).

Les poudres d'aluminium pur peuvent être utilisées comme réducteur dans le propergol solide des propulseurs aérospatiaux. Par conséquent, les poudres d'aluminium avec plus de 97 % d'aluminium sont généralement considérées dans certains pays comme des biens à double usage (BDU) nécessitant des licences d'exportation. Cette classification représente une contrainte qui peut freiner la commercialisation de certaines poudres d'aluminium comprenant plus de 97 % d'aluminium destinée au procédé de fabrication additive, comme par exemple le LPBF. Il apparaît ainsi avantageux que la solution développée présente moins de 97 % d'aluminium, c'est-à-dire plus de 3 % d'éléments d'addition au total.

Selon une autre variante de la présente invention, avec un choix judicieux des éléments d'addition, la demanderesse a identifié des compositions d'alliages d'aluminium destinées aux procédés de fabrication additive, en particulier LPBF, ces compositions comportant plus de 3 % d'éléments d'addition au total et permettant une bonne processabilité des pièces en procédé LPBF, tout en maximisant les performances mécaniques des pièces en service.

EXPOSE DE L'INVENTION

Un premier objet de l’invention est un procédé de fabrication d’une pièce comportant une formation de couches métalliques successives, superposées les unes aux autres, chaque couche étant formée par le dépôt d’un métal d’apport, le métal d’apport étant soumis à un apport d’énergie de façon à entrer en fusion et à constituer, en se solidifiant, ladite couche, le procédé étant caractérisé en ce que le métal d’apport est un alliage d’aluminium comportant les éléments d’alliage suivant en pourcentages massiques :

- au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf, et Er, selon une fraction massique supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence de 0,30 à 2,50 %, préférentiellement de 0,40 à 2,00 %, plus préférentiellement de 0,40 à 1,80 %, encore plus préférentiellement de 0,50 à 1,60 %, encore plus préférentiellement de 0,60 à 1,50 %, encore plus préférentiellement de 0,70 à 1,40 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 1,30 % chacun et au total ;

- au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cr, V, Ti et Mn, selon une fraction massique supérieure à 0,50 %, de préférence de plus de 0,50 à 6,00 %, préférentiellement de 1,00 à 6,00 %, plus préférentiellement de 1,00 à 5,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 4,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 3,00 %, chacun pour V, Ti et Mn, et au total ; et selon une fraction massique de plus de 0,50 à 3,00 % pour Cr ;

- optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, selon une fraction massique d'au moins 0,10 %, de préférence d'au moins 0,25 %, plus préférentiellement d'au moins 0,50 % chacun et au total ; et selon une fraction massique inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 %, de préférence inférieure à 3,00 % chacun ; et selon une fraction massique inférieure à 7,00 %, de préférence inférieure à 6,00 %, de préférence inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 % au total ;

- Fe, selon une fraction massique de 0,10 à 2,50 %, de préférence de 0,15 à 2,50 %, préférentiellement de 0,20 à 2,50 %, plus préférentiellement de 0,30 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,50 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,75 à 2,25 % ;

- optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 % ;

- optionnellement au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et au total ;

- optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00%, de préférence inférieure à 0,50 % ; dans un mode de réalisation, la teneur en Si est inférieure à 0,30 %, de préférence inférieure à 0,20 % ;

- optionnellement Sc, selon une fraction massique inférieure à 0,80 % , préférentiellement inférieure à 0,70 %, préférentiellement inférieure à 0,60 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, préférentiellement inférieure à 0,40 %, préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Mg, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Zn, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Li, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement au moins un élément choisi parmi : Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, préférentiellement inférieure ou égale à 0,30 %, plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,10 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ;

- impuretés : < 0,05% individuellement, et de préférence < 0,15 % au total ; reste aluminium.

Chaque couche peut notamment décrire un motif défini à partir d’un modèle numérique.

Selon un mode de réalisation, le métal d’apport prend la forme d’une poudre, dont l’exposition à un faisceau de lumière ou de particules chargées résulte en une fusion localisée suivie d’une solidification, de façon à former une couche solide. Selon un autre mode de réalisation, le métal d’apport est issu d’un fil d’apport, dont l’exposition à une source de chaleur, par exemple un arc électrique, résulte en une fusion localisée suivie d’une solidification, de façon à former une couche solide.

Un deuxième objet de l’invention est une pièce métallique, obtenue par un procédé selon le premier ou le deuxième objet de l’invention. Un troisième objet de l'invention est un matériau d'apport, notamment un fil d'apport ou une poudre, destiné à être utilisé en tant que matériau d'apport d'un procédé de fabrication additive, caractérisé en ce qu'il est constitué d'un alliage d'aluminium, comportant les éléments d'alliage suivants (% en poids) :

- au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf, et Er, selon une fraction massique supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence de 0,30 à 2,50 %, préférentiellement de 0,40 à 2,00 %, plus préférentiellement de 0,40 à 1,80 %, encore plus préférentiellement de 0,50 à 1,60 %, encore plus préférentiellement de 0,60 à 1,50 %, encore plus préférentiellement de 0,70 à 1,40 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 1,30 % chacun et au total ;

- au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cr, V, Ti et Mn, selon une fraction massique supérieure à 0,50 %, de préférence de plus de 0,50 à 6,00 %, préférentiellement de 1,00 à 6,00 %, plus préférentiellement de 1,00 à 5,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 4,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 3,00 %, chacun pour V, Ti et Mn, et au total ; et selon une fraction massique de plus de 0,50 à 3,00 % pour Cr ;

- optionnellement au moins un élément d’alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb, selon une fraction massique d'au moins 0,10 %, de préférence d'au moins 0,25 %, plus préférentiellement d'au moins 0,50 % chacun et au total ; et selon une fraction massique inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 %, de préférence inférieure à 3,00 % chacun ; et selon une fraction massique inférieure à 7,00 %, de préférence inférieure à 6,00 %, de préférence inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 % au total ;

- Fe, selon une fraction massique de 0,10 à 2,50 %, de préférence de 0,15 à 2,50 %, préférentiellement de 0,20 à 2,50 %, plus préférentiellement de 0,30 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,50 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,75 à 2,25 % ;

- optionnellement Ni, selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 % ;

- optionnellement au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cu et Ag, selon une fraction massique de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et au total ;

- optionnellement Si, selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00%, de préférence inférieure à 0,50 % ; dans un mode de réalisation, la teneur en Si est inférieure à 0,30 %, de préférence inférieure à 0,20 % ;

- optionnellement Sc, selon une fraction massique inférieure à 0,80 % , préférentiellement inférieure à 0,70 %, préférentiellement inférieure à 0,60 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, préférentiellement inférieure à 0,40 %, préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Mg, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Zn, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement Li, selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % ;

- optionnellement au moins un élément choisi parmi : Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn, selon une fraction massique inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, préférentiellement inférieure ou égale à 0,30 %, plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,10 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total ;

- impuretés : < 0,05 % individuellement, et au total < 0,15 % ; reste aluminium.

L'alliage d'aluminium formant le matériau d'apport peut présenter les caractéristiques décrites en lien avec le premier objet de l'invention.

Le matériau d'apport peut se présenter sous la forme d'une poudre. La poudre peut être telle qu'au moins 80 % des particules composant la poudre ont une taille moyenne dans la plage suivante : 5 pm à 200 pm, de préférence de 5 à 150 pm, de préférence de 5 à 25 pm, ou de 20 à 60 pm ou de 20 à 80 pm ou de 20 à 90 pm ou de 20 à 100 pm ou de 20 à 110 pm ou de 20 à 120 pm.

Lorsque le matériau d'apport se présente sous la forme d'un fil, le diamètre du fil peut notamment être compris de 0,5 mm à 3 mm, et de préférence compris de 0,5 mm à 2 mm, et encore de préférence compris de 1 mm à 2 mm.

Un quatrième objet de l'invention est l'utilisation d'une poudre ou d'un fil d'apport tels que décrits ci-avant et dans le reste de la description dans un procédé de fabrication choisi parmi : la fusion par faisceau d'électrons (electron beam melting), la pulvérisation à froid, le dépôt par fusion laser, la fabrication additive par friction, le frittage par étincelle au plasma ou le soudage par friction rotative, de préférence la pulvérisation à froid.

D’autres avantages et caractéristiques ressortiront plus clairement de la description qui va suivre de modes particuliers de réalisation de l’invention, donnés à titre d’exemples non limitatifs, et représentés sur les figures listées ci-dessous.

FIGURES

[Fig. 1] La Figure 1 est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type LPBF. [Fig. 2] La Figure 2 est un schéma illustrant un procédé de fabrication additive de type WAAM. [Fig. 3] La Figure 3 est un schéma de la plaquette après refusion laser utilisée selon les exemples.

[Fig. 4] La Figure 4 est un schéma du test de mesure de la dureté Knoop.

EXPOSE DE MODES DE REALISATION PARTICULIERS

Dans la description, sauf indication contraire :

- la désignation des alliages d'aluminium est conforme à la nomenclature de The Aluminum Association ;

- les teneurs en éléments chimiques sont désignées en % et représentent des fractions massiques. La notation x % - y % signifie supérieur ou égal à x % et inférieur ou égal à y %.

Par impuretés, on entend des éléments chimiques présents dans l'alliage de façon non intentionnelle.

La Figure 1 schématise le fonctionnement d'un procédé de fabrication additive de type fusion sélective par laser (Laser Powder Bed Fusion ou LPBF). Le métal d'apport 15 se présente sous la forme d'une poudre disposée sur un support 10. Une source d'énergie, en l'occurrence une source laser 11, émet un faisceau laser 12. La source laser est couplée au matériau d'apport par un système optique 13, dont le mouvement est déterminé en fonction d'un modèle numérique M. Le faisceau laser 12 se propage selon un axe de propagation Z, et suit un mouvement selon un plan XY, décrivant un motif dépendant du modèle numérique M. Le plan est par exemple perpendiculaire à l'axe de propagation Z. L'interaction du faisceau laser 12 avec la poudre 15 engendre une fusion sélective de cette dernière, suivie d'une solidification, résultant en la formation d'une couche 20i...20 _n . Lorsqu'une couche a été formée, elle est recouverte de poudre 15 du métal d'apport et une autre couche est formée, superposée à la couche préalablement réalisée. L'épaisseur d'une couche peut par exemple être comprise de 10 à 250 pm, par exemple 30 pm, ou 60 pm, ou 80 pm, ou 90 pm, ou 100 pm, ou 110 pm, ou 120 pm, ou 130 pm, ou 140 pm, ou 150 pm, ou 160 pm, ou 170 pm, ou 180 pm, ou 190 pm, ou 200 pm.

Une augmentation de l'épaisseur de couche peut être bénéfique pour augmenter la productivité lors de l'impression et pour limiter la sensibilité à la fissuration thermique liée aux contraintes résiduelles pendant la fabrication de la pièce et/ou lors d'un traitement thermique postfabrication. Une augmentation de l'épaisseur de couche peut être accompagnée par une adaptation de la puissance du laser et de l'écart vecteur (distance entre deux passes laser successives) et de la vitesse de balayage du laser afin d'assurer une fusion complète de chaque couche de poudre dans des conditions optimales. L'épaisseur de couche peut être par exemple comprise de 60 à 250 pm, de préférence de 80 à 200 pm, de préférence de 90 à 180 pm, de préférence de 100 à 180 pm, de préférence de 110 à 170 pm, de préférence de 120 à 160 pm. Pour les alliages d'aluminium, le support 10 ou plateau peut être chauffé à une température de préchauffage T allant jusqu'à 500°C. Les machines disponibles actuellement sur le marché offrent généralement un chauffage du plateau jusqu'à 200°C. La température de chauffage du plateau (= température de préchauffage T) peut être par exemple d'environ 50°C, 100°C, 150°C, 200°C, 250°C, 300°C ou 350°C ou 400°C ou 450°C ou 500°C. Le chauffage du plateau permet généralement de réduire l'humidité au niveau du lit de poudre et aussi de réduire les contraintes résiduelles sur les pièces en fabrication. Le niveau d'humidité au niveau du lit de poudre semble présenter un effet direct sur la porosité de la pièce finale. En effet, il semblerait que plus l'humidité de la poudre est élevée, plus la porosité de la pièce finale est élevée. Il est à noter que le chauffage du plateau est l'une des possibilités existantes pour réaliser une fabrication additive à chaud. Cependant, la présente invention ne saurait être limitée à l'utilisation de ce seul moyen de chauffage. Tous les autres moyens de chauffage, permettant de réaliser cette étape de préchauffage, peuvent être utilisés dans le cadre de la présente invention pour chauffer et contrôler la température, par exemple une lampe infra-rouge. Ainsi, le procédé selon la présente invention peut être réalisé à une température de préchauffage T allant jusqu'à 500°C.

Pour certaines compositions, les inventeurs ont constaté que lorsque la température de préchauffage Test inférieure ou égale à 160°C et supérieure ou égale à 25°C, les pièces présentent une meilleure résistance à la fissuration thermique liée aux contraintes résiduelles. De préférence, le préchauffage du plateau et donc du lit de poudre peut être effectué à une température de préchauffage T inférieure ou égale à 140°C, ou, mieux, inférieure ou égale à 130°C. La température de préchauffage T est supérieure à la température ambiante. Les plages préférées de température de préchauffage T sont : 25°C < T < 160°C, de préférence 30°C < T < 150°C, de préférence 50°C < T < 150°C, de préférence 50°C < T < 140°C, de préférence 60°C < T < 140°C, de préférence 70°C < T < 135°C, de préférence 80°C < T < 130°C.

Selon une alternative, la température de préchauffage T correspond aux conditions dans lesquelles une détente efficace peut être obtenue. La plage de température de préchauffage T peut alors être comprise de 300°C à 500°C, de préférence de 300 à 400°C, de préférence de 300 à 350°C. Il est considéré qu'à cette plage de température de préchauffage T, les conditions de fabrication de la pièce engendrent moins de contraintes résiduelles. Selon cette alternative, un traitement thermique post-fabrication de détente, tel que décrit ci-après dans la présente description, est également pertinent.

La poudre selon la présente invention peut présenter au moins l’une des caractéristiques suivantes : - Taille moyenne de particules de 5 pm à 200 pm, de préférence de 5 à 150 pm, de préférence de 5 à 25 pm, ou de 20 à 60 pm, ou de 20 à 80 pm, ou de 20 à 90 pm, ou de 20 à 100 pm, ou de 20 à 110 pm, ou de 20 à 120 pm. Les valeurs données signifient qu'au moins 80 % des particules ont une taille moyenne dans la gamme spécifiée.

- Forme sphérique. La sphéricité d'une poudre peut par exemple être déterminée en utilisant un morphogranulomètre.

- Bonne coulabilité. La coulabilité d'une poudre peut par exemple être déterminée selon la norme ASTM B213 ou la norme ISO 4490 :2018. Selon la norme ISO 4490 :2018, le temps d'écoulement est de préférence inférieur à 50.

- Faible porosité, de préférence de 0 à 5 %, plus préférentiellement de 0 à 2 %, encore plus préférentiellement de 0 à 1 % en volume. La porosité peut notamment être déterminée par analyse d'images à partir de micrographies optiques ou par pycnométrie à l'hélium (voir la norme ASTM B923).

- Absence ou faible quantité (moins de 10 %, de préférence moins de 5 % en volume) de petites particules (1 à 20 % de la taille moyenne de la poudre), dites satellites, qui collent aux particules plus grosses.

La mise en oeuvre d'un tel procédé permet une fabrication de pièces selon un rendement élevé, pouvant atteindre voire dépasser 200 cm ³ /h par laser.

Par ailleurs, la demanderesse a observé que l'application de traitements thermiques postfabrication de type trempe pouvaient induire une distorsion de la pièce, du fait de la variation brutale de température. La distorsion de la pièce est généralement d'autant plus significative que ses dimensions sont importantes. Or, l'avantage d'un procédé de fabrication additive est précisément d'obtenir une pièce dont la forme, après fabrication, est définitive ou quasi- définitive. La survenue d'une déformation significative résultant d'un traitement thermique post-fabrication est donc à éviter. Par quasi-définitive, il est entendu qu'un usinage de finition peut être effectué sur la pièce après sa fabrication : la pièce fabriquée par fabrication additive s'étend selon sa forme définitive, à l'usinage de finition près.

Ayant constaté ce qui précède, la demanderesse a cherché une composition d'alliage, formant le matériau d'apport, permettant d'obtenir des propriétés mécaniques et de conductivité, électrique ou thermique, acceptables, sans nécessiter l'application de traitements thermiques, subséquents à la formation des couches, c'est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, risquant d'induire une distorsion. Il s'agit notamment d'éviter les traitements thermiques impliquant une variation brutale de la température. Ainsi, l'invention permet d'obtenir, par fabrication additive, une pièce dont les propriétés mécaniques, en particulier en termes de limite élastique, et de conductivité, électrique ou thermique, sont satisfaisantes. En fonction du type de procédé de fabrication additive choisi, le matériau d'apport peut se présenter sous la forme d'un fil ou d'une poudre.

Les éléments suivants peuvent être utilisés dans l'alliage d'aluminium.

Zr, Hf et/ou Er :

Selon la présente invention, au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf et Er est présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique supérieure ou égale à 0,30 %, de préférence de 0,30 à 2,50 %, préférentiellement de 0,40 à 2,00 %, plus préférentiellement de 0,40 à 1,80 %, encore plus préférentiellement de 0,50 à 1,60 %, encore plus préférentiellement de 0,60 à 1,50 %, encore plus préférentiellement de 0,70 à 1,40 %, encore plus préférentiellement de 0,80 à 1,30 % chacun et au total. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf et Er est supérieure ou égale à 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 % chacun et au total. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf et Er est inférieure ou égale à 2,50 %, ou 2,40 %, ou 2,30 %, ou 2,20 %, ou 2,10 %, ou 2,00 %, ou 1,90 %, ou 1,80 %, ou 1,70 %, ou 1,60 %, ou 1,50 %, ou 1,40 %, ou 1,30 % chacun et au total.

Ces éléments présentent une solubilité élevée à l'état brut de fabrication. Leur ajout peut ainsi abaisser significativement la conductivité à l'état brut. Cependant, l'ajout d'un traitement thermique post-fabrication, par exemple à une température comprise de 300 à 450°C, pour des durées de 0,5 à 10 heures, peut permettre d'abaisser significativement leurs teneurs en solution solide par la formation de dispersoïdes durcissants de type AI3X (X= Zr ou Hf ou Er). La formation de ces dispersoïdes lors du traitement thermique peut permettre d'augmenter simultanément la dureté et la conductivité électrique par rapport à l'état brut.

Ces éléments peuvent permettre en outre de contrôler la structure granulaire lors de la fusion laser en favorisant l'apparition de grains équiaxes.

Par ailleurs, la présence d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Zr, Hf et Er dans l’alliage peut conférer une bonne processabilité de l’alliage, le terme processabilité correspondant à la désignation anglosaxonne "processability", qualifiant l’aptitude d'un alliage à être mis en forme par un procédé de fabrication additive. Cela peut se traduire, au niveau d’une pièce fabriquée par fabrication additive, par une quasi absence de défauts, de type fissuration, et une faible porosité. Cr, V, Ti et/ou Mn :

Selon la présente invention, au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cr, V, Ti et Mn est présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique supérieure à 0,50 %, de préférence de plus de 0,50 à 6,00 %, préférentiellement de 1,00 à 6,00 %, plus préférentiellement de 1,00 à 5,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 4,00 %, encore plus préférentiellement de 1,00 à 3,00 %, chacun pour V, Ti et Mn, et au total ; et selon une fraction massique de plus de 0,50 à 3,00 % pour Cr. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cr, V, Ti et Mn est supérieure à 0,50 %, ou supérieure ou égale à 0,60 %, ou 0,70 %, ou 0,80 %, ou 0,90 %, ou 1,00 % chacun et au total. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Cr, V, Ti et Mn est inférieure ou égale à 6,00 %, ou 5,50 %, ou 5,00 %, ou 4,50 %, ou 4,00 %, ou 3,50 %, ou 3,00 %, ou 2,50 % ou 2,00 %, ou 1,50 %, ou 1,00 % chacun et au total.

Ces éléments peuvent permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Mais ces éléments présentent une solubilité élevée dans l'aluminium et ont un impact négatif sur la conductivité. L'ajout de ces éléments est d'intérêt pour les alliages ciblant certaines applications ne nécessitant pas de performances particulières en termes de conductivité électrique ou thermique mais qui requièrent une haute résistance mécanique, comme les pièces de structures, les blocs hydrauliques, etc...

Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et/ou Nb :

Selon la présente invention, au moins un élément d'alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et/ou Nb peut être présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique d'au moins 0,10 %, de préférence d'au moins 0,25 %, plus préférentiellement d'au moins 0,50 % chacun et au total ; et selon une fraction massique inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 %, de préférence inférieure à 3,00 % chacun ; et selon une fraction massique inférieure à 7,00 %, de préférence inférieure à 6,00 %, de préférence inférieure à 5,00 %, de préférence inférieure à 4,00 % au total. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb est supérieure ou égale à 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 %, ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 % chacun et au total. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb est inférieure à 5,00 %, ou 4,50 %, ou 4,00 %, ou 3,50 %, ou 3,00 % chacun. De préférence, la fraction massique d'au moins un élément d'alliage choisi parmi : Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb est inférieure à 7,00 %, ou 6,50 %, ou 6,00 %, ou 5,50 %, ou 5,00 %, ou 4,50 %, ou 4,00 % au total. Ces éléments peuvent permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Ces éléments présentent une solubilité faible dans l'aluminium. L'ajout de ces éléments peut permettre de durcir l'alliage sans avoir un impact négatif significatif sur la conductivité.

De préférence, l'alliage d'aluminium comprend au moins un élément d'alliage choisi parmi Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et Nb.

Fe :

Selon la présente invention, l'élément Fe est présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique de 0,10 à 2,50 %, de préférence de 0,15 à 2,50 %, préférentiellement de 0,20 à 2,50 %, plus préférentiellement de 0,20 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,30 à 2,50 % encore plus préférentiellement de 0,50 à 2,50 %, encore plus préférentiellement de 0,75 à 2,25 %. De préférence, la fraction massique de Fe est supérieure ou égale à 0,10 %, ou 0,15 %, ou 0,20 %, ou 0,25 %, ou 0,30 %, ou 0,35 %, ou 0,40 %, ou 0,45 %, ou 0,50 %, ou 0,55 %, ou 0,60 %, ou 0,65 %, ou 0,70 %, ou 0,75 %. De préférence, la fraction massique de Fe est inférieure ou égale à 2,50 %, ou 2,40 %, ou 2,30 %, ou 2,20 %, ou 2,25 %.

Cet élément peut permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cet élément présente une solubilité faible dans l'aluminium. L'ajout de cet élément peut permettre de durcir l'alliage sans avoir un impact négatif significatif sur la conductivité.

Ni :

Selon la présente invention, l'élément Ni peut être présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %. De préférence, la fraction massique de Ni est supérieure à 500 ppm, de préférence supérieure à 0,10 %, de préférence supérieure à 0,15 %, de préférence supérieure à 0,20 %, de préférence supérieure à 0,30 %, de préférence supérieure à 0,40 %.

Cet élément peut permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cet élément présente une solubilité faible dans l'aluminium. L'ajout de cet élément peut permettre de durcir l'alliage sans avoir un impact significatif sur la conductivité. Cu et/ou Ag :

Selon la présente invention, les éléments Cu et/ou Ag peuvent être présents dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique de 0,10 à 3,00 %, de préférence de 0,10 à 2,00 %, de préférence de 0,10 à 1,60%, de préférence de 0,10 à 1,00 %, de préférence de 0,10 à 0,70 % chacun et au total.

Ces éléments peuvent permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par précipités durcissants qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication.

SH

Selon la présente invention, l'élément Si peut être présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique inférieure à 3,00 %, de préférence inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00%, de préférence inférieure à 0,50 % ; dans un mode de réalisation, la teneur en Si est inférieure à 0,30 %, de préférence inférieure à 0,20 %. De préférence, la fraction massique de Si est supérieure à 500 ppm, de préférence supérieure à 0,10 %, de préférence supérieure à 0,15 %.

L'ajout de Si en présence de Zr peut conduire à la formation de phases grossières AlZrSi qui limiteraient le pouvoir durcissant du Zr après traitement thermique.

Sc :

Selon la présente invention, l'élément Sc peut être présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique inférieure à 0,80 %, préférentiellement inférieure à 0,70 %, préférentiellement inférieure à 0,60 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, préférentiellement inférieure à 0,40 %, préférentiellement inférieure à 0,30 %. De préférence, la fraction massique de Sc est supérieure à 500 ppm, de préférence supérieure à 0,10 %, de préférence supérieure à 0,15 %, de préférence supérieure à 0,20 %.

Cet élément peut présenter les mêmes effets techniques que les éléments Zr, Hf et Er. D'autre part, selon une variante de la présente invention, les inventeurs ont constaté qu'un bon compromis entre les propriétés mécaniques et la conductivité peut également être obtenu, de préférence après traitement thermique, en remplaçant au moins partiellement le groupe d'éléments Co, La, Ce, mischmétal, W, Ta, Mo et/ou Nb par Sc, selon les fractions massiques telles que décrites ci-avant.

Mg, Zn et/ou Li :

Selon la présente invention, les éléments Mg, Zn et/ou Li peuvent être présents dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique inférieure à 2,00 %, de préférence inférieure à 1,00 %, préférentiellement inférieure à 0,50 %, plus préférentiellement inférieure à 0,30 % chacun. De préférence, la fraction massique de Mg, Zn et/ou Li est supérieure à 500 ppm, de préférence supérieure à 0,10 %, de préférence supérieure à 0,15 % chacun.

Ces éléments peuvent permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide. Cependant, ces éléments sont sensibles à l'évaporation lors de la fusion laser ce qui peut conduire à la formation de fumées et à des instabilités des bains de fusion. L'ajout excessif de ces éléments peut abaisser significativement la conductivité électrique. Ainsi, selon un mode de réalisation, l'ajout de ces éléments est donc de préférence à éviter.

Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et/ou Sn :

Selon la présente invention, au moins un élément choisi parmi : Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn peut être présent dans l'alliage d'aluminium selon une fraction massique inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, préférentiellement inférieure ou égale à 0,30 %, plus préférentiellement inférieure ou égale à 0,10 %, encore plus préférentiellement inférieure ou égale à 700 ppm chacun, et inférieure ou égale à 2,00 %, de préférence inférieure ou égale à 1,00 %, de préférence inférieure ou égale à 0,50 %, de préférence inférieure ou égale à 0,30 % au total. De préférence, la fraction massique de Nd, Y, Tm, Lu, Yb, Sr, Ba, Sb, Bi, Ca, P, B, In et Sn est supérieure à 100 ppm, de préférence supérieure à 300 ppm, de préférence supérieure à 500 ppm chacun et au total.

Ces éléments peuvent permettre d'augmenter la résistance mécanique de l'alliage par solution solide et/ou par dispersoïdes qui peuvent se former lors de la fabrication de la pièce ou lors de traitements thermiques post-fabrication. Cependant, l'ajout excessif de ces éléments peut dégrader la conductivité de l'alliage c'est pour cette raison que, selon un mode de réalisation, leur ajout est préférentiellement selon une fraction massique inférieure à 700 ppm chacun.

Il est à noter que, de préférence, les alliages selon la présente invention ne sont pas des alliages de type AA6xxx, en raison de l'absence d'ajout simultané de Si et Mg en quantités supérieures à 0,2 %.

Le procédé peut comporter, suite à la formation des couches, c'est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, une application d’au moins un traitement thermique. Ce traitement est également appelé traitement thermique post-fabrication ou post-traitement. Le traitement thermique post-fabrication peut être ou comporter un revenu ou un recuit. Il peut également comporter une mise en solution et une trempe, même si on préfère les éviter. Il peut également comporter une compression isostatique à chaud. Selon une première variante, afin de privilégier les propriétés mécaniques, le traitement thermique post-fabrication peut être effectué : à une température T' supérieure 400°C, auquel cas la durée du traitement thermique post-fabrication est comprise de 0,1 h à 50 h, de préférence de 0,1 h à 10 h ; ou à une température T' comprise de 300°C à 400°C, auquel cas la durée du traitement thermique post-fabrication est comprise de 0,1 h à 200 h.

Selon une deuxième variante, afin de privilégier les propriétés de conduction thermique ou électrique, le traitement thermique post-fabrication peut être effectué à une température T' supérieure ou égale à 350°C ou à 400°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, de façon à obtenir une conductivité thermique ou électrique optimale.

Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication bi-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique. Ces traitements consistent à faire d'abord un premier palier à une température T'1 supérieure à 450°C pour une durée de 0,1 h à 100 h, suivi d'un deuxième palier à une température T'2 comprise de 300°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h.

Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication bi-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique et/ou la dureté. Ces traitements consistent à faire d'abord un premier palier à une température T'1 inférieure à 380°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, suivi d'un deuxième palier à une température T'2 comprise de 380°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h.

Selon une autre variante, des traitements thermiques post-fabrication tri-palier peuvent permettre de maximiser la conductivité électrique et/ou la dureté. Ces traitements consistent à faire d'abord un premier palier à une température T'1 comprise de 250°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h, suivi d'un deuxième palier à une température T'2 supérieure à 450°C pour une durée de 0,1 h à 100 h, suivi d'un troisième palier à une température T'3 comprise de 250°C à 450°C pour une durée de 0,1 h à 200 h.

Des traitements multi-palier avec un nombre de paliers supérieur à 3 peuvent aussi être envisagés.

Selon un mode de réalisation, le procédé peut comporter une compression isostatique à chaud (CIC). Le traitement CIC peut notamment permettre d'améliorer les propriétés d'allongement et les propriétés en fatigue. La compression isostatique à chaud peut être réalisée avant, après ou à la place du traitement thermique post-fabrication. Avantageusement, la compression isostatique à chaud est réalisée à une température de 250°C à 500°C et de préférence de 300°C à 450°C, à une pression de 500 à 3000 bars et pendant une durée de 0,5 à 100 heures. Selon un mode de réalisation avantageux, le procédé ne comporte pas de trempe suite à la formation des couches, c'est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, ou suite au traitement thermique post-fabrication. Ainsi, de préférence, le procédé ne comporte pas d’étapes de mise en solution suivie d’une trempe.

Le recours à un traitement thermique post-fabrication, la fabrication étant réalisée par un procédé de fabrication additive, peut permettre de créer des conditions de détente permettant d'éliminer les contraintes résiduelles ainsi qu'une précipitation de phases durcissantes. On parle également de détente thermique. Les inventeurs ont observé qu'il était préférable que la température de consigne T' du traitement thermique post-fabrication soit comprise de 300°C à 500°C.

L’éventuel traitement thermique et/ou la compression isostatique à chaud permet en particulier d'augmenter la dureté ou la limite élastique et la conductivité électrique du produit obtenu. Il est cependant à noter que, généralement, plus la température est élevée, plus on favorise la conductivité (électrique ou thermique) au détriment des résistances mécaniques.

Selon un mode de réalisation, outre la température T' du traitement thermique post-fabrication, la montée en température, initiant le traitement thermique post-fabrication, est de préférence la plus rapide possible. Par exemple, au cours de la montée en température, la vitesse de montée en température AT' (usuellement désignée par l'homme du métier par « heating rate » en °C par minute ou en °C par seconde) est de préférence supérieure à 5°C par minute ou supérieure à 10°C par minute, ou encore de préférence supérieure à 20°C par minute et plus avantageusement supérieure à 40°C par minute, et plus avantageusement supérieure à 100°C par minute. Par montée en température, on entend la montée en température à laquelle la pièce est soumise au cours du traitement thermique post-fabrication. Il semble optimal que la montée en température soit instantanée, c'est-à-dire que la pièce fabriquée soit soumise, dès le début du traitement thermique post-fabrication, à la température de consigne T' du traitement thermique post-fabrication. Une montée en température instantanée peut être obtenue en plaçant la pièce fabriquée dans un four chaud, déjà porté à la température de consigne T', ou par un moyen de chauffage rapide de type lit fluidisé ou bain de sel fondu. La montée en température peut également être assurée par un chauffage par induction.

Pour une même montée en température à l'extérieur de la pièce, la variation de température à l'intérieur de la pièce dépend notamment du milieu chauffant (liquide ou air ou gaz inerte) ainsi que de la forme de la pièce. En particulier, la température dans l'épaisseur ou à la surface de la pièce peut être différente. C'est la raison pour laquelle la montée en température précédemment évoquée correspond à la température à l'extérieur de la pièce. La combinaison d'une température de préchauffage T, d'une température de traitement thermique postfabrication T' et d'une vitesse de montée en température AT', lors de la montée en température du traitement thermique post-fabrication, dans les plages de valeurs pré-citées, permet l'obtention de pièces présentant une bonne résistance à la fissuration thermiques.

Selon un autre mode de réalisation, adapté aux alliages à durcissement structural, on peut réaliser une mise en solution suivie d'une trempe et d'un revenu de la pièce formée et/ou une compression isostatique à chaud. La compression isostatique à chaud peut dans ce cas avantageusement se substituer à la mise en solution.

Cependant le procédé selon l'invention est avantageux, car il ne nécessite de préférence pas de traitement de mise en solution suivi de trempe. La mise en solution peut avoir un effet néfaste sur la résistance mécanique dans certains cas en participant à un grossissement des dispersoïdes ou des phases intermétalliques fines. De préférence, le procédé selon la présente invention ne comporte pas de mise en solution et/ou trempe suite à la formation des couches, c'est-à-dire suite à la formation de la pièce finale, ou suite au traitement thermique post-fabrication.

De préférence, le procédé selon la présente invention est tel que la pièce 20 présente :

A l'état brut de fabrication, une conductivité électrique supérieure à 6 MS/m, de préférence supérieure à 7 MS/m, de préférence supérieure à 8 MS/m ; et

A l'état brut de fabrication, une dureté Knoop HK0,05 inférieure à 140, de préférence inférieure à 130, de préférence inférieure à 120 ; et

Après un post-traitement de 4 heures à 400°C, une dureté Knoop HK0,05 supérieure à 70, de préférence supérieure à 80, de préférence supérieure à 90, de préférence supérieure à 100, de préférence supérieure à 114.

Selon un mode de réalisation, le procédé selon la présente invention comporte en outre optionnellement un traitement d'usinage, et/ou un traitement de surface chimique, électrochimique ou mécanique, et/ou une tribofinition. Ces traitements peuvent être réalisés notamment pour réduire la rugosité et/ou améliorer la résistance à la corrosion et/ou améliorer la résistance à l'initiation de fissures en fatigue.

Optionnellement, il est possible de réaliser une déformation mécanique de la pièce, par exemple après la fabrication additive et/ou avant le traitement thermique.

Bien que décrit en lien avec une méthode de fabrication additive de type LPBF, le procédé peut être appliqué à d’autres méthodes de fabrication additive de type WAAM (Wire plus Arc Additive Manufacturing), évoqué en lien avec l’art antérieur. La Figure 2 représente une telle alternative. Une source d’énergie 31, en l’occurrence une torche, forme un arc électrique 32. Dans ce dispositif, la torche 31 est maintenue par un robot de soudage 33. La pièce 20 à fabriquer est disposée sur un support 10. Dans cet exemple, la pièce fabriquée est un mur s'étendant selon un axe transversal Z perpendiculairement à un plan XY défini par le support 10. Sous l'effet de l'arc électrique 12, un fil d'apport 35 entre en fusion pour former un cordon de soudure. Le robot de soudage est commandé par un modèle numérique M. Il est déplacé de façon à former différentes couches 20i...20 _n , empilées les unes sur les autres, formant le mur 20, chaque couche correspondant à un cordon de soudure. Chaque couche 20i...20 _n s'étend dans le plan XY, selon un motif défini par le modèle numérique M.

Le diamètre du fil d'apport est de préférence inférieur à 3 mm. Il peut être compris de 0,5 mm à 3 mm et est de préférence compris de 0,5 mm à 2 mm, voire de 1 mm à 2 mm. Il est par exemple de 1,2 mm.

D'autres procédés sont par ailleurs envisageables, par exemple, et de façon non limitative :

- frittage sélectif par laser (Selective Laser Sintering) ;

- frittage direct du métal par laser (Direct Metal Laser Sintering) ;

- frittage sélectif par chauffage (Selective Heat Sintering) ;

- fusion par faisceau d'électrons (Electron Beam Melting) ;

- dépôt par fusion laser (Laser Melting Deposition) ;

- dépôt direct par apport d'énergie (Direct Energy Deposition) ;

- dépôt direct de métal (Direct Metal Deposition) ;

- dépôt direct par laser (Direct Laser Deposition) ;

- technologie de dépôt par Laser (Laser Deposition Technology) ;

- ingénierie de formes nettes par laser (Laser Engineering Net Shaping) ;

- technologie de plaquage par laser (Laser Cladding Technology) ;

- technologie de fabrication de formes libres par laser (Laser Freeform Manufacturing Technology) ;

- dépôt par fusion laser (Laser Metal Deposition) ;

- pulvérisation à froid (Cold Spray Consolidation) ;

- fabrication additive par friction (Additive Friction Stir) ;

- frittage par étincelle au plasma ou frittage flash (Field Assisted Sintering Technology ou spark plasma sintering) ; ou

- soudage par friction rotative (Inertia Rotary Friction Welding).

Les solutions selon la présente invention sont particulièrement adaptées pour le procédé de pulvérisation à froid (dit de « cold spray »), notamment à cause d'une faible dureté de la poudre, ce qui facilite la déposition. La pièce peut ensuite être durcie par un recuit de durcissement (post-traitement thermique). Les solutions selon la présente invention sont particulièrement adaptées pour les applications dans les domaines électrique, électronique et des échangeurs de chaleur.

L'invention sera exposée plus en détail dans les exemples ci-après, qui sont donnés à titre illustratif et non limitatif.

EXEMPLES EXPERIMENTAUX

Exemple 1

Les alliages testés ont été coulés dans un moule en cuivre en utilisant une machine Induthem VC 650V pour obtenir des lingots de 130 mm de hauteur, de 95 mm de largeur et de 5 mm d'épaisseur.

Les alliages tels que décrits dans le Tableau 1 ci-après ont été testés par une méthode de prototypage rapide. Des échantillons ont été usinés pour le balayage de la surface avec un laser, sous forme de plaquettes de dimensions 60 x 22 x 3 mm, à partir des lingots obtenus ci-avant. Les plaquettes ont été placées dans une machine LPBF et des balayages de la surface ont été effectués avec un laser en suivant la même stratégie de balayage et des conditions de procédé représentatives de celles utilisées pour le procédé LPBF. Il a en effet été constaté qu'il était possible de cette manière d'évaluer l'aptitude des alliages au procédé LPBF et notamment, la sensibilité à la fissuration à chaud, la dureté à l'état brut et après traitement thermique, la conductivité électrique à l'état brut et après traitement thermique.

Sous le faisceau laser, le métal fond dans un bain d'à peu près 500 pm d'épaisseur. Après le passage du laser, le métal refroidit rapidement comme dans le procédé LPBF. Après le balayage laser, une fine couche en surface d'à peu près 500 pm d'épaisseur a été fondue puis solidifiée. Les propriétés du métal dans cette couche sont proches des propriétés du métal au cœur d'une pièce fabriquée par LPBF, car les paramètres de balayage ont été judicieusement choisis. Le balayage laser de la surface des différents échantillons a été effectué à l’aide d’une machine de fusion laser sélective sur lit de poudre (LPBF) FormUP® 350 de marque AddUp. La source laser avait une puissance de 400 W, l'écart vecteur était de 60 pm, la vitesse de balayage était de 500 mm/s et le diamètre du faisceau était de 65 pm.

Sur chaque plaquette, deux surfaces rectangulaires de 5 mm x 35 mm chacune ont été refondues pour les mesures de dureté et une surface rectangulaire de 15 mm x 18 mm a été refondue pour la mesure de la conductivité électrique.

La Figure 3 montre un exemple de plaquette après refusion laser. La référence 1 correspond aux deux surfaces rectangulaires refondues et utilisées pour la mesure de dureté, la référence 2 correspond à la surface rectangulaire refondue et utilisée pour la mesure de la conductivité électrique et la référence 3 correspond à la surface non refondue de la plaquette initiale.

Suite à chaque essai, un post-traitement thermique a été appliqué sur certains échantillons. Le traitement thermique était de type recuit, à une température de 400°C, durant 1 heure, ou 4 heures, ou 7 heures.

Mesure de dureté Knoop

La dureté est une propriété importante pour les alliages. En effet, si la dureté dans la couche refondue par balayage de la surface avec un laser est élevée, une pièce fabriquée avec le même alliage aura une limite élastique élevée.

Pour évaluer la dureté de la couche refondue, les plaquettes obtenues ci-avant ont été coupées dans le plan perpendiculaire à la direction des passes du laser et ont ensuite été polies. Après polissage, des mesures de dureté ont été effectuées dans la couche refondue. La mesure de dureté a été effectuée avec un appareil de modèle Durascan de Struers. La méthode de dureté Knoop 50 g avec la grande diagonale de l'empreinte placée parallèlement au plan de la couche refondue a été choisie pour garder suffisamment de distance entre l'empreinte et le bord de l'échantillon. 30 empreintes ont été positionnées à mi-épaisseur de la couche refondue. La Figure 4 montre un exemple de la mesure de dureté. La référence 4 correspond à la couche refondue, la référence 5 correspond à une empreinte de dureté Knoop et la référence 6 correspond à la zone non-refondue.

La dureté a été mesurée selon l'échelle Knoop avec une charge de 50 g après traitement laser (à l'état brut) et après un traitement thermique supplémentaire à 400°C pendant des durées variables, permettant notamment d'évaluer l'aptitude de l'alliage au durcissement lors d'un traitement thermique et l'effet d'un éventuel traitement CIC sur les propriétés mécaniques et la conductivité électrique.

Mesure de conductivité électrique

La surface rectangulaire refondue de 15 mm x 18 mm de chaque plaquette a été soumise à des mesures de conductivité électrique, en se basant sur le fait que la conductivité électrique évolue de façon similaire à la conductivité thermique. Une relation de dépendance linéaire entre la conductivité thermique et de la conductivité électrique, selon la loi de Wiedemann Franz, a été validée dans la publication Hatch "Aluminium properties and physical metallurgy" ASM Metals Park, OH, 1988. Les mesures de conductivité électrique ont été effectuées au centre de la surface refondue dans le plan de la grande face des plaquettes (plan parallèle à la direction des passes du laser). Les mesures de conductivité ont été effectuées à l'état brut (sans traitement thermique post-fabrication) et après un traitement thermique à 400°C pendant des durées variables de 1 heure, 4 heures ou 7 heures. Une moyenne de 5 mesures différentes a été effectuée pour chaque condition.

Les mesures de conductivité ont été effectuées à une température d'environ 20°C en utilisant un appareil de mesure de type Foerster Sigmatest 2.069 à une fréquence de 960 kHz. Le choix de cette fréquence permet de restreindre la profondeur de mesure de la conductivité électrique au niveau de la zone refondue de la plaquette.

La composition des alliages d’aluminium testés est présentée dans le Tableau 1 ci-après, en pourcentages massiques. On a utilisé un alliage de référence :1a composition N° 1, qui comporte de l’aluminium, ainsi que les éléments d’alliages suivants : Fe (1,00 %) et Zr (1,20 %).

[Tableau 1]

Le Tableau 2 ci-après montre les valeurs de dureté Knoop (HK0,05) et de conductivité électrique mesurées pour chaque alliage, après refusion laser, à l'état brut (0 heure de traitement thermique).

[Tableau 2]

Le Tableau 3 ci-après montre les valeurs de dureté Knoop (HK0,05) et de conductivité électrique mesurées pour chaque alliage, après refusion laser, et après un recuit à 400°C, réalisé après la refusion laser, pendant 1 heure. [Tableau 3]

Le Tableau 4 ci-après montre les valeurs de dureté Knoop (HK0,05) et de conductivité électrique mesurées pour chaque alliage, après refusion laser, et après un recuit à 400°C, réalisé après la refusion laser, pendant 4 heures.

[Tableau 4] Le Tableau 5 ci-après montre les valeurs de dureté Knoop (HK0,05) et de conductivité électrique mesurées pour chaque alliage, après refusion laser, et après un recuit à 400°C, réalisé après la refusion laser, pendant 7 heures.

[Tableau 5]

Les résultats des Tableaux 2, 3, 4 et 5 montrent que, pour l'ensemble des solutions testées, les valeurs de conductivité et de dureté étaient les plus faibles à l'état brut. Le traitement thermique supplémentaire effectué à 400°C, a permis d'augmenter à la fois la conductivité électrique et la dureté Knoop (HK0,05) par rapport à l'état brut.

Pour l'ensemble des solutions testées, la conductivité maximale a été obtenue après 7 heures à 400°C.

Pour l'ensemble des solution testées, la dureté maximale a été obtenue après un traitement à 400°C entre 1 heure et 7 heures. La durée permettant de maximiser la dureté semblait être comprise entre 0,5 heure et 10 heures pour l'ensemble des solutions testées.

Une augmentation de la durée du traitement thermique à 400°C pour des durées supérieures à 10 heures permettrait d'augmenter d'avantage la conductivité thermique mais abaisserait la dureté.

Le choix du traitement thermique final peut ainsi être choisi en fonction de l'application visée. Pour les alliages contenant du Sc, une température de traitement thermique comprise de 300 à 400°C pour une durée de 0,5 heure à 10 heures pourrait être optimale pour maximiser la dureté. Par exemple une température de 325°C et une durée de 4 heures.

L'alliage de référence N°1 a permis d'obtenir la conductivité électrique la plus élevée pour l'ensemble des conditions testées : à l'état brut (sans traitement thermique post-fabrication) et après un traitement thermique à 400°C pendant des durées variables de 1 heure, 4 heures ou 7 heures. Le meilleure compromis dureté Knoop (HK0,05)/conductivité électrique (MS/m) pour cet alliage a été obtenu pour un traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C avec des valeurs respectives de 113,32 HK0,05 pour la dureté et de 28,64 MS/m pour la conductivité. Cet alliage offre un excellent candidat pour les applications nécessitant une haute conductivité thermique ou électrique comme les échangeurs de chaleur, les dissipateurs thermiques, les boîtiers électroniques, les antennes RF, etc... Cependant la dureté maximale offerte par cet alliage (113,32 HK0,05) reste insuffisante pour certaines applications ne nécessitant pas de performances particulières en termes de conductivité électrique, mais qui requièrent une haute résistance mécanique, comme les pièces de structures, les blocs hydrauliques, etc...

Les tableaux 4 et 5 montrent que l'ensemble des alliages de l'invention permettent d'offrir, après traitement thermique, une dureté Knoop (HK0,05) supérieure à celle de l'alliage de référence N°1 avec une dureté maximale de 149,69 HK0,05 obtenue pour l'alliage N°4 après un traitement thermique post-fabrication de 4 heures à 400°C.

L'ensemble des alliages de l'invention peuvent permettre d'obtenir à la fois une très bonne processabilité des pièces en procédé LPBF et d'excellentes performances mécaniques des pièces en service. La bonne processabilité des pièces en procédé LPBF peut être obtenue en combinant à l'état brut de fabrication, un niveau de dureté suffisamment faible (dureté Knoop HK0,05 à l'état brut de fabrication inférieure à 140, de préférence inférieure à 130, de préférence inférieure à 120) et une conductivité thermique ou électrique suffisamment élevée (conductivité électrique à l'état brut de fabrication supérieure à 6 MS/m, de préférence supérieure à 7 MS/m, de préférence supérieure à 8 MS/m). Cette combinaison de dureté et de conductivité peut permettre de limiter le niveau de contraintes résiduelles des pièces à l'état brut de fabrication, ce qui peut limiter significativement le risque de fissuration, de délamination ou de distorsion, améliorant ainsi significativement la processabilité des pièces en procédé LPBF. Les excellentes performances mécaniques des pièces en service peuvent être obtenues en maximisant la dureté des pièces après traitement thermique post-fabrication (dureté Knoop HK0,05 supérieure à 70, de préférence supérieure à 80, de préférence supérieure à 90, de préférence supérieure à 100, de préférence supérieure à 114 par exemple après 4 heures de traitement thermique à 400°C).

Le Tableau 1 montre que, à l'opposé de l'alliage de référence N°l, l'ensemble des alliages de l'invention présentait une teneur totale en éléments d'addition supérieure à 3 %.