一种宽温域高强塑铝合金及其制备方法

本发明属于增材制造，具体涉及一种宽温域高强塑铝合金及其制备方法。

背景技术：

1、激光粉末床熔融（l-pbf）增材制造技术为大型复杂铝合金构件的一体化成形提供了新途径，但al-mn-mg-sc合金在打印大尺寸构件时仍面临严峻挑战。一方面，由于大构件成形周期长、热积累显著，熔池反复经历非平衡凝固与热循环，极易在晶界处产生凝固裂纹与液化裂纹，导致构件报废率居高不下；另一方面，该合金体系在高温服役时，晶界处的低熔点相易发生粗化与溶解，引发严重的高温脆性，同时室温下因柱状晶组织导致的各向异性，使得强度与塑性难以兼顾，限制了其在航空航天热端承力部件中的应用。

2、为改善al-mn-mg-sc合金的可打印性与高温性能，研究者通常通过添加微量合金元素调控凝固行为与析出相组成。现有方案多聚焦于sc、er等元素的微合金化，虽能在一定程度上细化晶粒，拓宽材料的打印窗口，但对高温脆性的改善有限，且无法从根本上解决大构件的热裂倾向。此外，通过雾化法制备多组元合金时，往往需要根据目标成分进行精确的元素配比，工艺过程复杂且对设备要求较高。同时，由于各元素在凝固过程中的分凝系数存在显著差异，极易造成合金内部成分偏析，导致粉末颗粒间及颗粒内部成分分布不均匀，进而影响最终制件的组织一致性与力学性能稳定性。随着合金体系日趋复杂、组元数目不断增加，传统雾化法在成分精确控制、批次稳定性及生产成本等方面的局限性愈发凸显，严重制约了复杂成分高性能合金的高效研发与规模化应用。

3、钒（v）元素作为过渡族金属，可在铝合金中形成高熔点、高热稳定性的al10v和al3v相，这类相不仅可作为异质形核核心抑制柱状晶生长、减少热裂敏感性，还能在高温下钉扎晶界、阻碍位错运动，从而同步提升室温与高温的强度及塑性。然而，目前针对al-mn-mg-sc合金添加v元素的研究多集中于铸态或锻态材料，尚未有通过机械混合v粉末实现增材制造大构件耐热性能提升的报道，且如何保证v元素在粉末中的均匀分布以避免局部偏析引发的性能波动，仍是亟待解决的技术难题。

4、因此，需要开发一种适用于增材制造的成分可控的al-mn-mg-sc-er/v复合粉末制备及成形方法，通过机械混合工艺控制混合粉末中mn、mg、sc、er的比例，并实现v元素的均匀引入，充分发挥er、v元素在抑制热裂、消除高温脆性及协同强化方面的优势，最终获得组织均匀、无裂纹且室温-高温强塑性优异的铝合金。

技术实现思路

1、本发明所要解决的技术问题在于针对现有al-mn-mg-sc合金打印大构件易产生裂纹、高温脆性明显及室温强塑性不足的问题，提供一种成分可控的al-mn-mg-sc-er-v宽温域高强塑铝合金及其制备方法。该方法均匀混合中间合金粉末调节mn、mg、sc与er比例，并通过机械混合工艺均匀引入 0.2-1.5% v（钒）粉末，利用er与v元素原位生成的耐热相抑制热裂、消除高温脆性，同时细化晶粒、改善组织均匀性，实现可打印性与室温-高温性能的协同提升。而且，该方法通过中间合金与v金属粉末直接机械混合实现目标成分的可控调配，具有操作简便、成分可控、易于推广等突出优势，适用于大规模工业化生产。

2、为了达到上述目的，本发明采用的技术方案是：一种宽温域高强塑铝合金的制备方法，包括以下步骤：

3、步骤一：将一定量的纯al粉末、al-mn20中间合金粉末、al-mg50中间合金粉末、al-sc5中间合金粉末与al-er20中间合金粉末进行第一机械混合，得到al-mn-mg-sc-er混合粉末；

4、步骤二：将步骤一得到的所述al-mn-mg-sc-er混合粉末与一定量金属钒粉末进行第二机械混合，得到al-mn-mg-sc-er/v复合粉末；

5、步骤三：将步骤二得到的所述al-mn-mg-sc-er/v复合粉末进行增材制造成形，得到沉积态铝合金产品；

6、步骤四：将步骤三得到的所述沉积态铝合金产品进行热处理，得到宽温域高强塑铝合金。

7、作为上述技术方案的优选，所述al-mn-mg-sc-er混合粉末由以下质量百分比的成分组成：mn 4.0-7.0%，mg 2.0-4.0%，sc 0.3-0.8%，er 0-3.0%，余量为al，且mn/mg质量比为1.5～2.5。更优选地，所述al-mn-mg-sc-er混合粉末中各组分的质量百分比为：mn 4.0-5.0%，mg 2.7-3.7%，sc 0.5-0.8%，er 0.6-1.0%，余量为al。

8、作为上述技术方案的优选，步骤一中，所述al-mn-mg-sc-er混合粉末的平均粒径为15-53μm，以保证良好的流动性及铺粉密度，适配大构件连续成形需求。

9、作为上述技术方案的优选，步骤一中，所述第一机械混合在标准大气压的室温环境下进行，采用旋转混粉机或y型混料机，混合时间为6-12h，混合转速为20-40r/min。本发明采用长时间低速机械混合作为核心混合工艺：通过延长混合时间实现微米级v粉末在混合粉末中的均匀物理分散，彻底避免局部偏析导致的性能波动；同时低速混合无剧烈机械冲击，不会引起粉末温升氧化或形貌损伤，完美保留粉末的球形度与流动性，保障大构件增材制造过程中的铺粉均匀性与成形稳定性，从源头杜绝因粉末缺陷引发的裂纹与孔洞。

10、作为上述技术方案的优选，步骤二中，所述al-mn-mg-sc-er/v复合粉末中金属钒粉末的质量百分比为0.2-1.5%。更优选地，金属钒粉末的质量百分比为0.5-1.0%。该含量可在保证足够异质形核核心与高温钉扎相的同时，避免过多脆性相损害塑性，实现强塑性与耐热性平衡。

11、作为上述技术方案的优选，步骤二中，所述金属钒粉末的平均粒径为0.1-1.2μm。金属钒粉末的纯度大于99.9%。

12、作为上述技术方案的优选，步骤二中，所述第二机械混合在标准大气压的室温环境下进行，采用旋转混粉机或y型混料机，混合时间为12-48h，混合转速为20-40r/min。更优选地，混合时间为36-48h。

13、作为上述技术方案的优选，步骤三中，所述增材制造成形为激光粉末床熔融增材制造成形，成形条件包括：基板预热温度为130-160℃，激光功率为225-370w，扫描速度为1200-1700mm/s，层厚为30-60μm，道间距为90-110μm，成形舱内氧含量控制在500ppm以下；所述热处理过程包括加热至280-350℃保温1-6h后水冷。成形过程中采用连续扫描策略，扫描方向每层旋转67°，配合v与er元素的晶粒细化作用，进一步削弱大构件的组织各向异性，减少残余应力集中。更优选地，热处理过程的温度为325℃，保温时间为4h，该工艺旨在促进al3sc、al-er相、al-mn相与al-v相的析出，最大化室温强化效果。

14、宽温域高强塑铝合金，由上述制备方法制得。

15、作为上述技术方案的优选，所述宽温域高强塑铝合金室温抗拉强度大于550 mpa，延伸率大于9.5%；在220℃高温下的屈服强度大于290mpa，延伸率大于15%。高强耐热铝合金的热处理态微观组织表现为：晶粒由细小等轴晶与少量柱状晶组成，组织各向异性显著改善；材料内弥散分布有al3sc、al6mn、al10v、al3er和al3v纳米析出相。更优选地，所述高强耐热铝合金的热处理态试样的室温屈服强度≥530mpa，室温抗拉强度≥600mpa，室温延伸率≥11%；220℃高温屈服强度≥295mpa，220℃高温延伸率≥15%。在220℃高温下，al10v和al3v相凭借极高的热稳定性，持续钉扎晶界、阻碍位错攀移，使得屈服强度保持在295mpa以上，延伸率提升至15%以上，彻底消除高温脆性，满足航空航天热端大构件的服役要求。

16、由于机械混合保证了v元素的均匀分布，凝固过程中原位生成了大量弥散的al10v和al3v颗粒。这些高熔点粒子作为高效异质形核核心，将原本沿构建方向生长的粗大柱状晶完全抑制，形成了由均匀的细小等轴晶与长宽比较小的柱状晶组成的异质结构，显著减轻了大构件的热裂敏感性与组织各向异性。基体中存在高密度的纳米级al3sc和al3v析出相，第二相体积分数显著增加，既提升了室温强度，又在高温下有效钉扎晶界、阻碍位错运动，彻底消除高温脆性。

17、本发明的有益效果是：

18、一、解决大构件打印痛点：通过均匀引入v元素与er元素，原位生成高熔点耐热相，有效抑制凝固裂纹与液化裂纹，大幅提升al-mn-mg-sc合金大构件的可打印性，降低报废率。

19、二、消除高温脆性：al-v相与al-mn相在高温下稳定存在，持续钉扎晶界、阻碍晶界滑移，彻底解决传统合金高温脆性问题，同时提升高温强度与塑性。

20、三、室温-高温性能协同提升：机械混合工艺保障v元素均匀分布，实现晶粒细化与多尺度析出强化，室温强塑性与高温强韧性同步优化，满足热端承力部件的双重性能需求。

21、四、工艺适配性强：长时间低速机械混合工艺简单、成本低，完美适配大构件连续增材制造的铺粉与成形要求。该方法通过中间合金与v金属粉末机械混合实现目标成分的可控调配，具有操作简便、成分可控、易于推广等突出优势，适用于大规模工业化生产。