本發(fā)明涉及鋁合金，具體而言，涉及一種er-zr微合金化alsi10mg合金粉材及其制備方法、鋁合金制件及其制備方法。

背景技術：

1、相比于鑄造、鍛造、擠壓、焊接、機加工等傳統(tǒng)加工工藝，具有復雜結構直接制造和高性能材料制備一體化成形特點的金屬增材制造技術正在顛覆高端裝備的傳統(tǒng)設計和制造途徑，以形成前所未有的創(chuàng)新解決方案，為復雜結構零部件設計與成型及高性能合金的設計與開發(fā)提供了高速發(fā)展機遇。具有優(yōu)異力學性能的輕質鋁合金復雜結構零部件受到了航空航天、汽車工業(yè)、國防工業(yè)等領域的廣泛關注。同時，隨著增材制造技術的不斷成熟和標準化，增材制造用鋁合金粉材的質量要求和技術門檻也在不斷提高，新型鋁合金材料呈現(xiàn)快速發(fā)展態(tài)勢，具備更高強度成為支持增材制造技術方面的下一代機遇。

2、雖然高強度鋁合金的廣闊應用性促進了鋁合金增材制造技術的快速發(fā)展，但導致材料設計面臨的工藝約束不同。目前，受制于材料方面問題：一是傳統(tǒng)鋁合金在快速非平衡的凝固過程中易傾向于形成粗大、有織構的柱狀晶粒，導致熱裂紋、性能各向異性等問題而無法直接應用；二是主流增材制造用鋁合金強度難以達到鍛造高強鋁合金水平，限制了其服役場景。

3、粉材作為金屬增材制造的最主要基礎原材料，是增材制造產(chǎn)業(yè)鏈中的重要組成部分，其品質對增材制造工藝穩(wěn)定性、成形精密性和產(chǎn)品質量穩(wěn)定性有關鍵影響。不同增材制造工藝所適用的粉末特性雖有所差異，但基本要求都是成分穩(wěn)定、純凈度高、粒徑分布窄、球形度高、空心粉率低、氧含量低等。同時，目前激光增材制造用鋁合金粉材的得粉率較低，在30%~35%左右。為滿足工程化生產(chǎn)和應用要求，需提高霧化粉末收得率。此外，在打印過程中，不適當?shù)闹圃靺?shù)還會引入與幾何相關、表面完整性相關以及微觀結構相關的缺陷，這些缺陷會導致機械性能各向異性，且降低成形材料的強度、延展性等力學性能。因此，激光增材制造用鋁合金粉材的氣霧化制備方法以及增材制造方法至關重要。

4、專利申請公開號為cn117862525a的中國專利申請?zhí)岢隽艘环Nalsi10mg-er合金增材及其制備方法，該制備方法包括以下步驟：將含0.4wt.%-0.6wt.%er的alsi10mg復合粉末平鋪在成形艙的基板上，形成合金粉末層；在惰性氣體的保護下，對合金粉末層進行逐層激光掃描熔凝成形。該alsi10mg-er合金增材添加了稀土er之后成形的alsi10mg合金的晶粒得到了細化。經(jīng)過時效處理后alsi10mg-er合金的機械性能會進一步提高。打印件的性能為：抗拉強度426mpa~465mpa；和/或，屈服強度305mpa~337mpa；和/或，延伸率8.6%~9.7%。失效處理后，alsi10mg-er合金增材的性能為：抗拉強度450mpa~465mpa；和/或，屈服強度323mpa~337mpa；和/或，延伸率8.6%~9.0%。但是該方法制備得到的alsi10mg-er合金增材的強度較低。

5、專利申請公開號為cn107716918a的中國專利申請?zhí)岢隽艘环N3d打印用alsi10mg粉末材料及其制備方法，粉末材料中主要合金元素的質量分數(shù)為：si為9.0~11.5%，mg為0.2~0.50%，余量為鋁。采用惰性氣體霧化法制備粉末材料，采用高速氣流將粉末材料的高溫熔煉液破碎成小液滴后快速冷卻，使其凝固成金屬粉末，制得的金屬粉末經(jīng)篩分進行粒度分級，即得。alsi10mg粉末材料達到工業(yè)級金屬3d打印用粉末材料的質量要求，并具有純度高、雜質含量少、合金成分均勻、氧含量低；球形度高、衛(wèi)星球少；粉末粒度分布均勻、質量可控、粉末性能優(yōu)異等優(yōu)點。其打印件抗拉強度≥400mpa，屈服強度≥250mpa，伸長率≥8.5%。但是該方法制備得到的打印件的強度較低。

6、專利申請公開號為cn106868353a的中國專利申請?zhí)岢隽艘环N含鈧的鋁粉末合金、含有該合金的線材和材料以及一種生產(chǎn)該含鈧的鋁粉末合金、該線材和材料的方法，含鈧的鋁粉末合金中鈧的比例被提高，不低于0.6%，最高達30%。高含量sc元素的添加使得合金粉末成本提高，為al-si系合金粉末價格的3~4倍，這限制了其在低成本民用領域的廣泛應用。但是sc價格昂貴使得難以推廣應用，且析出驅動力較小。

7、專利申請公開號為cn112048647a的中國專利申請?zhí)岢隽艘环N用于激光增材制造的al-si-mg-sc-zr鋁合金粉末及其應用，激光增材制造用鋁合金粉末，其質量分數(shù)的組分是：si：6.0~8.0%，mg：0.60~0.80%，ti：0.10~0.20%，sc：0.1~0.6%，zr：0.1~0.4%，余量為al和不可避免的雜質。用于激光增材制造al-si-mg-sc-zr鋁合金粉末采用氣霧化方式進行制粉。al-si-mg-sc-zr鋁合金粉末通過slm成形后的樣品，致密度可達99.9%以上，沉積態(tài)試樣的抗拉強度超過440mpa，熱處理后試樣的斷后延伸率超10%，且無明顯各向異性，能夠滿足相關領域應用的需要。但是sc價格昂貴使得難以推廣應用，且析出驅動力較小。

8、通常通過基于化學計量改變、添加強化顆?；蛭⒑辖鸹某煞中揎梺碚{控al-si合金體系的機械性能。雖然通過改變si、mg含量可誘導共晶網(wǎng)狀結構細化、縮小合金凝固的溫度區(qū)間以及利用固溶強化來增強力學性能，但含量調控有限，否則會產(chǎn)生高裂紋密度。目前推出的增材制造用高強al-si合金主要通過原位再生或sc微合金化來改善其力學性能。通過添加陶瓷、碳基等強化顆粒，利用原位生成異質形核質點以增加形核率和釘扎晶界來限制α-al生長，以及促進柱狀晶向等軸晶轉變來降低熱裂傾向性。雖然使其抗拉強度增強，但通過混粉引入強化顆粒的方式可能會造成顆粒分布不均及粉末形貌破壞，同時成分偏析難以避免，從而導致缺陷產(chǎn)生及性質各向異性。此外，強化顆粒與鋁基質間的密度差異、潤濕性匹配問題及反應性會導致霧化過程受阻、缺陷形成及強化顆粒的損失。基于稀土元素sc的微合金化可避免上述問題，利用sc元素對α-al晶體、共晶si組織的變質和細化作用以及在熱處理過程中析出納米沉淀相的第二相強化作用，可在合金凝固過程中促進等軸晶的形核，從而獲得超細網(wǎng)狀共晶結構，顯著提高力學性能。但是，sc昂貴的價格及較少的儲量增加了制備成本及限制了工業(yè)化大規(guī)模應用。此外，sc平衡狀態(tài)下的最大固溶度為0.35%，這限制了其最大析出強化效果。

9、在眾多鋁合金體系中，由于al-si合金體系熔點低、凝固溫度區(qū)間窄，是目前最適用于激光增材制造的鋁合金，主要以a1si10mg、alsi7mg及alsi12為代表的近共晶合金為主。針對此類合金，研究工作主要集中于對增材制造工藝參數(shù)的優(yōu)化，但al-si合金材料本身的力學性能較差，抗拉強度僅300mpa，屈服強度僅200mpa，雖然對于一般的應用場合能使用，但是對于高承載應力的結構件應用場合，則不能滿足要求。因此，亟需開發(fā)一種新型低成本alsi10mg合金粉材以擴大激光增材用打印件的應用范圍。

技術實現(xiàn)思路

1、本發(fā)明的主要目的在于提供一種er-zr微合金化alsi10mg合金粉材及其制備方法、鋁合金制件及其制備方法，以解決現(xiàn)有技術中存在alsi10mg鋁合金制件的力學性能較差的問題。

2、為了實現(xiàn)上述目的，根據(jù)本發(fā)明的一個方面，提供了一種er-zr微合金化alsi10mg合金粉材，以質量百分比計，該er-zr微合金化alsi10mg合金粉材包括以下元素：si元素的含量為9.50~10.60%，mg元素的含量為0.35~0.55%，er元素的含量為0.70~1.30%，zr元素的含量為0.70~1.30%，不可避免的雜質總含量≤0.15wt%，單一雜質的含量低于0.05wt%，余量為al元素。

3、進一步地，上述er元素與zr元素的質量之比為1：0.65~1；和/或，er-zr微合金化alsi10mg合金粉材中氧元素的含量≤460ppm；和/或，er-zr微合金化alsi10mg合金粉材中氮元素的含量≤15ppm；和/或，er-zr微合金化alsi10mg合金粉材的球形度≥80%；和/或，er-zr微合金化alsi10mg合金粉材的空心粉率≤0.54%；和/或，er-zr微合金化alsi10mg合金粉材在0~75μm粒徑范圍內的體積分數(shù)為97%以上，且er-zr微合金化alsi10mg合金粉材的d10為20~27μm，d50為35~40μm以及d90為60~67μm。

4、根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供了一種前述的er-zr微合金化alsi10mg合金粉材的制備方法，該制備方法包括：將包括金屬的各原料按照配比依次進行熔煉、精煉和霧化，得到er-zr微合金化alsi10mg合金粉材。

5、進一步地，上述熔煉的溫度為850℃~950℃；和/或，熔煉的時間為15min~30min；和/或，精煉的溫度為850℃~950℃；和/或，精煉的時間為10min~15min；和/或，霧化的溫度為850℃~900℃；和/或，霧化的壓力為2.3mpa~2.8mpa；和/或，霧化的速度為10~14kg/min。

6、根據(jù)本發(fā)明的又一個方面，提供了一種鋁合金制件的制備方法，該制備方法包括：將前述的er-zr微合金化alsi10mg合金粉材依次進行3d打印和熱處理，得到鋁合金制件。

7、進一步地，上述3d打印的壓力為23mbar~27mbar；和/或，3d打印的風機流速為2.3m/s~2.7m/s；和/或，3d打印的基板預熱溫度為80~120℃；和/或，3d打印的打印層間厚度為20~50μm；和/或，3d打印的激光掃描間距為100~120μm；和/或，3d打印的層間轉角為67°；和/或，3d打印的激光掃描功率為260w~340w；和/或，3d打印的激光掃描速度為1400mm/s~1800mm/s；和/或，3d打印在含氧量不超過0.08%的氣氛環(huán)境下進行。

8、進一步地，上述熱處理的溫度為165℃~280℃；和/或，熱處理的保溫時間為2h~4h。

9、進一步地，上述經(jīng)過3d打印得到的打印件，打印件的致密度不低于99.95%；和/或，打印件的抗拉強度為451.6mpa~482.7mpa；和/或，打印件的屈服強度為293.4mpa~329.7mpa；和/或，打印件的延伸率為4.1%~8.7%。

10、根據(jù)本發(fā)明的又一個方面，提供了一種鋁合金制件，該鋁合金制件由前述的制備方法制備得到。

11、進一步地，上述鋁合金制件的抗拉強度為321.6mpa~483.0mpa；和/或，鋁合金制件的屈服強度為210.2mpa~311.0mpa；和/或，鋁合金制件的延伸率為6.9%~19.5%。

12、應用本發(fā)明的技術方案，本技術的er-zr微合金化alsi10mg合金粉材中將si元素、mg元素、er元素和zr元素的含量控制在合適范圍內，有助于提高最終形成的鋁合金制件的力學性能，尤其是將er元素的含量控制在0.70~1.30%，zr元素的含量控制在0.70~1.30%，稀土元素er在al基體中固溶度小，在結晶過程中被排斥到固液界面前端，導致富集。稀土元素er在固液界面的富集有助于減少si以及mg原子進入固溶體的概率，從而有助于抑制晶胞的生長。此外，富集在固液界面前端的er元素在隨后凝固過程中與al發(fā)生共晶反應以形成al3er相。同時，er在鋁基體中較小的固溶度表明al3er具有更強的析出驅動力，使其可析出更大的體積分數(shù)。al3er相具有高熔點，在熔池邊界相對較低溫度下的重熔過程不會完全融化，可作為異質成核點促進等軸晶的形成及細化晶粒，從而有助于提高鋁合金制件的抗拉強度、屈服強度和延伸率。zr元素可與er元素形成動力學穩(wěn)定的l12al3(er，zr)相，具有第二相強化作用和再結晶抑制作用，從而有助于進一步提高鋁合金制件的力學性能。