CN116000278B

CN116000278B - 一种增材制造用高强铝镍合金粉末及其制备方法

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Publication number: CN116000278B
Application number: CN202210893029.1A
Authority: CN
Inventors: 陈哲; 黎阳; 吴一; 雒冠东; 马思鸣; 王浩伟
Original assignee: Shanghai Jiao Tong University
Current assignee: Shenzhen Juta Era Materials Technology Co ltd
Priority date: 2022-07-27
Filing date: 2022-07-27
Publication date: 2025-08-12
Anticipated expiration: 2042-07-27
Also published as: CN116000278A

Abstract

本发明提供了一种增材制造用高强铝镍合金粉末及其制备方法；铝镍合金粉末的化学组成为0＜w(Ni)≤15％、0≤w(Mg)≤1％或4≤w(Mg)≤10％、0≤w(Mn)≤10％、0＜w(Sc)≤0.9％、0＜w(Zr)≤0.4％、Al为余量。其制备方法的主要步骤为：合金预制锭的熔炼、合金粉末的气雾化成形。以本发明铝镍合金粉末打印成形的块材无裂纹且组织均匀，经简单热处理后可获得的抗拉强度大于700MPa，屈服强度大于500MPa，延伸率大于10％，超过高强变形铝合金的平均水平。本发明的铝镍合金粉末制备方法具有简单成熟、低成本高效率的特点，可实现大规模工业生产。

Description

一种增材制造用高强铝镍合金粉末及其制备方法

技术领域

本发明属于铝合金冶炼领域，涉及增材制造用高强铝合金粉末的成分设计与制备，具体涉及一种增材制造用高强铝镍合金粉末及其制备方法。

背景技术

铝合金是国防军工、航空航天、交通运输等领域的关键轻量化材料。随着铝合金构件结构设计日益复杂，传统的制造工艺暴露出成形自由度低、加工工序多等技术难点。与传统的制造工艺相比，增材制造具有更高的成形自由度，为航空航天等领域复杂铝合金构件(如复杂框梁、薄壁、内流道结构等)的定制化生产提供了前所未有的机遇。

然而，增材制造的凝固过程具有快冷速(＞10³℃/s)和大温度梯度(～10⁶K/m)的特点，凝固条件苛刻，使适于增材制造的铝合金体系主要为传统铸造体系，Al-Si系合金凭借其优异的成型性能，在选区激光熔(SLM)化领域有着十分广泛的应用，但其强度和延伸率较低，如SLM制备的AlSi10Mg屈服强度为300MPa，抗拉强度490MPa延伸率仅为4％。即使通过引入陶瓷颗粒进行强化的AlSi10Mg复合材料，其力学性能相比传统2系(Al-Cu系)及7系(Al-Zn系)高强铝合金锻件(抗拉强度大于600MPa)仍有不小差距。遗憾的是，目前通过SLM技术制备的2系和7系铝合金中存在大量缺陷，导致其力学性能远低于锻件水平，依然无法在关键部件上使用。究其原因为Al-Cu、Al-Zn系的凝固区间大且无初生异质形核相，凝固以柱状晶生长方式进行，热裂倾向严重。根据热裂敏感性评估方法及相图热力学凝固模拟结果，2024和7075铝合金的热裂敏感性因子(f_s ^1/2<0.99时|dT/d(f_s ^1/2)|的最大值，其中f_s为固相分数)分别高达13261K和6389K，是AlSi10Mg(830K)的7～16倍，因此在激光选区打印中，凝固裂纹易于沿柱状晶晶界形成并扩展，打印构件难以满足承载服役要求。因此，开发适用于增材制造的低热裂敏感性高强铝合金体系迫在眉睫。

发明内容

本发明提供了一种增材制造用高强铝镍合金粉末及其制备方法，用以解决目前增材制造行业缺乏低热裂敏感性高强铝合金粉末的技术难题。

本发明的目的是通过以下方案实现的：

第一方面，本发明涉及一种增材制造用高强铝镍合金粉末，按照铝镍合金粉末各化学元素组成的总和为100％计算，包括如下组分：

0＜Ni≤15％,

0≤Mg≤1％或4≤w(Mg)≤10％,

0≤Mn≤10％,

0＜Sc≤0.9％,

0＜Zr≤0.4％,

Al：余量。

第二方面，本发明涉及一种增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，熔炼制得铝镍合金预制锭，通过气雾化制粉法制得所述高强铝镍合金粉末。

作为一个实施方案，铝镍合金预制锭的制备包括如下步骤：

S1、按合金组分配比，分别称取Al块、Mg块、Al-Ni中间合金块、Al-Mn中间合金块、Al-Sc中间合金块、Al-Zr中间合金块作为原料；

S2、将Al块、Al-Ni中间合金块混合，加热熔化搅拌后得到熔体A；

S3、将Al-Sc中间合金块、Al-Zr中间合金块加入熔体A中，加热熔化搅得到熔体B；

铝镍合金中含Mn时，熔体A中还加入Al-Mn中间合金块；

铝镍合金中含Mg时，将Mg块压入熔体B中，得到熔体C；

S4、步骤S3得到的熔体中加入精炼剂、覆盖剂并真空除气得到熔体D；

S5、将熔体D除渣后浇筑在预热模具中得到金属锭。

作为一个实施方案，所述步骤S2中的加热温度为730～750℃，搅拌时间为1～3min。

作为一个实施方案，所述步骤S3中的加热温度为730～800℃，搅拌时间为1～3min。

作为一个实施方案，Mg块压入熔体B中的加热温度为730～750℃，搅拌时间为1～3min。

作为一个实施方案，所述步骤S4中的除气时间为5～10min；预热温度为200～250℃。

作为一个实施方案，气雾化成形包括如下步骤：

A1、将铝镍合金预制锭放入真空环境中加热熔化；

A2、熔融的熔体在重力作用下流动，流出的熔体在雾化氮气冲击下被破碎成不同尺寸的液滴，液滴在下落的过程中凝固成粉末，收集得到高强铝镍合金粉末。

作为一个实施方案，步骤A1中所述加热为电磁感应加热，加热温度为750～800℃，保温0.5-0.8h。

作为一个实施方案，步骤A1具体为：

a、将铝镍合金预制锭置于熔炼腔内的石墨坩埚，关闭腔体炉门，通过真空系统降低熔炼腔体内的真空度，然后向腔体内通入氮气进一步置换腔体内的空气，降低腔体内的氧气含量；

b、通过电磁感应加热腔体，使铸锭完全熔化。

作为一个实施方案，步骤A2中，收集粉末后还包括将收集的粉末进行真空包装的步骤。

在一些具体实施例中，采用气雾化制粉法制备用于增材制造的铝镍合金粉末，其步骤如下：

(1)原料准备：

用于增材制造的Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金粉末的化学元素组成及其质量百分比配方进行配料；采用纯Al作为Al源材料，采用Al-Ni中间合金作为Ni源材料，采用纯Mg作为Mg源材料，采用Al-Mn中间合金作为Mn源材料，采用Al-Sc中间合金作为Sc源材料，采用Al-Zr中间合金作为Zr源材料；分别称取Al块、Mg块、Al-Ni中间合金块、Al-Mn中间合金块、Al-Sc中间合金块、Al-Zr中间合金块作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Mg块、Al-Sc中间合金块、Al-Zr中间合金块作为烧损而补充原料部分；

(2)Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金预制锭的熔炼：

a.将Al块、Mg块、Al-Ni中间合金块混合放入石墨坩埚，在电阻炉中加热至730～750℃熔化后，用石墨搅拌棒搅拌3min；

b.将Al-Sc中间合金块、Al-Zr中间合金块加入熔体，用石墨搅拌棒搅拌3分钟；

c.将Mg块加入熔体，用石墨杆将其压入熔体底部溶解；

d.加入精炼剂进行精炼，随后扒去表面渣，撒上覆盖剂，真空除气5～10分钟；

e.扒去表面渣，浇铸于250℃预热的圆柱形模具中，得到圆柱锭；

f.采用机械加工方法去除铸锭表面氧化皮。

(3)Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金粉末的气雾化成形：

a.将Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr预制锭置于熔炼腔内的石墨坩埚，关闭腔体炉门，通过真空系统降低熔炼腔体内的真空度，然后向腔体内通入氮气进一步置换腔体内的空气，降低腔体内的氧气含量；

b.通过电磁感应加热腔体，目标温度为750～800℃，保温0.5h，使铸锭完全熔化；

c.熔融的熔体在重力作用下沿着喷嘴流动，并在快速移动的雾化氮气的冲击下被破碎成不同尺寸的液滴，液滴在下落的过程中凝固成粉末，在腔体的底部收集下落的粉末；

d.将收集的粉末进行真空包装，防止粉末被氧化。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

(1)本发明高强铝镍合金粉末以Al-Ni共晶体系为基础，额外引入包晶元素(Sc、Zr)进一步改善铝合金凝固特性，起到异质形核细化晶粒与减小凝固区间及凝固曲线斜率的作用，显著降低铝合金在快速凝固中的热裂敏感性，使材料具有优良的增材制造成形性能。

(2)采用本发明高强铝镍合金粉末原料制备的SLM样件中，Ni、Sc、Zr在基体中的过饱和固溶度高，经简单热处理时效就能获得Al₃Ni、Al₃(Sc,Zr)的纳米颗粒。另外，Mg、Mn元素起固溶强化作用，进一步提升力学性能；由本发明合金粉末SLM成形的材料具有突出的力学性能，抗拉强度可大于700MPa，屈服强度可大于500MPa，延伸率可大于10％，超过现有商用高强变形铝合金的平均水平。

(3)本发明的高强铝镍合金粉末制备方法工艺操作简单成熟，低成本高效率，可以实现大规模工业生产。

附图说明

通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：

图1为Al-Ni体系热裂敏感性因子随Ni含量的变化；

图2为Al-Ni-Mg-Mn体系热裂敏感性因子随Mg和Mn含量的变化；

图3为Al-Ni-Sc-Zr体系热裂敏感性因子随Sc和Zr含量的变化；

图4为Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr粉末的典型颗粒形貌(a)和典型微观组织(b)；

图5为Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金粉末的典型XRD图谱；

图6为实施例1制备的Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金典型微观组织；

图7为实施例1中Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr块材的背散射电子衍射照片；

图8为Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr打印态合金的典型XRD图谱；

图9为实施例1中作为对比的2024打印态合金的典型微观组织；

图10为实施例1中Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金的拉伸曲线；

图11为实施例2中Al-5.7Ni-0.5Mg-6.0Mn-0.6Sc-0.4Zr块材经热处理后的典型拉伸曲线；

图12为实施例3中Al-5.7Ni-5.0Mg-6.0Mn-0.6Sc-0.3Zr块材经热处理后的典型拉伸曲线；

图13为实施例4中Al-5.7Ni-0.6Sc-0.3Zr块材经热处理后的典型拉伸曲线；

图14为实施例5中Al-8.0Ni-0.6Sc-0.3Zr块材经热处理后的典型拉伸曲线；

图15为实施例6中Al-10.0Ni-0.6Sc-0.3Zr块材经热处理后的典型拉伸曲线；

图16为实施例7中Al-6.0Ni-5.0Mg块材的背散射电子衍射照片

图17为实施例7中Al-6.0Ni-5.0Mg块材经热处理后的典型拉伸曲线；

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。

运用相图热力学计算方法对Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr体系进行高通量Scheil凝固路径模拟，得到固相分数f_s随温度T的变化曲线。热裂敏感性因子(CSI)的定义为：f_s ^1/2<0.99内|dT/d(f_s)^1/2|的最大值。计算得到的Al-Ni、Al-Ni-Mg-Mn及Al-Ni-Sc-Zr体系的热裂敏感性因子随成分的变化趋势分别如图1、图2和图3所示。目前工业应用中增材制造铝合金(AlSi10Mg、AlSi7Mg、AlSi12Mg)的热裂敏感性因子均小于5000K。就Sc、Zr而言，尽管Sc和Zr已作为添加剂来提高合金粉末性能，但其最优配比未知且难以确定。通过热力学凝固路径高通量计算，明确只有当Sc、Zr添加量在如图3所示的优选成分区间内时，合金粉末具有优良的凝固特性，即热裂敏感因子低于5000K。当Sc和Zr的添加量在该优选成分区间以外时，合金粉末在激光增材制造过程中易发生开裂而报废。本发明最终优化设计Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金粉末的化学组成为：0＜w(Ni)≤15％；0≤w(Mg)≤1％和4≤w(Mg)≤10％；0≤w(Mn)≤10％；0≤w(Sc)≤0.9％；0≤w(Zr)≤0.4％；Al余量。

实施例1

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-5.7Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.3Zr作为名义成分进行粉末制备，制备步骤如下：

(1)原料准备：

分别称取Al块0.16kg、Mg块2.63kg、Al-10Ni中间合金块28.50kg、Al-10Mn中间合金块1.50kg、Al-2Sc中间合金块15.79kg、Al-10Zr中间合金块1.58kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Mg块0.13kg、Al-Sc中间合金块0.02kg、Al-Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金预制锭的熔炼：

a.将Al块、Mg块、Al-Ni中间合金块混合放入石墨坩埚，在电阻炉中加热至750℃熔化后，用石墨搅拌棒搅拌3min；

c.将Mg块加入熔体，用石墨杆将其压入熔体底部溶解；

d.加入精炼剂进行精炼，随后扒去表面渣，撒上覆盖剂，真空除气10分钟；

f.采用机械加工方法去除铸锭表面氧化皮。

(3)Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金粉末的气雾化成形：

b.通过电磁感应加热腔体，目标温度为800℃，保温0.5h，使铸锭完全熔化；

d.将收集的粉末进行真空包装，防止粉末被氧化。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪得到本实施例制得Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr粉末的成分为Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr，落在优选成分范围内，并与设计的名义成分值一致。

本实施例制得Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr粉末的典型颗粒形貌和典型微观组织如图4所示，典型XRD图谱如图5所示。用于SLM制备的粉末粒径为15～53μm，球形度高。粉末中存在α-Al和Al₃Ni，并在α-Al胞状晶间有α-Al/Al₃Ni共晶。

采用本实施例制备所得Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr粉末，由常规铝合金选区激光熔化工艺加工得到Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金块材，其典型微观凝固组织如图6所示，晶粒组织电子背散射照片如图7所示，典型XRD图谱如图8所示。由SLM技术制备的Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金中无裂纹产生，且没有观察到大量孔洞的存在，晶粒组织细小。作为对比，采用与本实施例相同的打印设备、打印工艺制备得到的2024铝合金如图9所示，可见其中裂纹缺陷遍布整个试样。

表明本实施例Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金的打印性能远优于传统高强2024铝合金。

由于SLM快速冷却的作用，合金中并未有层片状共晶相的产生。XRD图谱中没有明显Al3Ni的衍射峰存在，说明快速冷却使Ni元素以较大的过饱和度存在于Al基体当中，后续可通过时效处理使Al3Ni以纳米颗粒的形式析出，进一步获得强化效果。

将上述打印态Al-5.1Ni-5.0Mg-0.3Mn-0.6Sc-0.1Zr合金块材于350℃下保温15min，随后根据ASTM E8/E8M-15a标准，测得其抗拉强度为670MPa，屈服强度为540MPa，延伸率为6.8％，测得拉伸曲线如图10所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别提高37％，80％和70％。

实施例2

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-5.7Ni-0.5Mg-6.0Mn-0.6Sc-0.4Zr作为名义成分进行粉末制备；

在本实施例中，一种增材制造用Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金粉末的制备方法，其步骤如下：

(1)原料准备：

分别称取Al块1.01kg、Mg块0.26kg、Al-10Ni中间合金块28.50kg、Al-20Mn中间合金块15.00kg、Al-10Sc中间合金块3.16kg、Al-10Zr中间合金块2.11kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Mg块0.01kg、Al-10Sc中间合金块0.02kg、Al-10Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

通过实施例1测试方法测得抗拉强度为555MPa，屈服强度为495MPa，延伸率为11.2％，测得拉伸曲线如图11所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高13％，65％和180％。

实施例3

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-5.7Ni-5.0Mg-6.0Mn-0.6Sc-0.3Zr作为名义成分进行粉末制备；

(1)原料准备：

分别称取Al块4.29kg、Mg块2.63kg、Al-10Ni中间合金块28.50kg、Al-30Mn中间合金块10kg、Al-10Sc中间合金块3.16kg、Al-10Zr中间合金块1.58kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Mg块0.13kg、Al-10Sc中间合金块0.02kg、Al-10Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

通过实施例1测试方法测得抗拉强度为715MPa，屈服强度为580MPa，延伸率为5.5％，测得拉伸曲线如图12所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高46％，93％和38％。

此外，Mn和Mg过量导致本发明材料的塑性降低。对比实施例1、2、3可以看出，同时含有6％ Mn和5％ Mg时的延伸率(5.5％)要低于仅含6％ Mn或5％ Mg的延伸率(分别为11.2％和6.8％)。综合考量合金粉末的凝固特性及力学性能，Mn和Mg的含量分别不能超过10％。进一步，就Mg含量而言，通过热力学凝固路径高通量计算，发现Mg含量1～4％时合金粉末的热裂敏感因子高于5000K(参见图2)，即合金粉末的凝固特性差，无法由增材制造获得无裂纹缺陷的合金材料。

实施例4

在本实施例中，一种增材制造用不含Mg和Mn的Al-5.7Ni-0.6Sc-0.3Zr合金粉末的制备方法，其步骤如下：

(1)原料准备：

分别称取Al块16.79kg、Al-10Ni中间合金块28.50kg、Al-10Sc中间合金块3.16kg、Al-10Zr中间合金块1.58kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Al-10Sc中间合金块0.02kg、Al-10Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

通过实施例1测试方法测得抗拉强度为530MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为11.3％，测得拉伸曲线如图13所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高8％，57％和183％。

实施例5

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-8.0Ni-0.6Sc-0.3Zr作为名义成分进行粉末制备；

在本实施例中，一种增材制造用Al-Ni-Sc-Zr合金粉末的制备方法，其步骤如下：

(1)原料准备：

分别称取Al块5.29kg、Al-10Ni中间合金块40.00kg、Al-10Sc中间合金块3.16kg、Al-10Zr中间合金块1.58kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Al-10Sc中间合金块0.02kg、Al-10Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

通过实施例1测试方法测得抗拉强度为570MPa，屈服强度为500MPa，延伸率为9.6％，测得拉伸曲线如图14所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高16％，67％和140％。

实施例6

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-10.0Ni-0.6Sc-0.3Zr作为名义成分进行粉末制备；

(1)原料准备：

分别称取Al块20.29kg、Al-20Ni中间合金块25.00kg、Al-10Sc中间合金块3.16kg、Al-10Zr中间合金块1.58kg作为原料，并按照Mg、Sc、Zr的收得率为95％的标准，额外称取Al-10Sc中间合金块0.02kg、Al-10Zr中间合金块0.01kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

通过实施例1测试方法测得抗拉强度为625MPa，屈服强度为530MPa，测得拉伸曲线如图15所示，延伸率为8.3％，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高28％，77％和108％。

实施例7

Al-Ni-Mg-Mn-Sc-Zr合金化学组成范围中选取Al-6.0Ni-5.0Mg作为名义成分进行粉末制备；

在本实施例中，一种增材制造用Al-Ni-Mg合金粉末的制备方法，其步骤如下：

(1)原料准备：

分别称取Al块29.36kg、Mg块2.63kg、Al-20Ni中间合金块15kg作为原料，并按照Mg的收得率为95％的标准，额外称取Mg块0.13kg作为烧损而补充原料部分；

(2)(3)步骤与实施例1的相同。

本实施例Al-6.0Ni-5.0Mg打印性能良好，凝固裂纹少，但晶粒尺寸以发达柱状晶为主(见图16)。通过实施例1测试方法测得抗拉强度为560MPa，屈服强度为470MPa，延伸率为15.6％，测得拉伸曲线如图17所示，比行业内由相同增材制造工艺加工得到的AlSi10Mg合金分别高14％，90％和290％。

通过实施例1-7可以发现本发明增材制造用高强铝镍合金粉末具有优异力学性能，优异的凝固性能，打印态的α-Al晶粒和Al₃Ni颗粒细小、缺陷少；此外，本发明打印态的金属合金的抗拉强度、屈服强度以及延伸率均获得提升。本发明一方面是基于在Al-Ni共晶的基础上添加Sc、Zr、Mg、Mn来提高合金粉末打印性能及强度的材料设计思想，另一方面是通过热力学凝固路径高通量计算来评估Sc、Zr、Mg、Mn对热裂敏感因子的影响，优化了成分配比区间，避免了Sc、Zr、Mg、Mn配比不当或过量添加带来的凝固特性恶化而无法打印成形。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。

Claims

1.一种增材制造用高强铝镍合金粉末，其特征在于，按照铝镍合金粉末各化学元素组成的总和为100％计算，包括如下组分：

5.1％≤Ni≤15％,

0≤Mg≤1％或4％≤Mg≤10％,

0≤Mn≤10％,

0＜Sc≤0.9％,

0＜Zr≤0.4％,

Al：余量。

2.一种如权利要求1所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，熔炼制得铝镍合金预制锭，通过气雾化制粉法制得所述高强铝镍合金粉末。

3.如权利要求2所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，铝镍合金预制锭的制备包括如下步骤：

铝镍合金中含Mn时，熔体A中还加入Al-Mn中间合金块；

铝镍合金中含Mg时，将Mg块压入熔体B中，得到熔体C；

S4、将熔体D除渣后浇筑在预热模具中得到金属锭。

4.如权利要求3所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中的加热温度为730～750℃，搅拌时间为1～3min。

5.如权利要求3所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中的加热温度为730～800℃，搅拌时间为1～3min；Mg块压入熔体B中的加热温度为730～750℃，搅拌时间为1～3min。

6.如权利要求3所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中的除气时间为5～10min；预热温度为200～250℃。

7.如权利要求2所述的增材制造用高强铝镍合金粉末的制备方法，其特征在于，气雾化制粉法包括如下步骤：

A1、将铝镍合金预制锭放入真空环境中加热熔化；

8.根据权利要求7所述的增材制造用高强铝镍系合金粉末的制备方法，其特征在于，步骤A1中所述加热为电磁感应加热，加热温度为750～800℃，保温0.5-0.8h。

9.根据权利要求7所述的增材制造用高强铝镍系合金粉末的制备方法，其特征在于，步骤A1具体为：

b、通过电磁感应加热腔体，使铸锭完全熔化。

10.根据权利要求7所述的增材制造用高强铝镍系合金粉末的制备方法，其特征在于，步骤A2中，收集粉末后还包括将收集的粉末进行真空包装的步骤。