来自高强度耐腐蚀铝合金的带材和粉末的制作方法

领域

这一申请涉及具有高强度和延展性、优异耐腐蚀性和可焊接的一系列铝合金。所公开的合金尤其有益于改进航空航天、汽车和最近研发的增材制造或所谓的“3d打印”部件的性能并且有益于形成对镁或铝部件的保护性涂层。

背景

铝合金在航空航天、汽车、海洋、线缆、电子、核能、和消费品工业中的轻质结构中具有广泛的应用。通常，通过传统的铸造工艺制备铝合金，在该传统的铸造工艺中将铝合金熔化然后倾倒至模具中。铸造件可为接近成品形状(nearnet-shape)或为板坯或方坯形式，随后将其轧制以形成片材和板材产品或将其挤压以制备型材。因此最终产品的性质取决于铝合金的化学组成、铸造凝固速率和随后的热-机械加工。在传统的铸造工艺过程中铝合金的凝固速率相对低(<50℃/s)。因此，仅可通过传统的铸造工艺获得铝合金中的某些铸造显微组织。

在过去的几十年中研发的快速凝固工艺(rsp)可实现细化的晶粒尺寸和扩大的合金化元素固溶度，并形成非平衡亚稳定相。与通过传统的铸造方法制造的合金相比，这些增强了合金的性质。rsp需要凝固速率高于1000℃/s。在熔融的铝和淬火介质之间的接触时间被限制为千分之几秒。淬火介质例如铜、水、或液氮在短时间内使熔融铝的温度显著地降低至小于其固相线温度，因此通过非常快的冷却速率实现了快速凝固。参见美国专利号4,347,076。

已经研发了许多不同的rsp，包括气体雾化、喷雾沉积、熔体纺丝、熔体提取和波束上釉(beamglazing)。所制造的产品可为带材、纤维、薄片、层片、颗粒和粉末的形式。通常加工(冷等静压压缩、热压和挤压)这些小的单独的碎片以制造最终产品。由rsp制造的铝合金的应用是在赛车、汽车、航空航天、运动、医疗部件、电子、和光学工业中。

已经做出在现有技术中最近的努力来通过rsp制备铝-镁-钪合金。这些合金通常含有高浓度的镁(3至5重量％)和钪(0.7-1.4重量％)。通过al3scll2-结构的纳米析出物和含有镁的铝基体固溶体的组合来强化合金。在凝固和随后的在从250至350℃温度范围内时效过程中形成al3sc纳米析出物。纳米析出物还有助于良好的可焊性。参见美国专利号5,624,632。

然而，通过rsp制备的al-mg-sc合金存在几个缺陷。钪是非常昂贵的(是银的十倍贵)。因此，al-mg-sc合金的成本非常高，其严重地限制该合金的商业应用。这种合金还具有有限的热加工窗口(<375℃)。超过这一温度，永久地失去al3sc纳米析出物的有益强化，因为al3sc纳米析出物迅速地粗化并变得不起作用。这将挤压温度限制为小于375℃，其是获得完全致密的挤压部件所不期望的。

因此，期望改进由rsp制备的al-mg-sc合金的缺陷，同时维持其他性质的相同组合。这些包括在室温和升高的温度下的高强度、高耐蠕变性、良好的可焊性和高耐腐蚀性。

概述

本文所述的实施方案涉及通过任何快速凝固工艺制造并且可经热处理(时效)以实现析出和弥散强化的铝合金。它们具有高强度和延展性、高耐蠕变性、优异的耐腐蚀性、和可焊性。在一些实施方案中，合金在高达400℃的温度下是耐热和耐蠕变的。这些合金包含1至10重量％的镁，0.3-3重量％的锆且优选0.45-3重量％的锆，任选的0.3-1.5重量％的钒，而铝作为余量。该铝合金含有al3zr一次析出物的同步分散，其具有范围从0.05至1.5μm的平均直径，和在铝基体中具有ll2晶体结构的al3zr纳米析出物分散，其具有范围从3至50nm的平均直径。

已经发现在rsp过程中形成热稳定的al3zr一次析出物并且在al-mg-zr合金随后的时效工艺过程中形成热稳定的al3zr纳米析出物。由于锆在铝中的低扩散性，直至425℃的工作温度al3zr一次析出物和纳米析出物都是稳定的和耐粗化的。其导致在室温和升高的温度下长期时间段内具有高强度的铝合金。该合金完全不含钪或至少没有有意添加钪并且作为杂质存在的任何钪不超过0.05重量％。这导致低的材料成本。由于非常高的热稳定性，可在与al-mg-sc合金(仅最高至350℃)相比更高的热加工窗口(最高至450℃)挤压所公开的材料。前述导致更低的挤压力，从而降低挤压成本。利用所公开的合金还导致更致密的(更少孔的)挤压材料，因此更高品质的挤压零件。

在一些实施方案中，铝合金包含镁和选自以下的至少一种元素：第4b族元素ti、zr和hf，第5b族元素v、nb和ta，和第6b族元素cr、mo和w。这些合金拥有在室温和升高的温度下的高强度、高耐蠕变性、高耐腐蚀性和良好的可焊性。

利用诸如增材制造、喷雾沉积、或压缩的方法由快速凝固的粉末或带材制造的部件具有夹在固溶体中的大浓度合金化元素。当所制造的部件经受如以下讨论的单步骤热处理时，形成了纳米级铝-过渡金属析出物。这区别于常规合金，常规合金经常需要由在大于约450℃的温度下的“固溶化”或“均匀化”热处理然后在约100和200℃之间的温度下的析出热处理组成的两步骤热处理。

附图简要说明

图1是通过熔体纺丝制备的带材形式的基准的al-4.5mg、al-4.5mg-0.5sc和所公开的实施方案al-4.5mg-0.5zr原子％合金(分别为al-4mg、al-4mg-0.8sc和al-4mg-1.7zr重量％)的随着最高时效温度变化的努普显微硬度演变。以具有25℃/2h增量的等时时效形式进行热处理。

图2是通过在不同轮速12m/s和40m/s下熔体纺丝制备的基准的al-4.5mg和所公开的实施方案al-4.5mg-0.5zr原子％合金(分别为al-4mg和al-4mg-1.7zr重量％)的随着最高时效温度变化的努普显微硬度演变。以具有25℃/2h增量的等时时效形式进行热处理。

图3显示通过熔体纺丝工艺制造的实例合金al-4mg-1.7zr重量％合金的显微组织的扫描电子显微镜图像。

图4显示在采用25℃/2小时增量的等时时效过程中通过在12m/s下熔体纺丝制备的所公开的实施方案al-4.5mg-0.5tm原子％合金的峰值显微硬度，其中tm是所指出的过渡金属(第4b族元素ti、zr和hf，第5b族元素v、nb和ta，和第6b族元素cr和mo)。

图5显示在采用25℃/1小时增量的等时时效过程中通过在12m/s下熔体纺丝制备的所公开的实施方案al-4mg-0.5zr-0.1tm原子％合金的峰值显微硬度，其中tm是所指出的过渡金属(第4b族元素ti和hf，和第5b族元素v、nb和ta)。

图6显示在打印状态和峰时效两种条件下的几个3d打印部件的维氏显微硬度图，该3d打印部件来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末，具有相同的合金组成但使用不同参数3d打印。

图7显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件的显微组织的扫描电子显微照片。

图8显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效8小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。

图9显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效144小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。

图10显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效144小时之后的显微组织的大视野扫描电子显微照片。

图11显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在粗晶粒区域和细晶粒区域之间边界的扫描电子显微照片。

图12显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件中3d打印部件的细晶粒区域的高放大倍率扫描电子显微照片。

图13显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效8小时然后在300℃下长期暴露144小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。

图14比较所公开的合金(在峰时效条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件)的拉伸屈服强度、极限拉伸强度(uts)和延伸率，与商购3d打印铝合金的拉伸屈服强度、极限拉伸强度(uts)和延伸率比较。

详细描述

本文所述的实施方案涉及通过快速凝固工艺制造的具有高强度和延展性、高耐蠕变性、和优异耐腐蚀性和可焊性的铝合金。该合金在高达400℃的温度下是耐热和耐蠕变的。

在一些实施方案中，这些合金包含1至10重量％的镁，0.3-3重量％的锆且优选0.45-3重量％的锆，任选的0.3-1.5重量％的钒，和铝作为余量。该铝合金含有al3zr一次析出物的同步分散，其具有范围从0.05至1.5μm的平均直径，和具有ll2晶体结构的al3zr纳米析出物在铝基体中的分散，其具有范围从3至50nm的平均直径。可通过任何快速凝固工艺(包括气体雾化(例如来制备铝粉末)、喷雾沉积、熔体纺丝(例如来制备铝带材)、熔体提取、波束上釉)制备所公开实施方案的合金。另外，可通过其他非平衡工艺例如机械合金化制造这些合金。可热处理(时效)该合金以实现析出硬化。

al-sc合金形成导致显著析出硬化的纳米级、连贯的ll2-有序的al3sc析出物(结构上和化学上类似于镍基超合金中的ni3alγ’-相)(美国专利号5,597,529)。然而，钪是非常贵的并且稀有的。此外，因为sc在铝基体中的中等扩散性，al3sc析出物仅耐粗化至325℃。可通过用相邻的第via族过渡金属(ti、zr、hf)合金化al-sc合金实现改进的耐粗化性至～400℃，这些过渡金属是在al中比sc慢得多的扩散体。在三种过渡金属中，由于在铝基体中有利的热力学和动力学性质，zr提供最好的耐粗化性特性。镁常见地添加至al-sc合金以提供固溶强化。其还改进合金的耐腐蚀性。

在所公开的实施方案中，显示了在通过rsp制备的al-mg-sc合金中zr可完全替代sc。利用熔体纺丝器(rsp)已经制备了以下合金组成：al-4.5mg-0.2zr和al-4.5mg-0.5zr原子％或al-4mg-0.7zr和al-4mg-1.7zr重量％。这两种合金的强度与通过熔体纺丝器制备的al-4.5mg-0.2sc和al-4.5mg-0.5sc(原子％)合金的强度相当。其在图1中说明。在等时时效过程中，在425℃下获得的al-4.5mg-0.5zr原子％的峰值强度与在325℃下获得的al-4.5mg-0.5sc原子％的峰值强度相当。该发现是重要的因为zr的成本比sc低约一千倍，因此al-mg-zr合金的材料成本低。此外，由于非常高的热稳定性，与al-mg-sc合金(仅最高至350℃)相比，可在更高的热加工窗口(最高至450℃)挤压al-mg-zr合金。其导致较低的挤压力，从而降低挤压成本。利用al-mg-zr合金还导致较致密的材料，因此较高品质的挤压零件。

已知钒能够取代在ll2结构的al3zr相中的zr。因此，在热时效过程中v与zr共析出。v和zr的共析出将提高al3(zr,v)纳米析出物的体积分数，从而提高al-mg-zr-v合金的强度。还已知钒降低al-zr合金的熔点，其使粉末制造工艺更简单。此外，还已知第4b族中元素例如ti和hf，和第5b族中元素例如nb和ta形成ll2结构的al3(zr,x)纳米析出物，其中x可为ti、hf、nb或ta。

在铝中，锆在铝的熔化温度(～660℃)下具有低的液体溶解性(～0.11重量％)和在室温下具有低的固体溶解性(<0.01重量％)。因此，在液相中冷却过程中和在传统的铸造工艺的凝固过程中它趋向析出并形成al3zr一次相。因此，对于常规方法而言，用于通过析出强化强化铝基体和/或充当晶粒细化剂的最大zr浓度被限制为约0.3重量％。超过这一浓度，铸造的材料含有大的al3zr一次相，其对强化没有贡献。然而，在rsp过程中，凝固速率可高于1000℃/s。这消耗远小于一秒时间以使熔融铝从铸件凝固至室温。因此al基体中zr溶质原子不具有足够的时间析出并形成大的一次析出物。在采用大于1100℃铸造温度的熔体纺丝工艺过程中发现了zr形成细的al3zr一次析出物的分散，其具有范围从0.05至1.5μm的平均直径，以及在铝基体中高浓度的zr溶质原子。细的al3zr一次析出物充当增强强化剂，然而在随后的热处理过程中zr溶质原子形成al3zr纳米析出物，充当析出强化剂。两种强化机制都有助于在al-4mg-1.7zr重量％合金中观察的高强度。在含有除zr之外第4b族元素(ti或hf)，第5b族元素(v、nb或ta)，和第6b族元素(cr、mo或w)的铝合金中还预期在rsp过程中细的一次析出物分散。另外，细的al3zr主要析出物还充当晶粒细化剂，在al基体中产生还有助于强化的小晶粒尺寸。

在所公开的实施方案中，显示了在熔体纺丝过程中铸造轮速从40m/s减小至12m/s仅轻微地减小al-4mg-1.7zr重量％合金的最大强度。减小铸造轮速等效于减小凝固速率。然而，对于12m/s的较低铸造轮速而言预期凝固速率仍然高于1000℃/s。显示了在这种高凝固速率状态下，al-4mg-1.7zr重量％合金的最大强度对实际冷却速率不敏感。这在图2中说明。

在所公开合金中的镁充当固溶强化剂。镁在所有温度下在铝中具有高固溶度。因此在rsp和随后的热处理过程中4重量％的mg保持在固溶体中。这还是电弧焊过程中的情况，其中铝合金熔融并再凝固，或者是在摩擦搅拌焊过程中的情况，其中铝合金被加热并冷却降至室温。因此，通常考虑al-mg基合金具有良好的可焊性。还已知镁用于改进铝合金的耐腐蚀性。因此，al-mg基合金常被使用在海洋应用中。

与al-4.5mg-0.5sc合金相比，al-4.5mg-0.5zr原子％合金还具有更高的工作温度范围。在随后的热处理过程中，ll2-结构的al3sc纳米析出物的析出发生在250-350℃的温度范围，而ll2-结构的al3zr纳米析出物的析出发生在350-450℃的温度范围。这在图1中说明。其意味着在时效之后，al-4.5mg-0.5sc和al-4.5mg-0.5zr原子％合金的工作温度需要分别小于350和450℃，因为超过这些温度将导致快速的粗化和强度的损失。这对于热挤压工艺而言是重要的，其中较高的热加工窗口导致较致密和较高品质的挤压零件。其还导致较低的挤压力，从而可利用低容量挤压机。目前al-4.5mg-0.5sc合金的挤压温度被限制为约350℃。对于所公开的al-mg-zr合金而言，可在最高至450℃的温度下挤压压缩的粉末或带材，在热加工窗口方面大的改进。

图3显示通过熔体纺丝工艺制造的实例合金al-4mg-1.7zr重量％合金显微组织的扫描电子显微镜图像。该显微组织是均匀的，具有一次al3zr析出物的细的一致的分布。

图4显示在采用25℃/2小时增量的等时时效过程中通过在12m/s下熔体纺丝制备的所公开的实施方案al-4.5mg-0.5tm原子％合金的峰值显微硬度，其中tm是所指出的过渡金属(第4b族元素ti、zr和hf，第5b族元素v、nb和ta，和第6b族元素cr和mo)。其显示在基底al-4.5mg原子％合金中添加过渡元素大幅地提高合金的强度。与其他所研究的过渡元素对比，锆看起来是最有效的。

图5显示在采用25℃/1小时增量的等时时效过程中通过在12m/s下熔体纺丝制备的所公开的实施方案al-4mg-0.5zr-0.1tm原子％合金的峰值显微硬度，其中tm是所指出的过渡金属(第4b族元素ti和hf，和第5b族元素v、nb和ta)。其显示在基底al-4mg原子％合金中添加锆以及其他过渡金属大幅地提高合金的强度。

图6显示几个3d打印部件的维氏显微硬度图，该3d打印部件来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末，具有相同的合金组成但使用不同参数3d打印。试验1-5使用具有37μm平均尺寸的粉末，和试验7-9使用具有13μm平均尺寸的粉末。按照样品t-测试，打印状态硬度和在热处理之后最大可实现硬度两者是统计学上等效的，显示合金化学组成和时效硬化潜力不受打印参数影响。误差棒代表在相同样品上进行10次测量的一个标准偏差。

图7显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件的显微组织的扫描电子显微照片。粗的、柱状和细的晶粒的混合物是明显的，并且在细晶粒区域中一次析出物是明显的。

图8显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效8小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。明显的是粗的、柱状晶粒已经再结晶使得它们现在是等轴的。析出物在细晶粒区域中是明显的并且阻碍时效过程中的晶粒生长。

图9显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效144小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。明显的是析出物已经粗化，然后在细晶粒区域中晶粒生长。

图10显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效144小时之后的显微组织的大视野扫描电子显微照片。明显的是析出物和晶粒粗化都导致了促进各向同性的机械性质的基本上均匀的显微组织。

图11显示在粗晶粒区域和细晶粒区域之间边界的扫描电子显微照片。立方的ll2析出物充当种晶以促进在来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件中形成纳米晶粒。

图12显示在打印状态条件下3d打印部件的细晶粒区域的高放大倍率扫描电子显微照片。立方的ll2析出物在晶粒中央，充当种晶以促进来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件中的纳米晶粒。

图13显示在打印状态条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件在其在400℃下时效8小时然后在300℃下长期暴露144小时之后的显微组织的扫描电子显微照片。由粗的晶粒和细的等轴晶粒(约1微米)的混合物组成的热稳定显微组织被立方的ll2al3zr析出物钉扎。

图14比较所公开的合金(在峰时效条件下来自al-3.6mg-1.2zr重量％粉末的3d打印部件)的拉伸屈服强度、极限拉伸强度(uts)和延伸率，与商购3d打印铝合金的拉伸屈服强度、极限拉伸强度(uts)和延伸率比较。与商购3d打印铝合金的拉伸屈服强度、极限拉伸强度(uts)和延伸率比较，所公开的合金实现最高的屈服强度和屈服强度和延展性的最好组合。

公开的铝合金的一些实施方案包含约1至10重量％的镁，和约0.3至约3重量％的锆且优选约0.45至约3重量％的锆，而铝作为余量，其中该合金拥有在室温和升高的温度下的高强度和延展性，高耐蠕变性、高耐腐蚀性、和良好的可焊性。一些实施方案还包含约0.3至约1.5重量％的钛、铪、钒、铌和钽中至少一种。在一些实施方案中，该合金包含al3zr一次析出物的分散，其具有范围从约0.05至约1.5μm的平均直径。在一些实施方案中，该合金包含具有ll2晶体结构的al3zr纳米析出物在铝基体中的分散，其具有范围从约3至约50nm的平均直径。在一些实施方案中，该合金包含铝固溶基体和al3zr一次析出物的同步分散，其具有范围从约0.05至约1.5μm的平均直径，和具有ll2晶体结构的al3zr纳米析出物在铝基体中的分散，其具有范围从约3至约50nm的平均直径。一些实施方案还包含不可避免的杂质(包括锌、铜、锰、铬、硅和铁中至少一种)。一些实施方案完全不含钪。即使一些实施方案还包含钪作为杂质(不超过约0.05重量％)，但是至少没有有意添加钪。一些实施方案完全不含铒、铥、镱和镥。即使一些实施方案还包含铒、铥、镱或镥中任一种作为杂质(不超过约0.05重量％)，但是至少没有有意添加这些元素中任一种。

公开的铝合金的一些实施方案包含镁；和选自以下的至少一种元素：第4b族元素ti、zr和hf，第5b族元素v、nb和ta，和第6b族元素cr、mo和w；而铝作为余量，其中该合金拥有在室温和升高的温度下的高强度和延展性，高耐蠕变性，高耐腐蚀性和良好的可焊性。在一些实施方案中，该合金完全不含有意添加的钪、铒、铥、镱或镥。在一些实施方案中，该合金包含纳米级铝-过渡金属析出物在铝基体中的分散，其具有范围从约3nm至约50nm的平均直径，并且其中该过渡金属选自ti、zr、hf、v、nb、ta、cr、mo和w。

公开的铝合金的一些实施方案在最高至约425℃的工作温度是热稳定的。对于一些实施方案而言，可在最高至约450℃的热加工窗口下挤压该合金。

通过快速凝固工艺制备公开的铝合金的一些实施方案。在一些实施方案中，快速凝固的合金具有细的晶粒组织，其平均晶粒直径在约200nm和约2μm之间。平均晶粒直径受合金化学组成影响并且可通过合金化组分的浓度来控制。

可将公开的铝合金制造成各种形式，例如粉末、切片、带材、线材、片材、板材或箔材。例如，可通过热等静压、单轴热压或任何其他压力辅助方法压缩由公开的合金制造的粉末，并且最终任选地挤压成部件。例如，可将由公开的合金制造的带材切割成切片，然后通过热等静压、单轴热压或任何其他压力辅助方法压缩，并且最终任选地挤压为部件。

对于由公开的铝合金形成的挤压部件而言存在许多应用，例如航空航天、汽车、和海洋应用。

例如，可将公开的合金制造为粉末并通过冷喷涂工艺使用以形成对镁或铝部件的保护性涂层。还可通过沉积新的材料层使用冷喷涂工艺来恢复部件的磨损表面。

例如，可在增材制造方法中使用由公开的合金制造的粉末。公开的铝合金的特性(包括高强度和可焊性)对增材制造工艺(或所谓的3d打印)特别重要，增材制造工艺例如粉末床方法、选择性激光熔化、定向金属激光烧结、激光工程净成形、和尤其是粉末进料定向能量沉积。在粉末进料定向能量沉积工艺过程中，通过激光能量铝粉末完全或部分熔融并焊接在一起从而形成较大的零件。在再凝固时，由于围绕的冷的粉末和在下面的固体材料充当淬火介质，凝固速率非常快。因此通常认为增材制造工艺是rsp。粉末良好的可焊性对产生无孔焊接或3d打印零件是重要的。

在约350至约450℃之间的温度下持续约0.5至约24小时之间的时间制备之后可热处理由公开的合金的气体雾化粉末制成的增材制造部件以实现析出和弥散强化。这种峰时效的增材制造部件的显微组织是热稳定的并且暴露于升高的温度持续长期时间而不改变。通过以下机制强化这种峰时效的增材制造部件：固溶强化；al3zr一次析出物，其具有范围从约0.05至约1.5μm的平均直径；具有ll2晶体结构的al3zr纳米析出物在铝基体中的分散，其具有范围从约3至约50nm的平均直径；和由细的晶粒产生的晶界强化。

增材制造部件的性质(包括高强度和低密度(即高的比强度))使其适合于在室温下或小于室温下需要高强度的应用。这样的应用包括但不限制于用于陆地运输工具、空中运输工具和海洋运输工具的车辆底盘和悬架的结构部件，卫星和航天器的结构部件，武器和防御系统，修复学，娱乐和休闲设备，艺术和创意物品。

增材制造部件的性质(包括高强度和低密度(即高的比强度))与良好耐腐蚀性组合使其适合于在室温下或小于室温下的苛刻环境中需要高强度的应用。这样的应用包括但不限制于海洋运输工具的结构部件、娱乐和休闲设备、艺术和创意物品。

增材制造部件的性质(包括高强度、热稳定性、和耐蠕变性)使其适合于在升高的温度下需要高强度的应用。这样的应用包括但不限制于燃烧引擎、喷气式引擎和火箭引擎或电动机中或附近的结构部件，产热的旋转零件附近的结构部件，例如轮和刹车片，运输和电子应用中的热管理部件和空气与空气热交换器。

增材制造部件的性质(包括高强度、热稳定性、耐蠕变性、和耐腐蚀性)使其适合于在升高的温度下的苛刻环境中需要高强度的应用。这样的应用包括但不限制于汽车、航空航天和海洋应用中的液体与空气热交换器，和电子部件中的热交换器。

由气体雾化的所公开的粉末制成的增材制造部件还具有细的晶粒组织，其平均晶粒直径在约200nm和约2μm之间。另外，增材制造部件的显微组织具有双峰分布的晶粒尺寸，有亚微米晶粒的连续网络以及宽度约1μm和长度约2μm至约10μm的伸长晶粒区域。平均晶粒直径受合金化学组成影响并且可通过合金化组分的浓度来控制。

在它的峰时效条件下，由所公开的合金的气体雾化粉末制成的增材制造部件保持了它的显微组织，使得该部件具有范围从约0.5至约1.5μm的细晶粒的连续网络和范围从约2μm至约10μm的较粗晶粒的区域。峰时效的增材制造部件中的平均晶粒直径受合金化学组成影响并且可通过调节合金化组分的浓度来控制。

在它的过时效条件下，由所公开的合金的气体雾化粉末制成的增材制造部件经历了析出和晶粒粗化，使得显微组织特征是基本上均匀的显微组织。过时效的增材制造部件中的平均晶粒直径受合金化学组成影响并且可通过调节合金化组分的浓度来控制。另外，一些立方的ll2结构的析出物已经转变至片晶d023结构的析出物并且位于过时效材料中的晶界处。

制备公开的铝合金的方法例如可包括通过快速凝固工艺制备铝合金。快速凝固工艺例如可选自以下组，例如气体雾化、喷雾沉积、熔体纺丝、熔体提取、或波束上釉。

制备公开的铝合金的方法例如可包括通过任何非平衡工艺制备铝合金。非平衡工艺例如可为机械合金化。

进行增材制造的方法例如可包括制造公开的铝合金的粉末形式，并在执行增材制造工艺中使用该粉末形式。增材制造工艺例如可选自以下组，例如粉末床方法、粉末进料定向能量沉积、选择性激光熔化、选择性激光烧结、定向金属激光烧结、或激光工程净成形。

制造部件的方法例如可包括由公开的铝合金制造带材，将该带材切割成切片，通过热等静压、单轴热压或任何其他压力辅助方法压缩该切片，和挤压压缩的切片以制造部件。

制造部件的方法例如可包括由公开的铝合金制造粉末，通过热等静压、单轴热压或任何其他压力辅助方法压缩该粉末，和挤压该压缩的粉末以制造部件。

制造部件的方法例如可包括由公开的铝合金制造粉末，通过热等静压、单轴热压或任何其他压力辅助方法压缩该粉末至接近成品形状，和机加工压缩体至其最终形状。

形成对镁或铝部件的保护性涂层的方法例如可包括由公开的铝合金制造粉末，和使用该粉末通过冷喷涂工艺涂覆该镁或铝部件。

由前述内容，将理解可在没有离开本发明的新颖概念的真正精神和范围的情况下实现多种修改和改变。要理解没有意图关于所说明和所描述的特定实施方案进行限制或不应推断关于所说明和所描述的特定实施方案进行限制。