本发明属于增材制造(俗称3d打印)专用材料技术领域，具体涉及一种高强度al-mg-sc合金粉末、其制备方法、在3d打印中的应用及其3d打印方法。
背景技术：
铝合金由于具有优异高比强度、耐腐蚀性、可加工性，在轻量化结构件中得到广泛应用。近一百年来，铝合金构件主要通过塑性、铸造、焊接、机械连接等传统方法成形，但随着发动机极高推进比的不断刷新，飞机结构件的轻量化设计对成形方法提出了严重挑战。激光增材制造技术正在成为解决大型飞机复杂构件制造的有效途径，其中尤其是以基于粉末床的选区激光熔化(selectivelasermelting，slm，激光粉床打印)和送粉激光打印(lasermeltingdeposition,lmd，激光送粉打印)增材制造技术为代表。铝合金激光增材制造在航空、航天、汽车等轻量化、高性能复杂零件制造领域受到高度重视。
当前铝合金激光3d打印主要采用al-12si与alsi10mg，为传统铸造牌号合金，主要存在以下问题：
(1)国内外激光3d铝合金主要为al-12si和alsi10mg，强化效果主要靠晶粒细化，打印强度通常不超过400mpa，力学强度偏低。
(2)且延伸率低于5％，尽管热处理可将延伸率提高至12％，但晶粒长大导致拉伸性能大幅下降(＜280mpa)。因此，兼具强韧性能是铝合金slm打印长期存在的难题。
(3)目前有文献报道激光3d打印2xxx铝合金与7xxx铝合金，但产生大量裂纹，导致其性能不高，不能满足实际应用。
目前，开发3d打印专用铝合金成分体系，使打印件兼具高强度(拉伸强度≥490mpa)和高韧性(延伸率≥12％)已成为3d打印领域面临的重要任务。
技术实现要素：
本部分的目的在于概述本发明的实施例的一些方面以及简要介绍一些较佳实施例。在本部分以及本申请的说明书摘要和发明名称中可能会做些简化或省略以避免使本部分、说明书摘要和发明名称的目的模糊，而这种简化或省略不能用于限制本发明的范围。
鉴于上述的技术缺陷，提出了本发明。
因此，作为本发明其中一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供一种高强度al-mg-sc合金粉末。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：一种高强度al-mg-sc合金粉末，其包括mg、sc、mn、ti、zr、ce、b，其中，以质量百分比计，所述mg含量为5～15％、所述sc含量为0.1～0.9％、所述zr含量为0.1～0.3％、所述ce含量为0.05～0.2％、所述mn含量为0.2～2％、所述ti含量为0.1～1.5％、所述b含量为0.2～1％、余量为al。
作为本发明所述的高强度al-mg-sc合金粉末的一种优选方案，其中：所述高强度al-mg-sc合金粉末为预合金粉；所述mg含量为7.5～12.5％；所述sc含量为0.3～0.8％；所述mn含量0.5～1.6％；所述ti含量0.3～1.2％；所述zr含量0.12～0.25％；所述ce含量0.08～0.17％。
作为本发明的另一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供一种高强度al-mg-sc合金粉末的制备方法。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：其包括，
配制元素组分：所述元素组分包括mg、sc、mn、ti、zr、ce、b，其中，以质量百分比计，所述mg含量为5～15％、所述sc含量为0.1～0.9％、所述zr含量为0～0.3％、所述ce含量为0～0.2％、所述mn含量为0.2～2％、所述ti含量为0.1～1.5％、所述b含量为0.2～1％、余量为al；
真空熔炼：将经过所述配制的高强度al-mg-sc合金粉末进行真空熔炼；雾化制粉：经过所述真空熔炼后进行雾化制粉，得到所述高强度al-mg-sc合金粉末。
作为本发明所述的高强度al-mg-sc合金粉末的制备方法的一种优选方案，其中：所述真空熔炼，其温度为700～900℃，其气压为0.4～0.6mpa。
作为本发明所述的高强度al-mg-sc合金粉末的制备方法的一种优选方案，其中：所述雾化制粉，为通入惰性气体进行雾化制粉，雾化压力为0.3～8mpa；所述惰性气体为氩气。
作为本发明的另一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供高强度al-mg-sc合金粉末在3d打印中的应用，其中：当所述高强度al-mg-sc合金粉末的目数≥270目时，所述3d打印为激光粉床3d打印；当所述高强度al-mg-sc合金粉末的目数为50～200目时，所述3d打印为激光送粉3d打印。
作为本发明的另一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供高强度al-mg-sc合金粉末的3d打印方法。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：一种高强度al-mg-sc合金粉末的3d打印方法，其包括，
预处理：将所述高强度al-mg-sc合金粉末在惰性气体中保温处理，温度为300～400℃，时间为3～6h。；
3d打印：在经过所述预处理后进行3d打印。
作为本发明所述的高强度al-mg-sc合金粉末的3d打印方法的一种优选方案，其中：所述预处理，其中，所述惰性气体为氩气，所述保温处理，温度为350℃，时间为4h；所述3d打印，包括，
调整温度：调整3d打印机的基板温度为100～300℃；
打印：进行激光粉床打印时，激光功率为200～400w，扫描速度为500～1500mm/s、扫描间距为0.05～0.15mm、铺粉层厚为0.03～0.06mm；进行激光送粉打印时，激光功率为350～450w、扫描速度为50～1000mm/s、扫描间距为0.15～1.0mm、层间厚度为0.1～0.5mm。
作为本发明所述的高强度al-mg-sc合金粉末的3d打印方法的一种优选方案，其还包括，
热处理：经过所述3d打印后进行热处理，其温度为300～400℃，时间为5～30h。
作为本发明的另一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供所述的3d打印方法制得的铝合金。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：所述的3d打印方法制得的铝合金，其中：所述铝合金的拉伸强度在490mpa以上，延伸率在10％以上。
本发明的有益效果：本发明合金粉末的特定组合具有纳米析出强化、细晶强化、固溶强化等多重强化机制，具有高的强度和塑性。其中sc、zr与ce的作用是形成al3sc、al3zr与alce纳米相，能作为新晶粒形核核心，显著细化晶粒，热处理后，这些粒子弥散分布于基体中，其与基体晶体学结构类似完全共格，因此可有效抑制再结晶，从而提高合金强度；添加mn、ti、b的作用是形成微米级强化相，同时消除裂纹，例如：al与ti反应生成tial3，钉扎晶界，细晶强化本发明中所涉及的稀土高强度al-mg-sc合金粉末，经过3d打印，零件不产生裂纹，致密度高，拉伸强度和延伸率都远远高于传统3d打印用的al-12si，alsi10mg合金，解决了传统铝合金3d打印强度低、延伸率差，且拉伸性能和延伸率不能同时提高的难题。本发明方法的高强度al-mg-sc合金粉末打印出的零件的拉伸强度能够达到523mpa以上，延伸率可超过13％。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。其中：
图1为本发明方法高强度al-mg-sc合金粉末形貌示意图；
图2为本发明方法高强度al-mg-sc合金粉末粒度分布示意图；
图3为本发明方法高强度al-mg-sc合金粉末x射线衍射图谱示意图；
图4为本发明方法激光粉床3d打印铝合金热处理后应力-应变曲线示意图；
图5为本发明方法激光粉床3d打印不同元素组成的铝合金的光镜示意图；
图6为本发明方法激光粉床3d打印不同元素组成的铝合金的力学性能示意图。
具体实施方式
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合具体实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。
在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是本发明还可以采用其他不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似推广，因此本发明不受下面公开的具体实施例的限制。
其次，此处所称的“一个实施例”或“实施例”是指可包含于本发明至少一个实现方式中的特定特征、结构或特性。在本说明书中不同地方出现的“在一个实施例中”并非均指同一个实施例，也不是单独的或选择性的与其他实施例互相排斥的实施例。
实施例1：
配制以下质量百分含量的组分：mg：6wt％，sc：0.3wt％，zr：0.15wt％，ce：0.1wt％，mn：0.3wt％，ti：0.5wt％，b：0.3wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度750℃，熔炼炉内气压为0.4mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力3mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出粒径270目以下的粉末用于slm打印；粒径200目以上且50目以下的粉末用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：200w；扫描速度：500mm/s；扫描间距：0.05mm；铺粉层厚：0.05mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：200mm/s；扫描间距：0.2mm；层间厚度：0.2mm。通过以上3d打印工艺制备的铝合金零件，无裂纹，拉伸强度超过490mpa，延伸率10％以上。
热处理温度300℃，在真空退火炉中保温10小时，零件的拉伸强度达523mpa以上，延伸率超过13％。
实施例2：
配制以下质量百分含量的组分：mg：8wt％，sc：0.8wt％，zr：0.1wt％，ce：0.05wt％，mn：0.5wt％，ti：0.2wt％，b：0.8wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度750℃，熔炼炉内气压为0.5mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力4mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出270目以下的粉末，可用于slm打印；200目以上且50目以下的粉末，可用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：300w；扫描速度：1000mm/s；扫描间距：0.08mm；扫描层厚：0.06mm。光纤激光lmd打印工艺为激光功率：400w；扫描速度：350mm/s；扫描间距：0.3mm；层间厚度：0.3mm。通过以上3d打印工艺制备的铝合金零件，无裂纹，拉伸强度超过490mpa，延伸率10％以上。
热处理温度320℃，在真空退火炉中保温15小时，零件的拉伸强度为515mpa以上，延伸率超过12％。
实施例3：
配制以下质量百分含量的组分：mg：10wt％，sc：0.5wt％，zr：0.15wt％，ce：0.06wt％，mn：1wt％，ti：0.3wt％，b：1wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度770℃，熔炼炉内气压为0.6mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力5mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出270目以下的粉末，可用于slm打印；200目以上且50目以下的粉末，可用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：1200mm/s；扫描间距：0.1mm；扫描层厚：0.55mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：400w；扫描速度：400mm/s；扫描间距：0.35mm；层间厚度：0.4mm。通过以上3d打印工艺制备的铝合金零件，无裂纹，拉伸强度超过490mpa，延伸率10％以上。
热处理温度380℃，在真空退火炉中保温25小时，零件的拉伸强度可达520mpa以上，延伸率超过13％。
图1本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末形貌示意图，从图1可以看出，本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末成球形，形状规则、分布均匀，图2为本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末粒度分布示意图，从图2可以看出，本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末的平均粒度d(50)＝27μm，粒度分布相对较均匀，呈正太分布。图3为本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末x射线衍射图谱，从图3可以看出，本发明制备的高强度al-mg-sc合金粉末主相为al，同时还存在很大强化相。图4为本发明制备的铝合金热处理后应力-应变曲线，从图4可以看出3d打印所制备出的铝合金拉伸强度达到了12.5％。
本发明合金粉末的特定组合具有纳米析出强化、细晶强化、固溶强化等多重强化机制，具有高的强度和塑性。其中sc、zr与ce的作用是形成al3sc、al3zr与alce纳米相，能作为新晶粒形核核心，显著细化晶粒，热处理后，这些粒子弥散分布于基体中，其与基体晶体学结构类似完全共格，因此可有效抑制再结晶，从而提高合金强度；添加mn、ti、b的作用是形成微米级强化相，同时消除裂纹，例如：al与ti反应生成tial3，钉扎晶界，细晶强化。本发明中所涉及的稀土高强度al-mg-sc合金粉末，经过3d打印，零件不产生裂纹，致密度高，拉伸强度和延伸率都远远高于传统3d打印用的al-12si，alsi10mg合金，解决了传统铝合金3d打印强度低、延伸率差，且拉伸性能和延伸率不能同时提高的难题。
本发明所选择的元素组合起协同作用，元素含量过多或过少均会影响打印工件的质量，本发明元素组合所打印出来的工件具有最佳的力学性能。
实施例4：(对比实施例)
为研究sc、zr、ce的组合对铝合金性能的影响，配制以下质量百分含量的组分：mg：6wt％，mn：0.3wt％，ti：0.5wt％，b：0.3wt％，其余为al。以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度750℃，熔炼炉内气压为0.4mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力3mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出270目以下的粉末，可用于slm打印；200目以上且50目以下的粉末，可用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：200w；扫描速度：500mm/s；扫描间距：0.05mm；铺粉层厚：0.05mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：200mm/s；扫描间距：0.2mm；层间厚度：0.2mm。
热处理温度300℃，在真空退火炉中保温10小时，零件的拉伸强度为280mpa，延伸率为4.8％。
本实验方法除高强度al-mg-sc合金粉末组成与实施例1不同外，其余条件均与实施例1相同。因此可知，sc、zr、ce组合添加对于合金细化组织具有显著的影响。
实施例5：(对比实施例)
为研究mn、ti、b的组合对铝合金性能的影响，配制以下质量百分含量的组分：mg：8wt％，sc：0.8wt％，zr：0.1wt％，ce：0.05wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度750℃，熔炼炉内气压为0.5mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力4mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出270目以下的粉末，可用于slm打印；200目以上且50目以下的粉末，可用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：300w；扫描速度：1000mm/s；扫描间距：0.08mm；扫描层厚：0.06mm。光纤激光lmd打印工艺为激光功率：400w；扫描速度：350mm/s；扫描间距：0.3mm；层间厚度：0.3mm。
热处理温度320℃，在真空退火炉中保温15小时，零件的拉伸强度为310mpa，延伸率为6.3％。此方式制备的铝合金有明显裂纹，且表面有明显气孔产生。
本实验方法除高强度al-mg-sc合金粉末组成与实施例2不同外，其余条件均与实施例2相同。因此可知，mn、ti、b的组合对消除铝合金裂纹及气孔具有显著的影响。
实施例6：(对比实施例)
为研究mg的含量对铝合金性能的影响，配制以下质量百分含量的组分：mg：20wt％，sc：0.5wt％，zr：0.15wt％，ce：0.06wt％，mn：1wt％，ti：0.3wt％，b：1wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度770℃，熔炼炉内气压为0.6mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力5mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出270目以下的粉末，可用于slm打印；200目以上且50目以下的粉末，可用于lmd打印。
于氩气气氛中，350℃下对筛分粉末进行4小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至200℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：1200mm/s；扫描间距：0.1mm；扫描层厚：0.55mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：400w；扫描速度：400mm/s；扫描间距：0.35mm；层间厚度：0.4mm。
热处理温度380℃，在真空退火炉中保温25小时，零件的拉伸强度为428mpa，延伸率为8.2％。因此可知，当mg的含量添加过多时，会降低制得的铝合金工件的延伸率，mg的添加量对于铝合金的固溶强化具有显著影响，且美的含量宜控制在本发明方法的范围内，不宜过量添加。
本实验方法除高强度al-mg-sc合金粉末组成与实施例3不同外，其余条件均与实施例3相同。
实施例7：
配制以下质量百分含量的组分：mg：5wt％，sc：0.9wt％，zr：0.3wt％，ce：0.01wt％，mn：0.2wt％，ti：0.1wt％，b：0.01wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度700℃，熔炼炉内气压为0.4mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力0.3mpa。制备出的粉末粒形为球形，筛分出粒径270目以下的粉末用于slm打印；粒径200目以上且50目以下的粉末用于lmd打印。
于氩气气氛中，300℃下对筛分粉末进行3小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至100℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：400w；扫描速度：500mm/s；扫描间距：0.05mm；铺粉层厚：0.03mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：50mm/s；扫描间距：0.15mm；层间厚度：0.1mm。
热处理温度400℃，在真空退火炉中保温5小时，零件的拉伸强度达428mpa以上，延伸率9.8％。
实施例8：
配制以下质量百分含量的组分：mg：15wt％，sc：0.1wt％，zr：0.05wt％，ce：0.2wt％，mn：2wt％，ti：1.5wt％，b：1wt％，其余为al。
以上成分的3d打印专用高强度al-mg-sc合金粉末，其制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度900℃，熔炼炉内气压为0.6mpa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力8mpa。
制备出的粉末粒形为球形，筛分出粒径270目以下的粉末用于slm打印；粒径200目以上且50目以下的粉末用于lmd打印。
于氩气气氛中，400℃下对筛分粉末进行5小时保温处理，打印时将基板加热温度提高至250℃。
以上3d打印高强度al-mg-sc合金粉末光纤激光slm打印工艺为激光功率：350w；扫描速度：1500mm/s；扫描间距：0.15mm；铺粉层厚：0.06mm。半导体激光lmd打印工艺为激光功率：450w；扫描速度：1000mm/s；扫描间距：1mm；层间厚度：0.5mm。
热处理温度300℃，在真空退火炉中保温30小时，零件的拉伸强度达396mpa以上，延伸率8.4％。
实施例9：
为研究mg的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置mg的质量百分含量分别为4％、5％、7％、9％、11％、13％、15％、17％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同。mg在铝合金中的作用是固溶强化。
实验结果表明，当mg的含量在5～15％时，制得的铝合金力学性能优异。其中优选的，当mg的含量为7.5～12.5wt％时，制得的铝合金性能更优。而当mg的含量小于5％或大于15％时，则形成了铝镁中间合金或者是固溶不完全，降低其力学性能。
实施例10：
为研究sc的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置sc的质量百分含量分别为0.1％、0.3％、0.5％、0.7％、0.9％、1.1％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同。sc在铝合金中的作用是形成al3sc纳米析出相。
实验结果表明，当sc的含量在0.1～0.9％时，制得的铝合金晶粒细小。其中优选的，当sc的含量为0.3～0.8wt％时，制得的铝合金性能更优，而当sc的含量小于0.1％或大于0.9％时，则细晶组织太少或者是形成了中间合金，降低其力学性能。
实施例11：
为研究zr的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置zr的质量百分含量分别为0.1％、0.15％、0.2％、0.3％、0.4％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同。zr在铝合金中的作用是细化晶粒组织。
实验结果表明，当zr的含量在0.1～0.3％时，制得的铝合金晶粒较细。其中优选的，当zr的含量为0.12～0.25％％时，制得的铝合金性能更优，而当zr的含量小于0.1或大于0.3％时，则细晶组织太少或者是形成了中间合金。
实施例12：
为研究ce的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置ce的质量百分含量分别为0.05％、0.1％、0.2％、0.3％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同。ce在铝合金中的作用是细化晶粒组织。
实验结果表明，当ce的含量在0.05～0.2％时，制得的铝合金晶粒细小。其中优选的，当ce的含量为0.08～0.17wt％时，制得的铝合金性能更优，而当ce的含量小于0.05或大于0.2％时，则细晶组织太少或者是形成了中间合金。
实施例13：
为研究mn的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置mn的质量百分含量分别为0.2％、0.3％、0.5％、1％、2％、3％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同。
实验结果表明，当mn的含量在0.2～2％时，制得的铝合金气孔和裂纹较少。其中优选的，当mn的含量为0.5～1.6wt％时，制得的铝合金性能更优，而当mn的含量小于0.2％或大于2％时，则气孔或者裂纹消除不明显，过多则容易形成脆性相。
实施例14：
为研究ti的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置ti的质量百分含量分别为0.1％、0.2％、0.5％、1％、1.5％、2％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同ti在铝合金中的作用是形成纳米级析出相。
实验结果表明，当ti的含量在0.1～1.5％时，制得的铝合金晶粒细小。其中优选的，当ti的含量为0.3～1.2wt％时，制得的铝合金性能更优，而当ti的含量小于0.1％或大于1.5％时，则细晶组织太少或者是形成了中间合金。
实施例15：
为研究b的质量百分含量对铝合金性能的影响，设置b的质量百分含量分别为0.2％、0.3％、1％，其余实验步骤及参数设置均与实施例1相同b在铝合金中的作用是形成微米级强化相，同时消除裂纹。
实验结果表明，当b的含量在0.2～1％时，制得的铝合金裂纹较少，组织细小。其中优选的，当si的含量为0.4～0.8wt％时，制得的铝合金性能更优。
实施例16：
为研究进行3d打印之前的保温处理对本发明制备的铝合金性能的影响，设置打印之前保温温度分别为280℃、300℃、350℃、400℃、450℃，并将保温时间分别设置为2h、3h、4h、5h、6h，实验结果表明，随着保温温度的升高，铝合金的性能逐渐提高，而当保温温度超过400度时，铝合金的拉伸强度和延伸率均降低。综合考虑保温温度及时间，当打印之前保温温度为300～400℃、保温时间为3～5h时，制得的铝合金性能最优。
实施例17：
为研究3d打印参数对于3d打印制得的铝合金工件的性能的影响，本发明分别调整不同的激光slm打印参数及激光lmd打印参数，本发明经过大量研究发现，基板温度太低容易产生裂纹，温度过高导致过冷度太小，所制得的晶粒太大，对性能不利，当进行激光粉床打印时，激光功率为200～400w，扫描速度为500～1500mm/s、扫描间距为0.05～0.15mm、铺粉层厚为0.03～0.06mm；进行激光送粉打印时，激光功率为350～450w、扫描速度为50～1000mm/s、扫描间距为0.15～1.0mm、层间厚度为0.1～0.5mm时，制得的铝合金工件性能最优。
如图5所示a、b、c、d、e、f分别对应实施例1、2、3、4、5、6的方法制备的高强度al-mg-sc合金粉末经过激光粉床3d打印得到的铝合金的光镜图。从图5可知，图5a～c，致密度都在98％以上，力学性能相对较好，其中图a最佳。图d没有加入细化晶粒和抑制裂纹的元素，可以看出存在大量的裂纹和气孔，力学性能较差；图e没有加入强化相，气孔较大，致密度为96.8％；图f也可见明显气孔。
如图6所示为本发明实施例1、2、3、4、5、6的方法打印的铝合金的抗拉伸强度。
本发明高强度al-mg-sc合金粉末由于其具有抑制裂纹及细化晶粒的元素，所打印出来的工件无裂纹，晶粒细小的性能，因此可以应用于激光slm打印、激光lmd打印，以及电子束打印(sebm)。
本发明高强度al-mg-sc合金粉末允许有最大值为0.1wt％的杂质。而对制得的合金性能不产生明显影响。
应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。