摘要：激光选区熔化（L-PBF）作为典型的金属增材制造（AM）技术，凭借其在实现金属零件快速成形及极高几何自由度方面的独特优势，正推动众多领域的技术创新。目前，L-PBF已被广泛应用于高性能金属材料的制造，包括钢、铝合金、钛合金、高温合金及高熵合金等。尤其是在航空航
引言
激光选区熔化（L-PBF）作为典型的金属增材制造（AM）技术，凭借其在实现金属零件快速成形及极高几何自由度方面的独特优势，正推动众多领域的技术创新。目前，L-PBF已被广泛应用于高性能金属材料的制造，包括钢、铝合金、钛合金、高温合金及高熵合金等。尤其是在航空航天和新能源汽车等行业对超轻量化设计、提升能效及降低碳排放的需求日益增长的背景下，增材制造铝合金因其卓越的比强度、良好的耐腐蚀性及地壳中丰富的储量，成为备受青睐的材料选择。
然而，当前高强度变形铝合金（如2xxx和7xxx系列）在AM过程中的成形性较差，主要归因于其较宽的凝固温度区间及L-PBF复杂热历史下产生的高残余应力，极易诱发热裂纹，导致力学性能下降。细化晶粒结构、增加晶界数量以阻断凝固过程中的应力传递，是提升抗热裂性能、抑制裂纹生成的有效途径。大量晶界的存在还可抑制位错运动，进一步增强材料的力学强度。借鉴传统铸造工艺，通过引入晶格匹配的形核剂颗粒（原位生成或外加）及高生长限制因子（高Q值）有效溶质元素的孕育处理，可显著细化晶粒，抑制裂纹生成，从而获得致密且具优异力学性能的L-PBF材料。近年来，通过合金元素（如Ti、Zr、Sc、Nb、Ta）及陶瓷颗粒（如TiC、TiN、TiB2）的添加，已开发出多种适用于L-PBF的高强铝合金。我们的最新研究表明，向难焊接的7075铝合金中添加商用Ti-6Al-4V（TC4）和Ti-22Al-25Nb（Ti2AlNb）合金粉末，可获得无裂纹、近乎全致密且晶粒细化的构件。含Sc/Zr的L-PBF铝合金（如Al-Mg-Sc-Zr、Al-Mg-Mn-Sc-Zr）因其显著细化的微观结构和优异的力学性能，近年来也引发了广泛关注并取得一定商业化进展。尽管晶粒细化对这些合金的强化效果显著，但如何在高强与高延性之间实现理想平衡，仍是新型L-PBF铝合金商业化应用的主要瓶颈。
近期，高性能合金的开发突破显示，引入纳米级强化面缺陷（如孪晶界和层错）可显著提升材料的力学性能，尤其有助于提升延展性。这些纳米级面状晶体缺陷作为晶体塑性的辅助通道，通过缩短位错平均自由程、促进位错积累，有效提升位错储存能力，实现高强与高延性的协同提升。该机制已在低层错能（SFE）合金体系（如锰钢、高/中熵合金等）中获得成功应用。然而，由于铝的层错能较高（约166 mJ/m²），在铝合金中通过微观结构设计引入高密度层错和纳米孪晶面临巨大挑战。理论上，铝的SFE仅能通过特定溶质元素微幅调控，但除Mg、Ag、Zn外，大多数元素在铝中的固溶度极低，限制了SFE的可调范围。通常，仅在经历极端凝固或变形条件的特定微观结构（如磁控溅射制备的Al-Fe过饱和固溶体薄膜）中，或在大塑性变形后，才能在体铝合金中观察到这些面缺陷。因此，结合层错、纳米孪晶与多重强化机制（如晶界强化、析出强化），并利用L-PBF特有的工艺路径，有望实现增材制造铝合金的高强高延性协同提升。
本研究提出了一种高效策略，通过L-PBF工艺在高性能铝合金中引入纳米级面状缺陷（如层错、纳米孪晶、9R相及超细晶），显著提升材料的强延性协同性能。通过精确调控Mg含量，有效降低了L-PBF铝合金中面状强化缺陷的形成能垒，促进了优异力学性能的实现。基于边对边模型（E2EM）定量计算了晶体学匹配关系，为超细晶结构的形成提供理论指导。经热处理后，合金中大量纳米析出物的存在使其屈服强度高达656 MPa，创下L-PBF铝合金的最高报道值，同时保持了7.2%的良好延性。本工作不仅为高性能铝合金构件的快速原型开发奠定了坚实基础，也为类似策略在其他合金体系中的应用开辟了新路径。
图1. 细晶无裂纹Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金激光选区熔化（L-PBF）过程的理论计算。（a）FCC-Al与L12-Al3Sc晶胞结构示意图；（b）FCC-Al与L12-Al3Sc之间的原子间错配及晶面间距失配；（c）FCC-Al与L12-Al3Zr晶胞结构示意图；（d）FCC-Al与L12-Al3Zr之间的原子间错配及晶面间距失配；（e）Al-Mg-Mn与Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金Scheil–Gulliver凝固曲线计算结果，显示在Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金初始凝固阶段约有5%（摩尔分数）L12-Al3(Sc, Zr)形核颗粒析出；（f）Al-Mg-Mn与Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金在L-PBF过程中的快速凝固过程示意图，展示了晶粒细化机制及裂纹行为。
图2. 作为打印的Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金的层次异质微观结构。(a) 采用电子背散射衍射（EBSD）反极性（IPF）色彩图像，展示了该合金的纵向微观取向分布；(b) 该合金的晶粒尺寸分布及其极图插图；(c) 透射电子显微镜（TEM）亮场表征，显示三模晶粒尺寸分布（超细晶、细晶和粗晶）；(d, e) 高角环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）图像及对应的能谱（EDS）映射，揭示晶粒内立方相粒子的空间分布；(f) 在〈0 0 1〉铝晶向沿α-Al/L12-Al3(Sc, Zr)界面拍摄的高分辨率TEM（HRTEM）图像及其快速傅里叶变换（FFT）图谱；(g–i) 不同区域（超细晶区、超细晶+细晶区、超细晶+细晶+粗晶区）中主要元素（Al、Mg、Mn、Sc、Zr）的STEM-EDS映射。BD：生长方向。
图3. 作为打印铝-镁-锰-钪-锆合金中纳米尺度平面缺陷的显微结构。(a) 代表性透射电子显微镜（TEM）图像，显示晶粒内的孪晶界；(b) 代表性高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）图像，展示孪晶和9R相的共存；(c) 和(d) 对图像b的HRTEM放大，显示CTB界面；(e) 图像b的HRTEM放大，揭示纳孪晶和不同的9R相区域；(f) 9R相的HRTEM图像，插图示意9R相由九层{1 1 1}原子层组成，具有ABC/BCA/CAB/A堆垛序列；(g) 通过原子探针断层扫描（APT）测量获得的三维原子映射重建，显示作为打印铝合金的晶内化学成分分布（Al、Mg、Mn、Sc、Zr）；(h) 样品全局元素浓度剖面，插图为Mg元素（5原子%）的等值面分析，误差带表示平均值的标准偏差。注意，TEM图像是在〈1 1 0〉铝晶向轴上采集的。
图4. 热处理Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金的显微组织表征。(a)热处理后Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金的纵向EBSD IPF彩色图像；(b)EBSD反极化图像及粒径分布分析；(c)透射电子显微镜(TEM)对样品的表征，显示大量沉淀相；(d)HAADF-STEM图像及对应的EDS元素分布图；(e)L12有序结构的Al3(Sc, Zr)的高分辨率透射电子显微镜(HRTEM)图像；(f)D1a有序结构的Al4(Sc,Zr)（Ni4Mo型）的HRTEM图像及其傅里叶变换(FFT)图像。
图5. 激光粉末床熔融（L-PBF）工艺制备的铝-镁-锰-钪-钛合金的机械性能表现。(a) 典型的工程拉伸应力-应变曲线；(b) 本研究所制备的L-PBF铝合金与其他L-PBF铝合金（包括铝-硅合金，改性锻造合金，以及专为L-PBF工艺设计的高强度铝合金，与传统锻造铝合金（包括2xxx、6xxx和7xxx系列高强度合金）的机械性能进行对比。图中“+”符号表示通过机械混合或球磨外加的粉末，而“-”符号代表原位形成的粒子（预合金粉末）。
结论
在本研究中，成功开发了一种通过激光选区熔化（L-PBF）增材制造的细晶高性能Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金，该合金通过强化型面缺陷实现纳米结构化。主要结论如下：
• 打印态样品展现出分层异质的显微组织，具有三模态晶粒分布，包括位于熔池边界的超细晶（UFG）区，以及靠近熔池中心的细晶（FG）区和粗晶（UG）区。
• 由于降低的堆垛层错能（SFE）和打印过程中的强应力场，打印态合金中成功引入了高密度层错、独特的9R相及纳米孪晶。打印态合金表现出高达461 MPa的屈服强度和21%的优异延伸率。
• 直接时效处理促进了纳米析出相的强化作用，同时保留了三模态晶粒尺寸分布和纳米级面缺陷，使屈服强度提升至656 MPa，且具有7.2%的适中延展性。
综上所述，本研究为高性能铝合金的L-PBF工艺提供了新的技术路径，有助于实现轻量化设计、降低燃油消耗和碳排放，为其商业化应用的拓展奠定了坚实基础。
来源：博学的火车n0Rjo2
