好文推荐第38期 | 期刊MATERIALS TODAY文章，快来看看吧！

1.题目： Additively manufactured fine-grained ultrahigh-strength bulk aluminum alloys with nanostructured strengthening defects （增材制造的具有纳米结构强化缺陷的超细晶高强度块状铝合金 ）

2.关键词： 增材制造；激光选区熔化；超高强度；铝合金；晶粒细化；平面缺陷

3.摘要：

4.引言：

激光选区熔化（L-PBF）作为一种典型的金属增材制造（AM）技术， 因其独特的能力可以快速制造具有极大几何自由度的金属零件 ，现 已在众多领域推动创新 。迄今为止，L-PBF已被用于制造一系列高性能金属材料，包括钢、铝合金、钛合金、超合金和高熵合金。特别是由于航空航天和电动汽车等各行业对超轻量化设计的需求日益增长，以及 提高能源效率和减少碳足迹的推动 ，增材制造的铝合金因其卓越的性能，如优异的强度重量比、良好的耐腐蚀性以及在地壳中的丰富性，正变得 越来越受欢迎 。

然而，目前的高强度锻造合金，如 2xxx和7xxx系列合金 ，由于其对热裂纹的高度敏感性， 表现出较差的增材制造可打印性 。这种 脆弱性归因于其广泛的长凝固温度范围以及L-PBF过程中复杂热历史所引起的高残余应力 ，从而导致机械性能较差。解决上述缺点的最有效策略是 开发一种超细晶结构 ，它能够通过增加晶界（GBs）来打断凝固过程中产生的应力，从而提高抗热裂纹能力，并有效抑制裂纹。大量晶界的存在还阻碍了位错的移动，并增强了机械强度。借鉴传统铸造工艺，可通过孕育处理（包括引入晶格匹配的形核颗粒，不论是原位形成还是外加颗粒）和/或包含高生长限制因子（即高Q值）的有效溶质，来显著细化晶粒。这种处理通常会在L-PBF过程中抑制裂纹并细化晶粒，从而获得致密的材料并具有理想的机械性能。近年来，通过合金元素（如Ti、Zr、Sc、Nb和Ta）或/和陶瓷颗粒（如TiC、TiN和TiB 2 ）的引入，已开发出多种用于L-PBF的高强度铝合金。另一种方法是，我们最近的研究表明，在L-PBF过程中向难焊的7075铝合金中添加商用的Ti-6Al-4V（TC4）和Ti-22Al-25Nb（Ti2AlNb）合金粉末，可以制备出无裂纹且接近全致密的、晶粒细化的部件。近年来，含Sc/Zr的L-PBF铝合金（如Al-Mg-Sc-Zr和Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金）因其显著的微观结构细化和增强的机械性能而引起了广泛关注并取得了一些商业成功。 尽管晶粒细化在这些合金中具有显著的强化作用，但在新开发的铝合金中实现强度和延展性之间的满意平衡仍然是一个重大挑战 ，这阻碍了L-PBF铝合金的更广泛商业应用。

近年来在开发高性能合金方面的突破揭示了引入纳米级强化平面缺陷（如孪晶界和层错）以增强机械性能的变革性潜力。 这种增强作用对于显著提高延展性至关重要，因为它有助于分散应变流动。 纳米级平面晶体缺陷作为晶体塑性的辅助通道，通过减少可移动位错的平均自由程并通过提供相互作用和存储位点来促进位错的积累，从而有效地扩大了位错的存储容量，最终在高强度和延展性之间实现了和谐的平衡。这一现象在具有低层错能量（SFE）的先进合金体系中得到了成功应用，以锰钢和高到中熵或多主元素合金体系为典型例子。然而，由于铝的高SFE值约为166 mJ/m²，将高密度层错和纳米孪晶作为铝合金微观结构设计策略的一部分仍然面临挑战。理论上，铝的SFE只能通过合金化特定溶质元素进行微调。不幸的是，除了镁、银和锌外，大多数这些元素在铝中的溶解度非常有限，这限制了铝中SFE的可调性。通常，铝合金中的层错或纳米孪晶仅在经历极端凝固或变形条件的特定微观结构中被检测到，如通过磁控溅射在极快冷却过程中制备的铝铁过饱和固溶体。对于块状铝合金，这些平面缺陷通常是在严重塑性变形后获得的，以实现优越的机械性能。 因此，结合层错和纳米孪晶，并与多种强化机制（如晶界强化、析出强化）相结合，通过采用L-PBF的特征加工路线，可能成为在增材制造铝合金中实现理想拉伸延展性和超高强度的有前途途径。

在此， 我们提出了一种高效策略 ， 通过L-PBF将铝合金中罕见的纳米级平面缺陷引入到增材制造的高性能铝合金中。在制备的Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金中，层错、纳米孪晶、9R相以及超细晶粒（UFG）被引入，实现了在打印态和热处理态下显著的机械强度-延展性组合 。通过精确调整镁含量，我们成功降低了在L-PBF铝合金中引入平面强化缺陷的能量障碍，从而实现了优异的机械性能。基于边到边模型（E2EM）定量计算了晶体匹配，以指导超细晶微观结构的形成。经过热处理的合金，因其大量的纳米析出物，具备高达656 MPa的卓越屈服强度，超过了迄今为止通过L-PBF生产的铝合金的任何已报道值，同时仍保持了7.2%的适度延展性。 此项工作不仅为高性能铝合金部件的快速成型奠定了坚实基础，还为将类似策略应用于其他合金揭示了新的机遇。

5.主要研究

Fig. 1. Theoretical calculation for the L-PBF of fine-grained and crack-free Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy. (a) Schematic illustration of unit cells of FCC-Al and L1 2 -Al 3 Sc; (b) interatomic misfit and the interplanar spacing mismatching between the FCC-Al and L1 2 -Al 3 Sc; (c) schematic illustration of unit cells of FCC-Al and L1 2 -Al 3 Zr; (d) interatomic misfit and the interplanar spacing mismatching between the FCC-Al and L1 2 -Al 3 Zr; (e) calculated Scheil–Gulliver solidification curves of the Al-Mg-Mn and Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloys showing approximately 5% (by mole fraction) of nucleation particles L1 2 -Al 3 (Sc, Zr) precipitated during the incipient stage of the solidification in the Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy; (f) diagrammatic sketch of the rapid solidification processes of the Al-Mg-Mn and Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloys during L-PBF, showing the grain refinement mechanism and crack behavior.

Fig. 2. Hierarchically heterogeneous microstructure of the as-printed Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy. (a) Longitudinal EBSD inverse pole (IPF) color image of the as-printed Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy; (b) grain size distribution of the as-printed Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy and the inset showing the pole figures; (c) Bright field TEM characterization of the as-printed sample showing the triple-modal grain size distribution (i.e., UFG, FG and CG); (d, e) High-angle annular dark-field scanning transmission electron microscopy (HAADF-STEM) image and corresponding EDS map of the cubic particles within the grain; (f) high-resolution TEM (HRTEM) image taken at the α-Al/L1 2 -Al 3 (Sc, Zr) interface along the 〈0 0 1〉 Al zone axis and corresponding fast Fourier transform (FFT) pattern; (g–i) STEM-EDS maps of the main elements (Al, Mg, Mn, Sc, Zr) in different regions, including UFG region, UFG + FG regions and UFG + FG + CG regions. BD: building direction.

Fig. 3. Microstructure of the nano-scaled planar defects in the as-printed Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy. (a) Representative TEM image showing the twin boundary within one grain; (b) A representative HRTEM image showing the coexistence of the nanotwins and 9R phase; (c) and (d) enlargement of HRTEM image in b, showing the CTB; (e) enlargement HRTEM image in b showing the nanotwins and different 9R phase regions; (f) HRTEM image of the 9R phase. The inset schematically indicates that the 9R phase comprises of nine {1 1 1} atomic layers with an …ABC/BCA/CAB/A… stacking sequence; (g) 3D reconstruction of the atom map from the APT measurement showing the intragranular chemical composition distribution (Al, Mg, Mn, Sc, Zr) of the as-printed Al alloy; (h) Elemental concentration profiles across the whole sample while the inset showing the isosurface analysis of the Mg element (5 at%). The error bands represent the standard deviation of the mean. Note that the TEM images were taken with the 〈1 1 0〉 Al zone axis.

Fig. 4. Microstructure characterization of the heat-treated Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy. (a) Longitudinal EBSD IPF color image of the heat-treated Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy; (b) EBSD PF image and grain size distribution of the heat-treated Al-Mg-Mn-Sc-Zr alloy; (c) TEM characterization of the heat-treated sample showing a large number of precipitates; (d) A HAADF-STEM image and corresponding EDS mapping showing the distribution of elements; (e) HRTEM image of the L1 2 -ordered Al 3 (Sc, Zr); (f) HRTEM image and the corresponding FFT image of the D1a-ordered Al 4 (Sc,Zr) (Ni 4 Mo type).