中南大学《IJP》：实现650MPa级LPBF增材制造铝合金的强塑协同

背景导读

研究背景：

高强铝合金的 LPBF 成形面向轻量化结构件具有明确需求，但在获得高屈服强度的同时维持可靠的变形能力，通常受到热历史、冶金缺陷与残余应力水平，以及多尺度相/缺陷结构演化的共同制约。在此背景下，L12纳米析出相与 9R 等层错相关亚稳结构对热过程与界面环境高度敏感。二者能否形成可控共存的微结构单元，以及这种单元如何映射到宏观力学响应，需要给出实验观察与能量学解释之间的对应关系与相互印证。

科学问题：

中南大学研究团队围绕“工艺调控-组织起源-界面相互作用-力学响应”的关联进行展开：在总能量输入可比的前提下，通过层间低功率重熔改变热历史与熔池行为，以促进9R 结构的形成与保留；同时结合第一性原理计算阐明Mg/Si 偏聚对GSFE 的调控及其对层错相关结构形成倾向的影响；进一步通过显微表征与原子尺度模型说明L12-9R邻接强耦合的相互约束机制，并在强度分解与塑性变形的基础上讨论9R 等结构对位错运动的额外强化贡献。

相关研究成果以“Potent interplay between L12 nanoprecipitates and 9R phase enabling strength-ductility synergy in a 650 MPa-class additively manufactured aluminum alloy”为题发表在International Journal of Plasticity上，论文第一作者为中南大学余承哲博士生，通讯作者为：李瑞迪教授与甘科夫副教授。

https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2025.104595

图2 试样制备流程、力学性能测试及微观结构表征：（a）激光粉末床熔融工艺；（b）传统简单扫描策略与新型重熔扫描策略细节示意图；（c）拉伸试验试样取样方法及显微观察方向。

核心结果

l超高强塑性组合

R-AP 达到451 MPa屈服强度、21%延伸率；R-HT 达到>660 MPa屈服强度、近10 %延伸率。同时，文中给出了与传统简单扫描后时效状态的对比（S-HT 延伸率约 3.7%），用于表征工艺路线差异带来的力学性能变化。

图5 室温拉伸力学性能。（a）增材制造铝合金试样在打印态和时效态下的工程应力-应变曲线。(b) 与先前报道的增材制造铝合金对比，本研究的R-HT试样展现出卓越的力学性能，具有超高屈服强度（>650 MPa）和优异的断裂伸长率（接近10%）。(c) S-HT试样与(d) R-HT试样的断裂形态。

l GSFE的能量学支撑

结论指出 Si 与 Mg 的引入显著降低SFE，从而在热力学上促进层错形成并支撑了再实验中观察到的层错与9R 结构。

图8 基于第一性原理计算获得的GSFE。(a) 纯Al、Al-6Mg及Al-6Mg-6Si完美晶体的原子模型。(b) 部分原子沿[11-2]方向迁移形成的SF/nano-twin模型。(c-d)纯Al、Al-6Mg及Al-6Mg-6Si的GSFE曲线与柱状图。(e) 高密度堆垛缺陷相-9R微观结构形成机制的原子模型。

l重熔原位生成纳米级L12

尽管含 Sc 铝合金中 L12析出通常被认为需要较长时间的高温时效过程，但本文在重熔策略对应的打印态（R-AP）中，已在基体内观察到大量纳米级 L12-Al3Sc 析出体。这一“打印态即析出”的现象与图1所揭示的熔凝过程特征一致：重熔过程通过降低峰值热输入并缩短高温暴露时间，使得 L12的形核更易发生且其粗化受到抑制，从而在打印态形成更高密度且更细小的 L12纳米析出相。

图1 激光增材制造过程中熔池流体动力学及各相凝固热力学计算的CFD模拟。

l热处理9R存续

在此基础上，L12–9R 的界面邻接关系并非只在后续热处理后才建立。文本讨论指出，R-AP中既存在较温和热历史下形成/保留的 9R 结构，也存在原位形成的纳米 L12析出体；这些预先存在的 L12能够通过增加 L12/9R 界面面积与界面钉扎效应，抑制 9R 中部分位错反应所导致的层错湮灭，从而使 9R 的稳定化作用在打印态就开始发挥，并为后续时效阶段形成更广泛的L12–9R 邻接耦合奠定组织基础。

热处理后 9R 相的存续与其在显微尺度上与纳米尺度 L12析出相的空间邻接密切相关。对比结果显示：S-HT中可以观察到L12粗化相，而此前在S-AP 中出现的9R 相在热处理后消失；相反，R-HT中可同时识别高密度纳米级L12析出相与9R 相，且二者在多个区域呈现紧密的空间邻近关系，指出纳米级L12辅助9R 相热稳定性的重要作用。

在此基础上，通过第一性原理计算进一步解释这种稳定性来源：9R结构在L12相关化学环境（L12-Al3Sc界面层）上的形成能显著低于在α-Al 基体上的形成能（约-0.14 eV/atom vs +0.02 eV/atom），表明9R 在L12邻域从热力学角度更易形成；同时，9R的湮灭可以通过层错反应使堆垛序列回复为稳定FCC，而当9R 与L12邻接时，层错湮灭在能量上变得不利，从而提高9R 的持久性。

图9 L12析出物在热处理增材制造铝样品中稳定9R相的机制。（a1-a4）S-HT样品中大尺寸L12相。（b1-b4）R-HT样品中纳米尺度L12析出物与9R相的空间关系。(c) 9R相中层错湮灭的原子模型。(d) 9R相中包含层错湮灭的结构形成能与驱动能的第一性原理计算结果。

lL12-9R邻接耦合与相互约束

时效过程中 L12在 9R 邻域析出形成“pinning-like”稳定化，同时 9R 相抑制 L12有序结构的长大与并合，体现为“L12抑制 9R 湮灭、9R 抑制 L12粗化连并”的相互作用。

图10 L12相GSEF值的理论计算及其与层错扩展的相互作用。(a) L12相的GSFE曲线。(b) L12相在(1-10)原子平面上的差分电荷密度图。(c) 包含α-Al/L12界面的层错扩展模型示意图。(d) 相对于完美晶体结构的相对能变化曲线，对应从单SF到9R相的结构演变过程。(e1-e4)纳米级L12析出相阻碍9R相扩展。

结论阐述

本研究采用逐层激光重熔的 LPBF 成形策略对 Al-Mg-Sc-Zr 合金的组织与力学性能进行协同调控，并结合扫描路径设计与第一性原理计算系统阐明其变形与组织演化规律。结果表明，重熔过程通过晶粒细化、缺陷均匀化及熔池动力学优化，实现了优异的强度-塑性组合（打印态：451 MPa 与 21%；峰时效态：664 MPa 与9.5%），为增材制造铝合金的强塑协同提供了可行的工艺路径。能量学分析进一步指出，Si与Mg 的引入可显著降低层错能，从热力学上促进层错与9R 结构的形成，为重熔样品中预存9R的实验观察提供理论支撑。尤其在热处理后样品中，广泛存在的原味生成纳米级L12析出相-9R相邻接耦合结构区别于传统仅依赖弥散L12的强化模式：该纳米尺度互嵌结构在保留L12相干强化的同时，通过邻近9R 提供局部塑性协调，并在计算中表现为L12对9R 堆垛序列的稳定化与对层错湮灭的抑制，从而缓解应力集中并促进位错运动，实现强度与塑性的同步提升。此外，在重熔打印态拉伸20% 后观察到变形孪晶，表明重熔诱导的亚结构细化有助于应变去局域化，并在9R的作用下激活额外变形机制。值得指出的是，该重熔策略在等效总能量输入下采用更高扫描速度完成重熔道次，不显著增加激光暴露时间且不改变铺粉节拍，因此在提升力学性能的同时可维持成形效率，体现出面向工程应用的实践潜力。

数据展示

图3 S-AP与S-HT试样中晶粒结构与局部元素分布的多尺度表征

图4 激光重熔工艺策略在多尺度下调控增材制造铝合金的显微组织特征

图11 拉伸载荷作用下，打印态与时效态中变形亚结构的演化过程

来源：材料科学与工程公众号。感谢论文作者团队支持。

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