高強鋁合金由于*的比強度已成為商用和軍用飛機主要的結構材料。對于大多數(shù)對安全至關重要的應用，高強度和高韌性是對結構材料的關鍵要求。然而，強度和韌性通常相互排斥，韌性會隨著強度的提高而降低，導致設計者可以安全使用的高強度鋁合金的屈服強度受到限制。

近期，西北工業(yè)大學黃衛(wèi)東教授課題組開發(fā)了一種采用SLM技術3D打印的Sc/Zr改性Al-Mg和Al-Mn基合金，具有良好的強度和韌性組合，實現(xiàn)了與高強度7xxx鍛造鋁合金相當?shù)母咔�服強度，為制造高強、高韌鋁合金提供了一種有效的策略。

通常，斷裂韌性與裂紋*和局部微觀結構之間的相互作用有關。特別地，采用SLM技術3D打印的Al-Mg（Mn）-Sc-Zr合金不僅具有超細第二相顆粒，而且在整個熔池中還存在明顯的的非均相α-Al基體組織（混合了等軸晶和柱狀晶）。此外，激光軌跡的重疊進一步在宏觀尺度上產生了空間非均勻的微結構。因此，其斷裂韌性與裂紋*以及超細非均勻微觀結構之間的相互作用有關。

本研究中的Al-Mg-Sc-Zr粉末采用真空感應氣體霧化(VIGA)工藝制備，粉末化學成分為Al-4.66Mg-0.48Mn-0.72Sc-0.33Zr-0.12Fe-0.03Si(wt.%)，并使用EOSM2803D打印機制造。采用優(yōu)化的工藝參數(shù)可實現(xiàn)高于99.4%的致密度，打印完的樣品在325°C下直接時效4小時（峰值時效），以引入二次Al3(Sc,Zr)析出物實現(xiàn)沉淀強化。

以往有研究發(fā)現(xiàn)，采用SLM技術打印的Al-3Mg-0.2Sc-0.1Zr(wt.%)合金由柱狀晶粒構成。而在本研究中，由于提高了Sc、Zr的含量，獲得了由細晶粒和粗晶粒交替組成的非均勻晶粒組織。在熔池尺度上，顯微組織由熔合邊界處的等軸晶帶和熔池內部的扇形柱狀晶區(qū)組成，異質晶粒結構的起源歸因于整個熔池中初級Al3(Sc,Zr)相（有效的成核位點）的不均勻沉淀。由于原生Al3的富集(Sc,Zr)顆粒和高冷卻速率，等軸晶粒帶中的晶粒被顯著細化為超細晶粒(0.1–1μm)，其比鑄態(tài)Al-0.7Sc合金（25±2.7-70±4.6μm)小一個數(shù)量級。

傳統(tǒng)的高強度鍛造鋁合金通常包含三種類型的第二相顆粒：在凝固過程中形成的粗顆粒（直徑約1-10μm）；在鑄錠均勻化過程中形成的中間彌散體（直徑約0.1μm）；以及在時效過程中形成的納米級沉淀物實現(xiàn)了沉淀強化。與傳統(tǒng)鍛造鋁合金相比，SLM加工的Al-Mg-Sc-Zr合金中第二相顆粒特征的關鍵區(qū)別在于成分顆粒的顯著細化。由于熔池凝固過程中的高冷卻速度，組成顆粒的尺寸被超細化至50-200nm，體積分數(shù)約為1%。因此，直接時效后合金的成分和彌散顆粒很難區(qū)分。在直接時效過程中，在α-Al基體中形成了納米級（半徑約2nm）的二次Al3(Sc,Zr)析出物。

由于缺乏與晶粒超細化相關的位錯積累，該合金在拉伸試驗期間表現(xiàn)出較低的屈服伸長率和整體應變硬化能力。試驗結果表明，該合金的抗拉強度各向異性較低，而延展性體現(xiàn)出各向異性的特點。將SLM加工的Al-Mg-Sc-Zr合金的強度和韌性與傳統(tǒng)的2xxx、7xxx和Al-Li鍛造鋁合金進行比較發(fā)現(xiàn)，前者具有良好的強度和韌性組合，性能堪比7075-T651高強鍛造鋁合金。

從斷裂力學的角度來看，金屬基材料的斷裂過程可以看作是內在損傷/增韌和外在增韌過程的綜合結果。內在損傷取決于微觀結構的特征，一般涉及裂紋*前塑性區(qū)第二相粒子的開裂或脫粘以及基體相的晶間或穿晶斷裂等過程，內在增韌機制阻礙了可能的損害行為。相比之下，外部增韌機制如裂紋偏轉和裂紋從I型方向分叉，通常會導致I型裂紋擴展驅動力的損失。

據(jù)報道，鋁基合金的固有損傷過程取決于多尺度第二相粒子的特性。通常，納米析出物在很大程度上控制了滑移和變形行為，并間接影響合金的斷裂韌性。組成顆粒和分散體通過影響空隙的成核、生長和聚結直接影響斷裂韌性。當基體塑性變形時，大的組成顆粒很容易開裂，而中間彌散體具有較強的抗裂紋能力。

總之，對于SLM處理的Al-Mg-Sc-Zr合金，由于熔池凝固過程中初生Al3(Sc,Zr)相的高冷卻速率和不均勻析出，在合金中獲得了超細且非均質的顯微組織。成分顆粒的超細化促進了內在增韌，而非均質α-Al基體微觀結構誘導了外在增韌機制，如裂紋偏轉或分支等。盡管由于二次Al3(Sc,Zr)納米析出物導致的有序平面滑移導致脆性裂紋，但斷裂韌性通過與超細和異質微觀結構相關的多種內在/外在增韌機制得到有效改善。這項研究展示了一種制造高強度和高韌性鋁基合金的新策略。