中/高熵合金（MEAs/HEAs）因其独特的成分设计和优异的力学性能成为材料领域的研究热点, 其中CoCrNi基中熵合金因其良好的韧性备受关注, 但较低的强度限制了其作为结构材料的应用。传统通过添加Al/Ti元素引入L12相强化的方法往往面临不连续析出（DP）行为导致的塑性下降问题, 而抑制DP通常需要复杂的热机械加工路线。

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近年来，增材制造（AM），也称为3D打印，已被广泛用于开发高性能金属材料和直接制造几何形状复杂的部件。此外，作为逐层沉积的特征，由AM工艺产生的原位热循环使得原位沉淀成为可能，而不需要热处理。目前已经发展了多种AM技术，主要包括粉末床熔融（PBF）和定向能量沉积（DED）两大类。其中，粉末等离子电弧增材制造（PPA-AM）是一种采用等离子弧作为热源、金属粉末作为原料的DED-Arc技术。然而，PPA-AM较高的热输入和适中的冷却速率导致制备的合金晶粒尺寸较为粗大。因此, PPA-AM制备的合金强度通常低于其他AM工艺制备的合金。有趣的是，在L12相强化的CoCrNi-AlTi中熵合金中，DP行为与晶界密切相关。DP行为始于晶界，并通过晶界扩散生长。因此，基于DED-Arc工艺特有的粗大柱状晶微观结构、原位热循环效应和高过饱和固溶体特征，有望绕过传统抑制DP行为所需的复杂热机械加工路线，直接制备具有优异力学性能的L12相强化CoCrNi-AlTi中熵合金。

受上述分析的启发，近期，温州大学陈希章教授团队与稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室（贵研铂业股份有限公司）闻明研究员团队合作，创新性地采用DED-Arc技术，利用其高热输入和适中冷却速率的特点，通过粗大柱状晶减少晶界数量并促进元素均匀分布，成功实现了L12相的高密度连续析出（CP）。具体来说，在本研究中，研究人员通过DED-Arc工艺成功地沉积了具有优异机械性能的Co30Cr18Ni42Al5Ti5MEA。热处理对L12相的析出行为有很大影响。随后，对沉积的合金进行了热处理，以研究热处理是否在获得的CP行为的基础上引起DP行为的转变。系统研究了沉积态（As-printed）和热处理态（QTAA）MEAs的微观结构和力学性能。对变形和强化机制也进行了细致的研究。该工作可为利用AM技术制备具有优异力学性能的L12增强MEAs/HEAs提供指导。

相关研究成果以“Deposited Ductile-GPa CoCrNi-based FCC medium entropy alloy with continuously precipitation by directed energy deposition-Arc”为题刊登在《International Journal of Plasticity》。

论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2025.104395

采用电弧定向能沉积技术制备了L12强化的Co30Cr18Ni42Al5Ti5中熵合金, 重点研究了该工艺对L12相析出行为的调控机制。结果表明, DED-Arc工艺的高热输入和中等冷却速率的特点有效地抑制了不连续析出行为: 粗大的柱状晶组织显著减少了晶界数量; 适度的冷却速度促进了Al/Ti元素的均匀分布, 消除了晶界偏析; 这种 “粗晶粒-元素均匀化”协同作用通过连续沉淀（CP）行为导致L12相在晶粒内的高密度分布。直接沉积的合金表现出千兆帕斯卡强度（~1090 MPa）和高均匀伸长率（~28.4 %）。此外, 沉积合金的后续热处理证实了连续L12沉淀的热稳定性, L12相体积分数增加, 同时保持 “FCC+L12”结构。这项工作为利用增材制造技术制造具有优异机械性能的 L12强化高熵合金和中熵合金提供了指导。

图5. As-printed和QTAA MEAs微结构的TEM显微图:（a）、（b）和（c）明场STEM图像显示晶界和L12纳米沉淀物。（d）从（b）获得的STEM-EDS线扫。STEM-EDS线扫分别沿（e，f）的箭头显示在（b，c）中。钴、铬、镍、铝和钛的（g1）层状EDS图谱和（g2-g7）STEM-EDS图谱图像。（g2）明场STEM图像显示晶界。（h）BF图像显示L12沉淀物（插图:SAED图案），（i）HR-TEM图像显示“FCC+L12”的结构。（i1）显示L12的（I）的IFFT图像。

图6. 重构As-printed MEA的元素分布，显示FCC和L12相之间的元素分配行为:（a）由APT测量得到的原子图的3D重构，显示L12沉淀物和FCC基体。（b）沉淀物/基体界面的成分分布的接近直方图。

图7. As-printed MEA微观结构的TEM显微图:（a）显示L12沉淀物的BF图像（插图:SAED图案）。（b）和（c）显示纳米沉淀物的DF图像。（d）连续沉淀物的HR-TEM图像，其FFT图案对应于用数字1和2标记的区域。（e）L12沉淀物的相应STEM-EDS图谱。

图8. QTAA MEA微观结构的TEM显微图:（a）显示L12沉淀物的BF图像（插图:SAED图案）。（b）和（c）显示纳米沉淀物的暗场（DF）图像。（d）连续沉淀物的HR-TEM图像，其FFT图案对应于用数字1和2标记的区域。（e）L12沉淀物的相应STEM-EDS图谱。

图9. 不同样品的机械性能。（a）工程应力-应变曲线，（b）显微硬度图（插图:每个MEAs的平均显微硬度）,（c）YS、UTS和均匀伸长率的变化趋势，（d）合金的YS和UTS与均匀伸长率的乘积。

图12. As-printed MEA拉伸试验后的TEM显微图:（a）BF图像显示滑移痕线（插图:SAED图案）。（b）BF图像显示高密度位错和位错胞。（c）和（d） BF图像显示了纳米沉淀物和位错堆积（插图:SAED图案）。（e）和（f）显示SFs和L–C锁的HR-TEM图像和FTT图案。

图13. QTAA MEA拉伸试验后的TEM显微图:（a）BF图像，显示HDDs和SFs与沉淀物之间的相互作用（插图:SAED图案）。（b）BF图像显示SFs网络。（c）BF图像显示了纳米沉淀物和SFs。（d） BF图像显示滑移迹线（插图:SAED图案）。（e）和（f）显示SFs和L–C锁的HR-TEM图像和FTT图案。

图14. 强化机制对As-printed合金和QTAA合金YS的贡献，以及计算值与实验值的比较。

结论：

在本工作中，研究人员证明了DED-Arc可以有效地调节L12强化CoCrNi MEAs中L12相的析出行为。通过有效地抑制DP行为，DED-Arc工艺成功地制备了具有强塑性协同的Co30Cr18Ni42Al5Ti5MEAs。研究了热处理对Co30Cr18Ni42Al5Ti5MEAs组织和性能的影响。主要结论如下:

1、采用DED-Arc工艺开发的L12相连续析出（CP）策略，成功制备出具有优异力学性能的Co30Cr18Ni42Al5Ti5中熵合金。沉积态合金的力学性能优于多数其他AM工艺制备的中/高熵合金，其屈服强度达736 MPa，抗拉强度1090 MPa，均匀延伸率28.4%。

2、热处理后QTAA态合金的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为849 MPa、1110 MPa和16.8%。变形机制研究表明，热处理后纳米级层错网络被激活，同时L-C锁数量增加，这两种因素共同提供了额外的变形机制，使合金在未激活变形孪晶的情况下仍保持高应变硬化率。

3、沉积态和热处理态合金的高强度源于多种强化机制的协同作用，其中析出强化起主导作用，对两种合金强度的贡献率均超过70%。

4、本工作展示了DED-Arc沉积的Co30Cr18Ni42Al5Ti5中熵合金具有优异的力学性能，证明了该增材制造技术在工程应用中的巨大潜力。

通讯作者简介:

陈希章，工学博士，教授，博导。国际焊接工程师(IWE)，温州大学机电工程学院学术带头人，获浙江省钱江学者特聘教授，浙江省“万人计划”科技创新领军人才，浙江省151第一层次人才。主持国家自然科学基金、国际合作项目等10余项，企业合作项目20余项。兼任全国材料新技术发展研究会常务理事、中国焊接学会机器人与自动化专委会委员、中国机械工程学会高级会员等。主持获得省部级奖特等奖、一等奖、三等奖等4项。指导的研究生获得全国大学生创新创业大赛、全国挑战杯等银奖、二等奖等4项。发表TOP期刊封面论文等高水平文章100余篇，授权发明专利20余项，转化4项。作为主编、副主编出版专著3部，教材2部。研究方向 （1）增材制造与再制造；（2）激光制造；（3）AI+制造；（4）表面工程。

来源
材料科学与工程 l

《IJP》突破！电弧增材制造高强韧中熵合金，连续析出L12相实现强塑性协同

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洞察

“ 卫星研制是一项高成本、高技术、高投入、高风险的系统工程。设计重量的降低以及设计周期的缩短成为卫星研制过程中的突出问题。尤其是设计重量的降低，有助于提升有效载荷的比重，提高整个航天器的机动性，同时降低发射成本，提高卫星研制单位的竞争力。

由于受限传统制造方法工艺可达性的约束，减重变得越来越难。而增材制造-3D打印技术为实现轻量化提供了全新途径。随着国内外卫星研制用户的深入应用，3D打印技术在实现复杂拓扑优化设计、点阵结构、一体化结构实现、高附加值零件制造、动力结构制造等方面发挥着独特优势。3D打印的应用也从制造轻量化的非主承力结构，迈入了通过3D打印点阵结构技术制造主承力结构的领域。

随着全球卫星需求的上升，各类卫星逐步进入批量生产阶段，铂力特的全产业链布局以及在工艺、设备、材料和研发创新等方面的优势，能够为各型卫星的批产提速提供有力支持。这不仅有助于满足日益增长的卫星市场需求，还将推动卫星产业的规模化发展，实现新质生产力为代表性的卫星制造能力。”

近日，由大连理工大学、星众空间（西安）科技有限公司及西安航天动力研究所的研究人员共同撰写的On-Orbit Validation of the OpenHarmonyReal-Time Operating System Based on the Dalian-1 Lianli Satellite由大连理工大学、星众空间（西安）科技有限公司及西安航天动力研究所的研究人员发表。文章报告了OpenHarmony RTOS移植到磁力计、数字接口太阳敏感器和姿态测量单元3款姿态确定子系统后的地面测试与在轨验证，为未来更多的微纳卫星任务部署OpenHarmony RTOS奠定了基础。

“大连1号-连理卫星”是大连理工大学设计研制、星众空间与铂力特等企业协助参研的17kg、12U高分辨率遥感立方星。该卫星于2023年5月10日随天舟六号发射升空，在中国空间站在轨存储253天后，于2024 年1月18日成功入轨。其在全球范围内首次实现基于国产芯片的OpenHarmony RTOS移植到卫星上。

铂力特负责卫星部署器框架的结构优化设计和打印生产工作，选用BLT-AlSi10Mg铝合金，利用八激光BLT-S800设备一体打印。经检验，零件关键部分尺寸精度满足卫星克服“高低温、热真空、原子氧腐蚀等太空因素”的严苛要求，保障了卫星长期在轨存储与释放的可靠性”的工况需要。

卫星入轨后持续运行511天，3款姿态确定子系统工作稳定，遥测数据正常，在轨运行状态达到预期要求。在轨期间，卫星凭借子系统的优越性能，捕获分辨率优于1米的遥感图像。值得一提的是，3款移植OpenHarmony RTOS的子系统，在中国空间站经历253天在轨存储，仍能在太空恶劣环境下平稳运行，展现出强大的服役能力。

目前全球卫星需求程度呈上升趋势。遥感卫星对农业、环保、灾害预警等场景作用巨大，亦是商业数据服务的重要载体；通信卫星利于全球互联网覆盖，能够极端、偏远地区通信造福于人；导航卫星能为低空经济、智能驾驶、无人机物流等场景做技术配套；技术试验卫星则有益于可回收火箭验证、星间链路测试、新技术迭代。

各类卫星（通信、导航、遥感、技术试验等）目前都在逐步进入批量生产，铂力特全产业链布局，可赋能各型卫星批产提速。在工艺方面，铂力特推出绿激光技术方案、大层厚打印、无支撑工艺、高精密成形等技术，能够大幅提升打印效率，为复杂结构卫星部件高效生产注入动能；设备方面，公司累积激光数量3000余个，并推出了大幅面超多激光的方案，满足卫星大规模批产需求；材料方面，掌握钛合金、高温合金等80余种可成形材料，自主研发的钛合金（TI6AL4V, TA15) 及高温合金通过航空航天AS9100认证，为航空航天产品品质保驾护航；研发创新方面，截至2024年底，公司累计申请专利646 项，并承担多项国家重点研发计划，推动卫星制造技术迭代。

“大连1号-连理卫星”飞行任务，是铂力特助力提升航天器设计自由度、轻量化和快速响应能力的一次宝贵验证。作为重塑航天制造范式的新力量，3D打印技术将持续赋能卫星批量生产，为包括巨型低轨星座在内的各类天基设施发展做出更多贡献。

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导读：通过增材制造开发兼具高强度和良好延展性且无需后续热处理的低成本钛合金极具挑战性。本研究表明，在激光定向能量沉积（LDED）工艺中，通过精确控制激光能量密度（LED），可实现向 Ti-6Al-4V（TC4）中添加 B 和 Fe 元素以原位调控 α 相和 TiB 相。当 α 相接近等轴状时，形成更多不连续的晶界 α 相（GB-α），且原位生成的针状 TiB 相均匀分散于基体中，此时 Ti-6Al-4V-3Fe-0.05B（TC4-Fe-B）合金表现出高屈服强度（1315 MPa）、抗拉强度（1396 MPa）和延展性（11.4%）。其优异强度主要归因于固溶强化、细晶强化、奥罗万强化以及 TiB 相的承载效应强化。变形后，在近等轴 α 相中观察到形变孪晶。同时，不连续的晶界 α 相（GB-α）、更小的晶粒尺寸以及 α 基体中弥散分布的 TiB 相可降低应力集中并使变形均匀化，从而提升延展性。本研究为基于增材制造工艺控制的原位合金化与复合化提供了重要指导，以实现钛合金拉伸强度 – 延展性的协同提升。

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钛合金，尤其是通过激光定向能量沉积（LDED）制备的广泛应用的TC4合金，因其高比强度、优异的耐腐蚀性、近净成形大型构件的能力以及激光修复能力而备受关注。然而，打印态TC4始终面临强度与延展性不匹配的问题。这是由于多循环加热和高冷却速率的固有特性，限制了其进一步的工业应用。因此，提出打印态TC4高强度与延展性协同提升的新策略至关重要。

通过增材制造（AM）工艺制备的合金，其力学性能可通过多种工艺或材料相关策略进行调控。工艺相关策略既包括外部参数（如高强度超声和磁场辅助AM技术），也包括内部工艺参数（如激光功率、扫描速度、光斑尺寸、层间停留时间等）。显然，AM的固有参数更易于调整，因此在文献中已被广泛研究。为了实现高密度制造，LDED需要比其他激光制造工艺（如激光粉末床熔融，LPBF）更高的能量密度，导致制造过程中熔池穿透更深。因此，LDED工艺会增加对熔融层的热输入，这通常导致α′相分解为α相。因此，LDED制备的钛合金通常表现出较高的延展性，但强度较低。

近期研究表明，添加具有高生长限制因子（Q）的溶质元素（如Cu、Fe、B）可显著细化纯钛和TC4合金的显微组织，从而提高增材制造中的强度。尽管实现了显著的晶粒细化和强度提升，但在高添加量下，由于脆性金属间化合物（如Ti₂Cu、TiFe、TiB）的形成，延展性往往会牺牲。成本效益高的溶质Fe也是最强的β稳定元素，吸引了研究人员的更多关注。最近有报道称，在TC4中适当添加约3 wt%的Fe时，不会出现脆性TiFe金属间化合物。在激光丝材沉积过程中，添加3.3 wt.%或4.7 wt.%的较高含量Fe会形成TiFe金属间化合物，这对延展性不利。此外，添加316 L或Fe可促进相变诱导塑性效应，从而增强强度-塑性匹配能力，但屈服强度仍较低。此外，硼化钛具有高弹性模量（~450-550 GPa）和热稳定性，且热膨胀系数（CTE）与钛相似，使其成为钛基复合材料的理想增强相。然而，较高的B添加量或TiB的聚集会导致塑性变形过程中TiB易开裂，从而降低延展性。因此，控制硼化钛的添加量和分散性至关重要。在最近的一篇报告中，Li等人采用粉末冶金工艺在初始β晶界和晶粒内形成TiB分散体，从而改善了合金的延展性。然而，这些合金中TiB尺寸较大，难以获得第二相强化效果。在我们之前的工作中，利用LDED技术在TC4基体中原位获得了小尺寸TiB，由于TiB晶须构成的网络结构，合金的强度得到了提高。但该研究未充分解决延展性较低的影响，也未提及弥散强化TiB。

在本工作中，我们在LDED工艺中开发了成分与工艺控制的新组合，以调控TC4的显微组织和力学性能。通过激光能量密度（LED）调整，实现了TiB分布以及α相尺寸和形貌的原位调控。系统研究了显微组织演变、拉伸和断裂行为。此外，分析了拉伸强度和延展性提升的潜在机制。

相关研究成果以“In-situ α-phase and TiB modulation for enhanced strength-ductility synergy in laser-directed energy deposited Ti-Al-V-Fe-B Alloy”发表在Additive Manufacturing

链接https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2214860425002039

图1. (a) TC4粉末、(b) Fe粉末和(c) B粉末的SEM显微图像。(d) 球磨粉末混合示意图。(e) 混合粉末的SEM显微图像及EDS面扫描的Ti、Al、V、Fe和B元素分布。Fe表面(e1)和TC4表面(e2)硼粉分布的SEM图像。(f) B元素在TC4球形粉末上分布的EPMA表征：(f1) 测试区域的背散射电子图像，(f2)和(f3) 分别为B和Ti元素的分布图。

图2. (a) 激光定向能量沉积（L-DED）加工工艺。(b) XY平面交叉扫描路径。(c) LDED制备的样品及从打印件中截取的拉伸试样尺寸（单位：mm）。(d)和(e)分别为变形前后测试位置的示意图。

表1. 激光定向能量沉积（LDED）工艺参数及测得的样品密度

图3. (a–f) SEM显微组织显示了S40、S68、S100、S120、S150和TC4-120合金的增材制造质量及TiB分布。(d1) S120的高倍二次电子图像，(d2) 相应的电子探针显微分析（EPMA）图像

图4. (a–f) 高倍SEM图像显示了打印态S40、S68、S100、S120、S150和TC4-120合金的显微组织演变。

图5. (a) 打印态S40、S68、S100、S120、S150和TC4-120合金的α相厚度及(b) X射线衍射图谱。

图6. S100（a1-a4）、S120（b1-b4）和TC4-120（c1-c4）的EBSD晶体取向图（a1, b1, c1）、重构母相显微组织图（a2, b2, c2）、核平均取向差（KAM）图（a3, b3, c3）及相应的KAM值分布（a4, b4, c4）。

图7. (a) S40、S68、S100、S120、S150和TC4-120合金的工程应力-应变曲线，(b) 屈服强度与断裂应变的Ashby图。(c1-c3) S120断口形貌的SEM观察，(c4) S120断口剖面的高倍SEM图像，(d1-d2) TC4-120断口形貌的SEM观察。

表2. 打印态S40、S68、S100、S120、S150和TC4-120合金的屈服强度（σ0.2）、抗拉强度（σUTS）、均匀延伸率（eu）和断裂延伸率（ef）

图8. 通过数字图像相关（DIC）分析获得的拉伸断裂试样S120和TC4-120的局部应变分布图。

图9. 拉伸试验后S100（a1-a3）和TC4-120（b1-b3）的EBSD晶体取向图（a1, b1）、核平均取向差（KAM）图（a2, b2）及相应的KAM值分布（a3, b3）。

图10. 拉伸断裂后S120合金中TiB附近变形显微组织的TEM分析。(a) EDS面扫描结果显示β相内Fe元素富集及TiB的存在。(b) 拉伸试验后TiB晶须附近显微组织的明场TEM图像，插图为α相、β相和TiB相的选区电子衍射（SAED）图。(c) 对应于(b)中黄色虚线方框区域的高倍图像，显示TiB晶须附近的形变孪晶。(d) 图(c)的快速傅里叶变换（FFT）图谱。(e,f,g) 高分辨透射电镜（HRTEM）图像对应于图(c)中的标记位置。

图11. 拉伸断裂后S120合金中α/β界面及α基体变形显微组织的TEM分析。(a) 拉伸试验后α/β界面变形组织的明场TEM图像。(b) 对应于(a)中黄色虚线方框区域的高倍图像，显示α/β界面附近的形变孪晶。(c) α/β界面处的高分辨透射电镜（HRTEM）图像，显示α/β相内不同方向的纳米孪晶。(d) α/β界面处的HRTEM图像，显示{10̅1}α孪晶尖端存在位错（白色“⊥”符号标记），(d1)和(d2)分别为(d)中标记位置β相和α相的逆快速傅里叶变换（IFFT）图像。(e) 图(d)的快速傅里叶变换（FFT）图谱。(f) 拉伸试验后α相内变形组织的明场TEM图像，插图为黄色虚线方框区域的高倍图像，显示贯穿α相的变形纳米孪晶。(g) 纳米孪晶的HRTEM图像。(h) 图(g)的选区电子衍射（SAED）图。

表3. 不同强化机制计算贡献增量及总强化贡献估算汇总

本研究系统研究了通过不同激光能量密度（LED）的激光定向能量沉积（LDED）工艺制备的TC4-Fe-B合金的显微组织演变和力学性能。LDED工艺能够原位调控α相和TiB的分布，从而实现强度-延展性的协同提升，尤其是在S120样品中表现显著。针对具有优异强韧性匹配能力的S120合金，详细分析了其强化和增韧机制。可得出以下结论：

1. 通过LDED工艺与不同LED参数的结合，成功制备了TC4-Fe-B合金。原位生成的TiB晶须存在于基体中，基体由主要的α相（~80%）和少量（~20%）残余β相组成。

2. 通过优化LDED工艺参数（尤其是LED控制），实现了显微组织的调控，包括TiB的分散、α相的球化以及不连续晶界α相（GB-α）的形成。LED通过调节熔池动态和循环热历史，为增强力学性能的多功能显微组织工程提供了可能。

3. TC4-Fe-B合金中α相、GB-α的尺寸和形貌差异，以及TiB的分布差异，导致了其力学性能的不同。含有α’马氏体和α板条的S68合金具有~1438 MPa的屈服强度、~1520 MPa的抗拉强度和~5.3%的可接受延展性。S120合金表现出最佳的拉伸性能，同时实现了屈服强度（~1315 MPa）、抗拉强度（~1396 MPa）和延展性（~11.4%）的提升。

4. 特别地，分析了S120合金强度与延展性协同增强的强化和变形机制。强度的提升归因于固溶强化、细晶强化、奥罗万强化和承载效应强化的协同作用。延展性的提升则归因于近等轴α相的形成、α基体中弥散分布的TiB、不连续GB-α、较小的晶粒尺寸，以及TiB界面和α/β界面附近的形变孪晶，以及贯穿α相的形变孪晶。

来源
材料学网 l

浙大《AdditiveManufacturing》激光定向能量沉积Ti-Al-V-Fe-B合金原位α相和TiB调控增强强塑性协同

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γ’相镍基高温合金的高强度主要来源于有序的γ’ Ni3(Al,Ti)沉淀相。根据合金中γ’相的含量，这些合金可分为低、中、高γ’合金。高γ’相合金通常用于制造需要在700℃以上温度下工作的涡轮叶片、涡轮盘等关键部件。然而，这些合金在PBF-LB过程中容易出现裂纹等缺陷，这主要归因于其复杂的化学成分和微观结构。

 部分图表

图3. A、B）镍基高温合金在高温下的机械性能与Al和Ti含量的关系。C）根据Al和Ti的含量，它们的可焊性。所有显示的属性都是针对传统制造，不是通过PBF-LB制造。
图6. 能量密度VED与裂纹密度关系。
图7. 激光功率、扫描速度与裂纹密度关系。
图12. 化学改性对CM247LC开裂影响的显微照片。
图13.化学改性对IN738（LC）开裂敏感性影响。
表3. 其他γ′相镍基高温合金改性研究。

表4. 添加到传统γ′镍基高温合金中的添加剂。

5. 新开发的用于熔融增材制造的γ′镍基高温合金。

图15。四种最常用的PBF-LBγ′镍基高温合金的屈服强度、极限强度和伸长率。

论文信息Laser powder bed fusion of difficult-to-print γ′ Ni-based superalloys: a review of processing approaches, properties, and remaining challengesAuthor: Pablo D. Enrique,Tatevik Minasyan,Ehsan Toyserkanidoi.org/10.1016/j.addma.2025.104811

 裂纹形成

在PBF-LB过程中，γ’相镍基高温合金容易形成多种裂纹，包括凝固裂纹、液化裂纹、应变时效裂纹和韧性下降裂纹。这些裂纹的形成与合金的化学成分、工艺参数以及热处理过程密切相关。例如，合金中Al和Ti的含量会影响其焊接性和裂纹敏感性。

缺陷控制
为了减少裂纹等缺陷的形成，研究人员通过优化工艺参数（如激光功率、扫描速度、层厚等）、合金改性（如调整微量元素含量）以及热处理（如热等静压、固溶处理和时效处理）等方法进行了大量研究。这些研究表明，通过综合应用这些方法，可以有效提高γ’相镍基高温合金的打印质量。

工艺参数优化
研究表明，降低激光功率、提高扫描速度以及减小层厚和光斑间距等工艺参数调整，有助于减少裂纹的形成。此外，采用脉冲激光源和特定的扫描策略也可以进一步改善打印质量。

合金改性
通过调整合金中的微量元素含量，如降低Hf、B、Zr等元素的含量，或添加适量的Si、C等元素，可以改善合金的打印性能。同时，开发专门针对AM工艺设计的新合金也是当前的研究热点之一。

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热处理是改善PBF-LB打印γ’相镍基高温合金性能的重要手段。通过固溶处理和时效处理，可以消除打印过程中形成的缺陷，并优化合金的微观结构和力学性能。此外，热等静压技术也被广泛应用于裂纹的愈合和微观结构的致密化。

性能对比与展望
与传统铸造和锻造工艺相比，PBF-LB打印的γ’相镍基高温合金在低温下的拉伸性能通常更优，但在高温下的强度和韧性则有待提高。未来的研究应重点关注如何通过合金设计、工艺优化和热处理等手段，进一步提升这些合金的高温性能，以满足航空航天和能源等领域对高性能材料的需求。

来源
增材研究 l

难打印γ’相镍基高温合金的PBF-LB最新进展

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▲多孔结构增材制造的演示：弗劳恩霍夫ILT的金属徽标展示了通过集成的多孔区域可调节的渗透性
© 弗劳恩霍夫激光研究所，亚琛，德国

▲ 多孔结构
© 白皮书

洞察

“ 通过精确控制孔隙率和渗透性，可以优化部件的功能，如提高电解槽和燃料电池的性能，确保氢气或液体的均匀分配和高效传输。此外，减少接缝和连接点，提高了部件的整体强度和可靠性，减少了因接缝和连接导致的潜在故障点。”

 可调节的透气性

弗劳恩霍夫ILT将在2025年6月24日至27日在慕尼黑举办的激光光子世界展（Laser World of Photonics 2025）上展示这一新技术。在演示中，弗劳恩霍夫ILT的金属标志通过集成的多孔区域展示了可调节的透气性，仅需按下按钮即可控制。这一演示清晰地展示了致密区域与可渗透区域之间的可控渗透率。

▲增材制造组件中多孔区域的特写，展示了在致密区域和多孔区域之间进行针对性渗透控制。
© 弗劳恩霍夫激光研究所，亚琛，德国

该方法基于激光粉末床熔融（LPBF）工艺，与以往专注于生产致密耐用组件不同，研究人员通过局部调整孔隙率，使组件在局部具备透气性或密实性，并且可在两种状态之间实现分级过渡。这一过程只需一个生产步骤，且可重复性高。

工艺原理：通过改变LPBF工艺参数，在局部区域引入孔隙率，从而实现可控的渗透性。这种方法允许在一个组件内结合不同密度的区域，既可以是明显的分离，也可以是逐步过渡。

设计自由度：与传统的金属泡沫或织物结构相比，该技术无需单独生产并纳入组件，避免了因接缝和连接导致的物理性能变化，如热和电阻的增加。这不仅节省了时间，还提高了设计自由度，即使是带有内部结构的复杂几何形状也能轻松制造。

应用前景：该技术在需要以可控方式分配、过滤或引导气体或液体的领域具有巨大潜力，尤其是在氢技术领域，如电解槽。这些设备由复杂的细胞堆栈组成，弗劳恩霍夫ILT正在研究是否可以直接增材制造这些层，包括特定的渗透区域，以减少部件数量、提高效率并降低成本。

 未来展望

弗劳恩霍夫ILT的专家们已经与多个应用领域的最终用户建立了联系，包括涡轮机械、工具制造、热交换器、过滤器和化学品。在激光光子世界博览会上，他们将通过一个具体的演示器展示这些组件在实践中的样子：一个带有集成多孔区域的金属研究所徽标被放置在一个透明的水池中，按下按钮时空气流过这些区域，直观地展示了渗透性。

▲增材制造组件中多孔区域的特写，展示了在致密区域和多孔区域之间进行针对性渗透控制
© 弗劳恩霍夫激光研究所，亚琛，德国

研究人员正在进一步研究如何通过过程参数精确控制渗透性，并计划让用户指定组件中需要的渗透性区域和程度，提供相应的设计和过程参数。与专注于特定应用领域的参与者不同，弗劳恩霍夫ILT采用开放的跨应用方法，旨在使这一技术能够被更多新的应用领域接受，特别是那些以前无法接触如此复杂制造方法的小型和中型企业。

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随着科技的飞速发展，人们对电磁波的使用已经达到了前所未有的高度和广度，带来技术革新和生活便利的同时，也带来了危害和危险。电磁污染威胁健康；国防领域，在雷达探测重压之下战场武器装备的生存能力面临重大挑战，如何高效吸收电磁波成为摆在科技人员面前的难题。而在自然界，经过上亿年的自然选择，动植物中早已涌现除了许许多多的电磁波收集专家，它们独特结构带来的超凡吸波能力，为人工设计新型吸波材料提供了宝贵的蓝本。

“ 3D Science Valley 白皮书 图文解析

”

近日，中北大学王智教授、尹丽仙讲师团队联合西安交通大学田小永教授团队，受螺旋藻特殊微结构启发，提出了一种三维螺旋形态的介电超材料结构，此结构具有区别于以往电磁吸波超材料的独特电磁响应机制。该研究取得了以下方面的突破。

“ 3D Science Valley 白皮书 图文解析

”

1）超宽带吸收：在2-40GHz频段内，实现了 33.7 GHz (3.5–5.1 GHz，7.9–40 GHz, RL<-10 dB)；

2）多损耗机制协同：材料损耗（极化损耗、导电损耗）与结构损耗（感应电流、电谐振、磁谐振、驻波效应）协同，实现了电磁波高效吸收；

3）利用材料共混改性与3D打印一体化成形工艺，突破了螺旋形微波吸收结构加工局限性，为高性能隐身材料结构制造提供了有效策略。

图1 仿生设计理念示意图
图2 螺旋超材料的几何结构
图3 螺旋超材料结构参数与吸波性能
图4 多机制协同吸波原理

相关研究成果以题为“A Bioinspired Helical Metamaterial for Broadband Electromagnetic Wave Absorption”发表在知名期刊Composite Part B-Engineering上。尹丽仙为论文第一作者，王智与尹丽仙为共同通讯作者。

以上成果受到山西省基础研究计划项目（项目编号：202103021223206)和中国航空科学基金（项目编号：202400110U0001)的支持。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.compositesb.2025.112685

来源
高分子科技 l

中北大学王智/尹丽仙、西安交大田小永 Compos. Part B：3D打印超材料新成果-仿生超材料结构设计、制备及机理研究

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导读：增材制造（AM）钛合金常常面临强度 – 延性权衡问题，需要新的强化机制来克服这一难题。近年来，在多种金属材料中合成了异质结构，其中许多实现了强度 – 延性协同性的提升。近来，在几种增材制造加工的钛合金中也报道了异质结构，但这些材料中异质结构在力学性能发展和变形机制里的作用仍不明确。本研究中，利用一种新型增材制造加工钛合金的微观化学不均匀性，通过可控热处理获得了一种独特的异质结构，其特征为富α细晶粒层与无α粗晶粒层交替排列，使材料拉伸0.2%屈服强度达1033 MPa，且延伸率高达19% 。加载 – 卸载 – 再加载试验表明，背应力强化对材料强度有显著贡献。原位拉伸试验和显微组织表征揭示，拉伸变形时，细晶区以及细晶与粗晶区的界面比大晶粒内部经历更显著的应变积累。应变梯度从区域边界向大晶粒内部形成。这些表明变形过程中背应力强化确实在起作用。此外，随着应变增加，晶粒内形成更多滑移带和剪切带，且发现位错切穿β基体和α析出相，这解释了优异的延性。本研究为通过构建异质结构提升增材制造钛合金的强度 – 延性协同性开辟了道路。

钛合金因其高比强度和优异的耐腐蚀性，已在航空航天工业中得到广泛应用。增材制造（AM）作为一种新兴的先进近净成形制造技术，特别适用于钛合金的加工，可显著推动钛合金的应用。然而，增材制造加工的钛合金常常面临强度-延性权衡问题。例如，激光粉末床熔融（L-PBF）加工的Ti-6Al-4V，由于形成超细针状马氏体组织，通常表现出超高屈服强度但延展性较差。后续热处理虽能大幅提高其延展性，但也会因显微组织粗化导致强度显著降低。因此，迫切需要探索新的强化机制，以实现增材制造钛合金优异的强度-延性协同性。

近年来，在多种金属材料中形成了各类异质结构（HS），其中许多结构实现了强度与延展性的优异结合。这些结构包括梯度结构、异质层片结构、双态结构、谐波结构、层状结构、双相结构、纳米域结构、纳米孪晶grains等。这些材料有一个共同特征：不同区域间在显微组织特征（如晶粒尺寸或相组成）和强度上存在显著差异，而区域的尺寸和几何形状可能差异很大。换言之，这些材料存在巨大的显微组织不均匀性。在这些异质结构材料的塑性变形过程中，由于几何必需位错（GNDs）的积累，软区会产生强大的背应力。背应力提高了异质结构材料的屈服强度，同时，塑性变形过程中的应变分配会导致额外的异质变形诱导硬化，有助于保持延展性。因此，异质结构为许多金属和合金实现良好的强度-延性协同性提供了一条有前景的途径。

传统上，异质结构是通过常规制造技术结合后续退火处理的工艺控制来创建的。例如，Liu等人通过等通道转角挤压+深冷轧制和退火处理工业纯镍，获得了一种以粗晶（CG）区嵌入超细晶（UFG）基体为特征的异质结构，实现了高强度与良好延展性的结合。Wu等人采用异步轧制+退火（引发部分再结晶）处理工业纯钛板，创建了一种异质层片结构，其特征是软质微晶层片嵌入硬质超细晶层片基体中。这种异质结构产生了前所未有的性能组合：强度与超细晶金属相当，同时延展性与传统粗晶金属一样好。Ameyama等人采用球磨或气流milling处理金属粉末颗粒，然后通过放电等离子烧结进行固结，成功在多种材料中创建了谐波结构，即粗晶区均匀嵌入三维连续连接的超细晶区的结构，使这些材料的强度和延展性得到提升。近期，在多种增材制造加工的金属材料中发现异质结构可直接形成。在多种激光粉末床熔融加工的铝合金（如AlMnScZr、AlCuMgTi和AlZnMgCuScZr）中，经常观察到一种异质结构，由装饰月牙形熔池边界的超细等轴晶和向熔池中心生长的粗柱状晶组成。具有这种独特异质结构的合金均表现出强度和延展性的提升。在一些增材制造加工的钛合金中也观察到了异质结构。例如，Wang等人通过直接能量沉积（DED）在TC11、TC15和TC17中形成了以粗柱状晶（CCG）区嵌入细等轴晶（FEG）区为特征的异质结构。Qiu等人和Liu等人分别通过DED在Ti5553和Ti–5Al-5Mo–5V–1Cr–1Fe（Ti55511）合金中形成了由交替的粗柱状晶和细等轴晶层组成的异质结构。尽管已有不少关于这些增材制造钛合金中异质结构形成的报道，但关于这些异质结构在力学性能发展中作用的研究却很缺乏。异质结构如何影响这些增材制造材料的力学性能，需要深入研究。

本研究通过激光粉末床熔融设计并合成了一种新型钛合金，然后对其进行不同温度的后续固溶处理（ST）。深入研究了激光粉末床熔融和固溶处理过程中的显微组织演变及其对力学性能发展的影响。还通过透射电子显微镜（TEM）、原位扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）和拉伸试验中的数字图像相关（DIC）分析，研究了材料的变形机制。我们的研究表明，对打印态材料在接近β转变温度下进行可控固溶处理，可在钛合金中形成一种独特的双异质结构，其特征为富α细晶粒层与无α粗晶粒层交替排列。由于异质结构的存在，细晶（FG）与粗晶区界面发生应变积累并形成应变梯度，产生背应力强化，从而使拉伸屈服强度较高。同时，异质结构在变形过程中促进了均匀分布的滑移带和剪切带的形成。发现位错可切穿β基体和α析出相。这些使热处理后的材料具有优异的延展性。我们的研究表明，通过在增材制造钛合金中创建异质结构，可实现优异的强度-延性协同性。

相关研究成果以“Achieving excellent strength-ductility synergy in an additively manufactured titanium alloy by forming a bi-heterogeneous structure”发表在Additive Manufacturing上

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2214860425001964v

图1. 打印态材料的显微组织。(a) 光学显微图像显示打印态材料中的凝固熔池及晶粒结构；(b-c) 扫描电镜图像分别显示(a)中所示熔池底部(b)和熔池内部(c)的组织；(d) 打印态样品的X射线衍射分析结果。

图2. 打印态材料的晶粒结构与织构。(a) β相晶粒结构的EBSD反极图（IPF）彩色映射图；(b) β相的极图；(c) α相的极图；(d) β相晶粒尺寸分布；(e) 打印态材料中β相晶粒取向差角分布。

图3. 激光粉末床熔融（L-PBF）加工及固溶处理样品的显微组织。光学显微图像显示不同固溶处理温度下的显微组织：(a1-a2) 750℃固溶处理；(b1-b2) 865℃固溶处理；(c1-c2) 900℃固溶处理。图(a)中箭头指示白色条带的存在，图(c)中箭头指示晶界。

图4. 750℃固溶处理前后部分凝固熔池底部及内部的化学元素分布。(a, c) 扫描电镜图像显示打印态样品中两个随机熔池的底部区域；(b, d) 扫描电镜-能谱（SEM-EDS）面扫结果显示熔池底部存在Mo或Cr元素的偏析。(e) 750℃固溶处理样品的扫描电镜图像；(f-h) 对应(e)中区域的SEM-EDS面扫结果显示元素分布情况。

图5. 865℃固溶处理样品的显微组织细节。(a-b) 扫描电镜图像显示样品的显微组织细节；(c) 固溶处理样品中某区域的EBSD反极图（IPF）彩色映射图；(d-e) 晶粒尺寸分布图表；(f) β相晶粒取向差角分布。

图6. 不同工艺条件制备材料的拉伸性能。(a) 不同样品的拉伸工程应力-应变曲线；(b) 应变硬化率-真应变曲线；(c) 865℃固溶处理样品的加载-卸载-再加载应力-应变曲线及背应力；(d) 磁滞回线局部放大图。

图7. 激光粉末床熔融（L-PBF）及固溶处理样品中晶粒结构随应变增加的演变。(a) 原位拉伸试验的应力-位移曲线；(b-f) 原位EBSD反极图（IPF）彩色映射图显示865℃固溶处理样品在试验不同阶段的晶粒取向：(b)Ⅰ阶段；(c)Ⅴ阶段；(d)Ⅷ阶段；(e)Ⅺ阶段和(f)Ⅻ阶段。(b)中虚线表示为后续原位SEM/DIC测量所选区域。

图8. 晶粒取向随应变增加的演变。从图7b-f原位拉伸试验不同阶段提取的单个晶粒的原位EBSD反极图（IPF图）：(a) 晶粒1；(b) 晶粒5；(c) 晶粒6。

图9. 激光粉末床熔融（L-PBF）及固溶处理样品中应变随位移增加的分布。865℃固溶处理样品在原位拉伸试验不同阶段的 Kernel平均取向差（KAM）图：(a)Ⅰ阶段；(b)Ⅱ阶段；(c)Ⅴ阶段；(d)Ⅷ阶段；(e)Ⅺ阶段；(f)Ⅻ阶段。虚线表示细晶（FG）/粗晶（CG）界面，箭头显示从细晶区向粗晶区的应变梯度。

图10. 滑移带分布及随应变增加的演变。扫描电镜图像显示865℃固溶处理样品在原位拉伸试验不同阶段的变形亚结构：(a)Ⅶ阶段；(b)Ⅷ阶段；(c)Ⅸ阶段；(d)Ⅹ阶段；(e)Ⅺ阶段；(f)Ⅻ阶段。

图11. 激光粉末床熔融（L-PBF）及固溶处理样品中的应变（exx）分布与演变。原位数字图像相关（DIC）结果显示865℃固溶处理样品在不同阶段的轴向拉伸应变分布：(a)Ⅶ阶段；(b)Ⅷ阶段；(c)Ⅸ阶段；(d)Ⅹ阶段；(e)Ⅺ阶段；(f)Ⅻ阶段。这些视图对应于图7b中所选区域，虚线表示细晶（FG）/粗晶（CG）界面。

图12. 激光粉末床熔融（L-PBF）及固溶处理样品中的应变（eyy）分布与演变。原位数字图像相关（DIC）结果显示865℃固溶处理样品在不同变形阶段的横向拉伸应变分布：(a)Ⅶ阶段；(b)Ⅷ阶段；(c)Ⅸ阶段；(d)Ⅹ阶段；(e)Ⅺ阶段；(f)Ⅻ阶段。箭头指示粗晶（CG）/细晶（FG）界面区域的应变集中，这些视图对应于图7b中所选区域，虚线表示细晶/粗晶界面。

图13. 不同工艺条件制备试样的拉伸断口形貌。扫描电镜图像显示：(a1-a2) 打印态材料的拉伸断口表面；(b-d) 不同温度固溶处理样品的断口，其中(b1-b2)为750℃处理，(c1-c2)为865℃处理，(d1-d2)为900℃处理。

图14. 激光粉末床熔融（L-PBF）及固溶处理样品拉伸试验后的变形亚结构。(a)-(b) 双光束条件下的明场透射电镜（TEM）图像，显示L-PBF加工（400 W-110 μs）及热处理样品拉伸后α相与位错的相互作用；(c-d) 明场和暗场图像显示β基体中存在变形诱导的⍺′相。(b)和(c)中的插图为对应区域的选区电子衍射（SAED）图谱。

•本研究中打印态钛合金的熔池底部富集Cr或Mo，这些元素在865℃固溶处理时形成β相带。再结晶可能在这些相带周围发生，导致含α的细晶粒形成，并产生由富α细晶粒层和无α粗晶粒层交替组成的双异质结构。

•具有异质结构的材料表现出显著的背应力强化效应，从而实现优异的强度-延展性协同性，其特征为1033 MPa的高拉伸屈服强度和19%的大延伸率。

•拉伸变形期间，细晶粒区以及细晶粒与粗晶粒区之间的界面比粗晶粒区经历更显著的应变积累。从细晶粒区到较大晶粒内部形成应变梯度，进一步证实了背应力强化的激活。

•异质结构有利于形成均匀分布的滑移带和剪切带，这与位错穿过β基体和α析出物的自由运动共同导致延展性增强。

来源
材料学网 l

北京航空航天大学《AdditiveManufacturing》通过形成双异质结构实现增材制造钛合金优异的强度-延展性协同

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 研究背景和目的

双金属结构因能结合不同金属的独特优势，在航空航天、核电站、化工设备及海洋工程等领域有广泛应用。激光定向能沉积（LDED）技术因其高设计自由度和精确控制性，成为制造复杂多材料结构的一种有前景的方法。本研究通过LDED技术制备了水平连接的IN718/CuSn10双金属结构，并探究了不同沉积顺序对界面特性的影响。

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”

 实验方法与材料

实验采用气雾化IN718和CuSn10粉末作为原料，通过LDED设备制备了两种沉积顺序的双金属样品：一种是先沉积IN718后沉积CuSn10（NiA-CuA顺序），另一种则相反（CuA-NiA顺序）。利用光学显微镜、扫描电子显微镜等手段对界面微观结构进行表征，并通过拉伸试验评估了力学性能。

 全部研究图片表格

图1. （a，b）CuSn10和（c，d）IN718粉末的形态和粒度分布。

表1.CuSn10粉末的成分。

表2. IN718粉末的成分。

图2. （a）LDED过程的原理图；（b-c）双金属结构示意图；（d-e）制备的NiA-CuA和CuA-NiA样品；（f）拉伸试样的尺寸；（g）典型拉伸试样。

表3. 本研究中LDED工艺的参数。

图3. CuA-NiA结构的微观结构：（a）横截面概述。（b-e）不同界面的SEM图像。

图4. NiA-CuA结构的微观结构：（a）横截面概述。（b-e）不同界面的SEM图像。

图5. 两种双金属结构的XRD分析。

图6. 成分分布和EPMA线扫描结果显示（a，c）CuA-NiA样品和（b，d）NiA-CuA样品的重叠区域。

图7. CuA-NiA样品NiA区域的裂纹形态和元素分布：（a）CuA-NiB样品中最大裂纹的形态，（b）（a）的EDS结果，（c）CuA-Ni2A样品中第一条NiA轨迹的元素组成，（d）第一条NiB轨迹中的微裂纹，（e）裂纹起源的形态。

图8. 双金属结构不同界面的成分分布：（a）CuA@NiACuA-NiA样品中的界面，（b）NiA@CuACuA-NiA样品中的界面，（c）NiA@CuANiA-CuA样品中的界面，（d）CuA@NiANiA-CuA样品中的界面。

图9. 远离界面的IN718和CuSn10的晶界图和IPF：（a1-a3）NiA、（b1-b3）CuA；（c1-c3）显示了CuA的晶界图、IPF和相分布图的放大图。

表4. 不同区域粒度的定量分析。

图10. 重叠区的晶界图、IPF和EDS图：（a，b）CuA-NiA样品和（c，d）NiA-CuA样品。

图11. XY截面双金属结构的显微硬度分布。

图12. 试样的拉伸行为：（a）应力-应变曲线（分别显示了纯CuSn10和纯IN718的一条代表性曲线），以及（b）CuA、NiA和NiA-CuA双金属结构的极限拉伸强度和伸长率的统计数据。

图13. NiA-CuA双金属结构拉伸试样的断裂特征：（a-c）试样在CuA侧断裂；（d）（c）的断裂面的SEM图像；（e）NiA侧断裂的试样；（f-h）（e）的断裂面的SEM图像；（i）（h）的EDS结果。

图14. 不同沉积顺序下双金属结构界面形成过程示意图：（a）NiA@CuACuA-NiA样品中的界面，（b）CuA@NiACuA-NiA样品中的界面，（c）CuA@NiANiA-CuA样品中的界面，（d）NiA@CuANiA-CuA样品中的界面。

图15. JMatPro利用NiFe高温合金数据库预测了不同Cu含量的IN718的凝固行为：（a）scheil-Gulliver凝固曲线；（b-d）液相中元素的演变。

图16. 双金属结构中裂纹区域的晶界图、IPF和KAM图：（a）NiA@CuA接口；（b、c）CuA-NiA结构中NiA的第一轨道和第二轨道界面之间的热裂纹。

图17. JMatPro利用NiFe高温合金数据库预测了不同铜含量的IN718的热物理特性。

 研究结果

1.‌界面微观结构‌：

NiA-CuA顺序：界面结合良好，仅局部出现微裂纹。CuA@NiA界面显示出典型的熔池边界形态，NiA@CuA界面则存在少量脱层。

CuA-NiA顺序：界面出现直通裂纹，且CuA与基底316L之间出现液态金属脆性裂纹。NiA@CuA界面脱层严重，并伴有局部冶金结合。

2.‌元素分布与相组成‌：

NiA-CuA顺序：Cu元素在NiA层中的扩散有限，主要分布在约20微米的狭窄区域内。CuA-NiA顺序：大量Cu元素扩散到NiA层中，导致NiA层出现大量Cu偏析，增加了开裂敏感性。

3.‌力学性能‌：

NiA-CuA双金属结构的拉伸强度为566 MPa，介于IN718和CuSn10的拉伸强度之间。但由于界面存在微裂纹，其伸长率有所下降。CuA-NiA双金属结构由于存在严重裂纹，无法进行拉伸测试。

 讨论

·‌界面形态形成‌：沉积顺序影响热传导过程，从而导致界面形态的差异。NiA-CuA顺序下，CuA的高热导率促进了热量的快速散失，形成更稳定的界面。

·‌微观结构演化机制‌：不同沉积顺序导致重叠区域成分差异，进而影响凝固微观结构。CuA-NiA顺序下，Cu元素在NiA层中的大量偏析促进了裂纹的形成。

·‌裂纹形成机制‌：界面脱层和NiA层内的热裂纹是主要的裂纹类型。CuA-NiA顺序下，Cu元素在NiA层中的偏析和成分梯度导致更高的开裂敏感性。

 结论

沉积顺序对IN718/CuSn10双金属结构的界面结合和力学性能有重要影响。NiA-CuA顺序下制备的双金属结构具有更好的界面结合性能和力学性能。未来研究可关注开发中间层材料以减少Cu元素在NiA层中的过度混合。

论文信息

Effect of deposition sequence on interface characteristics of IN718/CuSn10 horizontal bimetallic structures via laser directed energy depositionAuthor: Jiahua Wang,Ding Yuan,Xiaojing Sun,Zeng Zhang,Zhenlin Yang,Chao Weidoi.org/10.1016/j.matdes.2025.114085

导师简介

韦超，中国科学院宁波材料所激光极端制造研究中心副主任，正高级工程师，博士生导师。研究方向包括: 多材料粉末床熔融增材制造、难加工材料激光复合加工。杨振林，哈尔滨工程大学烟台研究生院副教授，硕士生导师。研究方向：水下焊接与切割技术；金属增材制造技术；材料腐蚀与防护。

来源
增材研究 l

中科院：激光定向能沉积顺序如何影响IN718/CuSn10双金属界面特性

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导读 ▏新型镍基高温合金K4750具有激光粉末床熔化（LPBF）的潜在适用性。然而，K4750的LPBF加工及其产生的微观结构和力学性能仍然没有得到充分的研究。中国科学院金属研究所研究员马颖澈等科研人员通过优化激光参数（功率/速度）制造了K4750样品，与铸件相比强度和延展性得到了提高。

文章链接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2025.03.136

本研究中使用的K4750合金的标称成分为20.0%Cr、4.5%Fe、1.3%Mo、3.0%W、1.2%Al、3.0%Ti、1.5%Nb、0.1%C和0.007%B，余量为Ni（wt%）。粒度分布分别为D10=40.2μm、D50=57.6μm和D90=71.0μm。

图1. 通过等离子体旋转电极工艺制备的K4750合金粉末的形态和尺寸分布。

图2（a）显示了在不同E下制备的样品的yz横截面的形态。值得注意的是，用高E生产的样品显示出明显的球形孔，如图2（b）所示。相比之下，如图2（c）所示，用低E生产的样品显示没有熔合缺陷。图2（d）中总结的定量分析表明，当E在47至78 J/mm3之间时，孔隙率可以控制在0.68%以下。在检查的参数中，样品E63（P=240W，v=1200mm/s）达到了接近全密度，最小孔隙率约为0.04%。然而，发现过高的P和v会导致样品的边缘变形，最终阻碍印刷过程的成功完成（例如E94、E80和E67）。此外，图2（a）中的E56和E54中发现了裂纹，其形成机制将在后文中讨论。

图2.（a） 不同E下制备的样品yz横截面的形态。（b）孔的相应缺陷和（c）高E和低E样品中的未熔合。（d） 计算出的孔隙度与E的关系。

图3显示了通过xy、yz和xz横截面的EBSD扫描识别的晶界（GB）绘制的逆极图（IPF），E范围为188至40 J/mm3。晶体取向沿z轴投影。与传统观察到的刻面形态不同，这些颗粒呈现出波纹和棋盘图案。在高E中，明显可见较大的柱状晶粒，其长轴通常平行于BD。这些晶粒的宽度约为80μm，与孵化距离一致，与重叠的相邻区域相互作用。在xy横截面中，柱状晶粒的连续性在扫描轨道中心线处因细晶粒的存在而中断。在xz横截面中，柱状晶粒的延伸长度超过100微米，大大超过了层厚度，表明晶粒生长跨越了多层。随着E的减小，观察到柱状晶粒的突出度明显降低。这在图3（f）中尤为明显，其中颗粒表现出更混乱的排列。在白色虚线圆圈的突出显示下，等轴晶粒的成核位点出现，扰乱了细长柱状晶粒的生长。

图3. 绘制的晶粒边界（GB）的逆极图（IPF）显示了具有不同E的典型工艺参数的晶粒结构。

图4提供了晶体结构的详细分析，重点是E188、E113和E40样品。E188样品表现出明显的立方结构，如相对于xy平面的<001>和<011>晶体方向族的IPF图和极图（PF）所示（图4（a））。<001>轴沿着x、y和z平分线强烈对齐，显示出最大强度为21.5的显著纹理，如多重均匀分布（MUD）所量化的那样。相比之下，E113和E40样品显示出显著的纹理强度降低趋势（图4（b，c））。MUD值分别为12.8和仅4.4。MUD值接近1通常表示完全等轴晶粒结构。因此，能量输入显著影响晶粒结构和织构强度，较低的能量输入会产生更多的等轴晶粒和较少的织构晶粒。

图4. 比较（a）E188、（b）E113和（c）E40样品的晶粒结构。

图5中的BSE图像提供了亚晶胞生长行为的整体视图，平均尺寸限制在2μm以下。对于E141，晶胞要么沿着BD连续生长，要么旋转90°形成V形形态。这一观察结果与参考文献中报告的结果一致。表明在可比条件下具有相似的生长方式。连续生长主要发生在熔池的中心线，而V形排列在轨道线上。相比之下，低能量输入样本（E40）说明了晶胞生长的更随机的方向，强化了较低能量输入会减少纹理的发现。

图5. BSE图像显示了（a，b）E141和（c，d）E40样品颗粒内晶胞的生长行为。

使用STEM的检查揭示了晶胞结构的深刻细节。如图6（a-c）所示，以样品E63为例，晶胞边界主要由缠结位错组成，而内部表现出的位错要少得多。位错的存在可归因于不同晶胞之间的轻微局部取向错误。此外，图6（b）中的相应EDS映射突出了Ti和Nb元素在晶胞边界的微观偏析。这一观察结果与Ti和Nb的已知行为一致，它们的分配系数通常大于1，表明它们在凝固过程中倾向于分离成固相，导致晶胞边界的成分变化。此外，通过EDS图谱和SAED（a=0.430 nm）鉴定，在晶胞边界观察到超细MC型碳化物（M=Ti，Nb）（图6（d，e））。它们的成核归因于溶质偏析和结构缺陷，这降低了晶粒内二次相形成的能量势垒。微观偏析和MC碳化物为胞状边界富含位错的性质提供了其他解释。这些位错可能是由微观偏析引起的本构应力引起的，导致晶格畸变，也可能是由与次生相相关的相干应变引起的。

图6. STEM高角度年度暗场（HAADF）图像显示了晶胞结构，其边界由缠结的位错组成，并被超细MC型碳化物装饰。

结果表明，E63提供了零件密度的最佳折衷方案。图7（a）描绘了在室温和750°C下进行拉伸试验时，在这些参数下生产的LPBF-K4750试样的典型工程应力-应变曲线。在室温下，平均屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率分别为1071 MPa、1452 MPa和14.5%。在750°C时，相应的值分别为790 MPa、991 MPa和8.8%。与铸造K4750相比，屈服强度、抗拉强度和室温伸长率分别协同提高了31.4%、35.6%和98.6%。在750°C下，强度也有类似的增强，同时保持了相当的伸长率。此外，图7（b）显示了K4750和其他LPBF镍基高温合金在室温下的抗拉强度与伸长率的比较。这项工作的抗拉强度和伸长率超过了IN 738LC（以其40-50%的高γ′相分数而闻名）。LPBF-K4750的抗拉强度也超过了IN 718，并且明显优于Haynes 282和Hastelloy X。

图7. （a） LPBF-K4750合金在室温和750°C下拉伸后的工程应变-应力曲线。（b） 所研究的LPBF-K4750与IN 738LC、IN 718、Haynes 282和Hastelloy X的其他镍基高温合金的比RT抗拉强度与伸长率的比较。

图8通过熔池特征解释了高E下的孔隙形成和低E下的未熔合。E188和E40最上面的扫描轨迹的形态学比较（分别为图8（a）和（d））显示，在高E处有一个深而窄的池，在低E处则有一个浅而半圆形的池，这与E减小时从钥匙孔到传导模式的转变相一致。如图8（b）所示，在高E下，快速金属蒸发产生的反冲压力（F1）克服了表面张力（F2）和静水压力（F3），推动液态金属向下形成深锁孔。这种钥匙孔效应与孔隙形成有关：高蒸发会产生气泡，剧烈的动力学会破坏压力平衡，导致钥匙孔坍塌。流入坍塌空隙的熔体会捕获金属和保护气体，导致凝固时出现孔隙（图8（c））。E的增加也加剧了马兰戈尼流，增强了气体截留。在低E下，激光能量的降低限制了汽化，防止了小孔的形成和向传导模式的转变（图8（d））。然而，能量不足可能导致熔池尺寸不足，导致相邻轨道和层之间不完全重叠和重熔，导致不规则的未熔合缺陷（图8（e，f））。

图8。在（a-c）高E和（d-f）低E下，孔隙的产生和熔合缺陷的缺乏分别对应于钥匙孔和传导熔化模式。

图9（a，b）显示了与晶胞生长方向对齐的波浪形裂纹。图9（c）中缺乏液体填充的孔隙表明凝固开裂是主要的失效机制，这与K4750合金由于其低γ′相含量而对应变时效开裂的低敏感性是一致的。LPBF中的快速冷却也限制了γ′和硼化物等液化相的形成，降低了液化开裂的敏感性。图9（d–f）中的EBSD分析证实，在取向偏差为27°的GB处出现裂纹，这与取向偏差>15°的GB发生凝固裂纹的发现一致。图9（f）中的几何必要位错（GND）图表示裂纹GB附近的应变累积，图9（g）中的SEM-EDS图显示裂纹区域中Cr、Ti、Nb、Mo和B的偏析。这些元素扩大了凝固范围，通过扩大固相和液相共存的温度范围来增加裂纹敏感性。如图9（h）所示，残余液体条件下的热应力会沿胞间区域引发裂纹，其中一些在凝固时形成晶界。值得注意的是，仅在E54和E56样品中观察到裂纹，这意味着K4750合金在广泛的工艺范围内具有较低的裂纹敏感性，支持其高质量LPBF制造的可行性。

图9. （a–c）凝固裂纹的形态。（d–f）裂纹的EBSD分析结果和（g）相应的SEM-EDS映射。（h） 凝固裂纹形成机理示意图。

图10（a）显示了带有熔池边界（MPB）和GB的EBSD带收缩（BC）图，其中晶胞的生长方向由红色箭头标记。图10（b）显示了与GB重叠的IPF图（黑线），揭示了大柱状晶粒在沉积层中持续生长，强烈表明MPB不会阻碍晶粒生长。在凝固过程中，晶粒成核主要在熔池底部开始，<001>（FCC晶体的易生长方向）快速生长。在LPBF的高温梯度（103–104 K/mm）下，晶粒在固液界面前继续生长而没有成核，尽管存在轻微的取向偏差（如图10（b）中的4°），但仍能在MPB上持续外延生长。柱状晶粒也沿着轨道方向延伸，如图10（b）中标记的相邻轨道之间9.5°的错位。在这种转变过程中，<001>晶胞旋转了约90°，这是先前研究中观察到的一个特征，由于FCC晶格对称性，没有形成新的晶粒（[100]、[001]和[010]）。图10（c）概述了高E样品中的晶粒生长机制。显示了两种主要途径：（i）跨层MPB的连续生长和（ii）跨轨道MPB的90°旋转。使用EBSD数据进行3D晶胞图示，该图将微观结构特征与晶体学现象联系起来，解释了具有强烈<100>纹理的大柱状晶粒的形成。

图10. （a-c）E188和（d-f）E40样品的晶粒形态和晶体结构的演变。在E188中，<001>晶胞在不同的熔体极边界（MPB）外延生长。在E40中，等轴晶粒在MPB和熔池中间成核。

减少E限制了大柱状晶粒的形成，削弱了晶体结构。图10（d，e）显示了E40样品中等轴晶粒的存在，这些晶粒在MPB和熔池中心形成。由于几个关键因素，等轴晶粒的出现不是由于均匀成核。首先，高冷却速率（103–106 K/s）抑制了溶质截留，导致溶质沿熔池深度分布，与杠杆定律和谢尔方程的预测严重偏离。这种偏差导致通常具有较大生长限制因子的溶质的微观偏析减少。此外，强化的热梯度也有效地抑制了宪法过冷的发展。相反，等轴晶粒的形成最好用非均匀成核来解释。E的减少已被证明会增加将部分熔化的颗粒（PMP）困在熔池中的可能性，因为重新熔化先前印刷层的可用能量会减少。这些PMP充当孕育剂，减少了成核的临界欠冷，从而促进了成核事件。在LPBF过程中通常出现冷却不足的情况下，它们的作用变得尤为重要。此外，第二相粒子（初级MC）在促进异质成核中起着重要作用。与镍基体共享的晶体结构和相似的晶格参数使其成为高效的成核位点。这些组合机制导致随机取向晶粒的形成和晶体结构的减少，如图10（f）所示。对这些现象的深入理解增强了我们有效控制LPBF合金微观结构的能力，从而优化了它们的机械性能。

LPBF-K4750合金的显著拉伸性能归因于多种强化机制的激活。在含有有序γ′相的镍基高温合金中，沉淀强化是合金强度的主要原因。图11显示了TEM分析的变形结构的特征。在室温下，观察到超晶格层错（SSF）剪切γ′相，这是具有低层错能和有序沉淀物的合金中的典型变形结构。在750°C时，位错和γ′相之间的相互作用表现出类似的行为，因为位于γ′相中的SSF很常见。γ′相的存在可以通过图11（d）插图中的超晶格衍射斑点来反映。如前所述，SSF主要是在γ′相被完全基体位错分解产生的部分位错剪切后形成的。

图11. 断裂的LPBF-K4750合金在（a，b）RT和（c，d）750°c拉伸后的典型变形微观结构，SSF：超晶格层错。

与铸造合金相比，LPBF-K4750合金具有几个独特的微观结构特征，这些特征对机械性能有重大影响：（i）晶粒尺寸细化，（ii）超细碳化物，（iii）复杂的亚晶粒结构。首先，LPBF合金的晶粒尺寸明显比铸造合金细，铸造合金的晶粒通常为数百至数千微米。这种晶粒细化通过GB强化机制提高了强度，如Hall-Petch关系所述，该关系表明屈服强度与晶粒尺寸的平方根成反比。其次，与基体不相干的胞状边界处MC碳化物的存在是位错运动的有效障碍。当这些碳化物密集分布且尺寸为亚微米时，这种效应会被放大。第三，亚晶粒异质性，包括低角度晶界和胞状边界，对强度有重大影响。图12提供了断裂后晶粒内部的见解。对BC和IPF图的EBSD分析揭示了方向失真的区域，与亚GB和晶胞边界相关。值得注意的是，即使在高温和高外部应力下，晶胞边界也表现出卓越的热稳定性。这可能是由于偏析原子和碳化物的钉扎效应，稳定了位错网络。此外，晶胞边界存在位错，如图12（c-f）中的核平均错向（KAM）图所示，证实了它们作为阻碍位错运动的屏障的作用。然而，量化这些微观结构异质性对强度的贡献仍然是一个有争议的话题。虽然一些研究将LPBF-316合金内晶胞边界的霍尔-佩奇效应归因于显著的强度增强，但其他研究，如Li等人的研究表明，屈服强度与晶胞大小无关，偏离了霍尔-佩奇关系。相反，一些研究人员观察到，微裂纹沿着晶胞边界传播，导致晶胞间断裂模式。在本研究中，应变局部化区域的KAM值相对较低，大多低于1°，这可能解释了与晶胞边界相关的裂纹的罕见性。此外，这些边界被发现减缓了变形，但并没有完全阻碍变形，这可以从穿过晶胞边界的滑带中得到证明（图12（g））。因此，这些边界充当稳定而柔软的屏障，有助于合金的整体机械性能。

图12. 在室温（a-c）和750°c（d-f）下拉伸后的晶粒内部状态，表明亚晶界和晶胞边界导致定向障碍。（g） 透射电子显微镜图像显示了滑移带穿过的晶胞边界。

图13显示了使用EBSD对紧邻断裂段的材料进行的横截面分析。相对于LD构建的IPF说明了变形晶粒的形态。相应的KAM图显示，应变局部化主要发生在晶界和丰富的亚晶界内。

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有充分证据表明，位错倾向于在晶界处积聚，以适应相邻晶粒之间的变形梯度。至于晶胞边界，作为异质性并有助于应变积累，已在前一节中进行了探讨。此外，对断裂过程的详细检查表明，导致合金最终失效的裂纹扩展主要起源于晶界。这种现象在750°C时尤为明显，如图13（C和d）中的箭头所示。这些观察结果强调了晶界在决定合金断裂中的关键作用。

图13. EBSD分析了在（a，b）RT和（c，d）750°c下拉伸后断裂位置正下方横截面区域的结果。

为了进一步研究导致合金断裂的微观结构因素，利用EBSD和STEM进行了深入分析，特别关注GB。EBSD分析，包括断裂段以外区域的BC、IPF和KAM图，如图14（a-f）所示。该分析确定了在二次裂纹形成之前的孔隙和微裂纹。还对Ni、Cr、Ti和Nb进行了元素分布分析，以表征GB处的沉淀物。MC碳化物由Ti和Nb组成，而M23C6主要富集Cr。观察到空隙和微裂纹主要与GB处的链状碳化物有关。这种关联的产生是因为碳化物通常不能与相邻晶粒协同变形，这在三叉晶界处尤为明显。因此，从较软基体发出的位错在碳化物界面处积聚，导致显著的应变和应力集中，这种积累导致空隙和微裂纹的形成。此外，由于碳化物的脆性，它们在应力下容易断裂。在室温下使用STEM对拉伸断裂试样进行了额外观察（图14（g，h））。沿终止于GB和GB碳化物的滑移线观察到锯齿形微裂纹。这些微裂纹预计随后会连接并形成长裂纹，导致粒间断裂。因此，虽然碳化物通过抵抗GB滑动来提高合金的强度，但它们的链状分布也促进了微裂纹的形成，最终导致合金失效。

图14. 由链状碳化物装饰的GB处的应变/应力集中导致空隙和微裂纹的产生。

结论:

（1） 能量密度（E）的降低促使从小孔到传导熔化模式的转变。在最佳E窗口（47-78 J/mm3）内抑制了孔隙和未熔合缺陷，实现了<0.68%的孔隙率。强烈的元素偏析拓宽了凝固范围，促进了一些样品的高角度GB开裂。

（2） 在高E下，外延生长占主导地位，通过逐层堆叠或90°轨道间旋转形成<001>织构的柱状晶粒。降低的E通过熔池边界和中心的部分熔融颗粒增强了非均匀成核，产生了织构减弱的等轴晶粒。

（3） LPBF合金的强度和延展性优于其铸造对应物，部分原因是快速凝固诱导的晶粒细化和分散的碳化物。值得注意的是，晶胞边界充当位错屏障，显著增强了强度。相比之下，晶界处的链状碳化物使应力局部化，引发微裂纹，最终控制晶间断裂模式。

▏通讯作者简介

马颖澈，中国科学院金属研究所，研究员，博士生导师。研究方向包括：先进核能系统用结构材料研发；能源和动力系统用耐高温耐蚀材料研发；材料纯净化冶金基础及应用技术；材料的先进加工制造技术等。

简介来源：http://imr.cas.cn/sourcedb/zw/rck/yjy_imr/201408/t20140825_4191208.html

来源
增材研究 l

中科院|LPBF镍基高温合金K4750的凝固组织、拉伸性能和变形机理

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《Materials Science & Engineering A》刊登了中南大学相关团队的综述成果：增材制造铝合金的全面概述：类别，结构，性能和缺陷消除 (A comprehensive overview of additive manufacturing aluminum alloys: Classifications, structures, properties and defects elimination)，该综述系统梳理了铝合金在增材制造中的最新研究进展。文章首先概述了常见AM技术（如SLM、WAAM、LMD等）及其与传统制造方式的区别。随后，基于铝合金的组成与性能特征，深入分析了八类典型铝合金体系（包括Al-Si、Al-Mg-(Sc,Zr)、Al-Cu-(Mg)、Al-Zn-Mg-(Cu)、Al-Fe、Al-Ni、Al-Mn 以及复合材料）在增材制造中的适应性、显微结构演化、强化机制与加工挑战。

文章特别强调了不同合金体系中晶粒粗大、柱状晶、热裂纹、孔隙率高、各向异性强等关键缺陷的形成机制与消除策略，如通过合金微量元素调控（如Sc、Zr、Er）、热处理优化、激光能量密度调控、打印路径设计等手段实现组织细化和力学性能提升。在性能层面，文章比较了不同合金在拉伸性能、热强性、疲劳性能、蠕变与腐蚀性能上的差异，指出某些添加Sc/Zr的Al-Mg系或Al-Zn-Mg-Cu系合金的屈服强度可超过650 MPa，具备优异的综合性能。针对增材构件的水平/垂直方向性能差异与热处理前后性能变化，文中提供了系统的数据对比与机制分析。最后，文章展望了AM铝合金未来的发展方向，提出亟需解决的问题包括高强合金的热裂纹抑制、组织各向异性的调控、多尺度模拟与性能预测方法的建立，以及适用于航空航天与高可靠性装备的新型高性能铝合金体系开发。

 内容简介

增材制造（AM）技术是从Charles Hull于1984年首创的立体光刻设备（SLA）技术发展而来。这种创新的制造方法通过逐层添加材料来构筑物体，与传统的切削、铣削等减材制造方法形成鲜明对比。AM技术的发展主要可分为四个阶段：萌芽阶段、早期阶段、中期阶段和快速发展阶段。图1概述了AM技术在铝合金中的发展简史。从2011年首次将铝合金应用于3D打印，到Scalmalloy®合金的开发和晶粒细化剂的应用，再到屈服强度超过550 MPa的Al-Mg-Si-Sc-Zr合金的开发，以及近年来超高强铝合金的成功报道。

图1 AM铝合金的发展简史

铝合金AM技术根据能量来源主要分为三种类型：激光AM(LAM)，电子束AM（EBAM）和电弧AM(WAAM)，LAM技术具体包括SLM、SLS和LMD等工艺，EBAM技术包括EBPBF、EBF3以及DED的电子束变体，WAAM技术则包括GMAW、GTAW和PAW等，具体分类和工艺如图2所示。

图2根据能量来源对铝合金AM技术的具体分类和工艺方法

Al-Si，Al-Mg，Al-Cu-Mg和Al-Zn-Mg-Cu等合金是AM领域使用最早的一批合金，后续也发展到其他合金，常见的增材制造铝合金种类如表1-表8所示。但这些合金由于粗大的柱状晶和显著的双峰结构使其无法满足使用需求。为了解决这一问题，通过引入微量元素来改善合金的结构。图3展示了通过添加不同元素改善合金微观组织的图像，Sc、Zr和Mn等元素的引入使合金结构得到了显著的改善，促使微观结构从柱状晶到等轴状晶的转变，显著减少甚至消除了双峰结构的出现。

Al-Si系列合金通常含有7%至12%的Si，特别适合AM技术。其中，AlSi10Mg合金以其独特的优势成为工业应用研究的焦点。Si的加入不仅提高了铝的流动性，而且有效地减少了热裂的发生，是优化合金可打印性的关键因素。此外，AlSi10Mg合金中含有Mg，这种成分不仅保留了铝的轻质特性和Si的强化作用，而且在快速凝固过程中促进了细小均匀组织的形成。Mg的存在通过形成硬化相（如Mg2Si）进一步提高了合金的强度和硬度，这对于高性能工程应用尤为重要。

表1增材制造技术中常见的几种Al-Si合金

虽然铝硅合金已广泛应用于增材制造技术，但这些合金有一个显著的缺点：它们的机械性能有限（通常抗拉强度低于400MPa），使它们不足以满足航空航天工业的要求。因此，迫切需要开发新型铝合金。钪（Sc）和锆（Zr）改性铝镁合金是这些高性能铝合金的优良替代品。铝镁合金以其良好的耐腐蚀性、优良的可焊性和中等强度而闻名，已广泛应用于航空航天和海事领域。在Al-Mg合金中添加少量的Sc和Zr可以显著细化晶粒尺寸，形成高密度的纳米级Al3（Sc, Zr）相。这些变化显著提高了合金的机械性能和热稳定性。

表2增材制造技术中常见的几种Al-Mg-(Sc, Zr)合金

Al-Cu-(Mg)系列合金代表热处理铝合金，以其高比强度，良好的耐腐蚀性和低密度而闻名。这些特性使其广泛应用于汽车和航空航天等领域。近年来，Al-Cu-(Mg)合金常采用WAAM法制备和加工，取得了良好的效果。这种方法利用了这些合金的固有优势，有效地生产了利用其强度和轻量化特性的部件。WAAM技术与Al-Cu-(Mg)合金的成功集成不仅强调了AM的多功能性，而且增强了这些要求苛刻的行业中关键高性能部件生产的创新潜力。

表3增材制造技术中常见的几种Al-Cu-(Mg)合金

在铝合金领域，Al-Zn-Mg-Cu合金因其极高的强度、良好的可加工性和优异的耐腐蚀性而受到学术界和工业界的广泛关注。然而，传统的铸造和变形工艺难以制造形状复杂、组织超细晶粒的Al-Zn-Mg-Cu合金零件，这极大地限制了其更广泛的市场应用。

表4增材制造技术中常见的几种Al-Zn-Mg-Cu合金

Al-Fe合金因其轻质、高强度、耐磨性、抗蠕变性和成本效益而备受关注。铁的加入促进了Al-Fe金属间化合物的形成，从而提高了这些铝合金在室温和高温下的性能。例如，Allied Signal开发的Al-Fe-V-Si系列合金具有体心立方（BCC） Al12(Fe， V)3Si相，其析出强化机制使其抗拉屈服强度达到407 MPa。洛克希德加州公司已经在Al-Fe-Ce合金中实现了422 MPa的抗拉强度。最近，研究人员还强调，纳米亚稳Al6Fe相具有良好的微观结构，有助于提高使用LPBF制造的Al-Fe合金的力学性能。

表5增材制造技术中常见的几种Al-Fe合金

Al-Ni和Al-Mn合金以其优异的力学性能和耐腐蚀性在增材制造领域得到了广泛的应用。随着增材制造技术的快速发展，铝锰合金的应用已经从简单的原型制造扩展到复杂功能部件的制造。研究人员已经能够通过在打印过程中精确控制温度和速度来显著提高打印部件的强度和精度。此外，SLM和EBM等新型打印技术进一步拓宽了Al-Mn合金在航空航天、汽车和医疗设备等行业的应用。这些技术的进步不仅扩大了材料的应用范围，也推动了材料科学领域的创新和技术革命。

表6增材制造技术中常见的几种Al-Ni合金

表7增材制造技术中常见的几种Al-Mn合金

金属基复合材料是近年来材料科学和制造技术领域的一项重大进展。由于其良好的可加工性和优异的机械性能，它们在AM行业中获得了越来越多的兴趣。粉末冶金和传统金属成形技术的进步表明，增强颗粒的存在对析出动力学以及增强颗粒与析出相的协同强化作用起着至关重要的作用。

表8增材制造技术中常见的几种铝基复合材料

图3不同元素的添加对不同AM铝合金显微组织的影响

然后，对常见AM铝合金的静力学性能、耐热性能、疲劳性能、蠕变性能、腐蚀性能、冲击性能和摩擦磨损性能进行详细、全面的概述。其中，常见AM铝合金的室温力学性能汇总如表9所示，并将表内数据绘制成聚类图，从而更加直观明了地观察到不同种类、不同增材制造方法下合金的力学性能分布情况，具体如图4所示。

表9常见AM铝合金室温力学性能汇总表

图4常见AM铝合金室温力学性能汇总

表10-表12分别为几种常见铝合金的水平和垂直方向上的试问力学性能汇总、热处理前后的室温力学性能汇总、耐热性能汇总等。并将其绘制成散点图，如图5-图7所示，更加直观地观察到合金性能分布情况。

表10不同铝合金在水平和垂直方向上的室温力学性能汇总

图5不同铝合金在水平和垂直方向上的室温力学性能汇总

表11不同铝合金热处理前后的室温力学性能汇总

图6不同铝合金热处理前后的室温力学性能汇总：(a)和(b)热处理之前；(c)和(d) 热处理之后

表12几种增材制造铝合金耐热性汇总

图7几种增材制造铝合金耐热性汇总: (a)抗拉强度散点图; (b) 屈服强度散点图; (c) 塑性散点图

针对增材制造铝合金中气孔、裂纹、球化等缺陷的研究领域已经得到了极大的扩展。增强的分析技术加深了对这些缺陷的理解，并促进了对这些缺陷的详细检查，如图8中各种合金的显微结构图像所示。气孔等缺陷，以及未充分熔化的颗粒和残余粉末，通常作为内部微裂纹的成核点，从而降低了合金的机械性能。计算机断层扫描（CT）技术的出现彻底改变了我们在三维上可视化这些缺陷的能力，展示了它们复杂的结构和形态。这一技术进步为这些缺陷的发生和发展以及它们在合金中的微观力学行为提供了更彻底和细致入微的视角。

图8 LPBF制造铝合金样品中形成的各种缺陷SEM照片

接着，以提升AM铝合金性能为目的，总结了粉末原材料、打印参数优化、晶粒细化剂及不同后处理对AM铝合金内部晶粒细化及均匀性的改善作用。微量元素和陶瓷颗粒的添加显著提高了合金的力学性能，包括强度和韧性。此外，晶粒细化剂还有助于稳定熔池，从而减少制造过程中的气孔和裂纹等缺陷，同时优化最终产品的表面质量和几何精度。因此，合理选择和使用晶粒细化剂是设计和优化铝合金增材制造工艺，最终提高制造效率和产品质量的关键策略。图9展示了不同陶瓷颗粒对AM铝合金显微组织的改善效果及机理。

图9不同陶瓷颗粒对增材制造铝合金显微组织的改善

随着AM铝合金的迅速发展，出现了一系列的商用铝合金粉，通过这些合金粉末制造的零部件也越来越多地应用于航空航天、轨道交通等行业。图10展示了AM铝合金零部件的实际应用，具体包括：7075-TC4材料生产的透平压气机轮、©SLM Solutions和Cellcore公司开发的一种火箭推进发动机、奔驰卡车公司使用LPBF生产的Unimog系列车型的各种部件、6061铝合金发动机缸体、LPBF制造的Al6061-RAM2散热器、APWorks公司使用Scalmalloy®合金制作的仿生隔板、A2024-RAM2制成的活塞头、以及3D打印铝合金蜂窝材料换热器。

图10 AM铝合金零部件的实际应用

受自然界巧妙设计的启发，研究人员开发了各种以特殊的能量吸收能力而闻名的新结构，如所示。这些实例包括模仿莲藕内部结构的多孔铁结构，受乌龟坚固外壳启发的梯度泡沫铝，以及模仿竹子弹性结构的梯度多孔铝方管。其他设计包括层状多孔结构泡沫铝，灵感来自丝瓜的海绵状结构，以及以犰狳为模型的致密层状多孔晶格核心结构，这些结构有助于强度和高能量吸收的结合。

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此外，以瓢虫和日本甲虫前翅的内部结构开发了两种新型的仿生多细胞管。叶片中的多孔维管结构增加了叶片承受机械应力的能力，这些以生物为灵感的创新突出了自然智慧与先进工程的融合，以创造在苛刻环境中具有卓越性能的材料和结构。

图11受自然结构启发设计的仿生结构

自20世纪80年代取得重大发展以来，AM技术已广泛应用于各个领域，包括航空航天、医疗、建筑、汽车和消费品等。尽管得到了广泛的应用，但与机械加工、铸造、锻造和焊接等传统加工方法相比，AM的技术成熟度仍有提升的空间。它们面临着一些限制，包括加工速度慢、零件尺寸受限以及可用材料种类有限等。然而，随着技术的不断进步，这些挑战有望逐步得到解决。因此，文章最后强调了铝合金增材制造技术中6个极具潜力的重点发展方向，具体如图12所示。

图12铝合金增材制造技术的重点发展方向

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