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，西北工業大學黃衛東教授課題組開發了一種采用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，實現了與高強度7xxx鍛造鋁合金相當的高屈服強度，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。采用優化的工藝參數可實現高于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)析出物實現沉淀強化。

以往有研究發現，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Al-0.7Sc合金（25±2.7-70±4.6μm)小一個數量級。

傳統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了沉淀強化。與傳統鍛造鋁合金相比，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，體積分數約為1%。因此，直接時效后合金的成分和彌散顆粒很難區分。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的2xxx、7xxx和Al-Li鍛造鋁合金進行比較發現，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。