通过增材制造技术实现的耐500°C的铝合金

《Materials Today》：500 °C-resistant Al alloys achieved by additive manufacturing

　　摘要：长期以来，人们一直在努力开发能够在0.8 Tm（Tm为绝对熔点）以上温度下使用的耐热铝合金，其性能应与知名的镍基超级合金相当。要实现如此高的耐热性，微观结构设计需要含有热稳定性强的纳米析出物，其体积分数通常需达到数十百分比，这一要求远远超出了传统凝固工艺制备的铝合金中常规强化用纳米析出物的水平。在此，我们报道了一种原位相变耦合技术，通过在添加了少量Sc和Zr的增材制造铝-铁-钒-硅合金中生成体积分数约为38%、稳定性极高的（可在500°C或0.83 Tm温度下保持稳定）Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米颗粒，从而使这些铝合金在500°C时具备出色的抗蠕变性能以及较高的抗拉强度（约120 MPa）。非平衡增材制造过程中的溶质混合会导致富含(Al, V, Sc, Zr)的无定形纳米颗粒出现在Al12Fe3Si纳米相网络的界面处。经过后续热处理后，V原子会扩散进入Al12Fe3Si相，通过部分替代Fe来形成Al12(Fe, V)3Si纳米颗粒；同时，V的向外扩散使得无定形纳米颗粒结晶为Al3(Sc, Zr)相。这种约束稳定策略通过使Al12(Fe, V)3Si和Al3(Sc, Zr)纳米颗粒在扩散场和界面移动性方面相互约束，从而提升了高达500°C的热稳定性，并确保了高温下的高弹性模量。我们认为，增材制造带来的溶质相互作用及复杂析出物的形成，有望为在0.8 Tm级别轻质合金中实现高体积分数纳米析出物的稳定化奠定基础，这类合金可便于大规模工业化生产。

引言：半个多世纪以来，提升铝合金在高温下的强度一直是人们追求的目标[1]、[2]、[3]、[4]、[5]。尤其是随着轻量化设计理念的进步以及先进能源应用的发展，人们更需要能够在300°C以上温度下使用的高强度铝合金[6]。为开发耐热铝合金的热稳定微观结构，目前主要有两种途径。一种是基于由快速扩散的溶质原子（如Cu、Mg、Zn和Si）构成的纳米析出物，这些纳米析出物以极高的数量密度（>1021 m?3）分布，从而有效阻碍位错的运动[7]、[8]、[9]。然而，这类纳米析出物在高温下容易发生奥斯特瓦尔德熟化现象并溶解，从而导致材料机械性能下降或结构不稳定。最近有人提出了一种结合快速扩散和慢速扩散溶质原子的策略，即让快速扩散的溶质原子负责形成高密度纳米析出物，而慢速扩散的溶质原子则用于稳定这些纳米析出物[10]、[11]、[12]。这种耦合作用表现为慢速扩散的溶质原子会聚集在析出物/基体界面处（例如Sc[13]、[14]或Mn/Zr[15]在θ′-Al2Cu/基体界面处），或者渗入析出物内部以增强晶体结构（例如Sc通过间隙有序排列进入Ω-Al2Cu中[10]）。经过稳定的高密度纳米析出物作用，铝合金在250–400°C温度范围内的抗拉强度得到了显著提升。不过，通过传统铸造方法在铝合金中形成的任何纳米析出物的平衡体积分数仅为几百分比[7]、[9]。

另一种途径则是利用本身具有耐热性且能够以高体积分数形成的共晶相[16]、[17]。由于共晶相的尺寸通常为微米级或亚微米级，其与位错的相互作用较弱，主要的强化机制为载荷传递，即坚硬的共晶相承担大部分施加的载荷。基于共晶相的铝合金具有较好的抗蠕变性能，但在高温下的抗拉强度则相对较低。合金设计的合理发展方向是将共晶网络与纳米析出物相结合，充分利用这两种结构的强化效应，从而进一步提升铝合金在高温下的综合力学性能[18]、[19]。尤其值得一提的是，增材制造技术在制备基于共晶相的耐热铝合金方面具有显著优势[20]、[21]，原因如下：首先，共晶成分有助于提升材料的抗热裂性，并实现无裂纹加工；其次，增材制造工艺的快速凝固特性能够有效细化金属间相，使其数量密度比传统铸造方法高出一个数量级；最后，该技术还能实现近乎净形状的复杂部件成型。增材制造为开发先进的耐热铝合金提供了新的设计可能[22]、[23]、[24]。

然而，目前文献中提到的各类铝合金（包括通过增材制造方法制备的合金）的最高使用温度都不超过400°C（约0.72 Tm）[10]、[20]、[25]。造成这一温度限制的主要原因是，以往主要依赖热力学稳定性作为稳定机制的策略[6]、[10]、[14]、[15]，在温度超过400°C后，由于溶质在铝合金中的溶解度显著上升，这些策略便不再有效。未来的微观结构稳定性亟需依靠对某些元素的精准选择，这些元素在铝基体中的溶解度极低，但又能形成高密度的纳米级相。有研究指出，氧化物弥散强化型铝合金具备500°C的耐受能力[26]、[27]，但这些合金是通过复杂的粉末冶金工艺制备的，目前其在设计自由度方面存在局限。对于依赖传统铸造工艺且加工灵活性较高的铝合金而言，500°C的使用温度似乎仍是一个难以突破的上限。现代镍基超级合金能够在接近0.8 Tm的温度下正常工作，其出色的抗蠕变性能得益于添加了铝元素，这使得镍中能够形成体积分数超过70%的有序且连贯的Ni3Al纳米析出物[28]。在通过增材制造方法制备的铝合金中，金属间相的体积分数也可提升至数十百分比，例如在添加了Sc的铝-铁-钒-硅合金中，微米级的Al12(Fe, V)3Si相的体积分数可达约27%[25]。但Al12(Fe, V)3Si相在475°C时会出现粗化现象[29]、[30]，这表明该相存在热不稳定性。目前，要在铝合金中实现高体积分数（如>35%）、高数量密度（如>1021 m?3）且高度稳定的纳米析出物，仍是一项挑战，这类析出物才有可能让铝合金在0.8 Tm的温度下正常使用，从而媲美镍基超级合金。

在本研究中，我们在添加了Sc和Zr的增材制造铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金中采用了一种约束稳定策略，其中添加Zr的目的是形成高密度的单分散Al3(Sc, Zr)纳米析出物，这类析出物不仅能抑制热裂纹的产生[25]，还能提升材料的整体热稳定性。我们还发现了在后续热处理过程中发生的原位相变耦合现象，这一现象促使形成了总体积分数约为38%、数量密度约为2.0 × 1022 m?3的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物。V原子在界面间的扩散以及按需重新分布推动了复合析出物的形成：V原子会融入原有的Al12Fe3Si相中，形成Al12(Fe, V)3Si相；与此同时，V原子从原有的(Al, V, Sc, Zr)无定形相中逸出，进而触发L12-Al3(Sc, Zr)纳米析出物的形成。这两种纳米析出物之间的相互约束作用，使得铝合金具备了前所未有的热稳定性以及极高的抗蠕变性能，其在500°C下的抗蠕变性能极为出色。

我们采用激光粉末床熔融技术制备了以Al-10 Fe-1.3 V-1.8 Si（重量百分比）为基体的合金（以下简称铝-铁-钒-硅合金），作为后续研究的基底材料（具体方法见正文）。为了进行对比，我们在相同的生产工艺和技术条件下，向该基底合金中加入了少量Sc（0.6重量百分比）和Zr（0.4重量百分比），从而得到了微合金化的铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金。两种打印得到的合金的相对密度均高于99.99%，这说明它们的制备过程几乎没有缺陷，且其晶粒的取向和结构也基本相似（详见补充图1）。不过，Sc和Zr的加入显著降低了合金的晶粒尺寸，从基底合金中约15微米的平均晶粒直径降低到了约5微米（详细统计数据见补充图1）。晶粒尺寸的减小主要是由于加入了0.4重量百分比的Zr所致。L12-Al3Zr纳米颗粒由于与α-Al基体的晶格失配度极低，因此具有极高的异质成核能力。同时，由于Zr的成核抑制因子相对较高，它也对晶粒生长起到了一定的抑制作用[31]。这种晶粒细化的现象与以往关于增材制造铝合金的研究结果一致[32]。

通过更细致的微观结构观察，这两种打印得到的合金都呈现出典型的增材制造特征，即熔池中心区和熔池边界区。图1a展示的是打印得到的铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金的背散射扫描电子显微镜图像，其中的熔池边界区由白色虚线标出，可以看到明显的激光扫描痕迹，各层之间呈周期性排列。图1b则展示了熔池中心区和熔池边界区的微观结构差异。

在打印得到的铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金的熔池中心区内，可以观察到嵌入在α-Al基体中的蜂窝状结构网络，其平均尺寸约为30–40纳米（见图1c）。原子探针断层扫描分析显示，这些蜂窝状结构中Fe和Si的浓度较高，分别约为11.2原子百分比和3.6原子百分比，而V、Sc和Zr的浓度则相对较低，分别为<0.2原子百分比、<0.1原子百分比和<0.1原子百分比（见图1g）。高角环形暗场扫描电子显微镜分析表明，这些蜂窝状结构是由取向随机的紧密排列的纳米晶体构成的（详见补充图2）。通过对晶体结构的进一步分析，可以确定这些纳米晶体属于Al12Fe3Si相（见图1d、e）。这一相与通过快速淬火或粉末冶金方法制备的铝-铁-钒-硅合金中常见的Al12(Fe, V)3Si相有所不同[33]、[34]。

在打印得到的铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金中，还有一个有趣的发现，即在Al12Fe3Si蜂窝状结构的界面处存在着大量类颗粒状区域。这些区域既不同于Al12Fe3Si相，也不同于铝基体，似乎是一种尚未在通过传统工艺制备的普通铝-铁-钒-硅合金中出现的特殊相。原子探针断层扫描分析显示，这些区域的V、Sc和Zr含量极高，分别约为4.8原子百分比、1.3原子百分比和0.6原子百分比，远高于铝基体和Al12Fe3Si相中的含量（见图1g和补充图3）。高角环形暗场扫描电子显微镜进一步分析表明，这些区域属于以(Al, V, Sc, Zr)为成分的无定形相（见图1f）。这些研究结果表明：首先，在通过增材制造方法制备的铝-铁-钒-硅基合金中，存在一种偏聚现象，即Al-Fe-Si相优先形成，而V原子则被分离出来，这一现象与V在铝基体中的极低扩散速率有关；其次，Sc和Zr的加入通过Al-Sc-Zr-V共同析出的方式，促成了无定形相的形成。通常情况下，Sc、Zr和V会在合金初始凝固阶段发生优先的溶质分配，随后形成Al3X（Sc、Zr、V）相。然而，Sc和Zr的加入以及极快的冷却速度（约106 K/s）会阻碍晶体有序排列，从而有利于以(Al, V, Sc, Zr)为成分的无定形结构的形成。Sc和Zr的加入增加了合金体系的复杂性，进一步加剧了原子尺寸的不匹配。密度泛函理论计算表明，Al-V-Sc-Zr体系的混合焓值更为负值，约为?1.148 kJ/mol，而Al-V-Sc体系的混合焓值约为?0.241 kJ/mol。Zr的加入满足了形成无定形结构的三个条件，即多元体系、原子尺寸比超过12%，以及混合焓值为负值，这些条件共同作用使得形成的无定形相具有更均匀的成分和尺寸分布[35]。

需要指出的是，引发V元素偏聚现象的并非Sc和Zr的加入。在未添加任何杂质的原始铝-铁-钒-硅合金中（见补充图4），同样以Al12Fe3Si纳米晶体构成的蜂窝状结构在熔池中心区占主导地位，而且铝基体中还存在约0.8原子百分比的V元素过饱和现象，由此可见，Sc和Zr并非引发V元素偏聚现象的关键因素。不过，Sc和Zr的加入才是形成以(Al, V, Sc, Zr)为成分的无定形相的关键，因为在原始的铝-铁-钒-硅合金中并未检测到此类相。V元素的分布存在差异，即一种为均匀溶解状态，另一种为在界面处富集，这一差异会导致两种合金在后续热处理过程中的相变行为出现明显区别，具体内容将在下文阐述。此外，我们还对熔池边界区内的微观结构进行了分析，尽管该区域的占比远低于熔池中心区。熔池边界区是在后续逐层沉积过程中，经过局部热处理后的熔池中心区演变而来的。在铝-铁-钒-硅合金和铝-铁-钒-硅-Sc-Zr合金的熔池边界区内，都观察到了多种纳米析出物，其中以Al8Fe2Si纳米析出物为主，其平均尺寸约为120纳米，此外还有Al6Fe和Al10V等类型的纳米析出物，它们的总数量密度约为1.2 × 1021 m?3（详见补充图5）。

随后，这两种打印得到的合金都在400°C下进行了4小时的时效处理（具体方法见正文）。处理完成后，微观结构的变化主要发生在熔池中心区内。之前的蜂窝状结构网络和无定形相已完全消失，取而代之的是在两种合金中都出现了纳米析出物的分散分布。在未经处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中，可观察到大量高密度且体积分数较大的纳米析出物，如图2a所示（也可参见补充图6）。统计结果和同步辐射X射线衍射测量表明，其数密度可达约1.9×1022米?3，体积分数约为37.7%（补充图7），这些数值远高于传统Al-Fe-V-Si合金中的相关数据。这些平均尺寸约为56纳米的纳米析出物主要由两种不同的晶相组成（见图2b，更多内容见补充图8），它们成对出现并紧密结合在一起。这两种晶相在尺寸或体积上存在差异，较大的晶相为Al12(Fe, V)3Si，较小的则为Al3(Sc, Zr)（图2b），这一结论得到了快速傅里叶变换谱图（图2c、d）的结构分析、APT成分分析（图2e）以及HAADF-STEM扫描的元素分析（补充图8）的充分支持[36]。Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物在三维空间中均匀分布且随机取向，形成了由两种晶相交替构成的准封闭网络结构（见图2f的示意图）。这种背对背的结构使得Al12(Fe, V)3Si与Al3(Sc, Zr)纳米相之间产生相互约束。这种约束表现为溶质扩散受限和界面迁移受限，本质上是一种基于动力学的作用机制，不同于以往基于热力学的稳定机制，如通过溶质偏聚降低纳米析出物的界面能[6]、[13]、[14]，或通过间隙原子有序化提高纳米析出物的原子键合能[10]。作为对比，在Al-Fe-V-Si合金中，退火处理同样破坏了Al12Fe3Si蜂窝状结构网络，使得纯Al12(Fe, V)3Si纳米颗粒（不含Al3(Sc, Zr)纳米相）分散在MPC区域中（补充图9）。但与添加Sc/Zr的合金相比，Al12(Fe, V)3Si纳米颗粒的数密度要低得多（约9.7×1021米?3）（补充图7）。其平均尺寸约为68纳米，比未经处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物大约21%。此外，Al12(Fe, V)3Si纳米颗粒的尺寸分布明显更宽（补充图10a、b），这表明Sc/Zr微合金化的存在使得析出过程更加均匀。值得注意的是，在经过时效处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中，Al12(Fe, V)3Si和Al3(Sc, Zr)纳米颗粒的尺寸分布都较为狭窄（补充图10c），这说明其尺寸更为均匀，约束效应更强，因而热稳定性也更高。时效处理后，Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金的MPB区域出现了与MPC区域一致的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物（补充图11）。实验结果揭示了添加Sc/Zr后重要的微观结构特征，即在后续热处理过程中会形成高密度、大体积且相互约束的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物。回看最初制备的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金，其微观结构特征为蜂窝状的Al12Fe3Si网络，而细胞界面处则分布着大量的(Al, V, Sc, Zr)非晶相。很可能在三维网络形成过程中，不断生长的Al12Fe3Si会与分散的(Al, V, Sc, Zr)非晶相发生碰撞。这种相互作用并非像在铝合金中板状纳米析出物扩散生长时通常观察到的那种“软碰撞”[37]、[38]，即由于溶质扩散场的重叠而阻碍生长[39]，而更类似于“硬碰撞”，类似粒子间的齐纳力阻碍晶界移动[40]。Al12Fe3Si相与(Al, V, Sc, Zr)非晶相共同构成了未经处理及经过热处理后的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物。由于Al12Fe3Si相与Al12(Fe, V)3Si相具有相同的体心立方晶体结构，后者中的Fe被部分V取代[33]，因此可以合理推测，Al12(Fe, V)3Si相是通过V的掺入由Al12Fe3Si转化而来的。另一方面，当V从(Al, V, Sc, Zr)非晶相中扩散出去后，由于V与Sc之间的排斥作用消失，该相就会结晶为Al-Sc-Zr相。这是一种受V扩散控制的原位相变过程，V在一侧进入该相，而在另一侧则释放出来，具体过程如图3a所示。这种原位相变在热力学上是可行的。实际上，A112Fe3Si相是一种亚稳态金属间化合物，需要加入一种第四元素（本研究中为V）来替代Fe，从而稳定其立方结构[33]。我们基于密度泛函理论进行的模拟（见方法部分）表明，当V部分取代Fe后，系统的能量明显下降（图3b）。V向A112Fe3Si相中扩散以形成Al12(Fe, V)3Si相，本质上是一个追求能量最低的过程。上述V的来源主要是(Al, V, Sc, Zr)非晶相，一旦V从中移除，该非晶相在加热作用下就会发生结晶。所形成的结晶纳米相即Al3(Sc, Zr)，其耐热性极高，可承受高达500℃的温度[41]、[42]。此外，V的参与还增强了Al12(Fe, V)3Si相的原子键合强度，进一步提升了其热稳定性（图3b）。这两种稳定纳米相之间的相互约束，也将进一步稳固未经处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金。从动力学角度来看，Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中易于发生这种耦合型原位相变。APT分析结果显示，目前的Al12(Fe, V)3Si纳米相中V的浓度约为4.0原子百分比（图2e），这一数值与先前的研究结果相近[43]。由于V在铝基体中的扩散速率极慢，且固溶度也非常低，仅为约0.7原子百分比[2]，因此很难像在Al-Fe-V-Si合金中那样，通过V在基体中的整体扩散来实现Al12Fe3Si向Al12(Fe, V)3Si相的转变。而在最初制备的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中，(Al, V, Sc, Zr)非晶相中含有约4.8原子百分比的V，这些V位于界面处，能够为相邻相内的相变提供足够的V原子。这意味着相变是由界面处的V扩散驱动的，而非由V的体积扩散主导。DFT模拟进一步表明，(Al, V, Sc, Zr)非晶相中的V扩散驱动力远大于铝基体中的驱动力（图3c）。V原子是如何穿过界面的，这是一个值得研究的科学问题。最近有研究在Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金中发现，存在于板状Ω纳米析出物与铝基体界面处的某种晶体缺陷——生长边缘，能够促使Sc原子进入Ω相，从而引发原位相变[10]。此外，界面位错也被认为是外来溶质进入纳米析出物的另一种扩散通道[45]。Al12Fe3Si纳米相的界面较为粗糙，其中存在大量晶体缺陷，这些缺陷为V的嵌入提供了能量上有利的场所，这一点在本研究中也得到了实验验证。接下来，我们将解释为何在未经处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中能够实现高密度、大体积的纳米析出物分散。根据差示扫描量热法的结果（补充图12），Al12Fe3Si纳米相在约350℃开始分解，在超过这一临界温度后部分溶解，而Al3(Sc, Zr)则在约330℃形成。当初始制备的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金在高于临界温度下进行后续热处理时，Al12Fe3Si纳米相的奥斯特瓦尔德熟化与向更热力学稳定的Al12(Fe, V)3Si相的原位相变之间会产生竞争。这种竞争与界面处的V扩散密切相关，进而影响最终纳米析出物的尺寸、数密度和体积分数。通常情况下，较高的温度有助于促进V的扩散，从而加速原位相变，进而提高体积分数和密度。然而，过高的温度则会加速Al12Fe3Si纳米相的奥斯特瓦尔德熟化，导致生成的Al12(Fe, V)3Si纳米析出物显著粗化。经过比较，大约400℃的处理温度最为适宜，能够优化整体的析出效果（补充图13）。而在Al-Fe-V-Si合金中，由于V的体积扩散速度较慢，Al12Fe3Si向Al12(Fe, V)3Si相的相变必然会导致析出物尺寸较大且数密度较低。如图3d所示，经400℃处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中的纳米析出物，其性能远远优于未添加Sc/Zr的同类合金以及先前研究过的其他合金[[10]、[20]、[46]、[47]、[48]、[49]、[50]、[51]、[52]]。首先，我们在不同温度下进行了热暴露实验，以研究当前Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金中复合纳米析出物的热稳定性。基于Lifshitz、Slyozov和Wagner（LSW）关于析出物粗化的理论，我们定量测得了粗化速率常数κ（补充图14），该常数可用于表征析出物的抗粗化能力。图4a总结了当前合金的κ值随温度的变化情况，并与其他因含有第二相（纳米析出物或共晶相）而具有优异耐热性的铝合金[54]、[55]、[56]、[57]进行了对比。在这些铝合金中，当前的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物的粗化速率最低，甚至低于Al3Sc和Al3Zr相的粗化速率，也比其他第二相的粗化速率小几个数量级。尤其是500℃时的κ值，甚至低于其他第二相在200–300℃时的κ值，这表明其具有极高的抗粗化能力。值得注意的是，尽管存在高数密度和较大体积分数的情况——在这种条件下，由于粒子间距减小，析出物通常会加速粗化——该合金仍能保持极低的粗化速率。这种极高的热稳定性很可能是由相互约束效应以及狭窄的粒子尺寸分布所导致的，相关实验证据见图4b。在该图中，当前的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物和Al3(Sc, Zr)纳米析出物，与从常规熔炼法制备的Al-Fe-V-Si合金中的Al12(Fe, V)3Si纳米析出物进行了比较。500℃下的优异热稳定性意味着该合金在这一温度下可能具备出色的机械性能。我们使用标准尺寸的样品，在从室温到500℃的不同温度下进行了拉伸试验（见方法部分及补充图15）。图4c展示了未经处理的Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金的应力-应变曲线。令人惊讶的是，该合金在400℃时的抗拉强度高达约230兆帕（相当于0.72 Tm），而在500℃时则仍有约120兆帕（相当于0.83 Tm）。相比之下，所有铸造铝合金中报道的最高高温抗拉强度为400℃时的约100兆帕，这一数值是在最新的耐热Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金中测得的[10]。当前合金的抗拉强度，尤其是在500℃时的数值，远远高于其他铝合金以及通过传统工艺制备的常规Al-Fe-V-Si合金[58]、[59]、[60]、[61]、[62]（图4d）。此外，该铝合金在室温下的抗拉强度约为600兆帕，伸长率超过5%（补充图16）。如此出色的室温及高温拉伸性能，使得该Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金能够在较宽的温度范围内正常使用。我们还在400℃和500℃下进行了蠕变试验，测试范围涵盖了多个应力水平（见方法部分）。图4e和补充图17a展示了400℃下应力与稳态蠕变速率ε?之间的关系。与一些此前报道的在400℃下具有较高蠕变阻力的铸造铝合金[10]、[64]、[65]、[66]以及先进熔炼法制备的铝合金[20]、[63]相比，当前Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金的稳态蠕变速率要慢几个数量级。至于500℃下的蠕变性能，目前关于铝合金的实验数据相当有限。我们收集了一些Al-Fe-V-Si合金（包括本研究的先进熔炼法制备的合金与传统的粉末冶金法制备的FVS0812合金[66]以及平面流铸造法制备的FVS1212合金[67]）、Al-Fe-Ce合金[68]以及Al-Cu合金[69]的相应数据，并在图4f中进行了对比。令人印象深刻的是，当前Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金在500℃下的耐蚀性位居所有合金之首，这充分体现了相互约束的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物的独特稳定性。该添加了Sc和Zr的合金能够在约60兆帕的应力作用下保持稳态蠕变速率约为10??秒?1，这一成果标志着固态铝合金在500℃环境下应用取得了重要进展（补充图17b）。值得注意的是，如图4e与4f的对比所示，该合金在500℃下的稳态蠕变速率甚至低于其他大多数在400℃下测试的铝合金。除了拉伸性能和抗蠕变性外，铝合金的弹性模量在高温下也会显著下降。弹性模量的温度敏感性会极大影响结构刚度，从而成为限制铝合金在高温环境下应用的另一个瓶颈。从数值上看，商用铝合金在300℃时的弹性模量通常小于60 GPa，相比室温下的弹性模量会降低20%以上[70]、[71]、[72]、[73]。而这种Al-Fe-V-Si-Sc-Zr合金由于含有大量且高度稳定的Al12(Fe, V)3Si/Al3(Sc, Zr)复合纳米析出物，在特定温度范围内其弹性模量有了显著提升。它在室温下的弹性模量可达到约90 GPa（接近铝基复合材料[74]的水平），在400℃时为约80 GPa（高于传统铝合金的室温弹性模量），在500℃时仍超过60 GPa（见补充图18）。凭借较高的屈服强度和弹性模量，该合金能够在500℃环境下作为结构部件使用。

结论
通过优化成分并控制加工工艺，我们研制出了可打印的Al-Fe-V-Si合金。通过少量添加Sc和Zr，使得这类耐热铝合金能够实现高质量打印。非平衡凝固过程以及复杂的加热历史从根本上改变了该合金的液固相变和固态相变特性。随着Sc和Zr的加入，V首先富集在(Al, Fe, Sc)体系中。这些粉末的名义成分为Al-8.5 wt.% Fe-1.3 wt.% V-1.7 wt.% Si-0.6 wt.% Sc-0.4 wt% Zr，粒度在30-60 μm之间，是由Zeng Long新材料公司采用气体雾化法制备的。扫描电镜显示这些粉末呈球形，而电感耦合等离子体分析则确定了其成分（见补充图20和表1）。打印工作是在氩气环境中，利用BLT S210金属3D打印机通过激光粉末床熔融技术完成的，此时环境中的氧含量低于100 ppm。

利益冲突声明
作者声明不存在任何可能影响本文研究结果的已知财务利益或个人关系。

致谢
本研究得到了中国国家自然科学基金（项目编号：U23A6013、52201086、52571153、92360301及U2330203）、陕西先进材料实验室开放研究基金以及中国“111计划”的支持。此外，该研究还得到了中国国家自然科学基金天元数学基金（项目编号：12526212）和陕西省创新团队项目（2024RS-CXTD-58）的资助。我们还要感谢上海同步辐射设施的支持。

作者：Zhilu Wang|Zhe Yan|Sichuang Xue|Shang Huang|Wenweijiao Wang|Mingyu Gong|Gang Liu|Alexis Deschamps|Jun Sun