铝合金凭借其轻质、高比强度、良好耐腐蚀性和可加工性等特点，在航空航天、医疗和汽车等领域得到广泛应用[1-2]。尤其是在航空航天领域，相比于钛合金等耐热材料，铝合金在实现结构轻量化方面具有明显优势，有助于降低成本，实现降本增效[3]。然而，在中等温度(200～400 ℃)及更高温度的服役环境下，传统铝合金中的强化相易发生粗化、溶解或相变，导致其强度、抗蠕变性能及疲劳性能显著降低[4-5]。因此，开发具有优异高温力学性能和热稳定性的新型铝合金成为材料科学领域的研究热点。目前，提升铝合金高温力学性能和热稳定性的主要方法可分为两类：①通过添加具有低扩散速率特征的元素，促进高体积分数热稳定强化相的析出，从而提升铝合金的热稳定性；②通过高强、高耐热的陶瓷颗粒或晶须对铝合金基体进行强化，以提高其高温力学性能。
在材料制备方面，铝合金的传统制备方法包括铸造和粉末冶金等。铸造工艺成形简便、制造成本低廉，但其冷却速度相对较慢(通常在1～100K/s)，难以获得高体积分数的热稳定析出相，导致合金高温稳定性不足。相比之下，粉末冶金工艺通过非熔炼凝固，能够在一定程度上获得传统铸造难以实现的超细组织和纳米级强化相，但该方法存在工艺流程复杂、成本较高且难以直接制备形状复杂零件等局限。近年来，增材制造(additive manufacturing,AM)技术因其能够通过逐层累加的方式构建三维部件，实现了对复杂几何结构构件的整体成形[6-9]，因而在铝合金高性能构件的制备中受到广泛关注。其中，激光粉末床熔融(laser powder bed fusion,LPBF)作为金属增材制造的主流技术之一，具有极高的冷却速率(约107K/s)，能够实现超细微观组织形成及高体积分数强化相的析出[10]，为高性能耐热铝合金的开发提供了新的技术路径。
本文系统综述了增材制造耐热铝合金的最新研究进展，重点分析在增材制造工艺条件下，不同铝合金体系的微观组织演变特征、高温力学性能及耐热机制(图1)。进一步展望该类材料未来的发展趋势，旨在为新一代耐热铝合金的成分设计与制备工艺优化提供理论依据和技术参考，推动其在航空航天等高端制造领域的实际应用。
图1 增材制造耐热铝合金及铝基复合材料分类
Fig.1 Classification of additively manufactured heat-resistant Al alloys and Al matrix composites
1 耐热铝合金
增材制造过程中的快速凝固、局部重熔和逐层成形特征影响耐热铝合金的凝固组织演化、强化相形成及高温性能。在Al-Si、Al-Cu、Al-Mg、Al-Ni、Al-Ce、Al-Fe及Al-La等典型增材制造铝合金体系中，低扩散元素调控、热稳定第二相构建及组织稳定化机制已成为耐热性能提升的主要研究方向。明确不同合金元素在非平衡凝固条件下的固溶、偏析、析出和相稳定行为，对于改进合金化设计策略、抑制高温组织粗化，并提升力学性能稳定性具有关键作用。基于此，本章将系统总结增材制造耐热铝合金中，以低扩散元素为导向的成分设计思路、凝固组织演化规律、力学性能响应及高温强化机制，并对不同合金体系的性能优势与局限性进行对比分析，为耐热铝合金的设计与应用提供参考。
1.1 Al-Si系合金
近共晶Al-Si系合金，如AlSi10Mg和Al-12Si合金，因凝固温度区间窄、热裂纹敏感性低，可良好适配LPBF的快速凝固和高温度梯度等工艺特性，能够实现高致密构件的稳定成形，已成为增材制造领域商业化应用最成熟的铝合金体系之一[11-14]。然而，该合金体系具有本征耐热性能瓶颈，高温下组织热稳定性较差，严重限制其在高温下的服役应用[15]。Li等[16]针对LPBF制备的AlSi10Mg合金，系统研究了300 ℃退火过程中不同保温时间对合金微观组织演变的影响规律。结果表明，经300 ℃保温4min短时退火后，合金中的连续胞状Si网络结构发生明显改变，连续结构遭到破碎，纳米棒状Si析出相在过饱和Al基体中脱溶析出。当退火时间延长至40min时，胞状网络结构几乎消失，纳米Si析出相在Ostwald熟化作用下发生粗化，形成了粗大的Si颗粒(图2a～c)。
图2 LPBF Al-Si系合金微观组织特征：(a～c)AlSi10Mg在打印态、300 ℃退火4min、300 ℃退火40min的SEM；(d)Al-Si-Ni-Fe合金350 ℃退火1 h的BF-TEM图；(e～e3)350 ℃退火1 h的HADDF-STEM图及对应EDS元素分布；(f)350 ℃退火8h的BF-TEM图；(g)合金设计概述[16,20]
Fig.2 Microstructure characterization of LPBFed Al-Si series alloys:(a～c)SEM images of as-printed,short-time annealed(300 ℃ for 4min)and long-time annealed(300 ℃ for40min)AlSi10Mg;(d)BF-TEM image of Al-Si-Ni-Fe alloys after annealing for 1 h at 350 ℃;(e～e3)HADDF-STEM image after annealing for 1 h at350 ℃ with corresponding EDS elemental mappings;(f)BF-TEM image after annealing for 8h at350 ℃;(g)overview of the design of the alloy[16,20]
针对上述瓶颈，通常采用微合金化改性策略，利用LPBF的非平衡凝固特性，在打印成形过程中原位析出纳米级热稳定强化相，进而改善Al-Si系合金的组织稳定性与力学性能(表1)[17-18]。Hou等[19]在LPBF成形的Al-12Si合金中引入低扩散Ti元素，形成的D022-(Al,Si)3Ti纳米强化相通过钉扎胞状Si网络，从而抑制了高温下结构的迁移和退化。与未改性的Al-Si基体相比，Al-Si-Ti合金在300 ℃的抗拉强度提升至184MPa，展现出良好的高温力学性能。近期，Wang等[20]基于溶质平衡分配系数，采用Fe、Ni双低扩散元素对Al-12Si合金开展合金化改性。Fe、Ni元素在共晶结构中偏析并产生强烈的钉扎效应，有效抑制高温下共晶Si相的破碎与粗化，使合金在350 ℃退火8h后仍维持共晶网络结构，显著改善合金高温组织稳定性(图2d～g)。此外，合金化引入的纳米级α-AlFeNi相能进一步阻碍位错运动，使合金在300 ℃下的抗拉强度达271 MPa，实现了增材制造Al-Si系合金高温力学性能的突破。
表1 LPBF Al-Si系合金的高温拉伸性能
Tab.1 High-temperature tensile properties of LPBF Al-Si series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Room temperature 204 358 7.2100 181 286 10.0 AlSi10Mg[15]300 ℃/2h 200 158 189 16.4300 70 73 41.4400 12 14 57.4 As-built Room temperature 240 385 3 Al-12Si[14]300 ℃/6h Room temperature 138 207 3.8200 114 122 5 As-built Room temperature 265 447 5.0300 170 184 7.4 Al-12Si-1Ti[19]Remelt Room temperature 272 454 6.0300 168 180 8.0 Room temperature -469 2.8 Al-12Si-1.5Ni-2.0Fe[20] As-built 300-271-400-98-Room temperature 373 602 4.2200 317 398 12.2 Al-9.0Si-2.8Fe-2.1Mn-1.1Ni[17] As-built 300 187 211 23.1400 92 100-Al-11Si-2.5Fe-2Mn-1.2Ni-0.4Cr[18] As-built Room temperature 337.79 512.76 2.98300 164.25 222.47 8.88
1.2 Al-Cu系合金
Al-Cu系变形铝合金属于典型的中温耐热铝合金，其核心强化相为亚稳态θ′相。然而，该类合金凝固温度区间较宽，LPBF过程中易产生明显的凝固偏析和粗大柱状晶组织，导致热裂纹易沿柱状晶晶界萌生与扩展，严重制约其成形性并损害力学性能[21-22]。因此，如何实现打印成形性、组织热稳定性与高温力学性能的协同优化，成为Al-Cu系增材制造耐热铝合金研究的关键。
针对上述问题，目前的研究一方面通过引入Ti、Sc、Zr等微合金化元素，在凝固过程中形成L12-Al3X弥散相，作为有效异质形核位点，促进粗大柱状晶向细小等轴晶转变，从而提高合金的抗热裂能力和打印成形性[23-26]。另一方面，这类由低扩散速率元素形成的Al3X相通常具有较高的热稳定性，能够在后续热暴露或高温服役条件下抑制组织粗化，进一步改善合金的高温强度保持能力(表2)[27-28]。Wang等[29]针对2024铝合金的研究发现，初生L12-Al3Zr相作为有效形核位点，能够促进熔池边界的晶粒细化，且合金中Si元素对Al3Zr相中部分Al原子的取代进一步增强了其稳定性(图3a,b)。打印态与T6态合金在250 ℃下的屈服强度分别达到210和253 MPa，表明Zr微合金化可实现成形性与耐热性能的同步改善。除L12-Al3X弥散相，构建热稳定共晶金属间化合物也是提升Al-Cu系合金耐热性的有效途径。Bahl等[30]采用LPBF制备了Al-Cu-Ce和Al-Cu-Ce-Zr合金，两者均形成了由α-Al和Al8Cu3Ce相组成的超细共晶组织。与Al-Cu-Ce合金相比，Zr的加入使合金在350 ℃热处理后仍能保持完整共晶结构(图3c,d)，展现更优异的组织稳定性。此外，Al-Cu-Ce-Zr合金中的Zr在Al/Al8Cu3Ce相界面处的富集可抑制界面溶质交换，从而延缓Al8Cu3Ce相向Al8Cu4Ce相的转变及粗化，显著提高其高温稳定性[31]。
表2 LPBF Al-Cu系合金的高温拉伸性能
Tab.2 High-temperature tensile properties of LPBF Al-Cu series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Room temperature 406 426 5.2150 378 380 4.1 Al-5.8Cu-0.9Mg-1.4Ag-1.5Ti[26] As-built 200 312 314 2.8250 189 195 11.2300 93 99 15.6150 363 379 12.9 As-built 250 210 233 6.5350 48 60 15.22024Al-1.3Zr[29]150 368 424 12.0 T6 250 253 279 12.6350 73 93 21.8 Room temperature 279 385 4.4 As-built 200 187 275 12.8300 170 215 10 Al-1.05Cu-3.18Mn-0.96Mg-0.81Zr[25] Room temperature 337 409 1.7400 ℃/2h 200 200 286 6.8300 187 233 10.6
图3 LPBF Al-Cu系合金微观组织特征：(a)2024Al-Zr合金的SEM-BSE；(b)L12-Al3Zr颗粒的HAADF-STEM、EDS元素分布和SAED；(c)Al-Cu-Ce-Zr合金的HAADF-STEM及对应EDS元素分布；(d)Al-Cu-Ce和Al-Cu-Ce-Zr合金在不同热暴露后的SEM-BSE；(e)Al85Cu5Li4Mg3Zn3LAEA的BF图；(f)EDS元素分布；(g)图(f)区域的HRTEM及对应FFT；(h,i)θ-Al2Cu相和η-MgZn2相形貌；(j)纳米平面缺陷的HRTEM；(k)图(j)中9R相的HRETM；(l)T2相在热暴露过程中的相变示意图；(m)经400 ℃热暴露室温压缩变形后R相的BF图；(n)图(m)区域的弱束DF图[29-30,32]
Fig.3 Microstructure characterization of LPBFed Al-Cu series alloys:(a)SEM-BSE image of2024Al-Zr alloy;(b)HADDF-STEM,EDS elemental mappings and SAED pattern of L12-Al3Zr particle;(c)HADDF-STEM of Al-Cu-Ce-Zr alloy with corresponding EDS elemental mappings;(d)SEM-BSE images of Al-Cu-Ce and Al-Cu-Ce-Zr after different thermal exposure;(e)BF image of Al85Cu5Li4Mg3Zn3LAEA;(f)EDS elemental mappings;(g)HRTEM image with corresponding FFT pattern of region in(f);(h,i)the morphologies of θ-Al2Cu phase and η-MgZn2phase;(j)HRTEM showing nanosized planar defects;(k)HRTEM image of9R phase of region in(j);(l)schematic diagram of T2phase transformations during thermal exposure;(m)BF image of R phase after room-temperature compressive deformation after thermal exposure at400 ℃;(n)weak-beam DF image of region in(m)[29-30,32]
近年来，多主元合金化进一步拓展了Al-Cu系耐热铝合金的设计空间。Wang等[32]提出，通过共晶稳定化高熵策略，结合机器学习与高通量热力学计算进行成分设计，并利用选择性激光熔化(selective laser melting,SLM)制备出Al85Cu5Li4Mg3Zn3轻质铝基高熵合金(lightweight Al-based entropy alloy,LAEA)。高熵溶质能够在凝固末期诱导形成纳米胞状共晶网络，SLM的非平衡凝固特征进一步促使其演化为具有纳米面缺陷的分级纳米结构(图3e～k)。该复杂的分级显微组织可激活多种协同变形机制，使得合金在200 ℃下仍具有507 MPa的屈服强度和超过800MPa的抗压强度。此外，在400 ℃/100h热暴露后发生的准晶-晶体相变，为热暴露条件下组织演化与强塑性匹配调控提供了新的思路(图3l～n)。
1.3 Al-Mg系合金
Al-Mg系合金可通过Mg元素的高固溶度获得显著固溶强化效果，但与2系、7系等可热处理强化铝合金相比，其室温性能存在明显不足[33]。此外，Al-Mg系合金在LPBF成形过程中与Al-Cu系合金类似，存在热裂纹敏感性高、打印成形性差等问题[34]。近年来，Sc、Zr微合金化改性的Al-Mg系合金受到广泛关注，其中空客公司开发的Scalmalloy®合金因兼具优异的打印成形性和力学性能而成为该合金体系的代表(表3)[35-36]。由于Al-Mg-Sc-Zr合金中，具有核壳结构的L12-Al3(Sc,Zr)纳米颗粒高温热稳定性优异，且与基体保持共格关系[37]，因此研究人员围绕该体系合金的高温力学行为及热暴露组织演化开展了大量研究。Bi等[38]通过对SLM制备的Al-Mg-Sc-Zr合金在275～350 ℃范围内进行144 h的热暴露，系统评估了合金的热稳定性及高温力学性能。合金中弥散分布的核壳结构Al3(Sc,Zr)析出相在300 ℃下保持较高的结构与尺寸稳定性(图4a,b)。当热暴露温度提升至325 ℃时，尽管析出相内部发生Sc、Zr元素互扩散，元素分布发生明显变化，但仍能维持稳定的核壳结构，提供有效的晶界钉扎与析出强化效果，使得合金在200 ℃下仍具有393.9 MPa的抗拉强度(图4c,d)。由于Sc元素成本较高，采用Er等稀土元素替代部分Sc元素的低成本设计策略也逐渐受到关注。Sun等[39]发现，Er与Zr的协同添加可在Al-Mg合金中形成L12结构的Al3Er与Al3(Er,Zr)纳米析出相，不仅能实现显著的晶粒细化，还可以通过析出强化与晶界钉扎效应来提升合金的高温强度(图4e～g)。与此同时，该类Er、Zr改性的Al-Mg合金在300 ℃下可表现出与Al-Mg-Sc-Zr合金相当的高温强度，充分证明其在低成本增材制造耐热铝合金设计中的巨大潜力。
表3 LPBF Al-Mg系合金的高温拉伸性能
Tab.3 High-temperature tensile properties of LPBF Al-Mg series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Room temperature 244 315 22.7100 269 332 18.1150 244 285 21.1 As-built 200 230 237 20.7250 208 219 13.0300 142 169 17.0350 70 75 15.1 Room temperature 356 384 11.8100 385 414 13.7150 331 351 15.5 Al-Mg-Sc-Zr[36]350 ℃/6h 200 318 324 13.8250 156 167 11.7300 151 164 15.8350 65 72 30.8 Room temperature 255 334 17.1100 268 352 18.1150 185 266 19.5500 ℃/1 h and 200 160 183 21.5350 ℃/6h 250 130 137 22.0300 73 83 23.4350 16 19 15.2 Al-14.1Mg-0.31Sc-0.17Zr[38] As-built Room te2m00perature 33-9.2 439873..69 14-.8 Room temperature 229 340 12.0(x-direction)Al-3.79Mg-1.76Er-0.52Zr[39] As-built Roo(zm-dtiermecptieornat)ure 203 329 11.8300(x-direction)70 107 16.9300(z-direction)62 102 15.7
图4 LPBF Al-Mg系合金微观组织特征：(a,c)Al-Mg-Sc-Zr合金在300和325 ℃时效144h后的TEM；(b,d)分别为对应(a)和(c)中EDS线扫描结果；(e～e4)Al-Mg-Er-Zr合金的HADDF-STEM及对应EDS元素分布；(f)析出相的HADDF-STEM；(g)析出相的HRTEM[38-39]
Fig.4 Microstructure characterization of LPBFed Al-Mg series alloys:(a,c)TEM images of Al-Mg-Sc-Zr alloys annealed for 144h at 300and325 ℃;(b,d)EDS line scanning results corresponding to(a)and(c),respectively;(e～e4)HADDF-STEM image of Al-Mg-Er-Zr alloys with corresponding EDS elemental mappings;(f)HADDF-STEM image of precipitates;(g)HRTEM image of precipitates[38-39]
1.4 Al-Ni系合金
不同于上述传统铝合金体系，Ni元素在Al基体中的固溶度和扩散速率均极低，因此Al-Ni系合金中形成的Al3Ni相具有优异的热稳定性，即使在300 ℃下长时间保温仍能保持稳定[40]。同时，Al-Ni共晶合金具有凝固区间窄、流动性好等特点，有利于降低合金的热裂敏感性并改善成形性。因此，Al-Ni系合金被认为是增材制造耐热铝合金领域中极具潜力的候选合金体系(表4)[41]。Deng等[42]采用LPBF成功制备出无裂纹、近净成形的Al-Ni共晶合金，打印过程中高冷却速率能够显著细化共晶组织，并在α-Al基体中形成高体积分数的纳米级球状Al3Ni颗粒(图5a～d)。这些纳米颗粒可通过Orowan机制产生显著的弥散强化，结合其本征高温稳定性，Al-5.7Ni合金在300 ℃保持143 MPa的抗拉强度。在二元合金基础上，微合金化进一步拓展了Al-Ni系耐热合金的组织调控空间。Ding等[43]发现，Sc的引入可形成与基体完全共格的L12-Al3Sc纳米析出相，从而为合金提供额外的析出强化作用，使得Al-Ni-Sc合金的室温和高温强度均得到提升。
表4 LPBF Al-Ni系合金的高温拉伸性能
Tab.4 High-temperature tensile properties of LPBF Al-Ni series alloys
Composition(mass fraciton/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Room temperature 278 407 9.5 Al-5.7Ni[42] As-built 250 206 218 16.1300 137 143 10.4 Al-5.87Ni-0.32Sc[43] As-built Room temperature 320 445-250 248 259-Room temperature 368 460 6.0200 367 394 10.3 Al-5.61Ni-0.68Sc-0.09Zr[45] As-built 250 332 337 8.8300 203 212 4.8 Al-5.6Ni-0.93Ti-0.93Zr[41] Room temperature 421.7 480.4 8.6300 100.2 134.3 50.9
图5 LPBF Al-Ni系合金微观组织特征：(a)Al-Ni合金的TEM图；(b)EDS元素分布；(c)Al/Al3Ni界面处的HRTEM；(d)图(c)区域的FFT；(e～g)Al-Ni-Sc-Zr合金熔池不同区域胞状结构的SEM-BSE；(h)EDS元素分布；(i,j)热暴露后不同区域胞状结构的SEM-BSE；(k)硬度变化曲线[42,45]
Fig.5 Microstructure characterization of LPBFed Al-Ni series alloys:(a)TEM image of Al-Ni alloy;(b)EDS elemental mappings;(c)HRTEM image of the Al/Al3Ni interface;(d)FFT pattern of the region in(d);(e～g)SEM-BSE images of cellular structures in different regions of the melt pool of the Al-Ni-Sc-Zr alloy;(h)EDS elemental mappings;(i,j)SEM-BSE images of cellular structures in different regions after thermal exposure;(k)variation in hardness[42,45]
除弥散分布于α-Al基体中的Al3Ni纳米颗粒外，LPBF制备的Al-Ni系合金中还可以形成由Al基体与Al9Ni2相组成的胞状结构[44]。基于此，Luo等[45]系统研究了Al-Ni-Sc-Zr合金的高温力学性能与组织稳定性。合金中Sc、Zr元素在Al/Al9Ni2界面处的偏聚，降低了界面能并产生钉扎作用，进而阻碍界面迁移，显著改善了胞状结构的高温稳定性(图5e～h)。在250 ℃下保温100h后，胞状结构仍保持完整且未发生明显粗化；当热暴露时间延长至500h，尽管胞状结构逐步分解，但形成的高密度纳米颗粒仍可在一定程度上缓解胞状结构退化造成的性能降低，使合金在热暴露后仍保持优异的力学性能(图5i～k)。
1.5 Al-Ce系合金
稀土Ce是增材制造耐热铝合金中最具代表性的合金元素之一。Ce在Al基体中具有极低的扩散速率(400 ℃下约为10-19m2/s)，且室温下在Al中的平衡固溶度仅为0.000 5%(质量分数)[1,46]。因此，Ce元素在合金中几乎全部以Al11Ce3等高熔点、高热稳定性的金属间化合物的形式析出。此外，近共晶Al-Ce合金还具有凝固温度区间窄、裂纹敏感性低等特点，使其成为LPBF耐热铝合金领域的重点研究体系。Zhou等[47]在LPBF制备的Al-10Ce二元共晶合金中发现，在快速凝固条件下，合金形成了由α-Al基体和连续三维网状Al11Ce3金属间化合物构成的共晶胞状组织，连续网状的Al11Ce3结构不仅能够有效钉扎晶界，还可显著抑制高温下的晶界滑移，从而赋予Al-Ce合金优异的高温组织稳定性和力学性能(表5)。
表5 LPBF Al-Ce系合金的高温拉伸性能
Tab.5 High-temperature tensile properties of LPBF Al-Ce series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Al-10Ce[47] As-built Room temperature 222.1 319.3 10.8 Room temperature 344 445 10250 278 244-As-built 300 254 233-Al-10Ce-0.4Sc-0.2Zr[48]350 198 187-400 142 131-300 ℃/12h Room temperature 404 474 9.4 Al-9.5Ce-0.6Mg[51]4A00s-℃bu/i1lth RRoooomm tteemmppeerraattuurree 230901 443168 193.3.8 Room temperature 427 573 4.7250 333 454 10.2 Al-10Ce-5Ni-0.46Ti-0.23Zr[52] As-built 300 276 338 11.8400 104 114 17.86 Room temperature 321 429 10.9250 214 242 16.8 Al-3Ce-0.8Ca-1.9Mn[53] As-built 300 196 224 16.7350 154 161 16.8 Al-10.5Ce-3.1Ni-1.2Mn[54]450 ℃/2h Room temperature 258 370 10400 70--
在此基础上，多元协同合金化设计进一步拓展了Al-Ce系合金强韧性匹配与高温性能的调控空间。其中，Sc、Zr微合金化在热暴露过程中形成的L12-Al3(Sc,Zr)纳米相，一方面可在Al基体内均匀弥散析出，发挥Orowan强化效应；另一方面可在α-Al/Al11Ce3界面处偏析，缓解界面晶格错配并降低界面能，进而抑制界面迁移与Al11Ce3相粗化。研究发现，经Sc、Zr改性后的Al-10 Ce合金在300 ℃下的屈服强度和抗拉强度分别达233和254MPa，高温强度保持率接近70%，表现出优异的高温承载能力[48]。
除Sc、Zr元素外，Mg元素因在Al基体中具有较高的平衡固溶度，且不易引入有害脆性相，成为Al-Ce系合金中重要的固溶强化元素[49-50]。Lv等[51]研究发现，在LPBF制备的Al-Ce-Mg合金中，少量Mg元素偏聚于Al/Al11Ce3相界面处，而Ce元素主要分布在网状骨架中(图6a,b)。经400 ℃/1 h的热暴露后，Ce原子发生短程扩散，Al11Ce3网状结构出现局部熔断与球化，但未发生明显粗化，同时在界面附近形成细针状或短棒状纳米Al4Ce金属间化合物(图6c,d)。Al4Ce的形成将Al/Al11Ce3半共格界面转变为Al/Al4Ce共格界面，进一步改善了组织的高温稳定性。得益于Al11Ce3纳米网络优异的热稳定性及Al4Ce纳米颗粒的高温强化作用，热暴露后合金强度高达416MPa，约为原强度的95%，表现出优异的强度保持率。
图6 Al-Ce系合金组织表征：(a,c)Al-Ce-Mg合金400 ℃-1 h热暴露前和后的HAADF；(b,d)分别为对应(a)和(c)的BF-STEM以及EDS元素分布；(e)去应力退火Al-Ce-Ni-Ti-Zr合金的HAADF-STEM以及EDS元素分布；(f)金属间化合物的形貌；(g～g4)Al-Ce-Ca-Mn合金的HAADF及对应EDS元素分布[51-53]
Fig.6 Microstructure characterization of Al-Ce series alloys:(a,c)HADDF images of LPBFed Al-Ce-Mg alloy before and after 400 ℃-1 h thermal exposure;(b,d)BF-SETM images with EDS elemental mappings corresponding of(a)and(c),respectively;(e)HAADF-STEM image with EDS elemental mappings of as-stress-relieved(as-SR)Al-Ce-Ni-Ti-Zr alloy;(f)morphologies of intermetallic;(g～g4)HAADF image of Al-Ce-Ca-Mn alloy with corresponding EDS elemental mappings [51-53]
此外，通过引入Ni、Mn、Ti、Ca等低扩散合金元素构建多尺度热稳定金属间化合物，也可以进一步提升Al-Ce系合金的高温组织稳定性与力学性能。Wu等[52]针对Ti、Zr元素改性Al-Ce-Ni合金的研究表明，Ti、Zr元素引入形成的Al3(Ti,Zr)纳米颗粒与Al11Ce3、Al3Ni相共同形成网络结构(图6e,f)，使得合金在400 ℃下仍保持104MPa的屈服强度。Wei等[53]在Al-Ce-Ca-Mn合金中发现，Ca元素可调控共晶反应过程，缩小凝固温度区间，降低合金的热裂纹敏感性，同时Ca可部分取代Ce原子形成高体积分数的热稳定Al11(Ce,Ca)3相；Mn元素则在基体中以纳米球状Al6Mn弥散相的形式均匀析出(图6g～g4)。研究表明，该合金最终实现了429MPa的室温抗拉强度和10.9%的断裂伸长率，在300 ℃下仍保持196MPa的屈服强度和224MPa的抗拉强度。
除高温力学性能外，LPBF制备的Al-Ce系合金的抗蠕变性能与蠕变机制也逐步成为研究热点。Michi等[54]通过LPBF制备的Al-Ce-Ni-Mn合金在300～400 ℃范围内表现优异的抗蠕变性能。合金经450 ℃/2h去应力退火后，形成了体积分数约35%的亚微米级弥散析出相(图7a～d)。该析出相具有优异的热稳定性，在350 ℃-200h时效后尺寸基本保持稳定，且在400 ℃-200h时效后尺寸增幅仅为17%(图7e～g)。高体积分数、抗粗化的弥散析出相通过抑制位错攀移和促进传递载荷，显著提高了合金的高温蠕变抗力，使其在350 ℃下的抗蠕变性能优于多种铸造耐热铝合金在300 ℃下的性能(图7h)。在此基础上，Bahl等[55]进一步开发了Al-Ce-Ni-Mn-Zr近共晶合金，其打印态组织中形成了体积分数约为27%的连续网状Al27Ni6Ce3相，并具有约100nm的超细相间距(图7i)。合金中的Mn能够促进Al27Ni6Ce3相的析出，并抑制抗粗化能力较差的Al3Ni相的生成；而具有极低扩散速率的Zr则通过固溶或偏聚在Al27Ni6Ce3相附近，进一步强化了Al27Ni6Ce3相的抗粗化能力。具有优异热稳定性的析出相使得合金即使在400 ℃-454 h长时间蠕变后，其相间距最大值仅增至约160nm(图7j～l)。这种长期稳定的超细第二相间距可持续阻碍位错运动，赋予合金优异的高温抗蠕变性能。
图7 LPBF Al-Ce-Ni-Mn和Al-Ce-Ni-Mn-Zr合金微观组织和蠕变行为：(a,b)打印态和去应力退火Al-Ce-Ni-Mn合金的SEM-BSE；(c)去应力退火合金的DF-STEM；(d)图(c)的EDS元素分布；(e～g)300，350和400 ℃退火200h的SEM-BSE；(h)蠕变行为；(i)Al-Ce-Ni-Mn-Zr合金的SEM-BSE，插图为HAADF-STEM;(j～l)HT-350态合金在300，350和400 ℃蠕变后的SEM-BSE[54-55]
Fig.7 Microstructure characterization and creep behavior of LPBFed Al-Ce-Ni-Mn and Al-Ce-Ni-Mn-Zr alloys:(a,b)SEM-BSE images of the as-printed and as-SR Al-Ce-Ni-Mn alloy;(c)DF-STEM image of the as-SR alloy;(d)EDS elemental mappings of(c);(e～g)SEM-BSE images after annealing for200h at300,350and400 ℃;(h)creep behavior;(i)SEM-BSE image of the Al-Ce-Ni-Zr alloy,with the inserted HADDF-STEM image;(j～l)SEM-BSE images in the HT350condition at300,350and400 ℃[54-55]
1.6 Al-Fe系合金
在熔炼铸造、粉末冶金等传统铝合金制备工艺中，Fe元素由于易形成硬脆富Fe相、阻碍粉末冶金烧结致密化，大幅恶化合金强韧性而被视为有害杂质。而在LPBF的非平衡快速凝固条件下，Fe元素可原位形成纳米级球状亚稳Al6Fe相[56-57]。该相具有高熔点、高热稳定性等特征，能有效钉扎晶界并阻碍位错滑移，显著提升合金的高温强度与热稳定性。但球状亚稳Al6Fe相在高温热暴露过程中易发生相结构转变，形成稳定的针状θ-Al13Fe4相[58]。与球状亚稳Al6Fe相相比，针状θ相尖端易诱发应力集中，且与基体界面结合较弱，会大幅损害合金的强度、塑性及疲劳性能等[59]。因此，如何通过成分设计、工艺优化等方式提升亚稳Al6Fe相高温热稳定性、抑制其向针状Al13Fe4相的转变，成为突破增材制造Al-Fe耐热合金高温应用瓶颈的关键(表6)。
表6 LPBF Al-Fe系合金高温拉伸性能
Tab.6 High-temperature tensile properties of LPBF Al?Fe series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Room temperature 400 547 3.8200 344--Al-5Fe-6Cr[64] As-built 300 273--400 179--Room temperature -547.17 7.0300-352.77 2.7 Al-4.89Fe-4.56Cr-1.68Ti[65] As-built 400-271.47 2.05500 111.53 104.73 12.91 Room temperature 649 865-100 681 797-Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si-0.3Sc[66] As-built 200 617 692-300 431 463-400 191 225-Room temperature 449 503-100 348 386 11.2 Al-2.5Fe-2Cu-0.6Sc-0.3Zr[58] As-built 200 232 274 9.0300 142 150 4.5
当前研究主要聚焦于引入低扩散速率元素，以抑制Fe元素扩散并增强Al/Al6Fe界面结合，进而提升其抗粗化能力。在计算材料学研究方面，Yao等[60]基于密度泛函理论系统研究Mo掺杂对Al-Fe合金界面稳定性的调控机制。研究表明，Mo原子掺杂能显著降低Al/Al6Fe界面能，并提高Al/Al13Fe4界面能，同时将Fe在Al基体中的扩散能垒提升20%。因此，Mo能够通过热力学稳定Al/Al6Fe界面与动力学抑制Fe扩散双重机制来进一步增强合金热稳定性。在实验验证与合金开发方面，Takata等[61]基于LPBF非平衡凝固过程中的溶质分配行为，系统研究了Cu、Mn、Ti元素对Al-Fe合金微观组织调控机制和力学性能演变规律的影响。其中共晶型Mn、Cu元素可形成与Al6Fe相晶体结构高度相似的Al6Mn与Al23CuFe4相(图8a～d)，而包晶型Ti元素主要固溶于Al基体中并形成纳米Al3Ti颗粒。因此，在利用多组元协同合金化策略制备的Al-Fe-Cu-Mn合金与Al-Fe-Mn-Ti合金中，通过合金元素取代部分Fe元素晶格位点，实现了析出相热稳定性的提高和体积分数的增加，进而显著改善了合金室温和高温综合力学性能(图8e～h)。在Al-2.5Fe-2Mn合金中，高体积分数的Al6(Fe,Mn)弥散相显著抑制了Al6Fe相到Al13Fe4相的转变，即使经500 ℃下长时间热暴露，仍未观察到平衡态针状θ相的析出[62]。此外，在Wang等[63]通过LPBF制备的Al-Fe-Mg-Sc-Zr合金中，Al6Fe与L12-Al3(Sc,Zr)相的协同析出有效减缓了Al6Fe相的粗化。由于Sc原子掺杂增强了Al6Fe相的原子键合、延缓其向稳态θ-Al13Fe4相的转变，合金在300 ℃下仍保持约260MPa的抗拉强度。
图8 LPBF Al-Fe系合金微观组织与相结构：(a)Al-2.5Fe合金中Al/Al6Fe双相纳米结构；(b～d)Al6Fe,Al6Mn和Al23CuFe4相的晶体结构；(e,f)Al-Fe-Cu-Mn合金熔池中心和熔池边界的STEM；(g,h)Al-Fe-Mn-Ti合金熔池中心和熔池边界的TEM[61]
Fig.8 Microstructure and phase structures in LPBFed Al-Fe series alloys:(a)Al/Al6Fe two-phase nanostructure of Al-2.5Fe alloy;(b～d)crystal structures of Al6Fe,Al6Mn and Al23Fe4;(e,f)STEM images of Al-Fe-Cu-Mn alloy inside melt pools and at the melt pool boundary;(g,h)TEM images of Al-Fe-Mn-Ti alloy inside melt pools and at the melt pool boundary[61]
此外，近期研究表明，LPBF制备的Al-Fe-Cr和Al-Fe-V-Si等多元合金体系可通过形成准晶相或非晶相，显著增强合金的高温稳定性。Pérez-Prado等[64]对LPBF制备的Al-5Fe-6Cr合金进行研究，发现合金内部存在高密度、纳米级的二十面准晶相(i-QC相)。由于准晶相优异的高温稳定性，该合金在400 ℃的温度下仍表现突出的机械性能，屈服强度可达200MPa。有研究表明Ti元素的引入可以进一步增强准晶相的热稳定性。其中，Al94Fe2.5Cr2.5Ti合金在480 ℃下热暴露后仍不发生明显相变[65]。该合金内的高体积分数纳米级i-QC相、亚稳态Al3(Ti,Cr)相和Al-Fe金属间化合物使得其在500 ℃下仍保持111.53 MPa的优异抗拉强度(图9a～d)。除此之外，Tang等[66]利用LPBF过程中极高的冷却速率与温度梯度，设计制备了具有独特的分层异质结构的Al-Fe-V-Si-Sc合金。其中熔池中心为非晶/铝基体复合组织，熔池边界分布多种纳米析出相。该结构使得合金在室温及高温下具有超高强度，其在室温和300 ℃下的抗拉强度分别为865和463 MPa(图9e～k)。
图9 LPBF Al-Fe系合金准晶及非晶微观组织特征：(a,b)不同倍数下Al94Fe2.5Cr2.5Ti合金的形貌；(c)i-QC相的高倍TEM图；(d)图(c)区域的SAED；(e)Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si-0.3Sc合金熔池中心的TEM图；(f)图(e)区域的EDS元素分布；(g)非晶相界面的HRTEM以及对应的FFT；(h,j)300和400 ℃拉伸断裂后非晶形貌；(i,k)300和400 ℃拉伸断裂后非晶HRTEM图[65-66]
Fig.9 Microstructure characterization of the icosahedral and amorphous phases in LPBFed Al-Fe series alloys:(a,b)BF images at different magnifications showing the microstructure of the Al94Fe2.5Cr2.5Ti alloy;(c)high-magnification TEM image of the i-QC phase;(d)SAED pattern in(c);(e)TEM image of the molten pool center in the Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si-0.3Sc alloy;(f)the EDS elemental mappings of the region in(f);(g)HRTEM image of the amorphous phase interface and the corresponding FFT patterns;(h,j)amorphous morphologies after tensile tests at300and400 ℃;(i,k)HRTEM images of the amorphous phases after300and 400 ℃[65-66]
1.7 Al-La系合金
La元素是铝合金中极具应用潜力的耐热元素，不仅在工业稀土中具有显著的成本优势，而且展现出极低的扩散系数和固溶度。在300 ℃下，La元素在Al基体中的扩散速率仅为6.9×10-21m2/s，固溶度也仅为0.01%(原子分数）[67]，因此Al-La系合金中形成的金属间化合物通常具有优异的高温稳定性(表7)[68-70]。同时，近共晶成分的Al-La合金具有凝固温度区间窄、裂纹敏感性低等特点。基于增材制造非平衡快速凝固工艺，在Al-La合金中构建纳米级三维网络结构并引入热稳定相，已成为改善其高温性能的有效途径。如图10a～c所示，Ma等[67]通过LPBF在Al-La-Sc-Zr合金中成功制备出由热稳定Al11La3相构成的纳米级三维共晶胞状网络(eutectic cellular network,ECN)，其优异的承载能力、受限层滑移引起的Al基体强化以及纳米沉淀相有效阻碍位错交滑移、攀移等热激活行为，使得合金在300 ℃下的屈服强度达250MPa。同时，胞壁处的L12-Al3Sc相通过降低局部晶格畸变，进一步改善了α-Al/Al11La3界面结合(图10d)，增强了界面稳定性。因此，合金在300 ℃热暴露168h后仍保持完整的网络结构。当温度提升至325 ℃时，ECN结构发生退化，但其分解形成高体积分数、弥散分布的Al11La3纳米颗粒仍可与位错发生交互作用并促进位错增殖，使该合金在长时间热暴露后仍保持良好的综合力学性能(图10e～h)。此外，Zhang等[71]针对Mn、Mg元素改性Al-La合金的变形行为与断裂机制进行系统研究(图10i～l)。研究表明，胞壁处的Al6Mn颗粒在塑性变形过程中通过诱导微裂纹萌生参与协调变形，进而改善Al11La3三维网络结构的载荷传递效率；同时经高Mg元素固溶增韧的Al基体可有效缓解局部应力，抑制裂纹快速扩展，因而合金在300 ℃高温下保持213 MPa的屈服强度。
表7 LPBF Al-La系合金高温拉伸性能
Tab.7 High-temperature tensile properties of LPBF Al-La series alloys
Composition(mass fraction/%)Heat treatment Temperature/℃ YS/MPa UTS/MPa Elongation/%Al-La-Sc-Zr[67]325 ℃/1 h Room temperature 418 453-300 246 265-Room temperature 334 588-Al-11.5La-5.5Mg-0.6Mn[71] As-built 200 297-19.3300 213-9.0 Room temperature -588 6.4200-330 19.3 Al-11.60La-4.14Mg-0.57Mn[70] As-built 300-217 9400-62 38.4
图10 LPBF Al-La系合金微观组织特征：(a)Al-9.8La-0.46Sc-0.26Zr合金中ECN的STEM-HADDF；(b)图(a)局部放大区域的EDS元素分布；(c)ECN结构的三维重构；(d)胞壁与Al基体界面处的HRTEM图；(e,f)峰时效态和在325 ℃退火168h后ECN结构的STEM-HADDF图；(g,h)300 ℃拉伸断裂后的位错行为；(i～l)打印态Al-11.5La-5.5Mg-0.6Mn合金在300 ℃拉伸断裂后的BF-TEM图、TKD-KAM图、HADDF图和示意图[67,71]
Fig.10 Microstructure characterization of LPBFed Al-La series alloys:(a)STEM-HADDT image of the ECN in the Al-9.8La-0.45Sc-0.26Zr alloy;(b)the EDS elemental mappings of the magnified region in(a);(c)3D reconstructed image of the ECN;(d)HRTEM image showing the interface of the cell wall and Al matrix;(e,f)STEM-HADDF images showing the morphology of ECN in the peak-aged state and after annealing at325 ℃ for 168h;(g,h)the dislocation behavior at the fracture strain;(i～l)BF-TEM image,TKD-KAM image,HADDF image and schematic diagram of the as-printed Al-11.5La-5.5Mg-0.6Mn alloy tensile fracture at 300 ℃[67,71]
综上，不同增材制造耐热铝合金体系的性能提升均围绕高温稳定强化结构的构建展开(图11)，但其改性策略和适用性存在明显差异。传统Al-Si、Al-Cu和Al-Mg系合金具有较好的室温性能和工艺适应性，但其高温强度普遍受限于主要强化相的热稳定性不足，通常需要引入Ti、Sc、Zr、Fe、Ni等低扩散元素，进而形成热稳定析出相或金属间化合物来提升组织稳定性。相比之下，Al-Ce、Al-La和Al-Fe等新型体系更强调通过合金成分设计直接构筑热稳定第二相，因此在300 ℃下表现出更好的强度保持能力。这主要源于Ni、Ce、La、Fe等元素在Al基体中的低固溶度、低扩散特征及其形成的稳定金属间化合物。然而，这类新型体系虽然在耐热性方面具有优势，但仍可能面临塑性不足、脆性相过量、裂纹敏感性增加以及成形窗口受限等问题。
图11 增材制造耐热铝合金的性能总结
Fig.11 Performance summary of AM heat-resistant aluminium alloy
2 耐热铝基复合材料
铝基复合材料(Al matrix composites,AMCs)通过在铝合金基体中引入陶瓷颗粒、晶须等非连续增强相，可在保持低密度优势的同时提升高温承载能力和组织热稳定性，已成为耐热轻量化结构材料的重要发展方向。增强相设计与界面调控是决定AMCs组织稳定性、强塑性匹配和服役可靠性的关键因素，其中增强相的类型、尺寸、空间分布及界面结合状态，会显著影响晶粒细化、载荷传递、位错运动和裂纹扩展等变形损伤行为。因此，明确增材制造非平衡凝固条件下增强相的分散行为、界面演化规律及高温强化机制，对于优化耐热AMCs的组织构筑和性能设计具有重要意义。本节将围绕增材制造耐热AMCs的典型增强体系、组织演化特征与强化机制展开讨论，并进一步分析其在界面稳定性、成形性优化和工程化应用方面面临的关键问题。
2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料
TiB2、SiC和TiC等陶瓷颗粒是增材制造AMCs中常用的增强体，同时也可作为有效的异质形核位点调控凝固组织。一方面，陶瓷颗粒与α-Al基体之间较好的晶格匹配有利于促进异质形核，诱导柱状晶向等轴晶转变，从而细化晶粒、改善凝固组织均匀性并降低热裂敏感性[72-73]。另一方面，陶瓷颗粒通常具有高熔点、高模量和良好的热稳定性，可通过钉扎晶界、阻碍位错、传递载荷和偏转裂纹扩展等机制提升铝基复合材料的室温及高温力学性能。因此，陶瓷颗粒增强不仅是改善增材制造铝合金成形性的有效方式，也是构筑耐热铝基复合材料的重要策略。
陶瓷颗粒与Al基体之间的界面稳定性直接决定复合材料的强化效率和断裂行为。TiC和SiC颗粒在LPBF激光作用及循环热历史作用下容易与Al基体发生界面反应，生成Al4C3、Al4SiC4等反应产物。这类界面反应具有双重作用：适度界面反应可诱导形成新的原位强化相以改善颗粒/基体界面结合；但过度界面反应则可能生成脆性相，造成界面应力集中和塑性下降。Sun[74]通过对LPBF制备的TiC/Al-Si10Mg复合材料研究发现，部分TiC颗粒在成形过程中发生分解，并原位形成了D022-Al3Ti相；未分解的残余TiC与Al3Ti颗粒共同抑制Si元素的长程扩散，从而显著提升了Al-Si共晶网状结构的高温稳定性。类似地，TiC/AlFeCr复合材料中存在由TiC分解诱导而形成的TiC+Al4C3+TiC独特“三明治”结构；该结构的TiC壳层与Al基体具有约6.3%的低晶格错配度，形成的半共格界面避免脆性Al4C3直接接触基体，显著提高界面结合强度与载荷传递效率。同时，致密稳定的TiC壳层有效抑制Al4C3与Al之间的元素扩散及粗化，使该结构在400 ℃长期热暴露后仍保持结构完整。此外，纳米尺度的TiC壳层为准晶i相提供了异质形核位点，使得TiC/AlFe-Cr中i相体积分数更高(图12a～d)[75]。这种由陶瓷颗粒、界面反应相和原位析出相共同构成的多相强化结构，使复合材料在300 ℃下仍具有306MPa的屈服强度，体现出界面反应诱导多尺度强化的潜力。此外，在SiC颗粒增强AlSi10Mg复合材料中，也观察到类似的界面反应特征。SiC发生部分分解，并与Al基体发生界面反应，形成Al4C3和Al4SiC4相(图12e～h)[76]。适量SiC颗粒的引入有利于改善晶粒组织和提高高温承载能力。与未改性AlSi10Mg合金相比，添加5%(质量分数)SiC的复合材料在300 ℃下的屈服强度与抗拉强度分别提升了70.8%和81.2%。然而，过量SiC颗粒的添加会导致Al4C3等脆性相的形成，从而引起复合材料塑性的恶化。因此，对于TiC和SiC增强体系而言，界面反应并非完全有害，关键在于通过颗粒含量、粒径分布和LPBF热输入调控反应程度，使其在界面结合增强与脆性相抑制之间达到平衡。
图12 增材制造陶瓷颗粒增强铝基复合材料微观组织特征：(a)TiC/AlFeCr复合材料的SEM-BSE；(b,c)i相和三明治结构的TEM及对应元素分布；(d)Al4C3/TiC结构的HRTEM；(e)SiC/AlSi10Mg复合材料的形貌；(f,g)Al4C3相和Al4SiC4相的TEM；(h)微观组织调控示意图；(i,j)AlSi12Ti2B0.6复合材料TKD数据中的衬度图和相分布图[75-77]
Fig.12 Microstructure characterization of particle-reinforced Al matrix composites:(a)SEM-BSE image of the TiC/AlFeCr composite;(b,c)TEM image with corresponding EDS elemental mappings of the i phase and sandwich structure;(d)HRTEM image of the Al4C3/TiC structure;(e)morphology of the SiC/AlSi10Mg composite;(f,g)TEM images of the Al4C3phase and Al4SiC4phase;(h)schematic diagram of microstructure modulation;(i,j)band contrast and phase distribution obtained from the TKD results of the AlSi12Ti2B0.6composite[75-77]
的化学稳定性，通常不易发生分解，难以与Al基体形成有害界面反应，因此在增材制造耐热铝基复合材料中表现出更突出的应用潜力。TiB2颗粒不仅能够作为稳定的异质形核核心促进晶粒细化，还可在凝固过程中偏聚于胞状结构边界或晶界处，通过Zener钉扎效应抑制界面迁移和晶粒粗化。Hou等[77]将AlB2、Ti和Al-12Si粉末均匀混合，利用LPBF技术在Al-12Si合金中原位引入纳米级D022-Al3Ti相和TiB2颗粒。高热稳定的纳米颗粒不仅可作为异质形核位点实现晶粒细化，且优先偏聚于胞状结构边界和晶界处，从而有效抑制界面迁移和晶粒粗化(图12i～j)。此外，在TiB2/2618Al复合材料中，TiB2陶瓷颗粒和富Fe、Ni金属间化合物产生协同作用，使复合材料在190 ℃下晶粒尺寸几乎保持不变，在300 ℃下也仅发生轻微粗化，表现出优异的热稳定性[78]。因此，将陶瓷颗粒与耐热金属间化合物相结合，可构筑兼具晶界钉扎、载荷传递和第二相强化作用的多尺度协同增强体系。
2.2 晶须增强铝基复合材料
晶须是一类具有高长径比的一维增强体，通常呈现针状、棒状或短纤维状，其直径处于纳米至亚微米尺度，长度可达亚微米级[79]。与近等轴陶瓷颗粒相比，晶须独特的几何各向异性使其更易在基体中构建连续或准连续的载荷传递路径[80]，从而提高复合材料的应力分配能力和承载效率。同时，在裂纹扩展过程中，晶须可通过桥接、偏转以及拔出等方式消耗相比之下，TiB2颗粒在LPBF过程中具有更高断裂能，从而在提高强度的同时改善损伤容限[81-82]。此外，晶须与位错之间较强的相互作用，可有效钉扎位错、诱发位错缠结并促进几何必需位错累积，进而提高材料的加工硬化能力和塑性协调能力[83]。因此，晶须增强体在高强韧铝基复合材料设计中具有独特优势。
对于增材制造铝基复合材料而言，晶须增强的关键不仅在于其高长径比带来的载荷传递能力，更在于其能否在LPBF复杂热循环和快速凝固条件下实现可控生成、均匀分布和稳定界面结合。相比外加晶须增强体，原位合成晶须可在一定程度上避免外加晶须团聚、界面反应和粉末流动性下降等问题，并通过熔池内强烈对流、元素快速扩散受限和局部过饱和条件，在基体内部形成分散均匀、界面结合更强的纳米晶须。因此，原位构筑纳米晶须为增材制造铝基复合材料的组织设计、缺陷抑制和高温强化提供了新的途径。
近期，Yang等[84]利用LPBF过程中的高温度梯度和激光诱导反冲压力，首次在AA2024铝合金中原位合成出高密度、长径比超20且与Al基体保持共格关系的纳米MgAlB4w。该纳米晶须作为孕育形核剂，有效消除了凝固裂纹和孔隙等冶金缺陷，获得了高致密度、具有超细等轴晶晶粒的组织结构(图13a)。这表明晶须增强能够通过调控凝固形核行为改善LPBF成形性。界面调控是晶须增强铝基复合材料实现高强韧化的关键。纳米MgAlB4w与Al基体之间保持良好的共格关系，同时晶须表面形成的θ相进一步构建了MgAlB4w/θ/Al多级界面结构(图13b～d)。该界面结构可有效降低界面能，缓解界面应力集中，并提高晶须与基体之间的结合强度，从而促进载荷由Al基体向高强晶须增强相有效传递。不同于简单的机械嵌入式增强，这种原位形成的共格或半共格界面可显著降低界面脱粘风险，并为高温服役条件下的界面稳定性提供保障。
图13 增材制造MgAlB4w/AA2024复合材料微观结构与力学性能：(a)LPBF过程示意图；(b)MgAlB4w形貌和分布特征；(c)MgAlB4w/Al界面处Cu富集；(d)析出相的HAADF-STEM；(e)不同应变下变形结构的示意图；(f)高温应力应变曲线；(g)抗拉强度对比[84]
Fig.13 Microstructure and mechanical properties of the additively manufactured MgAlB4w/AA2024composite:(a)schematic illustration of the LPBF;(b)morphology and distribution characteristics of MgAlB4w;(c)HAADF-STEM image of MgAlB4w/Al interfaces featuring Cu enrichment;(d)HAADF-STEM image of θ phase;(e)schematic illustration of deformation structures at different strains;(f)engineering tensile stress-strain curves at elevated temperatures;(g)comparison of the ultimate tensile strength[84]
在变形过程中，纳米MgAlB4w通过多尺度协同机制提升合金的综合力学性能。首先，晶须作为高模量增强相可承担部分外加载荷，实现有效载荷传递；其次，准连续分布的纳米晶须网络可分割晶粒内部的变形区域，促进晶内位错存储和增殖，并缓解局域应力集中(图13e)；此外，晶须/θ/Al多级界面和细小等轴晶组织共同增强了界面强化、晶界强化和位错强化效应。因此，该合金在室温下实现了约610MPa的抗拉强度和8.0%的均匀伸长率，并在250 ℃下仍保持286MPa的抗拉强度，表现出优异的强塑性匹配和高温力学性能(图13f～g)。
增材制造耐热铝基复合材料在高温强度提升和复杂构件一体化成形方面表现出良好潜力(图14)，但其工程化应用仍面临多方面瓶颈。首先，增强体的均匀分散与粉末制备仍是制约材料稳定成形的关键问题。陶瓷颗粒或晶须的引入容易改变粉末的流动性、铺粉稳定性和激光吸收行为，同时外加增强体易发生团聚，导致熔池凝固过程中形成孔隙、未熔合缺陷进而造成局部应力集中。对于原位生成增强体体系而言，其形成过程高度依赖合金成分、熔池温度场和局部反应条件，增强体的尺寸、体积分数和空间分布难以精确控制，批次稳定性和可重复性仍有待提高。
图14 增材制造耐热铝基复合材料的性能总结
Fig.14 Performance summary of additively manufactured heat-resistant aluminium matrix composites
其次，增强体/Al基体界面稳定性仍缺乏系统调控。SiC、TiC等陶瓷颗粒在LPBF高能束和循环热作用下可能与Al基体发生界面反应生成脆性相；适度界面反应有利于改善界面结合，但过度反应会诱发界面开裂和塑性下降。相比之下，TiB2等增强体虽然具有较高化学稳定性，但其与基体之间的润湿性、界面结合强度以及长时热暴露条件下的界面退化行为仍需进一步验证。因此，如何在界面结合、界面反应和界面热稳定性之间建立可控平衡，是耐热铝基复合材料工程化应用的重要前提。
综上所述，增材制造耐热铝基复合材料的性能提升主要依赖增强体引入所带来的凝固组织调控和高温强化作用，但不同增强策略的适用性存在明显差异。颗粒增强体系中，TiC和SiC可有效提高高温强度，但在LPBF高能量密度条件下易发生界面反应并生成Al4C3等脆性相，从而削弱界面稳定性并降低塑性；相比之下，TiB2具有较高化学惰性和界面稳定性，在长期高温服役中更具优势。晶须增强体系则依托高长径比和准连续空间分布构建载荷传递网络，并通过裂纹桥接、偏转、拔出及几何必需位错累积等机制实现强韧协同，但其分布均匀性、界面可控性和成形稳定性仍需进一步优化。
3 总结与展望
3.1 总结
系统梳理了增材制造耐热铝合金及其复合材料的研究进展，重点围绕LPBF非平衡凝固条件下的合金成分设计、微观组织调控、耐热强化机制及热暴露过程中的组织演变行为进行了总结。总体来看，增材制造耐热铝合金的性能提升核心在于构建高温下稳定存在的多尺度强化结构，并在强塑性与成型性之间实现平衡。从合金体系来看，Al-Si等传统铝合金体系具有较好的打印成型性和室温力学性能，但其主要强化相在高温下易发生球化和粗化，导致高温强度保持能力受限。因此，通常通过引入低扩散元素形成热稳定析出相或金属间化合物，以延缓高温下的组织退化。相比之下，Al-Ni、Al-Ce等新型耐热体系更强调低扩散速率元素对高体积分数热稳定金属间化合物的原位构筑作用，在提升高温组织稳定性和力学性能保持能力方面表现出更大潜力。
从复合材料体系来看，陶瓷颗粒和晶须增强为进一步提升AMCs的高温性能提供了有效路径。陶瓷颗粒不仅能够作为异质形核位点促进晶粒细化，还可凭借其高熔点、高模量和良好热稳定性提高材料的高温承载能力。晶须增强体系则凭借较高长径比和准连续空间分布，有利于构建更有效的载荷传递网络，并改善裂纹扩展路径，从而实现强度与韧性的协同提升。然而，低扩散元素合金化和增强体复合化的强化效果均受到第二相尺寸、体积分数、空间分布、界面结合及缺陷敏感性的共同制约。过量金属间化合物或陶瓷增强体虽然有利于提高高温强度，但也可能诱发塑性下降、脆性断裂和热裂纹敏感性增加。因此，增材制造耐热铝合金及其复合材料的设计应从单一强化相引入，转向热稳定强化相、基体塑性、界面稳定性和成形可靠性的协同优化。
3.2 展望
尽管该领域已取得显著进展，但仍存在若干亟待解决的问题。
首先，不同铝合金及复合材料体系对LPBF工艺参数高度敏感，激光功率、扫描速度、层厚、和扫描策略等参数对熔池热历史、缺陷形成和组织演化具有耦合作用，目前参数优化仍较大程度依赖经验试错，缺乏具有普适性的工艺设计规律。
其次，现有研究多集中于弥散析出强化、金属间化合物强化或陶瓷增强体强化，缺乏对准晶、非晶/晶态复合结构等非平衡组织的高温稳定性及多机制协同强化的研究。同时，高强塑性、抗热裂性和高温稳定性之间仍难以兼顾，尤其是在高含量低扩散元素或高体积分数增强体体系中，强度提升往往伴随塑性和成形性的损失。此外，当前相关研究仍以室温性能、短时热暴露和高温拉伸为主，对蠕变、疲劳及长时服役损伤演化等工程服役性能关注不足。
未来研究应进一步面向成分-工艺-组织-性能一体化设计，建立适用于增材制造耐热铝合金及其复合材料的成分设计数据库和标准化性能评价体系。通过结合热力学计算、相场模拟、熔池动力学模拟、机器学习和高通量实验，可加快低成本、多元素协同耐热合金体系及复合增强体系的筛选与优化。同时，应充分利用LPBF快速凝固和循环热作用特征，设计由纳米析出相、共晶/胞状网络、准晶或非晶结构以及陶瓷增强体共同构成的多尺度复合强化组织，以突破单一强化机制的性能极限。更重要的是，后续研究需加强对300～500 ℃长时热暴露、蠕变、疲劳及热机械耦合条件下组织演化和损伤机制的系统研究，明确第二相粗化、亚稳相转变、界面退化和裂纹萌生扩展之间的关联机制，为增材制造耐热铝合金及铝基复合材料的工程化应用提供可靠依据。
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