氢脆（HE）会损害铝合金的耐久性，并阻碍其在氢能经济中的应用。铝合金中的金属间化合物颗粒能够捕获氢并减轻氢脆，但这些颗粒的数量密度通常低于传统强化纳米析出相。本文报道了一种在添加钪（Sc）的铝-镁（Al-Mg）合金中实现尺寸筛选的复合析出工艺，从而获得高密度分散的细小Al3Sc纳米析出相和原位形成的具有高氢捕获能力的核心-壳层Al3(Mg, Sc)2/Al3Sc纳米相。两步热处理诱导Samson相Al3(Mg, Sc)2在仅大于10 nm的Al3Sc纳米析出相表面异质成核。这种尺寸依赖性与Al3Sc纳米析出相的不协调性相关，导致镁的局部偏析并触发Al3(Mg, Sc)2的形成。我们制备的Al-Mg-Sc合金中双纳米析出相的定制分布，与无钪合金相比，强度提高了约40%，氢脆抵抗能力提高了近五倍，在含氢量高达7 ppmw的铝合金中实现了创纪录的均匀拉伸伸长率。我们将此策略应用于其他铝-镁基合金，如Al-Mg-Ti-Zr、Al-Mg-Cu-Sc和Al-Mg-Zn-Sc合金。我们的工作展示了一条提高高强度铝合金氢抵抗能力的可能途径，并可轻松适应大规模工业生产。

图文赏析

图1 | 通过原位相变形成的高密度Al3(Mg, Sc)2纳米相。a,b，代表性低倍（a）和高倍（b）透射电镜图像，展示Al-Mg-Sc-I合金中Al3Sc纳米析出物的高密度形成。c，Al3Sc纳米析出物的尺寸分布统计。d,e，Al-Mg-Sc-II合金中纳米析出物的代表性高角环形暗场扫描透射电镜图像，通过对比展示在Al3Sc纳米颗粒上形成的“不同”相。f，薄片原子探针层析成像，展示靠近Al3Sc纳米颗粒的基体中Mg浓度波动。g–i，Al-Mg-Sc-II合金的代表性原子探针层析图像（g）及成分分析（h,i）。界面处的成分邻近直方图（h）和g中标箭头所示纳米析出物跨界面的一维元素浓度分布（i），显示外侧不同相处Mg浓度较高。i中显示标准误差。j，富镁相的晶体结构分析（区轴[121]β）。代表性高角环形暗场扫描透射电镜图像（i）及其局部放大图像（(ii)，对应(i)中标记框区域）、界面（分割富镁相（左下）和Al3Sc相（右上））的Al、Sc、Mg浓度（原子百分比）和强度（任意单位）。通过与晶体结构（(iii)中的晶体结构草图和模拟图像，(iv)中的叠加图）对比，确定富镁相为Samson-Al3Mg2结构。(v)对应FFT图像表明两种相共存。(vi)–(viii)对应元素原子映射突出显示富镁相中Sc原子的存在，对应Al3(Mg, Sc)2相，其中部分Mg位点被Sc部分占据。k，同步辐射X射线衍射结果对Al-Mg-Sc-II合金中的β-Al3Mg2（由星号标记的峰）和β′-Al3Mg2（由箭头标记的峰）结构进行标定。插图显示对应阴影区域的放大图像。标定的峰也见于补充表2。比例尺：200 nm（a）；5 nm（b,e）；50 nm（d）；25 nm（g）；2 nm（j(i)）；5 Å/nm（j(v)）；1 nm（j(ii)–(iv), (vi)–(viii)）。

图2 | 以界面为主导的原位相变。a，在II处理过程中的两个时效时间（72小时和36小时）下，外层Al3(Mg, Sc)2纳米相（κ，定义为Al3(Mg, Sc)2相的平均厚度t与纳米析出物总直径d之比）随d变化的统计结果。b–d，Al–Mg–Sc-I合金中d=6 nm（b）、10 nm（c）和30 nm（d）纳米析出物的代表性高倍率透射电镜（HRTEM）图像（左）、基于几何相位分析（GPA）计算的εxx应变图（中）以及逆傅里叶变换（IFT）图像（右）。IFT图像中标出了尺寸敏感的界面位错。HRTEM图像中的插图是相应的快速傅里叶变换（FFT）图像，其中斑点1对应[001]Al，斑点2对应[010]Al。IFT图像基于斑点1或斑点2生成。GPA图像中的标尺条表示最大值+1.0和最小值-1.0。e，示意图展示由界面位错触发的Al3(Mg, Sc)2纳米相的尺寸选择性原位相变。为当前的Al–Mg–Sc-II合金设计了双纳米析出物。标尺：2 nm（b,c）；5 nm（d）。

图3 | 由萨姆森结构纳米相增强的非凡HE电阻。a，b，代表性拉伸应力-应变曲线，分别在氢充填（实线）和氢充填后（虚线）和氢充填后（虚线）中，I-Mg和II-处理（b）合金的拉伸应力-应变曲线。c，d，现今Al–Mg–Sc-II合金的卓越高爆耐性。c， 氢诱导延展性损失：本研究中的Al–Mg–Sc-II合金（实心红点）与其他三种合金及四种具有约7 ppmw氢电荷的商业5xxx铝合金进行比较。d，汞含量对氢的依赖性损失15%：Al–Mg–Sc–II合金与其他研究合金的比较，四种商业5xxx合金及据报道的5183线材数据34，Al–Mg合金36以及线弧添加剂（WAAM）铝-马基合金（与传统铸造轧制（CR）制备的铝-马格合金相比）46.我们的Al–Mg–Sc-II合金即使在高镁含量下也表现出最高的耐氢性，远超已知的黄色区域，即随着镁含量增加而降低的正常高爆抗性。实心蓝点代表Al–Mg–Sc-II合金的放大材料，其高爆抗性与后者非常接近，但强度提高了15%。d中的虚线箭头表示H损失15%会进一步增加或减少，且没有实验确定。误差条是均值的标准差（n = 5）。

图4 | 该复杂金属纳米相具有前所未有的H捕获能力。

a,b, 电抛光Al–Sc-II合金中Al3Sc纳米析出相（箭头标记）及电抛光Al–Mg–Sc-II合金中耦合Al3(Mg, Sc)2/Al3Sc纳米析出相（箭头标记）的代表性APT图像及其对应的1D剖面元素浓度分布。b图中的纳米析出相显示出高H浓度（>10 at%，约为Al–Sc–II合金中H浓度的五倍），表明其具有显著的H捕获能力。c, 使用两种模型（C模型和R模型）分别模拟不同占据位点（按编号顺序）的H捕获能（Eb）。颜色代表每个预测点的Eb值。R模型中典型H占据位点示于A1型纳米团簇（右图），颜色对应预测的Eb值。顶部显示A1型纳米团簇的内壳层，底部显示A1型纳米团簇的双壳层结构。d, H捕获能与数量密度对比：本研究的核壳Al3(Mg, Sc)2/Al3Sc纳米析出相与其他ICPs（参考文献6总结）的对比。由于其前所未有的H捕获能、高数量密度（比微米级组成相和亚微米级弥散相高几个数量级）和高体积分数（与商用高强度铝合金中传统纳米析出相处于同一水平），本纳米析出相超越了已知的所有Al合金中的ICPs。注意，正H捕获能表示强捕获能力，反之亦然。d图中其他ICPs的数量密度取自或根据补充图1中给出的参考文献进行评估。本研究数据的误差棒为平均值的标准偏差（n = 5），而先前研究数据的误差棒分别代表最大值和最小值。标尺条，50 nm（a,b）。

结论

尺寸依赖的相变导致纳米析出物呈现双峰分布。其中，细小的Al3Sc（尺寸小于10 nm，数量密度约为2.4 × 1021 m−3）是强化的主要贡献者，而较大的Al3(Mg, Sc)2/Al3Sc（尺寸大于10 nm，数量密度约为5.6 × 1021 m−3）则负责提高氢脆（HE）抵抗能力。若缺乏细小或粗大的Al3Sc纳米析出物，则无法实现必要的纳米析出物双峰分布，从而无法优化强度与氢脆抵抗能力的综合性能（补充图21a–d）。从材料设计角度而言，纳米析出物的最优尺寸范围似乎约为20 ± 10 nm（图2a），以确保从小尺寸析出物获得的强化效应与Al3(Mg, Sc)2相较高体积分数带来的氢脆抵抗能力之间的协同作用。我们发现，镁含量在4.5 wt%至7.5 wt%范围内时，其氢脆抵抗能力接近6.0 wt% Al–Mg–Sc-II合金（补充图21e）。热处理时间也存在一个最优值，因为感兴趣的析出反应是扩散介导的。如图2a所示，仅经过36 h后κ值达到一个低于72 h处理后的平台值，导致氢脆抵抗能力较差（补充图21f）。

我们已证实，此处提出的策略可应用于双辊铸态Al–Mg–Ti–Zr-II合金（钛和锆替代钪，补充图22）、Al–Mg–Cu–Sc-II合金（铜的添加进一步提高合金强度）以及Al–Mg–Zn–Sc–II合金（低浓度锌的添加改善力学性能，补充图23）。我们还证明了该方法可实现规模化生产，通过使用水冷铜模铸造和优化的热机械处理制备了Al–Mg–Sc-II合金。规模化合金的氢脆抵抗能力接近Al–Mg–Sc-II合金，同时拉伸强度提高了约10%（图3c、d及补充图24）。除这些更常规的成分外，我们乐观地认为，当前的设计策略还可应用于新提出的交叉型铝合金43、增材制造制备的先进铝合金44,45，并为开发高强度耐氢铝合金提供机遇，这些铝合金有望快速应用于大规模工业生产。