3D打印“化学中程有序”金属，突破BCC合金强塑性瓶颈

借增材制造“锁住”纳米有序结构，强度塑性双双破局。

在“高熵合金”或“多主元合金（MPEA）”的研究版图中，体心立方（BCC）结构的合金因其高温强度优势而备受关注。然而，其室温塑性差、加工困难，长期被视作“强度有余而韧性不足”的典型。

近日，香港城市大学吕坚院士团队联合中国工程物理研究院、大连理工大学等多家单位，在《Acta Materialia》上发表研究Enhancing the strength and ductility of an additive-manufactured body-centered-cubic multi-principal-element alloy by chemical medium-range order。他们利用激光粉末床熔融（LPBF）增材制造技术，成功在一种BCC结构MPEA（Al₂Ti₇Zr₂Nb₅）中原位构建了化学中程有序（CMRO） 结构，实现了强度（屈服强度~1023 MPa）、塑性（延伸率~32%）和断裂韧性（~158 MPa·m^1/2）的优异协同，为高性能合金设计开辟了新路径。

01 破解BCC合金“强而不韧”的钥匙：CMRO

BCC多主元合金的强化往往依赖于引入长程有序（LRO）相，如B2相。但这如同在材料中埋下大量“刚性障碍”，虽能大幅提升强度，却也因变形局域化而严重损害塑性。

近年来，科学家发现，化学短程有序（CSRO，<1 nm）能通过钉扎位错来提升强度。那如果将有序域尺寸放大到1-5 nm的中程有序（CMRO） 呢？理论上，它既能有效阻碍位错运动，又因其有限的有序度和纳米尺度，有望避免像LRO那样造成灾难性的脆化。然而，如何在BCC合金中稳定引入CMRO，一直是未解难题。

02 LPBF的“魔法”：快速冷却锁定CMRO

研究团队基于“团簇-胶原子”模型设计了一种Al₂Ti₇Zr₂Nb₅合金，并通过LPBF技术制备。该合金展现出优异的可打印性（相对密度达99.68%），凝固区间仅66 K，接近Ti-6Al-4V合金的水平，有效避免了增材制造中的热裂问题。

关键在于，LPBF超快的冷却速率（10³~10⁸ K/s）“冻结” 了高温下的化学波动状态。透射电镜（图2g-i）和三维原子探针（APT，图4）分析证实，合金基体中均匀分布着大量平均尺寸约1.6 nm的B2型CMRO团簇，其体积分数约20%，且与基体完全共格。这些CMRO团簇富集Al和Zr，而Nb和Ti则偏聚于基体，形成了纳米尺度的成分起伏。

03 性能炸裂：“一超多强”的力学性能

相比无CMRO的铸态合金（延伸率仅~1%），LPBF态合金的拉伸性能实现了质的飞跃：屈服强度~1023 MPa，均匀延伸率~20%，总延伸率~32%。其比屈服强度（176 MPa·g⁻¹·cm³）显著优于大多数增材制造的多主元合金（图5b）。即使在873 K高温下，其屈服强度仍能保持~700 MPa（图5c-d）。

更令人瞩目的是其断裂韧性。尽管因加工硬化能力有限，无法获得严格的J积分值，但换算得到的条件断裂韧性KJQ仍高达~158 MPa·m^1/2，远超典型BCC难熔高熵合金，甚至可与部分CrCoNi基中熵合金媲美（图S8b）。

04 机理揭秘：“破坏式创新”的变形模式

这种卓越的性能源于CMRO与位错独特的相互作用机制（图11-12）：

• 位错剪切CMRO：由于CMRO尺寸小且与基体共格，位错倾向于切过而非绕过CMRO。剪切过程破坏了CMRO的有序结构，降低了后续位错滑移的阻力，促使位错在CMRO区域形成滑移通道，避免应力集中。

• “破坏”引发“重构”硬化：但与传统LRO相被切过后产生的严重平面滑移不同，CMRO的破坏并未导致灾难性的滑移面软化。相反，Al和Zr等尺寸差异大的原子在剪切后随机混合，反而增强了局域晶格畸变。

• 动态硬化与二次滑移：增强的晶格畸变促进了弹性应变积累和位错 debris 的形成，触发了动态硬化并激活了二次平面滑移。随着应变增加，滑移通道数量剧增并频繁交截，在高达20%的应变下仍能维持足够的加工硬化率，推迟了颈缩的发生。

总结：为增材制造高强韧合金提供新范式

这项研究首次系统揭示了LPBF技术可通过快速冷却“锁定”热力学亚稳的CMRO结构，为BCC合金在室温下实现高强韧提供了全新路径。CMRO并非简单模仿LRO的强化作用，而是提供了一种“破坏性软化与重构性硬化”相平衡的动态机制，既保证了可观的塑性流动，又提供了持续的应变硬化。

该策略不仅打破了BCC合金固有的强塑性矛盾，也为利用增材制造独特的非平衡热历史来设计具有新颖纳米有序结构的合金，提供了极具前景的示范。

Fig. 1. LPBF processing and CALPHAD calculations of the Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA.

Fig. 2. Microstructural characterization of the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA.

Fig. 3. CMRO characterization of the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA

Fig. 4. APT characterization of the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA

Fig. 5. Mechanical properties of the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA.

Fig. 7. CMRO in the CRS alloy

Fig. 8. Phase-field simulation of CMRO formation in the BCC solid solution

Fig. 9. The evolution of CMRO structures and mechanical properties of the LPBF-fabricated alloys during short-term aging at 873 K.

Fig. 11. Microstructure evolution and deformation mechanisms of the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA during plastic deformation

Fig. 12. Interaction between dislocations and CMRO in the LPBF-fabricated Al2Ti7Zr2Nb5 MPEA.