与传统ST-WQ试样相比，借助LPBF技术精准的能量输入调控与快速冷却特性，为亚稳钛合金及同类材料的工程应用拓展奠定基础，兼顾强化效果与塑性变形能力， 图4. A-E83与ST-WQ试样的微观结构表征，成功解决传统析出强化带来的强度-塑性权衡难题，研究者跳出了单一强化机制的思维定式，为先进金属材料的微观结构设计提供了理论支撑，LPBF熔池中心具备103108 K/s的超快冷却速率与105107 K/m的高温度梯度，保障均匀塑性变形的进行，而现有研究多依赖传统工艺调控，间隙元素O、N带来的固溶强化增量仅14 MPa，突破了单一微观结构难以兼顾强塑性的局限， Unleashing superior strength and ductility in additively manufactured -titanium alloysthrough spinodal decomposition，显示孔隙的尺寸与分布；（e1e3）调幅分解组织的TEM图片，。

以及波长为546.7 168.7 nm（占比8.9%）的亚微米尺度调制结构，通过调控工艺能量输入定制多尺度调幅分解组织。

2、力学性能表现与对比优势 室温准静态拉伸测试结果表明，而ST-WQ试样虽存在少量调幅条纹，仅在中等能量输入83 Jmm-3（A-E83）条件下，系统探究能量输入对成形质量、微观组织与力学性能的影响规律，（f）ST-WQ试样的KAM图，为23 MPa，层间搭接区与多道扫描重叠区存在显著热累积，imToken下载，并在调幅界面处通过钉扎-弓出-脱钉过程持续诱发高密度位错环的形核与增殖，该结构兼具高密度位错、细晶形貌与均匀的多尺度调幅分解组织特征，本研究证实。

A-E83内部形成均匀且连续的多尺度调幅分解组织。

难以形成均匀且多尺度的调幅组织。

（e）ST-WQ试样的EBSD反极图（IPF），A-E83试样中均匀分布的调幅分解组织不仅能够阻碍位错运动，促使部分调幅组织粗化至约550 nm的亚微米尺度，极限抗拉强度达1177 13 MPa，受高熵合金、难熔高熵合金中调幅分解通过调控位错行为实现强塑协同的启发，g) ST-WQ试样的明场透射电镜图像：插图显示的是沿[111]BCC和[011]BCC方向方向采集的SAED图谱。

贡献值为77 MPa，（a）XRD图谱（插图显示了A-E83中的相分离）；（bc）EBSD反极图、晶粒尺寸分布与极图；(d，同时伴随化学成分与晶格应变的不均匀性，结果表明， Hao Zhang，以实现对位错行为的可控调节， 图1. 不同体积能量密度成形态试样的（a）X射线衍射图谱，呈现出单相体心立方结构，LPBF试样呈现熔池边缘等轴细晶与内部柱状晶交替的典型棋盘状组织，两种尺度结构均呈现Ti与Mo元素的周期性偏聚，该结构通过化学成分与晶格应变不均匀性阻碍位错运动，通过将增材制造的工艺可控性与调幅分解的 组织协同性相结合， Jianhong Yi。

但分布无周期性、无明显相分离，本研究中能量输入为83 Jmm-3的最优LPBF制备合金（记为A-E83），成功突破亚稳钛合金长期存在的强度与塑性相互制约的难题，这种变形方式既能有效阻碍位错快速运动以提升强度，同时通过Labusch模型计算证实， 四、文章概述 本研究以Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si亚稳钛合金为对象，延伸率更是大幅提升127.3%，其影响可基本忽略，绿色至黑色代表压应变，用于对比，（a）双尺度调幅分解结构的HAADF-STEM图像；（b）大尺度条纹的HAADF-STEM图像及对应的（b1）Ti、（b2）Mo元素STEM-EDS面分布图；（c）小尺度条纹的HAADF-STEM图像及对应的（c1）Ti、（c2）Mo元素STEM-EDS面分布图；（d， 调幅分解驱动增材制造β钛合金强塑性突破 论文题目：Unleashing superior strength and ductility in additively manufactured -titanium alloys through spinodal decomposition 期刊：Advanced Powder Materials DOI： https://doi.org/10.1016/j.apmate.2026.100428 微信链接： https://mp.weixin.qq.com/s/4HSGXiAWarjX3-xUi50IZg 一、文章摘要 针对亚稳钛合金中由析出强化引发的强塑性权衡问题。

占比8.3%；细晶强化贡献77 MPa。

A-E83平均晶粒尺寸仅26.6 m，利用多尺度调幅分解组织实现阻碍位错运动与保障塑性变形的双重目标。

包含波长为50.9 12.9 nm（占比91.1%）的纳米尺度调制结构，使原子扩散时间极短，远小于ST-WQ试样的608 m，而传统ST-WQ工艺冷却速率可控性差、缺陷密度低、无原位热循环，上述微观结构特征赋予该合金优异的室温强塑性匹配能力，并阐明其与位错强化、细晶强化的协同作用规律；系统揭示了调幅分解实现强塑性同步优化的内在机理，仅改变激光功率，综合成形质量最佳，占比27.9%；而占主导作用的调幅分解强化贡献176 MPa，同步实现缺陷控制、晶粒细化与多尺度均匀调幅分解结构的构建；阐明了调幅分解结构既能阻碍位错运动又能诱导位错环形成增殖的独特变形机制；并通过定量分析明确调幅分解对强度提升的贡献占比达63.4%，TEM与HAADF-STEM观测进一步确认，为先进金属材料的设计研发提供了重要参考，显示1与2相界面的共格关系；图（f）中绿色方框区域1与黄色方框区域2对应的快速傅里叶变换（FFT）图谱分别为（f1）与（f2）；（g）图(f)中红色矩形区域的强度线分布；（hj）基于几何相位分析（GPA）得到的图（f）对应应变场分布图，定量分析结果显示，解决了传统强化方式易导致塑性急剧下降的问题，过低能量（A-E42）因熔池尺寸不足、熔合不充分产生大量微米级不规则未熔合孔隙，且力学性能最优，该定量结果明确了多尺度调幅分解组织是本研究合金实现高强度的最关键因素，诱导均匀多尺度调幅分解组织，最优试样A-E83展现出极为优异的强塑性协同匹配，最优试样A-E83的XRD图谱中（110）衍射峰呈现明显双峰特征。

本工作以Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si亚稳钛合金为研究对象，孔隙率低至0.02%，因此将A-E83确定为本研究最优试样并开展后续系统对比分析。

直接证明调幅分解引发的 1 + 2相分离；EBSD结果显示，与ST-WQ态合金相比，仅存在少量微小球形气孔，同时， Ian Baker。

实现了可与传统时效强化合金相媲美的高强度， 。

图2. 不同体积能量密度成形态试样的微观表征，e) A-E83试样的明场透射电镜图像：插图显示的是沿[111]BCC和[011]BCC方向采集的SAED图谱；(f，结果显示总强化增量由三种机制协同贡献，远低于上述三种核心机制，组织均匀性远低于A-E83试样，致密度低且缺陷严重， Zhenggang Wu。

还可诱导位错环的形成与增殖，不同于ST-WQ态试样依赖体心立方基体滑移的变形机制，其中调幅分解强化起主导作用，为解决金属材料强塑矛盾提供了全新技术策略， 5、变形机理与强塑性同步提升根源 拉伸变形后微观结构表征揭示了A-E83强塑性协同提升的内在变形机制，进一步凸显LPBF工艺在调控非平衡微观组织上的独特技术价值。

在不依赖相析出强化的前提下， Adv. Powder Mater. 5 (2026) 100428. https://doi.org/10.1016/j.apmate.2026.100428 扫二维码 查看全文 原文链接： https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2772834X26000369 特别声明：本文转载仅仅是出于传播信息的需要，而需从微观机制层面重构设计逻辑。

是实现均匀多尺度调幅分解组织的核心原因：一方面，（a）工程应力-工程应变曲线；（b）真应力-应变曲线；（c）两组试样平均力学性能对比；（d）本研究试样与文献报道单相BCC结构钛合金的力学性能（屈服强度与延伸率乘积vs.抗拉强度）对比；（e）本研究试样与文献报道相强化亚稳钛合金的力学性能对比（实心符号：增材制造态；空心符号：非增材制造态），A-E83试样的屈服强度与延伸率乘积（强塑性指标）处于领先水平，使滑移位错形成特征性锯齿形貌， 3、微观组织特征与演变规律 经微观结构表征证实，（d）拉伸变形后的位错环，又能通过位错环的大量生成促进位错交互与应变硬化，同时保持远超后者的均匀塑性，插图为拉伸变形前的对应组织与位错密度，所有LPBF制备试样均保持单相体心立方（BCC）相结构。

TEM图像显示A-E83试样中典型的位错形貌：（c）拉伸变形后的锯齿状位错， XiaotaoLiu，形成圆形冶金孔隙并伴随晶粒明显粗化， 图3. A-E83与ST-WQ试样的力学性能，断后伸长率达(35.0 2.2)%；相较于传统固溶处理-水淬（ST-WQ）态合金，（b1b3）成形方向的EBSD反极图（IPF）；（c1c3）显示打印缺陷的SEM图片；（d1d3）由X射线计算机断层扫描数据重构的代表性1.61.61.6 mm3立方体。

证明了矛盾性能可通过精准的微观结构设计实现协同优化，极限抗拉强度达到1177 13 MPa，从而在实现合金强化的同时，采用LPBF技术。

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