背景简介

Zn及Zn基合金近年来被认为是可用于生物可降解金属植入物的重要材料体系。与Mg相比，Zn在体内降解过程中不会产生气体，同时其腐蚀速率介于Mg和Fe之间，因此在可降解支架和植入器械中具有应用潜力。但传统铸态纯Zn的强度和延性较低，难以满足承载型生物医用器件对于强度和塑性的要求。激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion, LPBF）能够直接制造近净成形复杂结构，为定制化医疗植入物提供了加工路径，但Zn的熔点和汽化温度较低，在LPBF过程中容易产生飞溅、烟尘、孔隙和氧化夹杂，因此其成形窗口较窄，导致制备工艺条件较为苛刻。Mg作为具有良好生物相容性的合金元素，能够通过固溶强化、晶粒细化和形成Mg2Zn11金属间化合物来提升Zn合金强度。Zn合金体系中Zn-1Mg被认为具有较好的强塑性平衡。该研究因此选取LPBF制备的Zn-1 wt.% Mg合金作为对象，通过优化LPBF工艺获得高致密度样品，并结合扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope, SEM）内原位拉伸、电子背散射衍射（Electron Backscatter Diffraction, EBSD）、二次电子（Secondary Electron, SE）成像、透射电子显微镜（Transmission Electron Microscopy, TEM）等表征方法，研究LPBF Zn-1Mg合金在室温拉伸过程中的变形机制、动态再结晶机制和断裂机制。

成果介绍

（1）该研究首先通过LPBF工艺优化制备了高致密度Zn-1Mg合金样品，并建立了后续原位变形表征的实验基础。实验所用气雾化Zn-1Mg粉末中Mg实际含量为1.07 wt.%，粉末呈球形，粒径分布为D10 = 29 μm、D50 = 43.9 μm、D90 = 61.9 μm。LPBF成形过程中采用Yb光纤激光器，激光波长为1075 nm，光斑直径为70 μm，保护气氛为Ar，残余氧含量低于200 ppm。该研究采用相邻层扫描方向旋转67°的打印策略；同时保持道间距50 μm、点间距50 μm和层厚30 μm。通过改变激光功率和扫描速度筛选工艺参数后，最终确定最优参数为激光功率60 W、扫描速度500 mm/s，对应能量密度80 J/mm3。在该参数下，LPBF Zn-1Mg样品的相对密度达到约99.95%，后续经300°C保温15 min的短时热处理，该热处理用于破坏连续共晶网络并改善滑移迹线观察条件。图1给出了粉末形貌、LPBF扫描策略以及原位和非原位拉伸试样的尺寸设计。

图1 LPBF Zn-1Mg合金的粉末与试验设计：（a）Zn-1Mg粉末截面SEM图及Zn、Mg、O元素分布；（b）LPBF扫描策略示意图；（c）原位狗骨形微拉伸试样尺寸

（2）微观组织表征结果显示，热处理后的LPBF Zn-1Mg合金主要由α-Zn基体、α-Zn + Mg2Zn11共晶网络以及Mg/O富集的氧化物颗粒组成。SEM结果表明，合金内部存在不规则形貌的弥散颗粒，其体积分数约为7%，平均尺寸约为15 μm；EDS结果显示这些颗粒富集Mg和O，说明其主要与LPBF过程中残余氧导致的氧化物形成有关。EBSD结果表明，该合金形成了细小、近等轴的α-Zn晶粒，并具有较弱且接近随机的晶体学织构。图3中晶粒尺寸统计显示平均晶粒尺寸约为2.8 ± 0.6 μm，极图最大织构强度约为3.8 mrd。图中也可以观察到打印导致的熔池边界，其平均深度约为10 μm；熔池边界附近晶粒更细，这主要与熔池边缘冷却速度更快、形核率更高有关，而不是由Mg元素偏析造成。该研究认为，α-Zn + Mg2Zn11共晶网络能够钉扎晶界、抑制晶粒长大，从而有助于形成细晶组织。

图2 热处理后LPBF Zn-1Mg合金的SEM和EDS结果：（a）热处理后样品SEM图像；（b）氧化物颗粒的元素分布，显示Mg和O富集

图3 LPBF Zn-1Mg合金的EBSD组织表征：（a）IPF-X图；（b）晶粒尺寸分布；（c）{0001}基面和{1010}柱面极图；（d）晶界取向差角度分布

（3）原位SEM/EBSD观察结果显示，LPBF Zn-1Mg合金的塑性变形从较早阶段开始主要表现为滑移迹线形成，并随应变增加逐渐明显。图4和图5显示，在4%应变时，部分晶粒表面已经出现清晰滑移迹线；当应变增加到6.5%和8%时，滑移迹线数量和清晰程度进一步增加。与此相比，变形孪晶只在少数晶粒中出现，并且主要在6.5%应变以后才被观察到。例如，图6中晶粒196在6.5%应变时出现压缩孪晶，8%应变时孪晶继续长大；取向差分析显示孪晶界附近取向差约为86°，对应{1012}<1011>压缩孪晶。与此同时，EBSD取向图（图6）还显示晶粒内部取向差随应变增加而逐渐增大，说明晶内发生了持续晶格旋转和应变不均匀积累。部分高变形晶粒内部开始形成亚晶，并出现新晶粒，表明动态再结晶已经在较低应变下发生。

图4 LPBF Zn-1Mg合金ROI区域在不同拉伸应变下的SEM和EBSD IPF结果：（a, b）0%；（c, d）4%；（e, f）6.5%；（g, h）8%。黄色箭头标出初始滑移迹线，黑色箭头标出压缩孪晶，白色箭头标出动态再结晶形成的新晶粒

图5 图4中橙色虚线框区域的高倍SE图像，显示滑移迹线随应变从0%、4%、6.5%到8%的演化

图6 不同应变下局部晶粒的高倍IPF图：（a–d）晶粒196中压缩孪晶的形核和长大；（e–h）晶粒251和284内再结晶新晶粒的形核与演化；（i）6.5%应变下晶粒196和251的取向差图，分别反映孪晶和再结晶区域的取向差特征

（4）该研究专门通过离子束刻蚀标记线验证晶界滑移（Grain Boundary Sliding, GBS）是否参与变形。由于Zn具有较低的再结晶温度，且细晶Zn合金中晶界滑移可能成为重要塑性机制，因此作者在另一试样表面制备了间距约5 μm的竖直FIB标记线，并在原位拉伸后观察标记线跨晶界处是否发生错移。图7显示，在8%拉伸应变后，标记线跨越晶界时仍保持连续，没有出现明显台阶或相对位移，说明该LPBF Zn-1Mg合金中GBS并未被激活。该研究认为，晶界处连续或半连续α-Zn + Mg2Zn11共晶网络强化了晶界并抑制了晶界滑移。与此同时，图8显示多个相邻晶粒之间存在基面滑移传递现象，即一个晶粒中的基面滑移迹线能够延续到相邻晶粒中。该现象说明，在GBS被抑制的情况下，滑移传递成为相邻晶粒协调变形和降低晶界局部应力集中的重要方式。

图7 FIB标记线用于判断晶界滑移：（a）变形前标记线；（b）8%应变后标记线。标记线跨晶界处未出现明显错移，说明未发生可观察到的晶界滑移

图8 LPBF Zn-1Mg合金中基面滑移传递的SEM证据：（a）G1到G2并继续到G3的滑移传递；（b）G4与G5之间的滑移传递；（c）G6与G7之间的滑移传递；（d）G8与G9之间的滑移传递

（5）该研究进一步通过滑移迹线分析、Schmid因子分析、TEM观察以及核平均取向差（Kernel Average Misorientation, KAM）和几何必要位错（Geometrically Necessary Dislocation, GND）分析，揭示了LPBF Zn-1Mg合金室温拉伸过程中的主要变形机制。结果表明，材料的塑性变形主要由〈a〉基面滑移主导，〈c+a〉二阶锥面滑移在较高应变下逐渐参与，用于协调hcp结构中c轴方向的塑性变形；而孪生和晶界滑移贡献较小。图9中对ROI内362个晶粒的统计结果显示，〈a〉基面滑移在各应变阶段均占主导地位，〈c + a〉二阶锥面滑移比例随应变增加而上升，但总体仍低于基面滑移。进一步的Schmid因子分析和TEM结果证明，活化的基面滑移和二阶锥面滑移均基本符合Schmid定律，且TEM直接观察到了同时含有〈a〉和〈c〉分量的〈c + a〉二阶锥面位错。与此同时，KAM和GND分析表明，随着应变增加，晶粒内部发生明显晶格旋转和位错累积。图10显示，平均GND密度由4%应变时的约8.4 × 1014 m-2快速升高至6.5%应变时的约1.5 × 1015 m-2，随后在8%应变时略降至约1.3 × 1015 m-2，说明部分位错通过动态再结晶发生重排和湮灭。因此，该研究认为，LPBF Zn-1Mg合金的室温变形过程可概括为：以〈a〉基面滑移为主、〈c+a〉二阶锥面滑移辅助协调变形，晶界滑移和变形孪生作用有限；由于不同取向晶粒之间变形不协调，GND快速累积并触发连续动态再结晶，但氧化物颗粒诱导的早期开裂限制了材料的进一步塑性变形。

图9 代表性区域中不同塑性变形机制随应变变化的晶粒比例统计

图10 不同应变下LPBF Zn-1Mg合金的KAM图及平均GND密度变化

致谢

感谢BIOFUN3D项目（PID2022-138417OB-C21）通过MCIU/AEI/10.13039/501100011033/FEDER, UE提供的经费支持。本文第一作者为Nafiseh Mollaei（IMDEA Materials Institute），通讯作者为Javier LLorca（IMDEA Materials Institute）。

本期小编：董乃健（整理）

周子尧 （校对）

舒    阳 （审核）

董乃健 （发布）