纳米Al₂O₃增强铝基复合材料制备技术及力学性能研究进展

Research progress in preparation technology and mechanical properties of nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composites

摘要

纳米Al₂O₃/Al复合材料作为轻质高性能结构材料，可实现轻量化节能减排，在航空航天、汽车工业、船舶制造、国防及5G电子通讯等领域具有广阔的应用前景。本文主要介绍高能球磨粉末冶金法、超声辅助铸造法、搅拌摩擦法、增材制造法、原位反应法等国内外纳米Al₂O₃/Al复合材料制备技术。总结分析纳米Al₂O₃增强体、增强体与铝基体的界面微结构、增强体的尺寸和含量、铝基体的晶粒尺寸、增强体的分散性和微观构型设计对纳米Al₂O₃/Al复合材料力学性能的影响。概述了纳米Al₂O₃/Al复合材料中主要的强化机制。最后，展望了纳米Al₂O₃/Al复合材料未来在高增强体体积分数的大尺寸制备技术、非均质构型优化以及高强耐热结构功能一体化等方面的发展方向。

Abstract

As lightweight and high-performance structural materials， nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composites can achieve lightweight energy saving and emission reduction， and have broad application prospects in aerospace， automotive industry， shipbuilding， national defense， and 5G electronic communication. In this paper， high energy ball milling powder metallurgy method， ultrasonic assisted casting method， friction stir method， additive manufacturing method， in-situ reaction method and other nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composite preparation technologies are introduced. The effects of nano-Al₂O₃ reinforcement， the interface microstructure between the reinforcement and aluminum matrix， the size and content of the reinforcement， the grain size of the aluminum matrix，the dispersion of the reinforcement， and the microstructure design on the mechanical properties of nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composites are analyzed and summarized. The main strengthening mechanisms of nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composites and the coupling forms of each strengthening stress are also summarized. Finally， the future development direction of nano-Al₂O₃ reinforced aluminum matrix composites in the aspects of large-size preparation technology with high reinforcement volume fraction， heterogeneous configuration optimization， and the integration of high-strength and heat-resistant structure and function are prospected.

Graphical abstract

关键词

纳米Al₂O₃ / 铝基复合材料 / 制备方法 / 力学性能 / 强化机制

Key words

nano-Al₂O₃ / aluminum matrix composites / preparation method / mechanical property / strengthening mechanism

近年来，我国节约能源、环保低碳的要求越来越高，发展新一代轻量化材料成为可持续发展的必然趋势^［1-3］。通过向铝和铝合金中加入一种或多种颗粒增强体，制备出具有低密度、高比强度、高比模量、优异的耐磨性能、良好的抗疲劳性能和低热膨胀系数的颗粒增强铝基复合材料^［4］。其作为轻质高性能结构材料，可实现轻量化节能减排，在航空航天、汽车工业、船舶制造、国防及5G电子通讯等领域具有广阔的应用前景^［5-6］。

常用于制备颗粒增强铝基复合材料的增强体颗粒主要有SiC^［4，7］、Al₂O₃^［6，8］、石墨^［9］和B₄C^［10］等，其中Al₂O₃因其高强度、高硬度、高弹性模量、良好的耐热性、较优的界面结合、密度低、来源广、价格低等优点，被认为是铝基复合材料良好的增强体。对于Al₂O₃/Al复合材料，均匀分散的纳米级Al₂O₃颗粒作为增强体与传统微米级Al₂O₃颗粒相比，在提高复合材料强度的同时可以保留材料一定的塑性和韧性，实现铝基复合材料的高强度和高韧性^［11］。然而，由于纳米Al₂O₃颗粒尺寸较小、比表面能高，尤其是在添加高体积分数纳米颗粒时更容易发生团聚现象，难以实现均匀分散，成为限制纳米Al₂O₃/Al复合材料发展的瓶颈^［4］。因此，结合铝基复合材料的传统制备工艺开发多种纳米Al₂O₃/Al复合材料的制备方法，有望解决复合材料制备过程中的分散性瓶颈难题。此外，深入研究纳米Al₂O₃/Al复合材料力学性能的影响因素与强化机理，对研发和制备轻量化高性能铝基复合材料具有重要的指导意义。

本文主要介绍总结了高能球磨粉末冶金法、超声辅助铸造法、搅拌摩擦法、增材制造法、原位反应法等国内外纳米Al₂O₃/Al复合材料制备技术。总结分析了纳米Al₂O₃增强体、增强体与铝基体的界面微结构、增强体的尺寸和含量、铝基体的晶粒尺寸、增强体的分散性和微观构型设计对纳米Al₂O₃/Al复合材料力学性能的影响。概述了纳米Al₂O₃/Al复合材料中主要的强化机制。最后，展望了纳米Al₂O₃/Al复合材料未来在高增强体体积分数的大尺寸制备技术、非均质构型优化以及高强耐热结构功能一体化等方面的发展方向。

1 纳米Al₂O₃/Al复合材料的制备工艺

对纳米Al₂O₃/Al复合材料的力学性能和强化机制等进行研究的前提是材料的制备工艺，其制备需要解决的主要问题是：（1）纳米Al₂O₃颗粒的分散性；（2）纳米Al₂O₃颗粒与铝基体的润湿性。按照增强体的加入方式，纳米Al₂O₃/Al复合材料的制备工艺可大致分为外加法制备和原位法制备。

1.1 外加法制备

1.1.1 高能球磨粉末冶金法

高能球磨粉末冶金法是目前制备高性能纳米颗粒增强铝基复合材料的常用方法。该制备方法的一般步骤是将基体与增强体粉末按照一定比例混合后进行球磨，随后冷压成型，在真空或者惰性气体保护条件下，设计合适的温度和压力条件烧结制备铝基复合材料（通常烧结后往往会进行挤压、锻造、轧制等二次加工处理，实现复合材料的充分致密化），图1为典型的工艺流程。高能球磨过程中通过磨球与复合粉末不断发生的冷焊和破碎过程来实现纳米Al₂O₃增强体的弥散分布。Kang等^［12］将不同体积分数的纳米Al₂O₃（平均粒径50 nm）和纯铝（平均粒径28 μm）粉末通过高能球磨粉末冶金法制备纳米Al₂O₃/Al复合材料，结果表明纳米Al₂O₃颗粒的加入有效改善了复合材料的力学性能， 4%（体积分数，下同）纳米Al₂O₃/Al复合材料具有最高的硬度、屈服强度和抗拉强度，但随着纳米Al₂O₃体积分数的增加，增强体团聚程度增加，颗粒强化效果减弱。Gao等^［13］通过延长高能球磨的球磨时间，成功制备了纳米Al₂O₃（平均粒径13 nm）分散均匀的Al₂O₃/6061Al复合材料，在50 h长时间球磨过程中合适的球磨工艺和硬脂酸的添加使复合粉末粒径减小，复合粉末在不断的冷焊和破碎平衡过程中促进了纳米增强体在基体中的弥散分布，热压烧结后复合材料中的晶粒尺寸细小，增强体分布均匀，复合材料拥有较优的抗拉强度（602 MPa）和伸长率（8.8%）。Prabhu等^［14］通过高能球磨粉末冶金法制备20%，30%，50%高含量纳米Al₂O₃/Al复合材料，纳米Al₂O₃（平均粒径50 nm）在基体中分散均匀，高能球磨粉末冶金法是制备铝基复合材料中解决高含量纳米增强颗粒团聚难题的有效方法。

采用高能球磨粉末冶金法制备纳米Al₂O₃增强铝基复合材料与其他制备工艺相比具有其独特的优势：首先，纳米Al₂O₃增强体的体积分数添加灵活；其次，球磨后均匀混合的粉末可以极大限度地减少纳米增强体颗粒的团聚，保证纳米Al₂O₃在基体中的均匀分布；另外，粉末冶金法与其他工艺相比所需烧结制备温度较低。但是该制备方式同样存在高增强体含量复合材料致密度较低、大尺寸大批量制备困难等问题。

1.1.2 超声辅助铸造法

经过多年的发展，通过优化和改进传统铸造法形成了制备纳米颗粒增强铝基复合材料多种新工艺，在低压铸造、挤压铸造、搅拌铸造、熔体渗透等方面开展了大量研究^［15-17］。铸造法由于价格低廉、设备简单、生产效率高、适用范围广和可加工大型部件等优势成为目前工业化生产铝基复合材料的主要制备方式。在制备纳米Al₂O₃/Al复合材料时，小尺寸的纳米Al₂O₃增强体比表面积大，熔融态基体中的表面张力使纳米Al₂O₃极易团聚，且易浮于熔融态基体，因此通常会在加入纳米Al₂O₃增强体时对其进行预处理，或对复合熔体进行机械搅拌、电磁搅拌、超声搅拌等搅拌处理。Akbari等^［18］将纳米Al₂O₃与铜粉研磨预处理后，再通过机械搅拌铸造法加入到A356合金中制备1.5%纳米Al₂O₃/A356复合材料，复合材料的力学性能得到了显著改善。Li等^［19］采用电磁搅拌制备铸态1%纳米Al₂O₃颗粒增强铝基复合材料，磁感应强度分别设为1，2 T和3 T，获得类似于剧烈塑性变形的特定微观结构。

超声辅助铸造法是一种分散纳米Al₂O₃颗粒的有效办法。超声搅拌过程中由于超声的空化作用可以产生瞬间（以纳秒为数量级）的微“热点”，其温度约为5000 ℃，压力大于100 MPa，加热和冷却速率大于10¹⁰ K/s^［20］。这些局部高温微“热点”可破碎纳米Al₂O₃增强体颗粒团簇并清洁表面（如图2^［21］所示），改善纳米Al₂O₃增强体在熔融基体中的分散性和润湿性。Mula等^［22］利用超声辅助将质量分数为2%的纳米Al₂O₃（平均粒径约10 nm）颗粒分散到纯铝熔融态基体中制备纳米Al₂O₃/Al复合材料，虽然存在连续的纳米Al₂O₃弥散分布区（宽200~300 nm）包裹纳米Al₂O₃贫瘠区，但复合材料的硬度较基体材料提高了近92%，抗拉屈服强度提高了57%。Su等^［23］采用固液混合铸造结合超声辅助法制备纳米Al₂O₃/2024Al复合材料，使用球磨将纳米Al₂O₃颗粒预分散在铝基粉末表面制备复合粉末，再将复合粉末加入熔体中进行机械搅拌和超声辅助搅拌，有效改善了熔体润湿性差和纳米颗粒不均匀分布问题。

超声辅助铸造法相较于高能球磨粉末冶金法制备的纳米Al₂O₃/Al复合材料孔隙率低，能够获得较高致密度的复合材料。在工业生产中，通过超声辅助铸造法能够实现大型部件近终成形，但大功率超声辅助搅拌能耗较高，分散效率低下。虽然配合其他搅拌工艺在一定程度上能够有效分散纳米Al₂O₃增强体颗粒，但其增强体添加量受限，依然难以解决高含量纳米增强颗粒在基体中的团聚问题。

1.1.3 搅拌摩擦法

搅拌摩擦法（friction stir processing， FSP）是Mishra等^［24］基于搅拌摩擦焊技术以表面改性为目的而研发的较新的固态热加工工艺，与搅拌摩擦焊类似，通过搅拌摩擦头与基板高速旋转产生的热量使摩擦头及其周围区域熔化从而制备铝基复合材料。搅拌头的高速旋转可将纳米增强体颗粒均匀分散，引起强烈的塑性变形和热暴露，导致加工区域显著的组织细化、致密化和均质化。

为了较好地添加纳米Al₂O₃增强体，研究人员通过使用薄铝片覆盖增强体粉末的方法进行搅拌摩擦制备^［25］，或者在加工前将纳米增强体粉末填充到基体上加工出的预制凹槽中，Sharifitabar等^［26］通过此方法制备纳米Al₂O₃/5052Al复合材料（纳米Al₂O₃平均粒径50 nm），纳米Al₂O₃颗粒在基体中有良好的分散性，搅拌区的晶粒尺寸随FSP道次的增加而减小，经过4道次后制备的铝基复合材料平均晶粒尺寸为亚微米级。一些研究人员使用球磨法制备纳米Al₂O₃颗粒浆料，随后将浆料挤入基体板材加工的预制孔中^［27］。另一种添加纳米颗粒的方法是通过球磨将增强体颗粒和铝基体机械合金化，然后将预混合的粉末冷压并烧结后生成FSP预制坯料^［28］。

随着铝基复合材料在航空航天、汽车制造等工业领域的广泛使用，搅拌摩擦法作为一种纳米Al₂O₃/Al复合材料的表面改性和局部加工技术受到广泛关注。通过搅拌头形状设计、搅拌载荷、搅拌速度等工艺参数优化，搅拌摩擦法能够实现纳米Al₂O₃增强体颗粒的均匀分布，获得晶粒尺寸较小的纳米Al₂O₃/Al复合材料。但目前关于搅拌摩擦法的相关研究发展相对缓慢，且尚未实现工业化应用。系统地深入研究不同搅拌摩擦法工艺参数对组织和力学性能的影响，有望制备出强度和塑性同时提高的超细晶纳米Al₂O₃/Al复合材料。

1.1.4 增材制造法

近年来，增材制造技术（additive manufacturing， AM）逐渐兴起，已成为发展最为迅速的先进制造技术之一。AM基于逐层制造原理，提供了一种从计算机辅助设计（CAD）文件中制造3D复杂形状部件的集成方法。增材制造技术中选区激光熔化技术（selective laser melting， SLM）根据CAD切片模型，通过高能激光束逐行熔化薄层粉末，按模型规划路径进行逐层加工零件。SLM独特的加工方式和加工机制提供了一种低成本、短周期制造各种高性能复杂形状的新方式，被广泛用于制造铝基复合材料零件。由于极短的激光和材料相互作用时间及细小的熔融尺寸，激光产生的熔池具有极高的冷却速度，SLM过程中熔融复合材料液体流动的Marangoni对流有利于微观结构的均匀性以及纳米Al₂O₃颗粒的均匀分布^［29］。因此，SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料在制造高性能精密工程部件（如汽车发动机活塞、气缸套和制动鼓）方面有广阔的应用前景。

初始复合粉末的制备很大程度上决定了SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料的最终性能，适用于SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料的打印粉末应具有较好的球形度、良好的流动性和较小的粒径。Du等^［30］采用球磨法将纳米Al₂O₃粉末（平均粒径270 nm）与AlSi10Mg粉末（平均粒径为42 µm）在转速600 r/min、球磨时间5 h、球粉比为1∶1的条件下混合粉末，用于SLM制备质量分数为2%和5%的纳米Al₂O₃/AlSi10Mg复合材料。Han等^［31-32］采用球磨方法制备了用于SLM制备技术的纳米Al₂O₃/Al近球形复合粉末（纳米Al₂O₃平均粒径50 nm），复合粉末粒径范围窄，卡尔指数为13.2%具有良好的流动性，在激光能量密度317.5 J/mm³下通过SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料，相对密度可达99.49%。由于发生了快速冷却，所生产的复合材料微观形貌呈现出非常精细的等轴-柱状晶组织，与纯铝相比，复合材料的屈服强度和显微硬度分别提高了36.3%和17.5%。采用球磨方法不可避免地会破坏复合粉末的球形度，粉末流动性和堆积密度降低，导致SLM制备的纳米Al₂O₃/Al复合材料孔隙率升高。尽管如此，目前球磨法仍是制备SLM粉末的主要方法。Nalivaiko等^［33］采用水热法将铝粉在水中氧化制备质量分数为10%的Al₂O₃/Al复合粉体，形成了核-壳（Al-Al₂O₃）形貌，其球形度和粒度分布基本保持不变，具有较高的流动性和堆积密度，为进一步优化SLM工艺制备Al₂O₃/Al复合材料提供新思路。

由于纳米Al₂O₃/Al复合材料中铝基体的激光反射率高，易产生未熔合或气孔、裂纹等缺陷，SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料中同样应选择和优化合适的激光功率、扫描速度、粉末层厚、扫描间距、光斑直径、基板预热温度、扫描策略等工艺参数。Jue等^［34］通过SLM制备Al₂O₃/Al复合材料（SLM装置示意图和熔池生成过程如图3所示），在激光功率130 W，粉末层厚70 μm，光斑直径70 μm以及扫描速度550 mm/s的工艺下，复合材料接近全致密，达到理论密度的97.3%，均匀分散的Al₂O₃颗粒在复合材料沿熔池边界中呈现出环状结构，复合材料具有优异的硬度（平均硬度175HV）和磨损性能（摩擦因数0.11，磨损率4.75×10^-5 mm³/（N·m））。目前，与其他制备方式相比，用SLM制备纳米Al₂O₃/Al复合材料研发还尚未成熟，复合粉末制备、复合材料气孔和裂纹、纳米Al₂O₃颗粒在熔池不均匀分布等问题，严重影响材料的最终性能，仍需要进一步的深入研究。

1.2 原位法制备

外加法制备纳米Al₂O₃/Al复合材料存在增强体与基体界面结合较弱等问题。与外加法相比，原位反应法主要是在复合材料制备过程中，通过使Al基体氧化或者通过某些氧化物原位反应制备纳米Al₂O₃/Al复合材料。其反应过程满足公式：3MO+2Al=Al₂O₃+3M。原位反应法制备纳米Al₂O₃/Al复合材料由于其增强体的原位形成过程，最终复合材料的组织均匀，增强体与基体的润湿性好、界面结合强、热力学性能稳定。

原位反应法制备铝基复合材料包括熔体直接反应工艺（DMR）、机械合金化合成法（MA）、自蔓延高温合成法（SHS）等。熔体直接反应工艺由于其制备工艺简单、成本低、周期短，被认为是最有希望工业化应用的原位合成技术之一。Wang等^［35］将CeO₂粉末与纯铝在850 ℃采用熔体直接反应工艺制备纳米Al₂O₃/Al复合材料，纯铝基体与CeO₂的原位化学反应可表示为：4Al+3CeO₂→2Al₂O₃+3Ce（800~900 ℃）。生成的纳米Al₂O₃颗粒尺寸为100~200 nm，且纳米Al₂O₃颗粒在基体中分散均匀，与铝基体界面无杂质生成。Xu等^［36］以A356铝合金为基体，采用钴氧化物（Co₃O₄）原位反应生成不同体积分数的γ-Al₂O₃增强A356复合材料，原位化学反应可表示为：8Al+3Co₃O₄→4Al₂O₃+9Co（800~900 ℃），0.6%纳米γ-Al₂O₃增强A356复合材料的抗拉强度和伸长率达到280 MPa和6.5%。Tavoosi等^［37］通过机械合金化合成法将Al基体与ZnO粉末原位制备纳米Al₂O₃/Al-Zn复合材料，测得相对密度约为99.6%，晶粒尺寸约为40 nm，在高温下具有良好的热稳定性。原位机械合金化合成法与高能球磨粉末冶金法相似，都是通过一定的球磨工艺制备纳米Al₂O₃/Al复合粉末，但在球磨过程中其纳米Al₂O₃颗粒的形成方式不同，高能球磨粉末冶金法是通过外加纳米Al₂O₃颗粒使其与铝基体粉末在球磨过程中弥散分布；而在原位反应法中，更多的是通过球磨过程中的原位反应或置换反应在铝基体粉末中生成润湿性更好、界面结合更强的纳米Al₂O₃增强体。Casati等^［38］通过等通道转角挤压法（ECAP）制备了原位纳米γ-Al₂O₃增强铝基复合材料，与铝基体相比其硬度提高了400%左右，约166HV。

还有一些原位反应法如电子束沉积^［39-40］、阳极氧化^［41］等在制备纳米Al₂O₃增强铝基复合材料中得到进一步研究。目前，多种原位反应法可用于制备高性能纳米Al₂O₃/Al复合材料，但仍然存在反应生成的纳米级Al₂O₃增强体形态和大小不易控制、反应时间较长、温度较高、反应不彻底，中间相较多等诸多问题需要进一步完善和创新。

总体而言，原位反应法相较于外加法能够获得更好的界面结合；超声辅助铸造法工艺简单，可生产大尺寸近净形状的纳米Al₂O₃/Al复合材料；高能球磨粉末冶金法和搅拌摩擦法更有利于解决高体积分数纳米颗粒的团聚问题；增材制造法可制备高性能、复杂形状的精密工程部件。表1对纳米Al₂O₃/Al复合材料的几种制备方法的优缺点进行了对比分析。为实现不同应用场景，满足纳米Al₂O₃颗粒增强铝基复合材料未来的应用需求，目前在制备工艺上亟须开展大尺寸、高增强体体积分数铝基复合材料的制备技术、新型原位自生理论与技术以及3D打印增材制造等相关方面研究，同时要充分考虑经济性、环境适用性、可靠性等，以制备高性能纳米Al₂O₃颗粒增强铝基复合材料。

2 纳米Al₂O₃/Al复合材料力学性能的影响因素

2.1 纳米Al₂O₃

Al₂O₃属于简单六方点阵，晶格常数a=0.47587 nm，c=1.29929 nm，空间群为R\overline{\mathrm{3}}c。Al₂O₃存在α-Al₂O₃，γ-Al₂O₃，θ-Al₂O₃，δ-Al₂O₃等多种晶体结构，其中α-Al₂O₃热力学最为稳定，其他亚稳态Al₂O₃可通过热处理或羟基化处理转化为结晶度更高的α-Al₂O₃^［42］。通常在纳米Al₂O₃/Al复合材料中加入的增强体即为α-Al₂O₃，纳米Al₂O₃具有高强度、高硬度、抗磨损、耐高温等优异性能，作为增强体可以大幅度提高材料的室温和高温性能，是铝基复合材料的理想增强体，其典型的物理性能如表2^［42-44］所示。

目前，纳米Al₂O₃可通过液相法（溶胶-凝胶法、沉淀法、水解法、真空冷冻法等）、固相法（机械化学法、爆炸法、热解法等）、气相法制备。沉淀法工艺简单、成本低、产物纯度高，因此在工业生产中得到大量应用。与其他增强体材料相比，纳米Al₂O₃与Al基体能够很好地结合，界面之间没有引入其他杂质元素，无其他有害的界面反应发生，制备的纳米Al₂O₃/Al复合材料能够产生较好的协同耦合效应和界面效应，从而提高复合材料的综合性能。在相同的制备工艺下，纳米Al₂O₃在体积分数为1%时，其屈服强度值便与10%SiC/Al复合材料的相当^［12］。典型纳米Al₂O₃/Al复合材料的力学性能如表3^{［12-13，45-54］}所示，纳米Al₂O₃作为增强体，其颗粒尺寸、添加含量、在基体中的分布情况和与基体的界面微结构直接影响着铝基复合材料的力学性能。

2.2 界面微结构

纳米Al₂O₃/Al复合材料的界面微结构对其力学性能起关键作用。由于硬质纳米Al₂O₃增强体与软的铝基体界面处易产生应变局域化现象，引起应力集中和塑性失稳，导致复合材料的塑性和断裂韧性显著降低。结合良好的界面主要能够将载荷有效地传递到纳米Al₂O₃增强体颗粒上。因此调控纳米Al₂O₃/Al复合材料的界面结合强度，能减少界面处的应力集中现象和应变局域化现象，改善材料的塑性。纳米Al₂O₃/Al复合材料的制备方法和工艺参数（如制备温度、高温保温时间等）是优化其界面结构和控制界面反应的重要途径。通过对纳米Al₂O₃进行预处理、基体中添加润湿性较好的合金元素（如Mg等）、对复合材料进行二次加工等方式都可以提高材料的界面结合能力。Zhao等^［55］采用高能球磨粉末冶金法制备5%纳米Al₂O₃/Al复合材料，图4为复合材料中的Al₂O₃/Al界面，界面平直且干净，铝基体边沿没有氧化层或杂质相，纳米Al₂O₃增强体与铝基体界面大多为共格/半共格界面，其取向关系不唯一，界面结合较好。Hossein-Zadeh等^［56］对Al₂O₃增强体粉末进行热处理，与未热处理的铝基复合材料相比，微观组织表现出良好的颗粒分布，其硬度和抗压强度性能均得到提高。Barakat等^［57］采用粉末冶金结合热挤压法制备纳米Al₂O₃/Al复合材料，球磨前将纳米Al₂O₃进行Ag/Cu化学镀膜包覆，以提高基体与增强体之间的润湿性，增强界面结合强度。结果表明质量分数15%的Al₂O₃增强Al复合材料接近完全致密化，其抗压强度显著提高达到763 MPa，比挤压后的纯铝提高了166%。

2.3 纳米Al₂O₃增强体的尺寸

目前通过熔铸等传统方法即可制备微米尺寸增强体的铝基复合材料，微米Al₂O₃增强体的添加能够提高复合材料的抗拉强度和屈服强度，然而微米Al₂O₃增强体提升效果有限，且随着微米Al₂O₃增强体含量的增加，铝基复合材料的塑性急剧降低^{［45-48，58］}。纳米Al₂O₃增强体能够获得更好的强化效果，并且在提升铝基复合材料屈服强度和抗拉强度的同时，材料的塑性牺牲较小。纳米Al₂O₃增强体颗粒的尺寸是直接影响铝基复合材料力学性能的重要因素之一。纳米Al₂O₃/Al复合材料（N-AMC）相较于微米Al₂O₃/Al复合材料（M-AMC）拥有较高的极限抗拉强度。一方面，纳米Al₂O₃增强体能够阻碍位错运动，增加复合材料内部位错数量，发挥Orowan强化作用，提升材料的抗拉强度和塑性；另一方面，相较于微米增强体，纳米Al₂O₃增强体在基体中造成的应变区小且分散，降低了复合材料中的应力集中，进一步提升复合材料的力学性能^［59］。本文总结绘制了部分典型微米/纳米Al₂O₃/Al复合材料的力学性能，如图5^{［12-13，45-49，51-53，56，60-62］}所示。

2.4 纳米Al₂O₃增强体的含量

一般情况下，随着纳米Al₂O₃增强体体积分数的增加，铝基复合材料的屈服强度和抗拉强度会先增大后减小，伸长率则会逐渐减小。屈服强度和抗拉强度的减小主要是由于高体积分数纳米Al₂O₃增强体颗粒的不均匀分布导致富集区和贫瘠区的形成^［60-62］。相关研究表明增强体颗粒的均匀分布和基体与增强体颗粒粒度比（PSR）有关，PSR值较大的纳米颗粒增强体的不均匀分布现象更容易发生^［63］。增强颗粒的均匀分布不仅与增强体的尺寸有关，还与增强体含量有关。此外，高体积分数纳米Al₂O₃增强铝基复合材料孔隙度增加也会导致其力学性能的降低，提高烧结温度或通过挤压/锻造等二次加工方式可降低孔隙度，提高复合材料的致密度。不同制备工艺条件下纳米Al₂O₃增强铝基复合材料的最佳力学性能峰值位置可能有很大的不同，所以确定合适的纳米Al₂O₃增强体体积分数是设计高性能铝基复合材料的主要关注点之一。在图5和表3中也反映出纳米Al₂O₃/Al复合材料在小于10%的低体积分数下拥有较高的极限抗拉强度，通过铸造等传统制备方式所制备的高体积分数纳米Al₂O₃/Al复合材料性能欠佳。

2.5 铝基体晶粒尺寸

纳米Al₂O₃增强体的尺寸和含量是直接影响铝基复合材料力学性能的主要因素。除此之外，纳米Al₂O₃增强体还可以调控复合材料微观结构，在复合材料制备过程中钉扎晶界，充当铝基体的异质形核剂，阻止铝基体晶粒长大，基于铝基体晶粒尺寸的调控间接影响铝基复合材料力学性能。普遍认为增强体颗粒尺寸越小，增强体颗粒含量越高，得到的晶粒结构越细化^［64-65］。晶界对位错运动有较强的抑制作用，位错在晶内的移动会促进其在晶界的积累，从而提高复合材料的强度，在纳米Al₂O₃/Al复合材料中关于铝基体晶粒结构的调控得到越来越多研究者的关注，通过制备超细晶、纳米晶铝基体从而提升铝基复合材料的力学性能^［18］。一些学者还通过调控基体晶粒形成粗晶与细晶的双/多尺度分布的铝基复合材料，细晶提供高强度，粗晶改善复合材料的延展性，为高性能纳米Al₂O₃/Al复合材料提供了又一重要方向^［66］。

2.6 纳米Al₂O₃增强体分散和微观构型

纳米Al₂O₃增强体的均匀分布是决定铝基复合材料力学性能的关键因素，其受加工方法的影响很大。利用机械搅拌和超声搅拌等可提升铸造法中复合材料的均匀性；在粉末冶金工艺中利用挤压和轧制等二次加工技术重新分配增强体的排列来改善复合材料的均匀性。但由于纳米Al₂O₃增强体的团聚倾向，研究人员设计Al₂O₃/Al复合材料非均匀微观构型来突破强度和韧性瓶颈。Huang等^［67］总结了典型的独立团簇状、层状、3D网状、双连通结构构型，如图6所示。这些非均匀微观构型在微观上是非均匀的，但在宏观上是均匀的。目前构型强韧化也已成为开发高性能铝基复合材料的重要手段和研究热点。Jiang等^［68］采用片状粉末冶金法制备了纳米微叠层结构的Al₂O₃/Al复合材料，层状构型的铝基复合材料具有良好的抗拉强度（262 MPa）和伸长率（22.9%）。Kaveendran等^［69］通过调控网状组织原位制备（Al₃Zr+Al₂O₃）/2024Al复合材料，生成的增强体分布于基体周围形成网状结构构型，网状结构构型铝基复合材料的抗拉强度较2024Al基体提高18.6%，较均匀结构的铝基复合材料其抗拉强度和塑性分别提高了12.5%和76.9%。Zan等^［8］采用球磨工艺结合热压烧结制备了均匀超细晶粒、双峰晶粒和非均匀片层晶粒结构的纳米Al₂O₃颗粒增强纯铝复合材料，如图7所示。非均匀片层结构在不牺牲强度的情况下获得了高伸长率，比其他两种结构的强度和塑性更具有优势（抗拉强度和伸长率分别为349 MPa和8%）。

3 纳米Al₂O₃/Al复合材料力学性能的强化机制

纳米Al₂O₃增强铝基复合材料的制备与性能研究近年来取得了一系列重要进展，对力学性能强化机制的研究不断深入，探索纳米Al₂O₃在铝基体中的强化机制有助于复合材料的基本设计，为改进其制备工艺，增强强化效果提供指导。在均匀弥散分布的纳米Al₂O₃增强铝基复合材料中，其强化机理可具体分为以载荷传递使纳米强化颗粒承担主要载荷的直接强化和以引入纳米强化颗粒而导致材料发生微观组织改变从而引起的间接强化。本文借鉴颗粒增强铝基复合材料的强化机制，根据纳米Al₂O₃增强铝基复合材料的特性，总结了Orowan强化、载荷传递强化、热错配强化和细晶强化等主要的强化机制。除此之外，根据不同的叠加方式能够有效定量地计算纳米Al₂O₃增强铝基复合材料的屈服强度，对目前常用的不同强化应力耦合形式的研究现状和适用性进行讨论。

3.1 Orowan强化

Orowan强化也称为第二相强化，纳米Al₂O₃颗粒作为增强体在复合材料中提供了主要的强化效果，是纳米Al₂O₃增强铝基复合材料的主要强化机制。在外加载荷的作用下，位错经过纳米Al₂O₃第二相颗粒时受到阻碍，绕过第二相颗粒并形成位错环，使位错增殖，从而起到强化作用。Orowan强化获得的强度可用式（1）表示^［70-71］：

∆{\sigma }_{\mathrm{O}\mathrm{r}}=\frac{\mathrm{2}{G}_{\mathrm{m}}\mathit{b}}{d_{\mathrm{p}}^{\mathrm{3}}\sqrt[]{\frac{\mathrm{\pi }}{\left(\mathrm{6}{V}_{\mathrm{p}}\right)}}}（1）

式中：G_m为铝基体的剪切模量； b 为位错的伯氏矢量；d_p和V_p分别为纳米Al₂O₃颗粒的平均直径和体积分数。Orowan强化主要受d_p和V_p调控，理论上通过减小纳米Al₂O₃颗粒的尺寸和提高其体积分数可以获得更高的Orowan强化应力。但纳米Al₂O₃颗粒体积分数较高时（V_p>14%）导致位错滑移较困难，实际上Orowan强化应力的计算值会高于实际值，使计算结果出现偏差。

3.2 载荷传递强化

复合材料在外力作用下，硬的不可变形的增强体颗粒比软的基体可以承受更多的载荷。载荷通过铝基体传递到纳米Al₂O₃颗粒，从而提高复合材料的强度，其高度依赖于基体与增强体之间的界面结合。载荷传递对复合材料的强化效果可通过剪切滞后理论模型预测^［71］：

∆{\sigma }_{\mathrm{y}}={\sigma }_{\mathrm{0}}\left[\frac{V_{\mathrm{p}}\left(s+\mathrm{4}\right)}{\mathrm{4}}+V_{\mathrm{m}}\right]（2）

式中：{\sigma }_{\mathrm{0}}为铝基体的屈服强度；V_m为铝基体的体积分数；s为增强体颗粒的平均长宽比。很明显可以看出，提高颗粒体积分数能够获得更高的载荷传递强化应力。当铝基复合材料中增强体体积分数恒定时，纳米Al₂O₃的平均长宽比越小（颗粒圆滑、少尖角），基体与增强体颗粒界面总的面积比越大，通过界面能够传递到增强体颗粒上的载荷越大，载荷传递强化效果更强。

3.3 热错配强化

铝基体与增强体的热膨胀系数不同，复合材料制备或者变形过程中在基体与增强体颗粒之间产生应变梯度，从而在增强体颗粒周围产生高密度的几何必须位错。其强化效果如式（3），（4）所示^［72-73］。

∆{\sigma }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}=\sqrt[]{\mathrm{3}}\beta G_{\mathrm{m}}\mathit{b}\sqrt[]{{\rho }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}}（3）

{\rho }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}=\frac{\mathrm{12}{V}_{\mathrm{p}}∆\alpha ∆T}{\mathit{b}{d}_{\mathrm{p}}\left(\mathrm{1}-V_{\mathrm{p}}\right)}（4）

式中：β为位错强化系数；{\rho }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}为热膨胀系数差而产生的位错密度；∆\alpha为基体与增强体之间的膨胀系数差值；∆T为温度变化量。通常情况下，增强体颗粒尺寸d越小，体积分数V_p越大，热失配应变梯度越大，产生的{\rho }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}几何必须位错越多，热错配强化效果越显著。

3.4 细晶强化

纳米Al₂O₃增强体的添加对铝基体具有明显的细化作用，在铝基复合材料制备过程中钉扎基体晶界阻碍晶粒长大，晶粒越细小则晶界越多。晶界在受力变形过程中阻碍位错运动，晶粒越细小对位错的阻碍效果越强。细晶强化效果通常可以通过Hall-Petch公式表示^［74］：

∆{\sigma }_{\mathrm{H}\mathrm{P}}=\frac{K}{\sqrt[]{D}}（5）

式中：K为晶界强化系数；D为平均晶粒尺寸。提高晶界强化系数，降低晶界尺寸能够获得更高的细晶强化效果。纳米级Al₂O₃增强体可以充当基体形核剂，一般在铝基复合材料制备过程中Al₂O₃增强体越小，基体的晶粒尺寸越细小，因此增强体颗粒尺寸d的减小同样可以提高细晶强化作用。但晶界强化往往低于Orowan强化、载荷传递强化和热错配强化，并不是主要的强化机制。

除此之外，在纳米Al₂O₃增强铝基复合材料中，由于制备工艺、二次加工方式、基体材料自身属性等因素的影响，实际上还受固溶强化、沉淀相强化、应变硬化强化和非均匀构型中的异质变形诱导强化^［75］等多种强化机制的影响。但纳米Al₂O₃/Al复合材料的强化贡献还是以Orowan强化、载荷传递强化和热错配强化机制为主，减小纳米Al₂O₃颗粒的尺寸d和提高其体积分数V_p为其主要调控手段。

3.5 强化应力的耦合形式

综合各项强化应力能够预测铝基复合材料的屈服强度，目前各项强化应力之间主要存在线性叠加^［76-77］、乘积叠加^［78-79］、均方根叠加^［79］等耦合形式（如式（6）~（11）所示）。线性叠加和乘积叠加均可较好地预测纳米颗粒增强铝基复合材料，均方根叠加仅用于预测微米颗粒增强铝基复合材料的屈服强度。

如式（6）^［80］所示，线性叠加将各项强化应力贡献简单相加得到复合材料的整体强度，这种方法忽略了各强化应力机制之间的相互作用。Zhao等^［76］通过磁化学熔融反应法制备了原位纳米Al₂O₃和Al₃Zr颗粒增强铝基复合材料，通过线性叠加Orowan强化、晶粒细化强化、固溶强化和位错强化计算出复合材料的屈服强度。

乘积叠加计算得到的屈服强度与实验屈服强度吻合度较高，在铝基复合材料理论屈服强度计算中应用广泛。乘积叠加主要考虑Orowan强化、热错配强化和载荷传递强化的影响，而没有考虑细晶强化等其他重要的机制，如式（7）~（10）^［81］所示。Alizadeh等^［82］采用乘积叠加预测纳米Al₂O₃和B₄C颗粒增强铝基复合材料的屈服强度，并将其与拉伸实验所得复合材料屈服强度进行比较，计算低增强体颗粒含量复合材料的屈服强度预测值与实验值吻合较好。

{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{x}}={\sigma }_{\mathrm{0}}+∆{\sigma }_{\mathrm{O}\mathrm{R}}+∆{\sigma }_{\mathrm{y}}+∆{\sigma }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}+∆{\sigma }_{\mathrm{H}\mathrm{P}}+\cdots（6）

{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{c}}={\sigma }_{\mathrm{0}}\left(\mathrm{1}+f_{\mathrm{O}\mathrm{R}}\right)\left(\mathrm{1}+f_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}\right)\left(\mathrm{1}+f_{\mathrm{y}}\right)（7）

f_{\mathrm{O}\mathrm{R}}=\frac{\mathrm{0.13}{G}_{\mathrm{m}}\mathit{b}}{{\sigma }_{\mathrm{0}}{d}_{\mathrm{p}}\left[{\left(\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{2}{V}_{\mathrm{p}}}\right)}^{\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{3}}}-\mathrm{1}\right]}\mathrm{l}\mathrm{n}\frac{r}{\mathit{b}}（8）

f_{\mathrm{y}}=\mathrm{0.5}{V}_{\mathrm{p}}（9）

f_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}=\frac{\mathrm{1.25}{G}_{\mathrm{m}}\mathit{b}}{{\sigma }_{\mathrm{0}}}\sqrt[]{\frac{\mathrm{12}∆\alpha ∆T{V}_{\mathrm{p}}}{\mathit{b}{d}_{\mathrm{p}}\left(\mathrm{1}-V_{\mathrm{p}}\right)}}（10）

{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{j}}={\sigma }_{\mathrm{0}}+\sqrt[]{{\left(∆{\sigma }_{\mathrm{O}\mathrm{R}}\right)}^{\mathrm{2}}+{\left(∆{\sigma }_{\mathrm{y}}\right)}^{\mathrm{2}}+{\left(∆{\sigma }_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}}\right)}^{\mathrm{2}}+{\left(∆{\sigma }_{\mathrm{H}\mathrm{P}}\right)}^{\mathrm{2}}+\cdots }（11）

式中：{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{x}},{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{c}},{\sigma }_{\mathrm{y}\mathrm{j}}分别为线性叠加、乘积叠加、均方根叠加所预测的铝基复合材料的屈服强度；{\sigma }_{\mathrm{0}}为相同工艺条件下未添加增强体铝基体材料的屈服强度；f_{\mathrm{O}\mathrm{R}},f_{\mathrm{C}\mathrm{T}\mathrm{E}},f_{\mathrm{y}}分别为Orowan强化、热错配强化和载荷传递强化的强化因子。

4 结束语及展望

近年来关于纳米Al₂O₃/Al复合材料的制备工艺和力学性能研究取得了一系列重要进展，关于其强韧化机制的认识不断深入。随着节能减排和轻量化要求的不断提高，必然对轻质铝基复合材料的高强度、高塑性及良好的加工成形性能提出更高的要求。未来纳米Al₂O₃/Al复合材料的研究发展趋势主要为：

（1）开展大尺寸、高增强体体积分数铝基复合材料的制备技术、新型原位自生理论与技术以及3D打印增材制造等相关方面研究是极具潜力的发展方向，同时要充分考虑经济性、环境适用性、可靠性等，以满足纳米Al₂O₃颗粒增强铝基复合材料未来的应用需求。

（2）通过改变纳米Al₂O₃颗粒增强体的空间分布，调整铝基复合材料的非均匀微观构型制备出非均质结构纳米复合材料新技术具有很大的发展空间，有望在今后得到更好的发展和广泛的应用。

（3）纳米Al₂O₃颗粒增强铝基复合材料室温力学性能的研究相对较多，但在高温力学性能、耐磨性、蠕变性能和腐蚀性能等方面还需要进一步深入研究，为研发和制备结构功能一体化高性能铝基复合材料奠定基础。

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基金资助

国家重点研发计划(2021YFB3704203)

国家自然科学基金(51621003)

北京市教委科研计划(KM202110005010)