粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料的制備及研究進展*

黃 穎，李育川，雷 波，郝剛領，汪 聃，王新福

(延安大學 物理與電子信息學院，陜西 延安 716000)

0 引 言

輕質高強韌材料一直是人類探尋新材料不懈追求的目標，鋁及其合金具有輕質、高比強度、耐腐蝕、易回收等優(yōu)異特性，被廣泛用于航空航天、國防、交通運輸、電力等領域[1]，已成為國民經濟發(fā)展的重要支柱材料之一。隨著各領域朝著輕量化、現代化、高速化方向發(fā)展，尤其是“以鋁代鋼”的發(fā)展要求，對高性能輕質高強韌鋁合金的需求日趨強烈，而現有單一鋁合金的性能已不能完全滿足應用需求，以7075鋁合金為例，其在300 ℃的高溫抗拉強度僅為室溫強度的10%，已成為制約大功率高溫服役條件下結構設計、安全服役的關鍵短板[2]，高性能鋁合金材料亟須開發(fā)[3-4]。針對各領域的需求，研究者開發(fā)出了以鋁及其合金為基體，以特定性能顆粒為增強相的鋁基復合材料，它既保留了鋁基體的共性，又凸顯了增強相的個性，在航空航天、國防、民用等領域具有廣闊的發(fā)展空間和應用前景，受到了國內外學者的廣泛關注。

粉末冶金法具有增強相選擇靈活、含量精確可控、可設計性強等優(yōu)勢，是制備高性能鋁基復合材料的主要方法之一[5]。顆粒增強鋁基復合材料經過30多年的發(fā)展，已在國內外高科技領域得到了廣泛應用，這充分驗證了它獨特的性能優(yōu)勢及核心地位。顆粒增強相類型主要有：非金屬顆粒、金屬顆粒、混合顆粒。其中非金屬顆粒又包括陶瓷顆粒(如：Al2O3、SiC、BN等)和碳納米顆粒(碳納米管、石墨烯、納米石墨烯片等)，兩者均具有高熔點、高硬度、高彈性模量等特性，以其為增強相能夠有效提升復合材料的強度和硬度[6]。但非金屬顆粒與鋁基體的線膨脹系數相差大，界面潤濕性差，導致其塑韌性較差，目前的研究主要通過引入Mg、Ti、Cu等金屬元素以增加兩者之間的潤濕性，或者對陶瓷進行表面處理，改善陶瓷/金屬的潤濕性，從而提升其綜合力學性能[7]。但同時也存在工藝復雜、成本增加等問題[8]。金屬顆粒(準晶[9]、高熵合金[10]、非晶合金[11])增強相與鋁及其合金間具有良好的潤濕性和界面相容性，但高溫下易發(fā)生相變或與鋁基體發(fā)生反應，失去金屬增強顆粒的固有特性。混合顆粒協(xié)同強化鋁基復合材料的進一步開展，使復合材料強韌化得到了一定提升，但混合顆粒分布均勻化和協(xié)同強化機制亟待進一步研究。此外，鋁基復合材料強韌性與其冷、熱加工工藝的關系仍需進一步澄清。因此，本文立足于國內外研究現狀，針對粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料的研究現狀和進展進行了綜述，分析了增強相類型、含量、粒徑分布和加工工藝等對鋁基復合材料組織特征及力學性能的影響，并對其強韌化機制進行了歸納總結，最后對顆粒增強粉末冶金鋁基復合材料存在的問題與面臨的挑戰(zhàn)進行了探討和展望。希望本文的工作能對進一步研發(fā)高性能鋁基復合材料提供一定的借鑒和參考。

1 鋁基復合材料發(fā)展歷程

復合材料源于墻體、漆器等生產生活，經歷了19世紀后半葉的近代復合材料發(fā)展時期，以及20世紀40年代隨著玻璃纖維增強塑料問世，而步入的現代復合材料發(fā)展階段[12]。20世紀70年代末纖維增強樹脂材料已不能滿足比剛度、比強度以及耐熱性等方面的需求，基體的選擇范圍不再局限于非金屬材料，輕金屬基復合材料應運而生。1978年，SiC纖維增強鋁基復合材料成功應用于“哥倫比亞號”飛機[13]，為金屬基復合材料在工業(yè)生產中的應用奠定了基礎。雖然纖維、晶須增強相很大程度上提升了材料的力學性能、抗疲勞性等，但纖維在制備過程容易出現損傷或分布不均等問題[14]，從而增加了加工難度和生產成本。而顆粒增強金屬基復合材料加工方法簡單，且價格相對低廉，便于大規(guī)模生產，引起了研究者們極大的興趣[12]。其中鋁基復合材料因自身密度低、導熱好、膨脹低等優(yōu)點，成為了金屬基復合材料的熱門研究方向[15]。到目前已歷經幾十余載，與現代高技術產業(yè)已緊密相連，在航空航天、國防、交通運輸等領域的應用比重逐步擴大，如：飛機貨倉架、發(fā)動機機艙、天線架、飛機導槽、角材、活塞和剎車片等[16-19]。2020年，中科院金屬所馬宗義團隊所研制的SiC顆粒增強鋁基復合材料已被應用于嫦娥五號月球探測器鉆桿及其結構件中，成功解決了月壤鉆桿“無材可用、有材難加工”的困境[20]。

隨著鋁基復合材料研發(fā)的不斷推進，其增強相的選擇也日益多樣化，由前期的纖維、晶須增強擴展到陶瓷顆粒增強，進而利用金屬與金屬間良好的潤濕性，研發(fā)了金屬顆粒增強鋁基復合材料。目前增強顆粒也從單一類型顆粒強化拓展為多種顆粒、多種粒徑協(xié)同強化，并取得了可喜的進展[21]，為我們進一步研究、發(fā)展與應用鋁基復合材料奠定了基礎。

2 粉末冶金工藝

2.1 粉末冶金成型技術

粉末冶金是以金屬粉末(或金屬粉末與非金屬粉末的混合物)為原料，通過成型、燒結或熱擠壓成型制成金屬制品的一種冶金工藝技術。典型的粉末冶金工藝過程如圖1所示。它主要包括均勻混粉，固態(tài)壓制成型，真空或保護氣氛下燒結3個步驟，后續(xù)可選塑性加工、熱處理等工藝。其中成型的目的在于制得具有一定形狀、尺寸、密度和強度的壓坯[22]。隨著粉末冶金技術的發(fā)展，粉末冶金成型技術日趨多樣化，新的粉末冶金成型技術不斷涌現，如：動磁壓制技術、高速壓制技術、溫壓成型技術、流動溫壓技術以及粉末注射成型技術等，但多局限于工藝研究，文獻報道甚少，而且研究成果還受專利保護[23-30]，目前用于鋁基復合材料制備的成型技術仍以傳統(tǒng)壓制技術、等靜壓技術和粉末注射成型技術為主。

圖1 典型的粉末冶金工藝過程示意圖Fig.1 A schematic of typical powder metallurgy process

2.1.1 傳統(tǒng)壓制技術

傳統(tǒng)壓制方法是將機械外力經模具傳遞，對配好的粉末進行施壓，通過粉末顆粒的移動和形變來填補較大空隙，同時使顆粒表面氧化膜剝落、破碎，增大顆粒間的接觸面積，提高原子間的鍵合程度，從而形成具有一定形狀、密度和強度的壓坯。為減小粉末間以及粉末與模壁間的摩擦，增加粉末間的結合，常加入少量潤滑劑和粘結劑，以減小試樣孔隙率，增加致密度，但同時也相應地引入了雜質?？傮w而言，該項技術操作簡單、設備低廉、生產效率高，適用于工業(yè)生產[24-25]，所以傳統(tǒng)壓制技術在粉末冶金成型技術中仍占據主導地位[26]。

2.1.2 等靜壓技術

為解決傳統(tǒng)壓制技術中受力不均、引入雜質、工序繁瑣等問題，研究者根據帕斯卡原理開發(fā)了等靜壓技術(IP)，通過借助高壓泵的作用把流體介質(氣體或液體)壓入耐高壓的鋼體密封容器內，高壓流體的靜壓力直接作用在彈性模套內的粉末上，使其在同一時間內各個方向均衡受壓，從而獲得密度分布均勻且強度較高的壓坯。該工藝一般不需要在粉料中添加潤滑劑，所以既減少了污染，又簡化了工序。此外，該工藝可制備長徑比不受限制的產品，如棒材、管材等。等靜壓技術根據成型和固結溫度的高低，又可分為冷等靜壓(CIP)、溫等靜壓(WIP)和熱等靜壓(HIP)3種不同類型。其中HIP技術實現了成型-燒結一體化在國內發(fā)展迅速，已自主研發(fā)出不同型號的等靜壓機，打破了國外技術壟斷[23,27]。Zayed等[28]研究了HIP處理前后Al2O3-CNTs增強鋁基復合材料的實際密度(圖2)和力學性能。結果表明，經過HIP處理后的復合材料密度明顯增大，材料硬度和抗壓強度也分別提高了67%和60%。相比于傳統(tǒng)壓制技術，IP技術使粉末冶金制品正朝著高密度、高性能方向發(fā)展，但該工藝還存在生產效率較低、設備較貴等不足亟待優(yōu)化。

圖2 HIP技術處理前后Al2O3-CNTs/Al復合材料的實際密度[28]Fig.2 Actual density of Al2O3-CNTs/Al composites before and after HIP treatment[28]

2.1.3 粉末注射成型技術

粉末注射成型技術(PIM)是為解決金屬粉末流動性差、難以一次成型的問題，在傳統(tǒng)粉末冶金技術的基礎上，結合先進塑料注射成型技術所形成的近凈成型工藝。它首先將一定比例的熱塑性黏結劑與金屬粉末均勻混合，制成具有良好流動性的均勻混料，再通過塑料注射成型的方式注入模具中，通過施加均勻的等靜壓力制備出形狀復雜的零構件，最后再對其進行脫脂處理，燒結獲得特定形狀、無缺陷的零部件。通過該工藝生產的近凈成型零件密度高，具有良好的強度和延展性，是一種很有前途的低成本鋁基復合材料構件近凈成型生產技術。Liu等[29]通過PIM制備了Sn-AlN增強6061Al基復合材料，其相對密度、抗拉強度、伸長率分別為97.5%、157 MPa、9.47%，進一步證實了該項技術的可行性和優(yōu)越性。近年來，PIM主要被用于生產結構小、精度高、形狀復雜的產品，如：醫(yī)療器械、通訊設備、槍支等零部件[23-24,30]。

總體而言，傳統(tǒng)壓制技術、IP技術和PIM技術均有各自的特色和不足，使用者還需根據實際需求采用合適的成型工藝制備鋁基復合材料。

2.2 燒結工藝

燒結其目的是通過粉末顆粒間冶金結合，提高樣品的致密度，該過程對最終產品的性能起著決定性作用。燒結主要分為固相和液相燒結，前者燒結溫度低于其各組成成分熔點的溫度，其傳質機制限于固相和氣相擴散；而后者燒結溫度設定在多種組成成分熔點之間，在燒結過程中液相和固相共存，顆粒間的毛細作用力會使液相填充到試樣內部的孔隙中，使其致密化，故燒結速度較快、制品強度較高。由于Al的化學活性高，很容易發(fā)生氧化形成致密、穩(wěn)定的Al2O3薄膜，在燒結過程中會阻礙物質的遷移擴散，使得粉末顆粒難以熔合達到致密化。所以鋁基粉末燒結常采用液相燒結的方法，燒結前向粉末中添加少量Mg、Sn、Cu、Zr等元素，使它們在燒結過程中形成潤濕液相，從而加速燒結過程，提高制品合金化程度[31-33]。目前，適用于鋁基復合材料的燒結技術主要分為普通燒結技術和新型燒結技術，后者是在前者的基礎上，通過改進加熱源、施加外力等作用在較短的時間里使粉體致密化，主要包括微波燒結技術和放電等離子燒結技術等。

2.2.1 普通燒結技術

普通燒結技術是將生坯置于真空或者保護氣氛環(huán)境中加熱，通過對流、熱傳導或輻射等方式進行熱傳遞，將熱量從材料表面?zhèn)鞯絻炔恐敝吝_到熱平衡[34]。燒結溫度、保溫時間、保護氣氛等條件的選擇和控制是燒結工藝的關鍵。普通燒結技術設備簡單、操作方便，但由于加熱時間較長，會伴隨晶粒長大和能源損耗等問題的產生，且因內外溫度梯度易造成燒結體開裂或大幅度變形等缺陷[35]。

2.2.2 微波燒結技術

微波燒結技術(MW)是材料通過吸收微波能轉化為材料分子的動能和熱能，該技術在材料內部產生的溫度梯度很小，使材料可以得到整體、均勻的加熱。與普通燒結相比較，它不僅避免了燒結過程中試樣開裂或變形等缺陷，而且有效抑制了晶粒的長大[36]，還可節(jié)能近80%左右。Reddy等[37]應用MW技術制備了非晶Ni50Ti50增強純鋁基復合材料，發(fā)現微波不但可去除非晶顆粒上的氧化層，而且可有效阻止顆粒長大。Ghasali等[38]比較了普通燒結和MW兩種技術制備的10%(質量分數)VC增強1056Al基復合材料力學性能，其中MW制備的復合材料力學性能更好，抗彎強度和顯微硬度分別比普通燒結高出33 MPa和14HV。這主要因為某些選擇性區(qū)域的界面溫度急劇升高，加速了元素的擴散，從而形成Al3V相。但也會導致樣品局部發(fā)熱嚴重使部分熔融，對力學性能產生不利影響。所以目前該技術還面臨著燒結材料種類選擇、溫度精確控制、熱失控等亟待攻克的難題。不過從整體發(fā)展狀況來看，MW技術從根本上改變了材料燒結工藝的現狀，并逐漸朝著實用化方向發(fā)展，發(fā)展?jié)摿蛻们熬笆謴V闊[34-39]。

2.2.3 放電等離子燒結技術

放電等離子燒結技術(SPS)是將電能和機械能同時賦于燒結粉末的一種新工藝，也是一種低溫、快速、高效的材料制備加工技術，其燒結機制是利用強脈沖電流加在粉末顆粒上，使粉末吸附的氣體逸散，粉末表面的氧化膜在一定程度上被擊穿、破碎，使待燒結粉末得以凈化、活化。與此同時，通過脈沖使粉末顆粒接觸與未接觸部位產生焦耳熱，極大地促進粉末顆粒原子間的擴散，從而達到粉末燒結的快速化、均勻化。

總之，在上述燒結工藝中，一般來講SPS技術所制備的復合材料致密度高、晶粒細小、成分均勻、綜合性能優(yōu)異[40-41]。而MW技術也具有自身的獨特優(yōu)勢。Ghasali[42]分別采用傳統(tǒng)燒結、MW和SPS 3種技術制備了納米石墨烯片-碳納米管(GNPs-CNTs)增強純鋁基復合材料，結果表明，通過SPS制備的復合材料致密度最高，而MW制備的復合材料顯微硬度最大(見圖3)，作者把它歸因于MW燒結溫度高，碳材料吸收微波能量好，共同導致了Al4C3的生成，提高了材料硬度。需要注意的是上述3種燒結技術所采用的溫度不同，分別為700，600和450 ℃。所以研究者需根據材料性能需求選擇合適的燒結技術和溫度。

圖3 GNPs-CNTs/Al復合材料的力學和物理性能：(a)顯微硬度；(b)相對密度[42]Fig.3 Mechanical and physical properties of GNPs-CNTs/Al composites: (a) microhardness; (b) relative density[42]

3 鋁基復合材料增強相的選擇

顆粒增強金屬基復合材料中，基體主要起到傳遞、均衡載荷作用，而增強相則主要起承載和特定性能，如：耐磨、抗疲勞、耐高溫性等。因此，針對特定性能材料的研發(fā)，增強相的選擇尤為重要。目前研究較多的為陶瓷顆粒增強相，碳納米顆粒增強鋁基復合材料日益增多，增強相的選擇范圍也逐步從非金屬顆粒擴展到金屬顆粒，從單一組分顆粒拓展為混合顆粒協(xié)同增強。

3.1 非金屬顆粒增強相

非金屬顆粒增強相主要包括陶瓷顆粒增強相和碳納米材料增強相。常見陶瓷顆粒增強相有氧化物、碳化物、氮化物等，其物理特性如表1所示[7,43]。碳納米材料增強相主要包括CNTs、石墨烯和GNPs等。目前，國內外對于非金屬顆粒增強鋁基復合材料的研究已日趨成熟，主要集中在顆粒種類、含量、尺寸、界面結合和加工工藝對鋁基復合材料微觀結構和性能的影響上。

表1 常見陶瓷顆粒增強相的種類及物理性能[7,43]Table 1 Types and physical properties of common ceramics particle reinforcements[7,43]

3.1.1 氧化物

常用氧化物顆粒增強相主要有Al2O3，TiO2等，其中Al2O3顆粒具有耐高溫、耐磨損、高硬度、化學穩(wěn)定性好、成本低等特點，成為顆粒增強相首選材料之一[1]。Zamani等[44]采用傳統(tǒng)粉末冶金方法制備了納米Al2O3顆粒增強鋁基復合材料，分析了Al2O3含量對鋁基復合材料微觀組織及力學性能的影響。研究表明，隨著Al2O3含量的增加，復合材料的硬度和強度均得到了不同程度的提高(見表2)。該復合材料力學性能提高的主要原因為增強相在基體內的均勻分布，起到了位錯釘扎作用，有效阻止了晶粒滑移，但同時不可避免地增加了材料的脆性。Nassar[45]等對不同含量納米TiO2顆粒增強鋁基復合材料的磨損性和力學性能進行了研究，也得到了類似的增強規(guī)律(如表2所示)，并把它歸因于TiO2顆粒阻礙了復合材料中基體的位錯運動并使得晶粒細化。

此外，由于Al2O3顆粒與鋁基體的潤濕性差，影響了增強相與基體間的界面結合。為解決該問題，Yu等[46]通過燒結Al和CuO粉末，原位反應生成了Al2O3增強Al-Cu基復合材料，相比于外加顆粒增強的方式，原位生成增強顆粒與基體的界面更干凈，結合強度更好。經沉淀強化和時效處理后，復合材料的硬度、彎曲強度和韌性均有所提高，分別為114HV 、425 MPa、14.9 J/cm2。

表2 不同含量Al2O3和TiO2增強鋁基復合材料力學性能[44-45]Table 2 Mechanical properties of aluminum matrix composites reinforced with different contents of Al2O3 and TiO2[44-45]

3.1.2 碳化物

碳化物具有耐高溫、耐磨和耐腐蝕性能，是另一類常用陶瓷顆粒增強相，其中SiC顆粒最為常見。郭向沛等[47]用常規(guī)的粉末冶金法制備了35%(體積分數)SiC顆粒增強6061Al基復合材料，研究了顆粒尺寸對復合材料力學性能的影響規(guī)律(表3)。研究表明，當SiC顆粒尺寸逐漸增大時，復合材料的抗拉強度逐漸減小，其拉伸斷裂機制也由基體材料的開裂以及增強相與基體界面的撕裂向SiC顆粒解理斷裂過渡(如圖4)。其他學者[4,48-49]對不同粒徑SiC顆粒增強鋁基復合材料的研究也得到了類似結果，即在增強相顆粒分散均勻的前提下，復合材料的力學性能隨著增強顆粒粒徑的減小而增大。這一方面歸因于粒徑的減小使基體的應變梯度增大，導致基體中大量位錯釋放，從而顯著提升復合材料的力學性能。另一方面小粒徑顆粒有助于填充基體顆粒間的孔隙，降低界面的應變局域化和應力集中，同時增加了表面活性原子數目，使表面擴散和燒結更容易進行，進一步促進了復合材料的致密化，從而提升了材料的強韌性。但當顆粒尺寸降至納米量級時則容易發(fā)生團聚，導致復合材料強化效果降低。目前主要采用多尺度的顆粒共同增強的方式來緩解納米顆粒團聚問題[50]。

圖4 不同尺寸SiC顆粒增強6061Al基復合材料拉伸斷裂形貌: (a) 7.5μm SiC;(b) 40μm SiC[47]Fig.4 Tensile fracture morphology of SiC particle reinforced 6061Al composites with different sizes: (a) 7.5μm SiC; (b) 40μm SiC[47]

Table3RelationshipbetweenSiCparticlesizeandmechanicalproperties[47]

SiC顆粒尺寸/μm7.5152540抗拉強度/MPa279233209191

除增強相顆粒尺寸、含量對材料性能有重要影響外，合適的制備及熱處理工藝也會對材料性能起決定性作用。毛強[51]以質量更輕的B4C為增強相，以Al-Zn-Mg-Cu系合金粉末為基體，通過冷壓成型-二次氬氣保護燒結(640 ℃預燒結-950 ℃復燒結)-擠壓-固溶時效處理制備了硬度為293.9HV，抗壓強度為1 172.41 MPa的超高強度的B4C顆粒增強Al-Zn-Mg-Cu合金復合材料。郝世明等[52]研究了熱處理參數對30%(體積分數)SiC顆粒增強2024 Al基復合材料微觀組織和力學性能的影響。結果表明，當固溶處理溫度為505 ℃時，復合材料中可溶相充分回溶，力學性能達到最佳，抗拉強度和硬度分別為242 MPa和97 HB。隨著時效時間的增加，復合材料析出棒針狀納米Al2CuMg相尺寸逐漸增大，數量增多。其中長度為100～150 nm的針狀納米析出相彌散分布于基體，有效阻止了位錯運動，使得SiC增強2024 Al基復合材料的硬度從82 HB提高到104HB。通過分析確定了最佳熱處理工藝為505 ℃固溶處理2 h-水淬-190 ℃人工時效處理7～10 h。

碳化物顆粒與鋁基體的界面結合同樣是其復合材料所要解決的關鍵問題。為此研究者對碳化物/金屬界面潤濕性和界面反應機制展開了大量研究。李云平[53]應用新型化學涂層工藝，成功地制備出了Ni涂層SiC粉末，涂覆后的SiC顆粒與基體的結合更加牢固，孔隙率更低，從而使10%(質量分數)SiC(Ni)顆粒增強鋁基復合材料在室溫的斷裂強度比相同含量SiC顆粒增強鋁基復合材料增加了2.82%，在400 ℃時增加了28.6%。左蕊[54]等研究發(fā)現添加不同含量的Si元素，可以抑制不同燒結溫度下的Al/SiC界面反應。此外，除了Si元素，Mg、Ti、Cu等合金元素也可有效改善Al/SiC的潤濕性和界面反應[55]。

除通過引入新元素改善界面問題外，還可通過控制燒結工藝控制界面反應。Wang等[56]利用SPS技術有效控制了Ti3AlC2增強純鋁基復合材料界面產物的尺寸和數量。研究結果表明，燒結溫度為620 ℃ 時，反應生成平均直徑約為79 nm的TiAl3晶須，它不僅可以增強材料間的界面結合，提升復合材料的強度(UTS=179.7 MPa)，同時還提高了材料的塑性(δ=17.5%)。當燒結溫度升高到640 ℃ 時，界面反應嚴重，生成的TiAl3晶須平均直徑長大到850 nm，它雖然顯著提升了材料強度(UTS=222.6 MPa)，但也降低了該材料的塑性(δ=9.1%)。

此外，利用物理化學方法對陶瓷顆粒進行清洗，減小金屬陶瓷體系的接觸角，也可改善陶瓷金屬體系的潤濕性，但是該工藝過程復雜且成本較高[8]。

3.1.3 氮化物

氮化物(AlN、BN、TiN等)因自身密度低、硬度高以及良好的化學穩(wěn)定性和耐磨性也常用于增強相。Sweet等[57]研究了兩種尺寸AlN顆粒增強的2系鋁合金復合材料。結果表明，AlN添加可以提高生坯強度，但由于AlN顆粒的添加降低了粉末的流動性使其壓坯密度也會隨之降低。此外研究還發(fā)現，當AlN含量>5%(體積分數)時，粗顆粒AlN增強的復合材料分散性、致密度和力學性能均優(yōu)于較細AlN顆粒增強的復合材料，其主要歸因于粗顆粒分散均勻，以及良好的燒結性和高的致密度。Reddy等[58]采用MW技術和熱擠壓技術相結合的工藝，制備了BN顆粒增強純鋁基復合材料。分析了BN顆粒含量(0.5%、1.0%、1.5%(體積分數))對復合材料力學性能的影響。結果表明，隨著BN顆粒含量的增加，材料力學性能呈上升趨勢，當含量為1.5%(體積分數)時，BN顆粒增強純鋁基復合材料力學性能達到最好。相比于熱擠壓后的純鋁，硬度、抗壓屈服強度和抗拉屈服強度分別提高了137.8%、64.1%和37.1%，但同時延展性降低了45%。其強度提升主要歸因于BN顆粒的彌散強化作用，以及良好的界面結合。但與此同時，增強體顆粒周圍產生的應力集中也導致了材料塑性的降低。

3.1.4 碳納米材料

石墨烯、GNPs及CNTs等碳納米材料均具有超高強度、 高彈性模量以及良好的導熱性能[59]，成為了最具潛力的理想增強相材料。但由于三者的比表面積大，容易發(fā)生團聚[60]，其分散性成為該類復合材料制備過程中首要解決的難題[61]。為實現其在基體中均勻分散，研究人員嘗試了多種方法，如：攪拌摩擦法[62-63]、球磨[64-65]、片狀粉末冶金法[66-67]、粉末組裝法[68]等。大量研究結果表明，粉末冶金法是制備碳納米材料增強金屬基復合材料最合適的工藝之一。

表4 不同含量石墨烯增強7055Al和CNTs增強純鋁基復合材料的力學性能 [69-71]Table 4 Mechanical properties of graphene/7055Al and CNTs/Al composites reinforced with different contents [69-71]

Tian等[69]通過SPS制備了石墨烯增強7055Al基復合材料，研究了石墨烯含量對其復合材料力學性能的影響(如表4所示)。結果表明，當石墨烯含量達到1%(質量分數)時的力學性能最好，與7055Al相比，維氏硬度從131.5HV增加到151.2HV，屈服強度和抗壓強度也分別提高了34.9%和22.1%。當含量超過1%(質量分數)時，則加劇了團聚，燒結后的石墨烯會部分轉化為石墨，反而失去了強化效果。

Guo等[70]通過SPS和高應變率熱軋技術制備了CNTs增強純鋁基復合材料，CNTs含量與復合材料的力學性能的關系見表4。結果表明，復合材料性能的提升不僅來源于CNTs自身特性，而且CNTs的加入顯著降低了系統(tǒng)的層錯能，增大了層錯密度，以此達到了CNTs和層錯的協(xié)同強化效果，從而使復合材料表現出較高的強度(378 MPa)和良好的延展性(17.1%)。而Xie等[71]為提高CNTs的清潔度和分散性，并減少塊狀雜質的數量。首先將CNTs和純鋁混合粉末進行酸化+羧化預處理，然后通過超聲分散、磁力攪拌和真空干燥等工序制備出了CNTs-Al混合粉末，最后采用粉末冶金法制備了不同含量的CNTs增強鋁基復合材料。研究發(fā)現，隨著CNTs含量的增加，鋁基復合材料的強度增加(見表4)。當CNTs含量高于1%(質量分數)時，復合材料的強度幾乎保持不變，但塑性明顯降低。當CNTs含量為0.5%(質量分數)時，它既提高了復合材料的強度(σ0.2=127.6 MPa，σb=178.1 MPa)，又保留了自身塑形(δ=19.1%)，實現了強度和韌性的兼顧。同時發(fā)現CNTs長徑比對復合材料力學性能幾乎沒有影響，進一步證實了CNTs增強鋁基復合材料的強化機制是以彌散強化為主。

綜合以上研究發(fā)現，復合材料的力學性能并非與增強相的含量成正比。適量增強相顆粒的添加即可達到良好的強化效果，而過量的添加則會使增強顆粒發(fā)生團聚，還會造成材料孔隙率的增加，導致其力學性能下降。目前增強相含量的添加還沒有量化標準，需通過實驗探究出最佳含量，發(fā)揮增強顆粒釘扎位錯，阻礙晶界、亞晶界移動協(xié)同強化作用，從而獲得綜合性能優(yōu)異的鋁基復合材料。

為進一步提升CNTs增強鋁基復合材料的力學性能，Chen等研究了T6熱處理對不同含量CNTs增強6061Al基復合材料的力學性能，其真應力-應變曲線[72]如圖5所示，CNTs增強6061Al基復合材料經過T6熱處理后的力學性能顯著提升，這歸因于多種機制的協(xié)同強化，如沉淀強化、晶粒細化強化、CNTs的載荷傳遞行為，尤其是CNTs誘導的背應力強化和應變硬化。

Li等[73]研究了退火溫度對粉末冶金法制備的2.0%(質量分數)GNPs增強1060Al基復合材料微觀組織、力學性能(如表5)和斷裂行為的影響。研究表明，高溫退火過程中晶粒長大和位錯密度降低導致退火后材料強度明顯下降。此外，退火態(tài)材料隨著退火溫度的升高，強度呈現增加趨勢，這主要歸因于隨著退火溫度的提高，GNPs與1060Al之間的界面結合強度提升，進而提高了復合材料的強度。研究者還定量分析了不同界面反應狀態(tài)下的強化效率，為優(yōu)化界面控制，制備高性能GNPs增強鋁基復合材料提供了新的思路。

圖5 CNTs增強6061Al基復合材料熱處理前后真應力-應變曲線[72]Fig.5 True stress-strain curves of CNTs/6061 Al composite before and after heat treatment[72]

表5 1060Al和GNPs增強1060Al基復合材料在不同退火溫度下的屈服強度、極限抗拉強度和伸長率[73]

3.2 金屬顆粒增強相

為不斷提升鋁基復合材料的結構和功能特性，準晶、非晶合金、高熵合金等金屬顆粒以其獨特的顯微組織結構以及優(yōu)異的力學特性，成為增強相的新寵。金屬顆粒增強相比非金屬顆粒界面潤濕性好，結合強度高，但仍存在穩(wěn)定性差，燒結溫度受限，成本高昂等問題，目前相關研究還處于探索階段，主要集中在制備工藝、成分設計和力學性能上，相關強化機制有待于進一步探究[21]。

3.2.1 準晶增強相

準晶(QC)是不同于晶體與非晶體的凝聚態(tài)物質，具有高硬度和良好的耐磨、耐腐蝕性。但由于其固有脆性，目前尚不能作為基礎結構材料，常利用其與軟基體復合，從而達到強化作用。其中以Al-Cu-Fe準晶合金作為增強相的研究較多，主要由于它無毒、價格低廉易于獲取。Shadangi等[74]通過機械研磨(MM)和SPS工藝制備了40%(體積分數)的Al62.5Cu25Fe12.5準晶增強6082Al基復合材料。實驗結果表明，QC和基體的界面反應生成了金屬間化合物Al2Cu，它不僅可以細化晶粒，還能有效抑制界面裂紋的形成，通過直接強化和間接強化兩種方式顯著提高了復合材料的力學性能(σs=519 MPa,σb=639 MPa)，比Lityńska-Dobrzyńska[75]采用真空熱壓法制備的60%(質量分數)Al65Cu20Fe15霧化粉末增強鋁基復合材料壓縮屈服強度和抗壓強度分別提升了69%和75%。

Qi等[76]采用熱壓法制備了Al65Cu20Cr15準晶顆粒增強純鋁基復合材料，發(fā)現材料硬度隨著增強顆粒體積分數的增加而增加，當Al65Cu20Cr15準晶含量達到25%(體積分數)時，硬度達到最大值(1200HV)，當含量繼續(xù)增大時，QC顆粒在基體中的分布逐漸變得不均勻，導致硬度有所下降。此外，研究還發(fā)現熱壓溫度的選擇與調控對基體與增強相間的界面反應起著關鍵性作用，當熱壓溫度達到700 ℃時析出相為Al2Cu，硬度達到最大。其強化機制歸結為QC顆粒對鋁基體的強化作用以及基體中析出物的彌散強化作用。

3.2.2 高熵合金增強相

高熵合金(HEA)是由五種或五種以上元素按等原子或近等原子比構成的固溶體合金，其良好的熱穩(wěn)定性、導熱性和高強度等優(yōu)異性能[77]，成為材料研究者們關注的熱點，以此為增強相的鋁基復合材料的研究也日益增多。

Wang等[78]通過機械合金化制備了不同含量FeNiCrCoAl3-2024Al混合粉末，然后采用熱壓和熱擠壓相結合的方法對其進行固結。研究表明，球磨有助于細化晶粒，當基體中加入70%(質量分數)球磨后的含40%(質量分數)FeNiCrCoAl3-2024Al混合粉末時，復合材料的抗壓強度最好，可達710 MPa，是未球磨2024Al強度的2倍，但塑性明顯下降，其主要歸因于FeNiCrCoAl3高熵合金顆粒以及Al2Cu、Al3Fe等第二相的形成提升了基體材料強度，但同時Al3Fe相屬于硬脆相，在提升強度的同時會造成塑性大幅度的降低。Yuan等[79]同樣以2024Al為基體，通過SPS制備了CoCrFeMnNi增強2024Al基復合材料，并對其微觀結構進行了分析，發(fā)現復合材料由基體、互擴散層(ID)(如圖6所示)和HEA顆粒組成。在局域高溫下，ID層將受到增強顆粒擴散反應的影響，將擴散層分為元素分布不同的內外兩層，這與元素的擴散系數和擴散方式有關。同時由于顆粒增強和ID層的存在，復合材料硬度(131HV)相比于基體材料提高了63.7%。

圖6 CoCrFeMnNi/2024Al復合材料的SEM圖像[79]Fig.6 SEM image of CoCrFeMnNi/2024Al composite[79]

表6 不同體積分數CuZrNiAlTiW高熵合金顆粒增強純鋁基復合材料的力學性能[80]

Wang等[80]通過機械合金化獲得了體心立方高熵合金CuZrNiAlTiW顆粒，采用SPS技術制備了不同含量CuZrNiAlTiW增強純鋁基復合材料。通過XRD、FESEM和EDS分析發(fā)現CuZrNiAlTiW原位生成了有序體心立方固溶體相(B2)和WAl12相，并進一步探究了析出相的尺寸、含量及其分布等對復合材料力學性能的影響(如表6所示)。結果表明，隨著增強相含量的增加，復合材料硬度隨之升高，其中當CuZrNiAlTiW的含量為10%(體積分數)時，發(fā)現了明顯的核殼結構，有效地提高了復合材料的力學性能(σs=258 MPa，δ=7.23%)。當CuZrNiAlTiW的含量增加到20%(體積分數)時，該復合材料的斷裂強度可達544 MPa，約為純鋁基體的5倍，這主要因為Al基體中CuZrNiAlTiW體心立方顆粒的析出量增多，尺寸和分布也更加均勻，進一步提高了復合材料的強度。當CuZrNiAlTiW的含量為30%(體積分數)時，復合材料的平均顯微硬度達到331HV，約為純鋁(34HV)的10倍，這歸因于富集NiAl的B2相和WAl12相的原位析出強化以及較大的晶格畸變。

Yuan等[81]系統(tǒng)研究了不同熱處理條件對Al0.6CoCrFeNi高熵合金顆粒增強5052Al基復合材料界面及力學性能的影響。研究表明，復合材料經過熱處理后，高熵合金顆粒的原子會發(fā)生不同程度的擴散形成核殼結構的界面層如圖7所示。由圖7(c)-(e)可知，在500 ℃熱處理條件下，界面擴散層的厚度隨著保溫時間的延長而增加，其中保溫12h所形成的不連續(xù)界面擴散層的復合材料硬度(178HV0.05)明顯高于保溫24h所形成的完整界面層硬度(155HV0.05)，其原因在于不連續(xù)界面擴散層比完整界面擴散層更容易阻礙位錯運動，導致位錯累積和應力集中，從而明顯提高復合材料的硬度。而隨著熱處理溫度的升高，界面擴散層增厚，復合材料硬度增加。在500 ℃以下熱處理時，溫度低，沒有達到原子擴散激活能，界面反應較弱，使得界面結合程度差，從而導致復合材料硬度降低。綜合以上研究結果可通過優(yōu)化熱處理工藝，獲得合適的擴散層厚度以提升復合材料的綜合性能。此外，研究者[82]還發(fā)現雙相HEA與單一面心立方和體心立方HEA相比兼有高強度和良好塑性，是一種理想的顆粒增強相候選材料。

3.2.3 非晶顆粒增強

非晶合金結構類似于玻璃無固定形態(tài)，內部沒有位錯、層錯、晶界等晶體缺陷，但其塑性太差，阻礙了非晶合金在工程材料領域的應用發(fā)展，研究者發(fā)現將非晶合金作為增強相加入到鋁基體中，可以得到綜合性能優(yōu)異的復合材料[83]。

非晶顆粒在Tg-Tx溫度范圍內(Tg：玻璃轉變溫度，Tx：晶化溫度)會表現出粘滯行為，在此區(qū)間壓制可以形成低孔隙率或零孔隙率的復合材料。周翔等[84]采用接近Tx附近的燒結溫度進行無壓燒結-熱壓工藝制備了Al70Ni17Ti13非晶顆粒增強純鋁基復合材料，研究了增強相含量對純鋁基復合材料力學性能的影響(如表7所示)。結果表明，隨著非晶顆粒含量的增加，復合材料硬度逐漸增大，當Al70Ni17Ti13含量達到20%(體積分數)時，硬度由純鋁的46HV0.01提高到197.5HV0.01。而抗拉強度呈現先增大再減小的趨勢，主要因為隨著非晶顆粒體積分數的增加，顆粒團聚增多，脫落現象明顯，導致復合材料塑性降低，并且材料的斷裂方式也逐漸由韌性斷裂轉變?yōu)榇嘈詳嗔?。當非晶粉末含量?0%(體積分數)時，抗拉強度達到最大值196.6 MPa，相比純鋁抗拉強度性能提升了113%。

圖7 不同熱處理條件下Al0.6CoCrFeNi/5052Al復合材料的金相圖像：(a)原始樣品; (b) 350 ℃+ 24 h; (c) 500 ℃+ 12 h; (d) 500 ℃+ 24 h; (e) 500 ℃+48 h; (f) 600 ℃+ 24 h[81]Fig.7 Metallographic images of Al0.6CoCrFeNi/5052Al composites under different heat treatment conditions: (a) original sample; (b) 350 ℃+ 24 h; (c) 500 ℃+ 12 h; (d) 500 ℃+ 24 h; (e) 500 ℃+48 h; (f) 600 ℃+ 24 h[81]

表7 不同非晶合金顆粒增強純鋁基復合材料的力學性能[84-85]Table 7 Mechanical properties of pure aluminum matrix composites reinforced by different amorphous alloy particles[84-85]

*由于設備的限制，壓縮試驗在45%～50%的應變下停止。報告的抗壓強度(UCS)值為45%～50%應變。

Jayalakshmi等[85]采用微波輔助快速燒結和熱擠壓工藝制備了不同含量的Ni60Nb40非晶顆粒增強純鋁基復合材料，實現了不改變非晶增強性質的有效合成，并且保證了增強相均勻分布的同時無界面反應的產生。所制備的復合材料的硬度和抗壓強度(見表7)隨Ni60Nb40含量的增加而增加，當Ni60Nb40含量達到25%(體積分數)時，復合材料的抗拉強度顯著提高了60%，其主要原因在于Ni60Nb40自身高硬度和高強度。

上述工作對金屬增強顆粒的含量、界面結合、加工工藝與力學性能的關系做了深入探討，其中含量對復合材料力學性能的影響規(guī)律與非金屬顆粒增強相吻合，并且界面問題也得到了較好的解決，這主要歸因于以下兩點：(1)金屬與金屬表面更容易通過金屬鍵結合；(2)鋁基體化學性質活潑，高溫下易與金屬顆粒增強相發(fā)生原位反應生成金屬間化合物，從而形成穩(wěn)定的冶金結合。同時，金屬間化合物的形成也起到了二次增強作用。然而，金屬顆粒增強鋁基復合材料也存在諸如非晶顆粒穩(wěn)定性差，燒結溫度受限，QC顆粒種類眾多但多有毒性，高熵合金顆粒成分體系受限、價格昂貴等問題，在一定范圍內限制了金屬顆粒增強鋁基復合材料的制備、應用與發(fā)展。

3.3 混合顆粒協(xié)同增強

單一顆粒增強相在提升復合材料強度的同時，往往伴隨著其塑韌性的大幅降低。為了能夠兼顧這兩方面性能，材料研究者們將目光投放到混合顆粒協(xié)同增強方式上，利用多種增強相的協(xié)同作用更好地提高材料的綜合性能[86]。

表8 Al2O3含量對Al2O3-CNTs增強純鋁基復合材料硬度和壓縮性能的影響[87]Table 8 Effect of Al2O3 content on hardness and compressive properties of Al2O3-CNTs/Al composites[87]

楊旭東等[87]采用粉末冶金與熱擠壓工藝相結合的方法制備了CNTs -Al2O3混合顆粒增強純鋁基復合材料。研究者首先利用原位化學氣相沉積法解決了CNTs團聚問題，然后研究了球磨時間以及Al2O3含量對復合材料力學性能的影響(如表8)。研究結果表明，球磨可以改善增強顆粒在基體中的分散性，其中球磨3h時，CNTs和Al2O3顆粒在基體中均勻分散。當CNTs的含量一定時，通過加入不同含量Al2O3顆粒，分析得到CNTs(1.5%)-Al2O3(4%)(質量分數)增強純鋁基復合材料力學性能最好(硬度為112.1HV，屈服強度為416 MPa)，其硬度和強度分別是純鋁的2.8倍和4.5倍。然而，最佳的兩相含量及其協(xié)同強化機制仍有待進一步探索。

Tang等[88]利用粉末冶金法制備了SiC-不銹鋼混合顆粒增強6061Al基復合材料，為提升復合材料的綜合力學性能。研究者考察了不同時效條件對復合材料力學性能的影響，并分析了該復合材料的變形機制。結果表明，在180 ℃時效6h后，增強相含量為9% SiC-6%(質量分數)不銹鋼顆粒增強的復合材料力學性能達到最佳(σb=346 MPa，δ=17.8%)，相比于SiC增強純鋁基復合材料伸長率提升了12%。通過斷口形貌分析得出SiC顆粒增強純鋁基復合材料形變后界面附近出現高位錯密度導致過早斷裂，而混合協(xié)同增強鋁基復合材料載荷能有效傳遞到不銹鋼顆粒上，進而提高了延展性。

表9 不同混合協(xié)同增強鋁基復合材料的力學性能[89-90]Table 9 Mechanical properties of aluminum matrix composites reinforced by different mixtures[89-90]

Khan等[89]采用SPS技術分別制備了0.1%(質量分數)GNPs和1.0%(質量分數)B4C單一增強鋁基復合材料以及0.1%(質量分數)GNPs-1.0%(質量分數)B4C混合協(xié)同增強鋁基復合材料，并比較了所制備樣品在不同條件下的力學性能(如表9)。結果表明，隨著GNPs和B4C的加入，單一增強材料和混合協(xié)同增強材料的硬度相比于制備態(tài)6061Al分別提升了18%、27%和33%。在T6狀態(tài)下，硬度分別提高63%、80%和84%。拉伸測試結果與硬度測試結果一致，6061Al和復合材料都具有優(yōu)異的延展性。在T6條件下，GNPs-B4C增強6061Al基復合材料的強度最高(σs=252 MPa，σb=292 MPa)。通過微觀結構觀察分析，揭示了材料硬度提升的主要原因為GNPs被包裹錨定在晶界處，限制了基體晶粒長大，而強度的提升歸功于GNPs和B4C顆粒的協(xié)同作用極大地限制了變形抗力和裂紋擴展。

Sha等[90]提出了一種新的方法(超聲分散+磁力攪拌-球磨-膠體(加入羥乙基纖維水溶液)-除膠-生坯)制備納米SiC顆粒(SiCnp)和碳纖維(Cf)協(xié)同增強純鋁基復合材料(如圖8所示)，該方法不僅能夠將SiCnp和Cf均勻地引入基體中，還保證了Cf在制備過程中的完整性。力學性能測試(表9)表明，SiCnp-Cf增強純鋁基復合材料的維氏硬度為60.1HV，抗拉強度為1 71.7 MPa。與單一SiCnp增強純鋁基復合材料相比，SiCnp-Cf增強純鋁基復合材料的抗拉強度和維氏硬度分別提高了72%和88%。其中SiCnp-Cf增強純鋁基復合材料硬度的提高，可歸因于SiCnp與Cf的協(xié)同作用提高了材料的變形抗力。

圖8 SiCnp-Cf增強純鋁基復合材料的制備工藝示意圖[90]Fig.8 Illustration of the fabrication process for the SiCnp-Cf/Al composites[90]

此外，通過同種顆粒不同粒徑混合的方式，也可達到協(xié)同強化的目的。一般情況下微米顆粒能顯著提高鋁基復合材料強度、硬度和耐磨性，但塑韌性卻大幅下降，而納米顆粒在提高強度的同時能夠保持較好的塑韌性，但納米顆粒的表面能大、易團聚，制備高含量的納米顆粒增強鋁基復合材料比較困難[91]。Liu等[92]通過SPS技術制備了微米-納米B4C顆粒增強6061Al基復合材料，并對其進行擠壓、軋制和熱處理，對比分析了不同狀態(tài)下復合材料的力學性能。研究表明，軋制態(tài)復合材料由于晶粒細化以及納米B4C顆粒在基體中的均勻分布，使其維氏硬度和抗拉強度均達到最佳，比未軋制的復合材料分別提高了40% 和72%，且材料的塑性幾乎保持不變。

上述混合協(xié)同增強鋁基復合材料主要通過選擇多種增強顆?；虿煌皆鰪婎w粒來彌補單一增強相的不足，混合顆粒增強相的含量，兩者之間的定量比例關系等仍缺乏理論支撐，其協(xié)同強化機制仍有待深入探討。

4 結 語

粉末冶金法制備顆粒增強鋁基復合材料具有獨特的優(yōu)勢，在航空航天、國防、交通運輸等領域占有舉足輕重的地位，但仍存在致密度低、工藝相對復雜、成本高等不足。針對這一現狀，總結了粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料的成型和燒結工藝，分析歸納了不同增強顆粒對鋁基復合材料微觀組織、界面結構及力學行為的影響規(guī)律及強化機制。目前顆粒增強鋁基復合材料多以陶瓷顆粒為主，且日趨成熟，并初步運用于現代工程中。而金屬顆粒增強及混合顆粒協(xié)同增強鋁基復合材料尚處在初步探索階段，其界面反應控制與優(yōu)化及協(xié)同強化機制仍需進一步開展。目前，解決粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料顆粒分布均勻化、微觀組織可控化，界面結合強韌化仍是制備高性能鋁基復合材料的技術焦點和關鍵所在。

未來發(fā)展粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料可從以下幾個方面開展：在粉末成型和燒結機制方面，針對鋁及其合金粉末的特點，探尋提高壓坯致密度、材料純凈度以及快速、高效的成型和燒結工藝仍是未來重要的研究和發(fā)展方向。

在顆粒增強相方面，不斷探索新型輕質、高潤濕性顆粒增強相，兼顧復合材料的強韌性。加強顆粒增強相與基體界面理論研究，探討增強相顆粒的尺寸、含量以及多組元的加入對界面潤濕性、界面結構、界面結合機制及界面穩(wěn)定性的影響，以及在冷變形和熱加工過程中界面結構的變化及與基體的交互作用，清晰認識制備過程中復合材料界面微觀組織的形成、演化規(guī)律，建立和完善顆粒增強鋁基復合材料設計理論、協(xié)同強化理論，為其在工程領域的廣泛應用奠定基礎。

在顆粒增強鋁基復合材料性能方面，進一步開展顆粒增強復合材料力學性能及計算機模擬研究，更好地預測復合材料的組織與性能的關系，建立顆粒增強鋁基復合材料力學性能專用數據庫，為實際應用提供指導依據。開展粉末冶金顆粒增強鋁基復合材料機加工、焊接以及功能特性(如導電、傳熱性)研究，拓展復合材料的應用范圍。同時還應控制好鋁基復合材料的回收以及生產廢物的排放，做到經濟、綠色和環(huán)境協(xié)調發(fā)展。