鄭思婷，趙 蕾，郭 強(qiáng)

(上海交通大學(xué) 金屬基復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

1 前 言

向超細(xì)晶/納米晶金屬基體中引入納米顆粒(陶瓷、非晶)或納米碳材料(碳納米管、石墨烯及其衍生物)形成的金屬基納米復(fù)合材料(metal matrix nanocomposites, MMNCs)由于具有優(yōu)異的綜合力學(xué)和功能特性，受到了研究者的廣泛關(guān)注[1-5]。然而，與傳統(tǒng)金屬基復(fù)合材料(metal matrix composites，MMCs)的發(fā)展瓶頸相似，超細(xì)晶/納米晶基體有限的加工硬化能力，以及界面附近的應(yīng)變局域化導(dǎo)致了MMNCs強(qiáng)度的提高通常伴隨著均勻延伸率的下降，即存在強(qiáng)度-塑(韌)性倒置關(guān)系，很大程度上制約了其進(jìn)一步的發(fā)展與應(yīng)用[6-8]。復(fù)合構(gòu)型化(即不改變基體和增強(qiáng)體成分，僅僅改變基體和增強(qiáng)體的尺寸和空間分布)是解決MMNCs強(qiáng)韌化矛盾、提升其綜合性能的有效途徑[9-12]。納米疊層結(jié)構(gòu)是自然界硬質(zhì)生物材料廣泛采用的復(fù)合構(gòu)型。通過組分相的納米尺度，疊層構(gòu)型提供的幾何約束效應(yīng)，以及各種內(nèi)在和外在韌化機(jī)制，能夠破解強(qiáng)韌性倒置的難題[13, 14]。受此啟發(fā)，研究者們開發(fā)了具有優(yōu)異力學(xué)性能的金屬-陶瓷[15]、金屬-非晶[16]、金屬-納米碳[17]等納米疊層金屬基復(fù)合材料(nano-laminated metal matrix composites, NLMMCs)。

對(duì)于傳統(tǒng)單一均勻的MMCs，研究者通常采用宏觀的單軸拉伸[18]、壓縮[19]和三點(diǎn)彎曲[20]等測(cè)試方法表征復(fù)合材料的力學(xué)性能，并結(jié)合斷口的形貌來推測(cè)復(fù)合材料的強(qiáng)韌化機(jī)制[21]。然而，相比于傳統(tǒng)的MMCs,NLMMCs中復(fù)合界面占比顯著增加，界面在其強(qiáng)化、變形和斷裂過程中發(fā)揮了極為重要的作用，上述宏觀力學(xué)測(cè)試方法很難準(zhǔn)確地評(píng)價(jià)界面對(duì)NLMMCs強(qiáng)韌化機(jī)制的影響。另外，部分NLMMCs以薄膜的形式存在，宏觀的力學(xué)測(cè)試方法難以對(duì)其性能開展研究。近年來發(fā)展起來的微納力學(xué)測(cè)試方法(如納米壓痕[22]、微柱壓縮與拉伸[23-25]、微懸臂梁彎曲[26])結(jié)合精確“定點(diǎn)”(site-specific)的透射電子顯微鏡(transmission electron microscope, TEM)分析[27]，為研究NLMMCs的力學(xué)性能、探索其強(qiáng)韌化機(jī)制提供了新思路和新方法，尤其是其滿足了納米疊層金屬基復(fù)合薄膜材料力學(xué)行為研究的需求[28, 29]。特別地，掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope, SEM)和TEM中的原位微納力學(xué)測(cè)試方法可以實(shí)時(shí)獲得材料變形過程中的力學(xué)性能數(shù)據(jù)和顯微結(jié)構(gòu)變化，更加準(zhǔn)確地闡釋界面-結(jié)構(gòu)-性能關(guān)系，為NLMMCs性能優(yōu)化設(shè)計(jì)提供了強(qiáng)有力的支撐。因此，本文重點(diǎn)綜述近年來NLMMCs的制備工藝，并聚焦于微納力學(xué)方法探究NLMMCs的強(qiáng)韌化和變形機(jī)制的研究新進(jìn)展，最后展望NLMMCs的發(fā)展趨勢(shì)和其面臨的挑戰(zhàn)。

2 納米疊層金屬基復(fù)合材料的制備方法

2.1 磁控濺射法

磁控濺射法是目前金屬-陶瓷、金屬-非晶型NLMMCs最常使用的制備方法，其制備原理如圖1a所示[29]：在電場(chǎng)作用下，工作氣體氬氣(Ar)發(fā)生電離，離子化氣體進(jìn)入暗空間鞘層(靠近靶材的較薄區(qū)域)時(shí)會(huì)因電壓降而強(qiáng)烈加速，之后以很高的速度撞擊目標(biāo)靶材，使原子、分子或原子團(tuán)簇從靶材表面濺射出來。這些濺射出的靶材粒子沉積在基板表面，形成薄膜。在制備過程中，通過調(diào)節(jié)電源功率、沉積速率和擋板閉合時(shí)間等工藝參數(shù)交替濺射2種不同材料，可以獲得所需層厚和層厚比的金屬-陶瓷和金屬-非晶納米疊層復(fù)合薄膜，如圖1b和1c中的Cu-非晶CuZr[30]和Al-SiC[31]納米疊層復(fù)合薄膜所示。磁控濺射法具有沉積溫度低、組元成分和厚度易控制、成膜質(zhì)量好等優(yōu)點(diǎn)，但濺射速率低的缺點(diǎn)限制了其在宏量化制備方面的應(yīng)用，故常用于制備薄膜和模型材料。

圖1 磁控濺射法制備疊層薄膜的示意圖(a)[29]，Cu-非晶CuZr納米疊層薄膜(插圖為Cu的選區(qū)電子衍射圖譜)(b)[30]和Al-SiC納米疊層薄膜(c)的TEM照片[31]Fig.1 Schematic diagram of the fabrication of one layer film using magnetron sputtering (a)[29], TEM image of Cu-amorphous CuZr nanolaminates (the inset is selective area electron diffraction image of Cu) (b)[30] and Al-SiC nanolaminates (c)[31]

2.2 逐層累積法

Kim等[32]采用納米級(jí)金屬層和單層石墨烯逐層累積組裝的方法制備了具有納米疊層結(jié)構(gòu)的石墨烯增強(qiáng)銅基和鎳基復(fù)合材料薄膜，制備過程如圖2所示。首先，采用化學(xué)氣相沉積(CVD)方法在銅箔上生長出高質(zhì)量的單層石墨烯，并通過濕法轉(zhuǎn)移過程(聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)旋涂以及銅箔刻蝕等)將石墨烯轉(zhuǎn)移到通過真空蒸鍍法沉積的金屬(銅或鎳)薄膜上；然后，通過多次循環(huán)金屬納米層沉積和石墨烯轉(zhuǎn)移過程，制備出金屬-石墨烯納米疊層復(fù)合材料薄膜。在薄膜制備過程中，石墨烯的CVD生長和轉(zhuǎn)移過程需要嚴(yán)格控制工藝參數(shù)，以免產(chǎn)生表面缺陷和殘留有機(jī)污染物，降低復(fù)合材料的力學(xué)和物理性能。該制備方法通用性強(qiáng)，適合制備模型材料以研究石墨烯增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料中的界面效應(yīng)、強(qiáng)化和變形機(jī)制、內(nèi)外尺寸效應(yīng)等基礎(chǔ)性科學(xué)問題。

圖2 逐層累積法制備納米疊層石墨烯增強(qiáng)銅基和鎳基復(fù)合材料的制備路線圖[32]Fig.2 Fabrication process of graphene reinforced Cu- and Ni- matrix nanolaminated composites based on the layer-by-layer approach[32]

在此基礎(chǔ)上，Yang等[33]采用輥間(roll-to-roll，R2R)CVD法累積多層Cu-石墨烯復(fù)合薄膜，并結(jié)合熱等靜壓(hot isostatic pressing, HIP)技術(shù)(圖3)制備了石墨烯層數(shù)可控且平行分布的石墨烯增強(qiáng)Cu基復(fù)合材料。這種方法的優(yōu)點(diǎn)是易于實(shí)現(xiàn)NLMMCs中石墨烯大面積、高覆蓋率和高度平行取向分布。同時(shí)，通過調(diào)整石墨烯生長參數(shù)可精確控制石墨烯的結(jié)晶度和層數(shù)。

圖3 輥間累積化學(xué)氣相沉積法結(jié)合熱等靜壓法制備石墨烯-Cu納米疊層復(fù)合材料塊體的示意圖[33]Fig.3 Schematic diagram of the fabrication process of graphene-Cu nano-laminated bulk composites via Roll-to-Roll CVD combined with hot isostatic pressing (HIP)[33]

2.3 片狀粉末冶金法

啟迪于自然界中貝殼珍珠層的“磚砌”結(jié)構(gòu)，作者課題組開發(fā)了片狀粉末冶金(flake powder metallurgy, FPM)工藝，制備了多壁碳納米管(multi-walled carbon nanotubes, MWCNTs)-Al磚砌結(jié)構(gòu)納米疊層復(fù)合材料塊體，獲得了優(yōu)異的強(qiáng)韌性[34, 35]。典型的片狀粉末冶金工藝如圖4所示：首先，通過球磨獲得納米厚度的片狀A(yù)l粉末，并對(duì)其表面進(jìn)行聚乙烯醇(PVA)溶液包覆，同時(shí)在分散劑的輔助下對(duì)MWCNTs團(tuán)簇進(jìn)行超聲分散形成均勻的MWCNTs分散液；然后，將片狀A(yù)l粉與MWCNTs分散液均勻混合，使得MWCNTs均勻吸附到Al片表面；最后通過冷壓、燒結(jié)和熱擠壓等致密化過程，獲得MWCNTs-Al納米疊層復(fù)合材料塊體。

圖4 片狀粉末冶金(FPM)法制備MWCNTs-Al納米疊層復(fù)合材料示意圖[34]Fig.4 Fabrication process for MWCNTs-Al nanolaminated composites by the flake powder metallurgy (FPM) method[34]

在此基礎(chǔ)上，作者課題組進(jìn)一步改進(jìn)了FPM工藝，制備了具有納米疊層結(jié)構(gòu)的石墨烯-Al[17, 36-39]、石墨烯-Cu[40-42]、單壁碳納米管(single-walled carbon nanotubes, SWCNTs)-Al復(fù)合材料[43]。該制備工藝過程中，納米碳材料沒有經(jīng)過高能球磨，因此制備的復(fù)合材料可以保持納米碳材料結(jié)構(gòu)的完整性。另外，此方法通用性強(qiáng)，適合于大規(guī)模制備復(fù)合材料塊體。

2.4 共沉積法

共沉積法是將納米碳材料分散到金屬材料中的有效方法，主要包括物理噴涂沉積法和電化學(xué)沉積法。例如，Meng等[44]通過把均勻分散的石墨烯溶液以一定的壓力噴涂到酸洗的Mg箔片表面獲得復(fù)合單元，然后將復(fù)合單元層層堆疊，通過后續(xù)的熱壓和熱軋工藝制備了石墨烯-Mg疊層復(fù)合材料。該方法通過控制噴涂時(shí)間可以控制石墨烯的體積分?jǐn)?shù)。

電化學(xué)沉積工藝中，在陰極與陽極之間施加的電流(直流、脈沖或脈沖反向電流)作用下，通過電解液中金屬離子(Cu2+、Ni2+等)的還原作用，將金屬膜沉積在陰極(鍍有納米碳的金屬箔)表面上，并形成疊層結(jié)構(gòu)[45]。該方法操作簡(jiǎn)單，但納米碳與金屬是非共價(jià)鍵結(jié)合，界面結(jié)合強(qiáng)度較弱。此外，未經(jīng)處理的CNTs具有疏水性，使得金屬鹽很難穿透CNTs之間的縫隙，從而會(huì)在沉積層內(nèi)形成缺陷[12]。另外，Kang等[46]將選擇性浸涂(selective dip-coating)和電沉積技術(shù)相結(jié)合，制備了MWCNTs-Cu疊層復(fù)合材料。首先，采用陰離子表面活性劑(SDS)對(duì)MWCNTs進(jìn)行表面官能團(tuán)化，獲得帶負(fù)電的MWCNTs溶液；然后把基體浸入MWCNTs溶液中后以3 mm/min的速度取出；最后，在酸性電解液中電沉積Cu層。由于電解液中的Cu2+與帶負(fù)電荷的官能團(tuán)化MWCNTs層之間的電荷吸引作用，Cu層電沉積在MWCNTs層表面，并填充了MWCNTs層的間隙；多次循環(huán)浸涂和電沉積過程，最終形成疊層結(jié)構(gòu)Cu-MWCNTs復(fù)合材料。

2.5 累積疊軋法

累積疊軋(accumulative roll-bonding, ARB)法是將表面經(jīng)過處理、尺寸相等的2塊薄板材料在一定溫度下疊軋并使其自動(dòng)焊合，然后反復(fù)疊片、軋制獲得疊層復(fù)合材料的工藝。ARB后材料微觀結(jié)構(gòu)細(xì)化，力學(xué)性能得到大幅度提升。例如，Yao等[47]以銅和石墨為原料，在室溫下通過ARB工藝循環(huán)30次(每次循環(huán)厚度減少50%)制備Cu-石墨烯疊層復(fù)合材料，如圖5所示。該研究表明，ARB能把原始的石墨轉(zhuǎn)化為僅有5層的石墨烯，且在Cu基體中良好分散，從而獲得了高的硬度和電導(dǎo)率。

圖5 累積疊軋法制備石墨烯-銅納米疊層復(fù)合材料的示意圖[47]Fig.5 Schematic diagram of the fabrication process for graphene-Cu nanolaminated composites via accumulative roll-bonding(ARB)process[47]

3 納米疊層金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)韌化機(jī)制

3.1 納米疊層金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制

3.1.1 界面結(jié)構(gòu)特性及其對(duì)NLMMCs強(qiáng)化機(jī)制的影響

納米疊層結(jié)構(gòu)的金屬及其復(fù)合材料含有高密度的異質(zhì)界面，這些界面通常作為位錯(cuò)形核源、位錯(cuò)湮滅阱、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙和位錯(cuò)存儲(chǔ)和反應(yīng)的擇優(yōu)位點(diǎn)[48]，進(jìn)而顯著影響材料的力學(xué)行為。對(duì)于金屬-金屬納米疊層材料，其界面結(jié)構(gòu)包括共格界面、半共格界面和非共格界面[49]，如圖6所示。共格界面中界面上下的2種材料具有相同的晶體學(xué)結(jié)構(gòu)和較小的晶格失配(通常為百分之幾的量級(jí))。由于較小的晶格失配導(dǎo)致界面具有高的共格應(yīng)力，阻礙了位錯(cuò)穿過界面轉(zhuǎn)移至相鄰層，從而提高了材料強(qiáng)度。對(duì)于半共格界面，相鄰兩層之間存在較大的晶格失配，從而導(dǎo)致界面具有相對(duì)較低的抗剪強(qiáng)度。為了減少晶格畸變，在半共格界面上通常會(huì)產(chǎn)生失配位錯(cuò)[50]。界面通過剪切以響應(yīng)失配位錯(cuò)的應(yīng)力場(chǎng)，并吸引位錯(cuò)至界面處。半共格界面成為位錯(cuò)滑移傳輸?shù)恼系K，從而實(shí)現(xiàn)材料的強(qiáng)化。而非共格界面是指相鄰兩層的界面由不同的晶體結(jié)構(gòu)組成，其具有相對(duì)較大的晶格失配。在這種界面上，相鄰層的滑移系統(tǒng)之間沒有連續(xù)性，其具有較低的抗剪強(qiáng)度，使得位錯(cuò)核沿界面擴(kuò)展，被界面吸收，阻礙了滑移傳遞至相鄰層，從而使材料獲得了高強(qiáng)度[51, 52]。金屬-金屬納米疊層材料界面結(jié)構(gòu)對(duì)強(qiáng)化機(jī)制的影響詳見綜述論文[48, 50, 53, 54]。

圖6 金屬-金屬納米疊層材料的3種界面結(jié)構(gòu)示意圖[49]Fig.6 Schematic illustration of the three kinds of interface structures in metal-metal nanolaminates[49]

金屬-陶瓷(主要指晶體陶瓷)型NLMMCs的界面結(jié)構(gòu)類似于金屬-金屬非共格界面，其界面強(qiáng)化機(jī)制也與之相似。對(duì)于金屬-非晶(包括金屬玻璃、非晶陶瓷和C或Si族元素玻璃)型NLMMCs，其金屬-非晶界面(crystalline-amorphous interfaces, CAIs)由基于位錯(cuò)調(diào)控塑性變形的金屬層和基于剪切過渡區(qū)(shear transition zones, STZs)或剪切帶(shear bands, SBs)調(diào)節(jié)塑性變形的非晶層組成[48]。CAIs中很容易形成剪切滑移，導(dǎo)致材料的屈服強(qiáng)度降低；此外，CAIs也是加載過程中位錯(cuò)形核和位錯(cuò)發(fā)射的擇優(yōu)位點(diǎn)[55]。對(duì)于金屬-納米碳型NLMMCs，其界面結(jié)構(gòu)也類似于非共格界面，該類復(fù)合材料強(qiáng)度的提高主要來自于載荷從基體到納米碳的跨界面?zhèn)鬟f、納米碳抑制基體晶粒生長引起的細(xì)晶強(qiáng)化，以及納米碳通過界面阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)引起的位錯(cuò)強(qiáng)化和背應(yīng)力強(qiáng)化[56, 57]。結(jié)合強(qiáng)度大小合適的界面才能有效傳遞載荷并抑制材料發(fā)生破壞性變形[58]。然而，通常由于大的表面能差異和低潤濕性，納米碳材料與金屬基體之間形成弱的范德華力或機(jī)械結(jié)合[59]，使納米碳層的承載強(qiáng)化未能充分發(fā)揮。研究者們通過形成強(qiáng)共價(jià)鍵[60, 61]、表面金屬化[62]和界面反應(yīng)[63]等方法，解決界面不相容和潤濕性差的問題，形成具有高結(jié)合強(qiáng)度的界面，從而顯著提高界面強(qiáng)度，進(jìn)一步提高材料強(qiáng)度。

3.1.2 內(nèi)在特征尺寸對(duì)NLMMCs強(qiáng)化機(jī)制的影響

隨著微納力學(xué)測(cè)試方法的快速發(fā)展，納米疊層金屬及其復(fù)合材料的力學(xué)行為得以深入研究。除了各組分材料的本征強(qiáng)度以外，各組分的內(nèi)在特征尺度也顯著地影響納米疊層金屬及其復(fù)合材料的強(qiáng)度[64-68]。類似于金屬-金屬納米疊層材料，NLMMCs的強(qiáng)度隨軟相金屬層厚度的變化規(guī)律可以用以下3種強(qiáng)化機(jī)制來描述。當(dāng)金屬層厚度h相對(duì)較大(亞微米到微米尺度)時(shí)，NLMMCs的強(qiáng)度σ與金屬層厚度h遵循Hall-Petch關(guān)系[31]，即σ∝h-0.5，此時(shí)，軟相金屬層中產(chǎn)生大量位錯(cuò)并在界面處塞積，引起材料強(qiáng)化。當(dāng)金屬層厚度h減小到某一臨界尺寸(通常不大于200 nm)時(shí)，材料強(qiáng)度仍然單調(diào)增加，但明顯偏離Hall-Petch關(guān)系，此時(shí)NLMMCs的強(qiáng)度變化規(guī)律符合約束層滑移(confined layer slip, CLS)模型[31, 68-70]，這是因?yàn)閷雍竦臏p小使得單個(gè)金屬層內(nèi)難以形成位錯(cuò)塞積，而是以單個(gè)位錯(cuò)約束在金屬層內(nèi)滑移的形式來調(diào)節(jié)塑性變形進(jìn)而影響材料強(qiáng)度。然而，對(duì)于金屬-金屬納米疊層材料，當(dāng)疊層厚度進(jìn)一步降低至1～2 nm時(shí)，位錯(cuò)源開動(dòng)困難，界面不再具有阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力，單個(gè)位錯(cuò)能夠穿過界面，此時(shí)材料強(qiáng)度達(dá)到飽和甚至有所降低，對(duì)應(yīng)于界面勢(shì)壘強(qiáng)度(interface barrier strength, IBS)模型[71]。

特別地，對(duì)于非連續(xù)納米碳增強(qiáng)的NLMMCs，除金屬基體特征尺寸以外，納米碳材料的橫向尺寸也會(huì)通過影響納米碳的承載強(qiáng)化和納米碳阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)影響復(fù)合材料的強(qiáng)度。例如，Zhao等[56]對(duì)Al基體層厚為200 nm、石墨烯(reduced graphene oxide，RGO)橫向尺寸分別為(186±7)nm和(603±58)nm的RGO-Al納米疊層復(fù)合材料開展了基于單次和多次加載-卸載循環(huán)的微柱壓縮實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)RGO尺寸較小的RGO-Al復(fù)合微柱具有更高的強(qiáng)度。通過對(duì)強(qiáng)化機(jī)制的分析發(fā)現(xiàn)，RGO尺寸較小的復(fù)合材料承載強(qiáng)化貢獻(xiàn)小于RGO尺寸較大的復(fù)合材料；而RGO尺寸較小的復(fù)合材料中石墨烯與位錯(cuò)相互作用引起的各向同性硬化和動(dòng)力學(xué)硬化的貢獻(xiàn)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于RGO尺寸較大的復(fù)合材料。

3.1.3 外在尺寸對(duì)NLMMCs強(qiáng)化機(jī)制的影響

另一方面，除了內(nèi)在尺寸效應(yīng)以外，采用微納力學(xué)方法研究NLMMCs力學(xué)行為所制備的微納試樣外在尺寸也會(huì)顯著影響其力學(xué)行為[72-76]。例如，Zhang等[77]制備了調(diào)制比(非金屬層與金屬層厚度比η)相同，單層厚度h從5 nm變化到150 nm的Cu-CuZr金屬-非晶多層膜，采用聚焦離子束(focus ion beam, FIB)加工了直徑D從350 nm變化到1425 nm的微柱，并對(duì)其開展了單軸壓縮實(shí)驗(yàn)。研究結(jié)果表明，當(dāng)h或D發(fā)生單一變化時(shí)，微柱的強(qiáng)度符合“越小越強(qiáng)(smaller is stronger)”的規(guī)律。當(dāng)h在10～150 nm范圍內(nèi)時(shí)，位錯(cuò)活動(dòng)主要受晶?？刂?，微柱的強(qiáng)度僅依賴于內(nèi)在特征尺度，而與外在直徑無關(guān)，且強(qiáng)度與層厚的關(guān)系符合CLS模型；當(dāng)h≤10 nm時(shí)，較小樣品體積內(nèi)包含位錯(cuò)的概率大大降低，樣品外表面對(duì)位錯(cuò)行為的影響達(dá)到了與內(nèi)界面相當(dāng)?shù)某潭?，?dǎo)致樣品強(qiáng)度受內(nèi)在和外在尺寸共同影響。

此外，Wang等[75]從不同調(diào)制比(η=0.1～3.0)的Cu-CuZr金屬-非晶多層膜上切割不同直徑(D=300～1500 nm)的微柱開展單軸壓縮測(cè)試，結(jié)果如圖7所示。可以看出，在給定微柱直徑時(shí)，微柱強(qiáng)度隨著調(diào)制比的增加而增大；當(dāng)調(diào)制比一定且小于0.5(η=0.1和0.3)時(shí)，微柱強(qiáng)度隨直徑的增大而降低，呈現(xiàn)“越小越強(qiáng)”的趨勢(shì)；而當(dāng)調(diào)制比大于0.5時(shí)，微柱強(qiáng)度隨直徑的增大而增大，呈現(xiàn)“越大越強(qiáng)”的趨勢(shì)。這主要是由于復(fù)合薄膜在小的調(diào)制比(0.1)時(shí)，非晶的層厚小于剪切帶形成需要的臨界尺寸，剪切帶(shear bands, SBs)難以形成，因此，更厚的軟相金屬層主導(dǎo)微柱的塑性變形。隨著微柱直徑的減小，金屬層中位錯(cuò)源的數(shù)量減少，而且微柱中含有大晶粒的概率降低，因此，位錯(cuò)活動(dòng)需要在較高的應(yīng)力下進(jìn)行，因此，微柱尺寸越小，其強(qiáng)度越高。當(dāng)調(diào)制比大時(shí)(η=3.0)，非晶層(<100 nm)通常包含一定數(shù)量的內(nèi)部缺陷，在這些缺陷處可以輕松激活剪切過渡區(qū)(shear transformation zones, STZs)并聚集形成SBs。隨著直徑減小，單個(gè)SBs形成引起的軟化更容易發(fā)生在較小的微柱中。

圖7 不同調(diào)制比η下Cu-CuZr微柱2%流變應(yīng)力與微柱直徑的關(guān)系圖[75]Fig.7 The flow stress at 2% strain offset of Cu-CuZr micro-pillars obtained from the true stress vs strain curves as a function of pillar diameter with different modulation ratio η[75]

在納米碳-金屬型NLMMCs中，Zhao等[36]和Hu等[76]分別研究了90°(疊層方向垂直于加載方向)和0°(疊層方向平行于加載方向)RGO-Al納米疊層復(fù)合微柱的外在尺寸效應(yīng)。研究結(jié)果表明，直徑大小對(duì)90° RGO-Al復(fù)合微柱的強(qiáng)度沒有明顯的影響。而對(duì)于0° RGO-Al復(fù)合微柱，當(dāng)微柱直徑比鋁層厚度(～200 nm)大一個(gè)數(shù)量級(jí)時(shí)，微柱直徑對(duì)其強(qiáng)度沒有明顯的影響，微納米尺度下材料的力學(xué)性能能夠反映宏觀復(fù)合材料的力學(xué)性能。

3.1.4 疊層取向?qū)LMMCs強(qiáng)化機(jī)制的影響

疊層取向與加載方向之間的相對(duì)角度會(huì)影響NLMMCs中的應(yīng)力狀態(tài)，進(jìn)而影響其強(qiáng)度。例如，Mayer等[78]對(duì)0°、45°和90°的Al-SiC納米疊層復(fù)合微柱開展單軸壓縮實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)0°微柱中增強(qiáng)相SiC層處于承載方向，強(qiáng)度最高；45°微柱由于協(xié)調(diào)剪切變形更容易，強(qiáng)度最低；90°微柱中SiC層出現(xiàn)的裂紋限制了其強(qiáng)度提高。

另外，F(xiàn)u等[79]從RGO-Al宏觀塊體材料中切割0°和90°納米疊層RGO-Al復(fù)合微柱，并對(duì)其開展了單軸微拉伸實(shí)驗(yàn)(圖8a)。結(jié)果表明，0° RGO-Al微柱的屈服強(qiáng)度顯著高于90oRGO-Al微柱，且都高于相應(yīng)的純鋁微柱，如圖8b所示。經(jīng)計(jì)算分析得知，90° RGO-Al微柱強(qiáng)度的提高主要來自于RGO/Al界面對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用，而0° RGO-Al復(fù)合微柱的強(qiáng)化來自于RGO顯著的承載強(qiáng)化以及RGO/Al界面對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用。

圖8 0°和90°納米疊層RGO-Al復(fù)合微拉伸試樣示意圖和SEM照片，其中拉伸方向由黑色箭頭標(biāo)出(a);0°和90°納米疊層RGO-Al和純Al的屈服強(qiáng)度對(duì)比圖(b)[79]Fig.8 Schematic illustration and SEM images of as-fabricated microtensile composite specimens with 90° and 0° RGO laminate orientations (a); summaries of the 0.2% offset yield strength of 90° and 0° RGO-Al composite and pure Al samples (b)[79]

3.2 納米疊層金屬基復(fù)合材料的韌化機(jī)制

NLMMCs由于納米尺度、疊層構(gòu)型以及大量異質(zhì)界面的存在，被認(rèn)為具有比傳統(tǒng)單一均勻MMCs更加優(yōu)異的斷裂韌性。特別是，近些年隨著微納力學(xué)技術(shù)的發(fā)展，NLMMCs的韌化機(jī)制得到了更加深入的闡釋。在金屬-陶瓷型NLMMCs領(lǐng)域，界面的存在使脆性陶瓷層中產(chǎn)生的裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，改變了裂紋擴(kuò)展的路徑，并且陶瓷層中也有可能產(chǎn)生位錯(cuò)[80]，實(shí)現(xiàn)與韌性金屬層的塑性共變形，從而增加復(fù)合材料的韌性。Yang等[81]采用微柱劈裂法(micro-pillar splitting，圖9a)和缺口懸臂梁彎曲法(圖9b)研究了疊層厚度和疊層取向?qū)l-SiC納米疊層復(fù)合薄膜斷裂韌性的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Al-SiC納米疊層復(fù)合薄膜在載荷平行于疊層時(shí)的斷裂韌性高于其在垂直于疊層時(shí)的斷裂韌性。當(dāng)載荷平行于疊層時(shí)，裂紋擴(kuò)展沿著金屬/陶瓷界面發(fā)生，并且由于Al層塑性變形的作用，斷裂韌性隨層厚的增加而增加，在層厚為100 nm時(shí)達(dá)到最大。當(dāng)載荷垂直于疊層時(shí)，裂紋擴(kuò)展到界面處出現(xiàn)了偏轉(zhuǎn)，斷裂韌性隨著層厚的減小而增加，在層厚為25 nm時(shí)達(dá)到最大，這歸因于層厚減小導(dǎo)致了更高的界面密度。

圖9 微柱劈裂法(a)和缺口懸臂梁彎曲法(b)研究Al-SiC納米疊層復(fù)合材料斷裂韌性的加載示意圖[81]Fig.9 Schematic diagrams of the load directions for the fracture toughness testing of Al-SiC nanolaminates via micro-splitting (a) and notched cantilevers bending methods (b)[81]

在金屬-非晶型NLMMCs領(lǐng)域，非晶層具有力學(xué)不穩(wěn)定性，而疊層結(jié)構(gòu)限制了非晶層中裂紋和剪切帶的形成和擴(kuò)展，并且在一定條件下可以實(shí)現(xiàn)非晶層和金屬層之間產(chǎn)生塑性共變形，提高復(fù)合材料的塑韌性[48]。為了揭示金屬-非晶納米疊層復(fù)合薄膜的韌化機(jī)制和潛在的破壞機(jī)理，Wang等[82]制備了層厚為50 nm、寬度B為500～3500 nm的Ag-CuZr和Mo-CuZr多層膜懸臂梁(圖10a)，并通過SEM中的原位彎曲實(shí)驗(yàn)研究多層膜組分和懸臂梁外在尺寸對(duì)斷裂行為的影響。結(jié)果如圖10b所示，當(dāng)懸臂梁寬度在500～3500 nm范圍內(nèi)變化時(shí)，Ag-CuZr多層膜的斷裂韌性總是高于Mo-CuZr多層膜。另外，Ag-CuZr多層膜的斷裂韌性隨懸臂梁寬度的增加而增加；而Mo-CuZr多層膜的斷裂韌性隨懸臂梁寬度的增加而減小，當(dāng)懸臂梁寬度超過～1500 nm時(shí)保持不變。對(duì)其斷裂機(jī)理的分析發(fā)現(xiàn)，Ag-CuZr懸臂梁中非晶CuZr層中開動(dòng)的微裂紋在多層結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)了互連(圖10c)，而Mo-CuZr懸臂梁中的裂紋破壞性地穿過多層薄膜擴(kuò)展(圖10d)，導(dǎo)致了Ag-CuZr懸臂梁表現(xiàn)為韌性斷裂，而Mo-CuZr懸臂梁表現(xiàn)為脆性斷裂，且Ag-CuZr斷裂韌性高于Mo-CuZr多層薄膜。非晶納米疊層復(fù)合薄膜的斷裂韌性隨成分和懸臂梁尺寸的變化主要?dú)w因于韌性相的塑性能耗散，裂紋尖端鈍化、裂紋橋接以及塑性區(qū)應(yīng)變梯度對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響等韌化機(jī)制。

圖10 金屬-非晶納米疊層復(fù)合薄膜的斷裂韌性及斷裂機(jī)制[82]:(a)典型的多層膜懸臂梁的SEM照片，(b)Ag-CuZr和Mo-CuZr懸臂梁的斷裂韌性隨寬度B的變化規(guī)律，(c,d)Ag-CuZr(c)和Mo-CuZr(d)懸臂梁的斷裂機(jī)制示意圖Fig.10 Fracture toughness and fracture mechanisms of metal-amorphous nanolaminated composite films[82]: (a) typical SEM image of the Ag-CuZr micro-cantilevers,(b) cantilever width B-dependent fracture toughness KQ in Ag-CuZr and Mo-CuZr nanolaminates,(c,d) schematic diagrams of fracture mechanisms in Mo-CuZr (c) and Ag-CuZr (d) micro-cantilevers

另外，Zhang等[83]采用三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)研究了疊層厚度為50 nm的Cu-CuZr 多層膜的斷裂行為，發(fā)現(xiàn)了多層膜中存在的自增韌機(jī)制：由金屬/非晶界面協(xié)調(diào)大量剪切帶滑動(dòng)來屏蔽裂紋擴(kuò)展(即外在韌化)，同時(shí)，非晶納米層的脆-韌轉(zhuǎn)變能夠通過變形來誘導(dǎo)去玻璃化。

在金屬-納米碳型NLMMCs領(lǐng)域，由于納米碳材料具有超高的強(qiáng)度，裂紋通常在金屬層中或金屬/納米碳界面靠近金屬一側(cè)產(chǎn)生，界面處納米碳的存在使裂紋擴(kuò)展受阻而產(chǎn)生裂紋偏轉(zhuǎn)和裂紋橋接現(xiàn)象，實(shí)現(xiàn)復(fù)合材料在提高強(qiáng)度的同時(shí)不損失韌性[12, 14]。研究者們采用了從宏觀到微觀的跨尺度方法研究了復(fù)合材料在不同尺度下的斷裂行為。例如，李贊[84]采用SEM中的原位三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)研究了納米疊層RGO-Al復(fù)合材料的斷裂韌性，結(jié)果如圖11所示。RGO-Al復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度顯著高于純鋁基體，且其斷裂時(shí)的應(yīng)變?nèi)月愿哂诩冧X基體，顯示了更優(yōu)異的斷裂韌性(圖11a)。通過對(duì)斷口及其附近SEM形貌分析發(fā)現(xiàn)，裂紋尖端塑性形變(圖11b)引起的本征韌化機(jī)制和裂紋在界面偏轉(zhuǎn)(圖11c和11d)引起的外在韌化機(jī)制共同導(dǎo)致了納米疊層RGO-Al復(fù)合材料優(yōu)異的斷裂韌性。另外，李贊[84]通過TEM中原位拉伸實(shí)驗(yàn)進(jìn)一步闡明了界面在復(fù)合材料斷裂中的作用機(jī)制。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著形變的進(jìn)行，首先在具有較大應(yīng)力集中的石墨烯/鋁界面處產(chǎn)生微孔，而后續(xù)形變過程中在主裂紋后部產(chǎn)生明顯的裂紋橋接現(xiàn)象，裂紋后部跨連的鋁基體通過塑性變形消弱了裂紋尖端的應(yīng)力集中、減弱了裂紋擴(kuò)展趨勢(shì)與速率，進(jìn)而裂紋傳播路徑呈現(xiàn)鋸齒狀結(jié)構(gòu)。

圖11 納米疊層RGO-Al復(fù)合材料的韌化機(jī)制[84]:(a)納米疊層RGO-Al復(fù)合材料及鋁基體三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)對(duì)應(yīng)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，(b)RGO-Al復(fù)合材料中裂紋尖端的SEM照片，(c)RGO-Al復(fù)合材料彎曲斷口的SEM照片，(d)RGO-Al復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展過程中較高放大倍數(shù)下的SEM照片F(xiàn)ig.11 Toughening mechanism of nanolaminated RGO-Al composites[84]:(a) engineering stress-strain curves for nanolaminated RGO-Al composite and Al matrix samples,(b) SEM image of crack tip in RGO-Al composites,(c) SEM image of fracture morphology for RGO-Al composites,(d) magnified SEM image of localized crack for RGO-Al composites during loading

在此基礎(chǔ)上，劉志穎[85]采用原位微懸臂梁彎曲實(shí)驗(yàn)，研究了疊層取向?qū){米疊層RGO-Al復(fù)合材料斷裂行為的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，90°取向(預(yù)制裂紋垂直于疊層取向)RGO-Al懸臂梁的斷裂韌性顯著高于0°取向(預(yù)制裂紋平行于疊層取向)RGO/Al懸臂梁。這主要是由于0°取向懸臂梁中裂紋從RGO/Al弱界面直接擴(kuò)展，而90°取向懸臂梁中裂紋從鋁晶粒內(nèi)部擴(kuò)展到界面處時(shí)發(fā)生了偏轉(zhuǎn)。

4 納米疊層金屬基復(fù)合材料的變形機(jī)制

大量的研究表明，NLMMCs的塑性變形可以通過將其中的異質(zhì)界面作為位錯(cuò)源或位錯(cuò)阱阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來實(shí)現(xiàn)[80, 86]。因此，異質(zhì)界面的類型(金屬-陶瓷型、金屬-非晶型、金屬-納米碳型)以及界面密度(即疊層厚度)顯著地影響著NLMMCs的變形行為。

對(duì)于金屬-陶瓷型NLMMCs，在層厚較大的情況下(大于幾十納米)，當(dāng)對(duì)其微尺度試樣施加單軸壓縮載荷時(shí)，由于金屬的屈服強(qiáng)度較低，金屬層首先發(fā)生塑性變形，并在界面處沉積位錯(cuò)，產(chǎn)生殘余應(yīng)力，即陶瓷層中的拉應(yīng)力和金屬層中的壓應(yīng)力，兩者都隨界面處位錯(cuò)密度的增加而增加。進(jìn)一步提高載荷，殘余應(yīng)力也隨之增大，陶瓷層開始斷裂，同時(shí)金屬層繼續(xù)進(jìn)行塑性變形而被擠出[74]。最后，多個(gè)陶瓷層發(fā)生斷裂，直到材料整體不能承受此載荷時(shí)微尺度試樣出現(xiàn)破壞性的斷裂。另外，隨著層厚的減小，金屬和陶瓷可以進(jìn)行塑性共變形。例如，Li等[80]通過對(duì)疊層厚度分別為50，5和2.7 nm的Al-TiN納米多層膜開展TEM下原位納米壓痕實(shí)驗(yàn)，研究其變形行為。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)層厚減小到5和2.7 nm時(shí)，疊層薄膜中Al層和TiN層出現(xiàn)了明顯的共變形。原因如下：金屬層產(chǎn)生的位錯(cuò)受金屬/陶瓷異質(zhì)界面約束而在金屬層中滑移，并堆積在界面處。由金屬層和陶瓷層塑性不相容引起的殘余應(yīng)力、相鄰界面中堆積位錯(cuò)之間的相互作用力和外加應(yīng)力導(dǎo)致了陶瓷層中切應(yīng)力的產(chǎn)生。由于TiN層中的應(yīng)力遠(yuǎn)高于Al層，因此疊層薄膜承受的最大應(yīng)力由金屬Al層中的約束層滑移應(yīng)力決定。減小金屬層厚度可以有效提高金屬層的強(qiáng)度，進(jìn)而提高最大施加應(yīng)力。因此，當(dāng)金屬層層厚減小至幾納米時(shí)，由于外加應(yīng)力高、相互作用力強(qiáng)，陶瓷層與金屬層發(fā)生塑性共變形行為。

對(duì)于金屬-非晶型NLMMCs，非晶層(特別是金屬玻璃)中的塑性變形主要由較小應(yīng)變下的STZs和較大應(yīng)變下的SBs來調(diào)節(jié)[87, 88]。在變形過程中，金屬層首先發(fā)生塑性變形，并在CAIs處沉積位錯(cuò)，使非晶層中的STZs被激活，隨著變形量的增加，STZs的密度提高，導(dǎo)致非晶層中產(chǎn)生SBs。金屬-非晶型NLMMCs的變形方式主要包括均勻塑性變形和剪切局域化，并且二者在某一臨界層厚時(shí)可發(fā)生轉(zhuǎn)變。Cui等[88]研究了Cu層厚度一定(18 nm)、CuZr層厚度變化(4～100 nm)的Cu-CuZr多層膜的變形機(jī)制。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在CuZr層厚度小于20 nm時(shí)，多層膜均勻變形，無剪切帶的形成；當(dāng)CuZr層厚度大于20 nm時(shí)，多層膜出現(xiàn)了塑性誘導(dǎo)的剪切失穩(wěn)，變形與剪切帶的形成、擴(kuò)展有關(guān)。這種由非晶層厚度引起的變形機(jī)制轉(zhuǎn)變可通過圖12進(jìn)行闡明。當(dāng)CuZr層厚度小于20 nm時(shí)(圖12a)，塑性變形在Cu層中通過{111}平面上滑移位錯(cuò)的形核和擴(kuò)展進(jìn)行。在垂直于層的壓應(yīng)力作用下，位錯(cuò)在Cu中擴(kuò)展并堆積在Cu/CuZr界面。此時(shí)非晶CuZr層承受了來自Cu層和CuZr層塑性不相容產(chǎn)生的拉應(yīng)力、相鄰界面之間位錯(cuò)相互作用力以及外在施加應(yīng)力，從而在非平行于CuZr層的平面上產(chǎn)生剪應(yīng)力。非晶層越薄，產(chǎn)生的剪應(yīng)力越大，從而使得非晶層中形成STZs，并擴(kuò)展通過該非晶層。另外，在界面處沉積的位錯(cuò)作為應(yīng)力/應(yīng)變集中點(diǎn)，促進(jìn)了STZs在CuZr層界面形成，實(shí)現(xiàn)了塑性變形從Cu層傳遞到CuZr層。因此，多層膜顯示出了塑性共變形的特點(diǎn)。而當(dāng)非晶CuZr層厚度大于20 nm時(shí)(圖12b)，CuZr層中的拉應(yīng)力和相鄰界面位錯(cuò)間的相互作用力減小，使得在界面處形成的STZs擴(kuò)展速度因剪應(yīng)力的減小而減慢。當(dāng)增加外在壓應(yīng)力時(shí)，CuZr層中產(chǎn)生的剪應(yīng)力使得STZs聚集并形成剪切帶，在剪切帶向相鄰界面擴(kuò)展過程中觸發(fā)Cu層塑性變形。為了適應(yīng)相鄰CuZr層中的局部剪切變形，Cu層中位錯(cuò)在{111}平面上滑移并形成滑移帶，從而限制了平行于Cu{111}平面的CuZr層中的剪切帶擴(kuò)展，最終剪切帶可能終止于Cu/CuZr界面。

圖12 不同CuZr層厚下Cu-CuZr多層膜的變形模式示意圖[88]Fig.12 Schematics of plastic deformation modes in Cu-CuZr multilayers with different CuZr layer thickness[88]

另一方面，Guo等[30]采用微柱壓縮的方法研究了非晶層厚一定(100 nm)，而金屬層厚度變化(10，50和100 nm)的Cu-CuZr的變形行為。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著金屬層厚度的減小，多層膜的變形方式由均勻塑性變形轉(zhuǎn)變?yōu)楦叨燃羟芯钟蚧冃巍D13顯示了金屬層厚度對(duì)金屬-非晶多層膜變形機(jī)制的影響示意圖。當(dāng)Cu層的厚度僅為10 nm(樣品編號(hào)為MS10)時(shí)，納米晶Cu層內(nèi)部的位錯(cuò)滑移不能承受施加的應(yīng)變。因此，這些薄的Cu層難以阻止源自非晶CuZr層的剪切帶跨相傳播。作用在非晶/晶體界面上的應(yīng)力集中導(dǎo)致沿著剪切帶路徑產(chǎn)生局部大量的位錯(cuò)。當(dāng)這些位錯(cuò)穿過CuZr/Cu界面時(shí)，會(huì)將Cu原子拖入CuZr層，導(dǎo)致化學(xué)混合，甚至使晶體層局部非晶化。因此，MS10樣品的變形主要受到非晶中剪切帶及其相間的化學(xué)混合的影響。當(dāng)Cu層的厚度增加到100 nm(MS100)時(shí)，由于與非晶CuZr層相比，其初始流變應(yīng)力較低，因此微柱初始變形僅由Cu層承擔(dān)。傳統(tǒng)的塑性變形機(jī)制，如：位錯(cuò)增殖、晶內(nèi)位錯(cuò)滑移和塞積引起的加工硬化，首先會(huì)主導(dǎo)Cu變形。隨著變形的進(jìn)行，Cu層中的流變應(yīng)力因應(yīng)變硬化迅速接近非晶層的流變應(yīng)力。當(dāng)Cu層為“理想”厚度(如50 nm，MS50)時(shí)，2種類型材料的強(qiáng)化作用耦合在一起，Cu和CuZr層發(fā)生塑性共變形，導(dǎo)致其強(qiáng)度的提高超過了其它厚度的復(fù)合薄膜。而CuZr非晶層能夠抑制其內(nèi)部的剪切帶從而保持良好的本征塑性。Cu層可以通過其內(nèi)部非局域化的塑性變形進(jìn)一步消散非晶層中剪切帶引起的局部載荷。由于Cu層和非晶層的耦合變形機(jī)制，在MS50樣品中實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)而韌的力學(xué)響應(yīng)。

圖13 Cu-CuZr多層膜中變形機(jī)制隨Cu層厚度變化的示意圖(MSB：成熟剪切帶；PSB：初始剪切帶)[30]Fig.13 Schematic diagram of the deformation mechanisms in the Cu-CuZr nanolaminates as a function of Cu layer thickness (MSB: mature shear band; PSB: preliminary shear band)[30]

對(duì)于金屬-納米碳型NLMMCs，其變形方式主要是金屬層的塑性變形及納米碳層對(duì)其的約束，即通過界面與位錯(cuò)的相互作用來調(diào)節(jié)復(fù)合材料的變形。金屬-納米碳界面能夠阻礙位錯(cuò)穿過界面，從而影響復(fù)合材料的力學(xué)響應(yīng)[32, 37, 40, 56]。例如，Kim等[32]采用離位和TEM中原位微柱壓縮的方法研究了石墨烯-Cu和石墨烯-Ni復(fù)合材料的力學(xué)行為(圖14)，發(fā)現(xiàn)由于界面對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用，在Cu層中形核的位錯(cuò)最終堆積在界面處，導(dǎo)致微柱塑性變形主要發(fā)生在其頂部(圖14b)，同時(shí)提高了復(fù)合材料的強(qiáng)度。在此基礎(chǔ)上，Zhao等[37]通過對(duì)鋁層厚度為200 nm的納米疊層RGO-Al復(fù)合微柱開展不同應(yīng)變速率下的單軸壓縮測(cè)試，結(jié)合應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m值和激活體積V*值，以及精確定點(diǎn)的微柱橫截面顯微結(jié)構(gòu)分析，進(jìn)一步證實(shí)了RGO/Al界面比Al/Al晶界對(duì)位錯(cuò)的阻礙更有效，進(jìn)而使得在沒有石墨烯承載的情況下RGO/Al復(fù)合材料仍然比純鋁材料有更高的強(qiáng)度。另外，發(fā)現(xiàn)了與應(yīng)變速率有關(guān)的變形機(jī)制：低應(yīng)變速率下(<5×10-2s-1)，約束層滑移主導(dǎo)微柱的塑性變形；高應(yīng)變速率下(≥5×10-2s-1)，位錯(cuò)被內(nèi)層界面阻礙主導(dǎo)了微柱的塑性變形。

圖14 含有單個(gè)石墨烯界面的Cu-石墨烯納米柱變形前(a)和變形后(b)的TEM照片[32]Fig.14 TEM images of a Cu-graphene nanopillar with a single layer of graphene before (a) and after (b) compression testing[32]

5 結(jié) 語

納米疊層金屬基復(fù)合材料(NLMMCs)因其優(yōu)異的綜合特性，成為近年來的研究熱點(diǎn)。由于大量異質(zhì)界面的存在，NLMMCs的力學(xué)行為不是簡(jiǎn)單地遵循混合法則，而是取決于內(nèi)在與外在特征尺度、疊層取向以及界面特性等諸多因素。采用微納力學(xué)研究方法結(jié)合精確定點(diǎn)的顯微結(jié)構(gòu)分析，能夠深入探究NLMMCs的強(qiáng)韌化和變形機(jī)制。為了把NLMMCs推廣應(yīng)用于工程各個(gè)領(lǐng)域，亟需對(duì)其在特定服役條件下的力學(xué)行為和功能特性進(jìn)行系統(tǒng)深入的基礎(chǔ)研究和應(yīng)用研究。目前，已有研究組對(duì)NLMMCs在循環(huán)加載[38, 89]、輻照[39, 90]、高溫[91, 92]以及高速?zèng)_擊[93, 94]等條件下的力學(xué)行為開展了探索性的研究。相應(yīng)地，材料領(lǐng)域科學(xué)家和設(shè)備工程師應(yīng)合作開發(fā)適用于多物理場(chǎng)下工作的微納尺度材料測(cè)試和表征系統(tǒng)，以滿足研究需要，推動(dòng)材料科學(xué)的發(fā)展。