鄧海亮,萬(wàn)梓涵,任可聰,李肖亮,史雨程,白志云,張曉虎

(1.安徽工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)金屬材料綠色制備與表面技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,馬鞍山 243002;2.安徽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,馬鞍山 243002;3.西安航天復(fù)合材料研究所,西安 710025)

0 引言

鋁基復(fù)合材料兼具鋁合金低密度、高導(dǎo)熱導(dǎo)電及增強(qiáng)材料強(qiáng)度模量高、熱脹系數(shù)低、耐磨損等特點(diǎn),因而作為輕質(zhì)結(jié)構(gòu)與功能材料應(yīng)用于航空航天、國(guó)防軍工、交通、通訊電子等領(lǐng)域[1-2]。如鋁基復(fù)合材料已用作飛機(jī)、衛(wèi)星、航天飛機(jī)等的主承力件、渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)導(dǎo)流葉片、火箭連接裙、導(dǎo)彈部件及月球車的耐磨與結(jié)構(gòu)件[2-3]。通訊和雷達(dá)系統(tǒng)的射頻與微波器件封裝也采用該材料[3-4]。鋁基復(fù)合材料常以碳纖維、硼纖維及SiC、B4C、Al2O3顆粒等增強(qiáng),在提升強(qiáng)度和耐磨性的同時(shí),犧牲了塑性與導(dǎo)熱導(dǎo)電性能[5]。以石墨烯或石墨烯納米片(Gr或GNP)、碳納米管(CNT)為代表的納米碳材料因優(yōu)異的力學(xué)、導(dǎo)熱與導(dǎo)電性能,特別是理論熱導(dǎo)率(5300 W/(m·K))優(yōu)于銅、鋁及傳統(tǒng)增強(qiáng)體,電阻率低(10-8Ω·m),是發(fā)展結(jié)構(gòu)功能一體化鋁基復(fù)合材料的理想增強(qiáng)體[6-8]。

納米碳分散均勻性及其與鋁基體的界面結(jié)合直接影響強(qiáng)化效果。納米碳尺寸小、密度低、比表面能高,比微米級(jí)顆粒更易團(tuán)聚,不利于其功能的發(fā)揮[1-2]。納米碳/鋁界面包含機(jī)械結(jié)合、擴(kuò)散結(jié)合和反應(yīng)結(jié)合的一種或多種,反應(yīng)結(jié)合的界面強(qiáng)度高,機(jī)械結(jié)合強(qiáng)度低[9]。鋁基復(fù)合材料的制備主要為熔融鑄造和粉末冶金法,低制備溫度(﹤550 ℃)下,因納米碳與鋁的潤(rùn)濕性差,界面呈機(jī)械結(jié)合,限制強(qiáng)化效果;升高燒結(jié)或鑄造溫度對(duì)提高二者潤(rùn)濕性有利,但生成大量的Al4C3相及鋁晶粒異常長(zhǎng)大不利于材料性能[9]。表面化學(xué)和涂層改性是提升納米碳分散性及界面結(jié)合的有效途徑,本質(zhì)是提高界面潤(rùn)濕性,改變界面相、限制Al4C3生成,改善載荷和功能傳遞效應(yīng)[10]。本文圍繞納米碳/鋁復(fù)合材料研究存在的問(wèn)題,介紹常用制備方法的改進(jìn)和新發(fā)展的技術(shù),綜述納米碳表面改性、納米碳/鋁界面及強(qiáng)化機(jī)制的研究,并對(duì)進(jìn)一步提升該復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)與功能性能進(jìn)行了展望。

1 納米碳/鋁復(fù)合材料的制備技術(shù)

熔融鑄造和粉末冶金是納米碳/鋁復(fù)合材料常用的制備方法,改進(jìn)目標(biāo)為提升納米碳分散性和界面結(jié)合,控制界面反應(yīng)[2,10]。針對(duì)此,納米尺度分散、分子尺度混合、納米碳原位合成、放電等離子燒結(jié)(SPS)、激光3D打印、攪拌摩擦(FSP)等分散/制備技術(shù)被發(fā)展和應(yīng)用。

1.1 熔融鑄造法及改進(jìn)技術(shù)

熔融鑄造法中納米碳的分散依賴機(jī)械攪拌、超聲波與電磁攪拌[2,11-14],采用壓力或無(wú)壓浸滲、熱擠壓、熱軋等提高致密度和界面結(jié)合[14-18]。但納米碳引入量低、易團(tuán)聚,高溫引發(fā)界面反應(yīng),需優(yōu)化分散和鑄造工藝并對(duì)其表面處理。

攪拌鑄造改進(jìn)涉及攪拌溫度、方式、速率及添加Mg為潤(rùn)濕劑等[18-19]。溫度略低于鋁熔點(diǎn)的半固相攪拌可提升納米碳的分散、減輕界面反應(yīng)[10-12]。GHAZANLOU等[12]控制渦輪攪拌轉(zhuǎn)速350 r/min在半固相(650 ℃)的7075Al中添加GNP和CNT,發(fā)現(xiàn)GNP分散難于CNT,基體孔隙率高,需熱軋致密[17]。超聲攪拌借助超聲波的空化作用、聲流和機(jī)械效應(yīng)提高納米碳與鋁潤(rùn)濕性、減少團(tuán)聚并細(xì)化晶粒[11,13]。徐馳[13]用該方法在鋁熔體中分散GNP和CNT,但質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.6%后團(tuán)聚嚴(yán)重,需在控制界面反應(yīng)的同時(shí),提高功率和時(shí)間或使用電磁攪拌輔助分散[12,14]。

將鋁熔體壓力浸滲到納米碳預(yù)制體的方法,對(duì)提高納米碳含量及界面結(jié)合有利[10-11]。預(yù)制體由納米碳與鋁粉混合壓制而成,混合方式有球磨、超聲及磁力分散。YU等[20]將GNP與鋁粉混合并壓制預(yù)制體,用壓力浸滲+熱擠壓法制備了界面緊密且力學(xué)和電導(dǎo)率較高的鋁基復(fù)合材料。SHAO[16-17]和YANG等[21]研究表明,壓力浸滲法可控制Al4C3相、提升GNP含量及強(qiáng)化效率,Mg有助于提高潤(rùn)濕性并抑制Al4C3。低壓或真空浸滲對(duì)預(yù)制體擠壓變形小,減輕納米碳移動(dòng)[22]。采用納米碳原位合成[23]或表面修飾納米金屬[24-25]后制備的納米碳/鋁泡沫,因強(qiáng)度和孔隙率高,可作為預(yù)制體使用。研究者基于氧化石墨烯(GO)自組裝、模板生長(zhǎng)法構(gòu)筑3D網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[26],若能有效提高其強(qiáng)度,就有望用作預(yù)制體。圖1為低壓及真空浸滲3D網(wǎng)狀納米碳/鋁復(fù)合材料的示意圖。

圖1 低壓及真空浸滲3D網(wǎng)狀納米碳/鋁復(fù)合材料示意圖[26]Fig.1 Schematic diagram showing 3D net-like nanocarbon/aluminum composites prepared by low pressure and vacuum infiltration processes[26]

1.2 粉末冶金法及改進(jìn)技術(shù)

粉末冶金法利用冷壓+熱壓、冷等靜壓、熱等靜壓等將納米碳與顆?；蚱瑺钿X粉混合物壓制成復(fù)合材料[2,11]。問(wèn)題是納米碳的均勻分散仍較難、易被磨球損傷,長(zhǎng)時(shí)間高溫?zé)Y(jié)加劇界面反應(yīng)。

為降低球磨對(duì)納米碳的損傷并提升分散性,料漿共混、納米尺度分散、分子尺度混合等方法被發(fā)展。LIU等[27-28]分別將GNP和CNT與片狀鋁粉料漿混合,經(jīng)粉末冶金+熱擠壓/熱軋制備納米碳/鋁復(fù)合材料,發(fā)現(xiàn)料漿共混對(duì)納米碳損傷小,且分散均勻。研究者以橡膠或聚乙烯醇(PVA)為介質(zhì),將納米碳與鋁粉或片混勻,加熱去除聚合物得到復(fù)合粉末(稱納米尺度分散法),利用SPS和熱擠壓法制備了界面緊密且性能優(yōu)異的復(fù)合材料[29-30]。CHA[31]和LEE[32]將羧基化的納米碳與硝酸鋁液混勻,鋁離子吸附在納米碳上后干燥、焙燒,粉末冶金得到高性能復(fù)合材料。由于鋁離子和納米碳呈分子尺度的結(jié)合,分散均勻,故稱分子尺度混合。后兩種方法的納米碳分散更均勻,但工藝復(fù)雜,易混入雜質(zhì)。

化學(xué)氣相沉積(CVD)和聚合物裂解等納米碳原位合成法是解決外加法分散難的途徑。CVD法以鋁顆粒或片上的金屬顆粒催化生長(zhǎng)納米碳,粉末冶金制備納米碳/鋁復(fù)合材料[23,33-34]。該方法可獲得CNT分布均勻、質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)4.5%且界面緊密的復(fù)合材料,顯著提升強(qiáng)度、降低熱脹系數(shù)[34-35]。催化劑引入采用化學(xué)鍍、硝酸鹽浸泡等,NaOH常用作催化劑的沉淀劑,并經(jīng)煅燒和還原,工藝復(fù)雜。為減少雜質(zhì)引入,LIU等[36]以鋁粉吸附的CuCl2生長(zhǎng)GNP,熱壓制備GNP/Al復(fù)合材料(圖2),GNP體積分?jǐn)?shù)2.5%時(shí)抗拉強(qiáng)度較基體的高200%。還有研究以SiC顆粒負(fù)載的Ni催化生長(zhǎng)CNT,與鋁粉混合后制備CNT含量高的復(fù)合材料[37]。聚合物裂解法通過(guò)熱解鋁粉上的聚乙二醇(PEG)、蔗糖等生長(zhǎng)納米碳,如CAO等[38]利用納米CoOx催化熱解PEG生長(zhǎng)CNT,粉末冶金法制備CNT質(zhì)量含量達(dá)2.1%、屈服強(qiáng)度為鋁2倍的材料。LIU等[39]將鋁粉與蔗糖濕混,經(jīng)600 ℃熱解及粉末冶金+熱擠壓獲得拉伸強(qiáng)度比鋁高113%、延伸率為22.3%的碳納米片/鋁復(fù)合材料。YOLSHINA等[40]通過(guò)葡萄糖在鋁熔體中的原位熱解制備Gr/Al復(fù)合材料。

圖2 CVD法GNP/Al復(fù)合材料工藝流程[36]Fig.2 Preparation procedure of GNP/Al composites by CVD[36]

(a) SPS (b) SPE圖3 納米碳/鋁復(fù)合材料的SPS[41]和SPE技術(shù)[47]Fig.3 Schematic diagrams of SPS[41] and SPE[47] techniques for preparing nanocarbon/aluminum composites

傳統(tǒng)燒結(jié)溫度高、時(shí)間長(zhǎng),易生成Al4C3界面相,鋁晶粒尺寸大。SPS法以脈沖電流對(duì)受壓的粉體快速加熱燒結(jié),不僅減少了界面反應(yīng)、抑制晶粒長(zhǎng)大,而且放電沖擊力可提高致密度,是納米碳/鋁復(fù)合材料良好的制備方法(圖3a)[41]。BISHT等[42]采用SPS法在550 ℃/50 MPa下制備了無(wú)Al4C3相的GNP/Al復(fù)合材料,GNP質(zhì)量含量1%時(shí)的致密度達(dá)99.8%、強(qiáng)度較基體的高86%。NAJIMI等[43]將SPS溫度由450 ℃升至550 ℃,因CNT限制了晶粒的長(zhǎng)大,生成的納米Al4C3可改善界面結(jié)合,材料強(qiáng)度和延伸率顯著提高,說(shuō)明適宜的界面反應(yīng)對(duì)力學(xué)性能有利。為進(jìn)一步改善性能,熱擠、熱軋及熱鍛等被使用,如BI等[44]對(duì)粉末冶金CNT/7055Al復(fù)合材料熱鍛和熱軋,提升強(qiáng)度和塑性;WU等[45]通過(guò)重復(fù)熱軋,提高了GNP/6063Al復(fù)合材料的強(qiáng)度與電導(dǎo)率。此外,MORSI[46]和ALEKSEEV[47]基于SPS和擠出法,發(fā)展了SPE技術(shù)(圖3b),其能一步成型具有特定形狀且晶粒細(xì)小的納米碳/鋁復(fù)合材料。

1.3 激光3D打印技術(shù)

激光3D打印是對(duì)增強(qiáng)體和基體混合粉末進(jìn)行選區(qū)激光熔融(SLM)的增材制造技術(shù)。該技術(shù)不僅能精確制造形狀復(fù)雜的零部件,還可有效縮短復(fù)合材料產(chǎn)品的設(shè)計(jì)和制備時(shí)間,目前已被用于陶瓷顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究及其復(fù)雜零部件的制備。但納米碳影響鋁粉對(duì)激光的吸收,故添加量一般較低,且高溫易形成Al4C3相和孔洞缺陷,影響SLM法納米碳/鋁復(fù)合材料的性能。針對(duì)納米碳類型和比例不同的粉末,激光功率、曝光時(shí)間、掃描速率等參數(shù)的差異大[48-49]。

GU等[49]采用SLM法制備了CNT質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%的AlSi10Mg基復(fù)合材料,發(fā)現(xiàn)影響致密度的主要因素為激光功率和掃描速率：高功率下粉末鋪層間孔隙少、致密度高,但促進(jìn)Al4C3形成;過(guò)高的掃描速率使粉末球化、致密度低,速率低則產(chǎn)生過(guò)熱和氣化。他們以優(yōu)化的激光功率350 W、掃描速率2.0 m/s獲得了致密的復(fù)合材料,抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)420.8 MPa、8.9%。TIWARI等[50]對(duì)Gr質(zhì)量含量0.1%和0.2%的AlSi10Mg粉球磨混勻,利用SLM微米尺寸熔池的局部熔化和快速凝固減輕界面反應(yīng),工藝路線見(jiàn)圖4。SLM的粉末用球磨混合,對(duì)納米碳損傷不可避免,且混合均勻性有待提高。ARDILA等[51]利用靜電力將CNT均勻吸附于鋁粉,在6061Al基底上SLM了CNT/Al涂層,因CNT分散均勻、損傷小,涂層的硬度較基材提高43%。隨著研究的深入,采用納米尺度分散、分子尺度混合及原位合成等制備的納米碳/鋁粉末,也可用于SLM法成型鋁基復(fù)合材料。

圖4 激光3D打印石墨烯/鋁復(fù)合材料工藝流程[50]Fig.4 Processing steps for preparing Gr/Al composites by 3D printing technology[50]

1.4 噴涂成型技術(shù)

噴涂成型是將納米碳和鋁粉以熔融或半熔融態(tài)高速噴射在基底上,冷卻形成涂層或復(fù)合材料的方法,已研究的有等離子噴涂(PS)、超音速火焰噴涂(HVOF)及冷噴涂(CS)等。圖5為納米碳/鋁復(fù)合涂層的噴涂成型示意圖[52]。

圖5 等離子體噴涂納米碳/鋁復(fù)合材料工藝流程[52]Fig.5 Schematic showing plasma spraying for preparing nanocarbon/aluminum composites[52]

KESHRI等[53]對(duì)比了PS、HVOF、CS和液相PS法鋁基復(fù)合涂層中CNT的結(jié)構(gòu)變化。其中,液相PS的超高溫導(dǎo)致CNT氧化和燒蝕損耗。LAHA等[54]利用PS和HVOF分別制備了CNT/Al-Si復(fù)合材料,發(fā)現(xiàn)CNT表面形成SiC層,PS法SiC層(5 nm)比HVOF的(2 nm)厚,改善CNT與Al的潤(rùn)濕和結(jié)合性。他們采用PS法在6061Al基底上制備CNT質(zhì)量含量10%的Al-Si復(fù)合涂層,彈性模量較基體高78%,但SiC層斷裂使失效應(yīng)變降低46%。KANG等[55]對(duì)HVOF法CNT/Al復(fù)合涂層研究表明,CNT的缺陷與O和Al反應(yīng)導(dǎo)致氧化和Al4C3生成;鋁顆粒經(jīng)歷了完全和部分的熔融、快速凝固,涂層孔隙率高。雖然該涂層的電導(dǎo)率、彈性模量和硬度較無(wú)CNT時(shí)高,但氧化、界面反應(yīng)及高孔隙率等使強(qiáng)度低于粉末冶金CNT/Al復(fù)合材料。BAKSHI[56]和XIE等[57]利用CS法分別制備了CNT增強(qiáng)的Al-Si和純鋁涂層,但高速?zèng)_擊和剪切破壞了CNT,加之基體不均勻、界面結(jié)合弱,涂層性能波動(dòng)大。因此,增強(qiáng)納米碳的分散、減小損傷、降低孔隙率且形成良好的界面結(jié)合,是噴涂工藝優(yōu)化和涂層高性能的關(guān)鍵[58]。

1.5 攪拌摩擦成型技術(shù)

FSP利用攪拌摩擦熱和擠壓剪切力,使納米碳/鋁復(fù)合材料局部軟化并發(fā)生塑性變形,達(dá)到分散納米碳、細(xì)化晶粒和表面強(qiáng)化的目的[59]。技術(shù)原理見(jiàn)圖6。該方法的問(wèn)題是易損傷納米碳,無(wú)法控制界面反應(yīng),納米碳分散效果受限于加工道次、攪拌桿轉(zhuǎn)速、切入深度及覆蓋面積等[11,12,60],一般作為后處理工藝使用。

圖6 納米碳/鋁復(fù)合材料的FSP示意圖[59]Fig.6 Schematic of FSP method for preparing nanocarbon/aluminum composites[59]

LIU等[61]對(duì)冷壓+熱鍛的CNT/Al復(fù)合材料進(jìn)行FSP處理,發(fā)現(xiàn)CNT均勻性隨加工道次的增加而升高,但破壞的CNT端頭和表面缺陷形成Al4C3相。他們構(gòu)建了FSP過(guò)程中CNT的破壞模型,并采用FSP+熱軋法制備了CNT體積含量1.5%～4.5%的2009Al基復(fù)合材料,其中含3%CNT時(shí)的抗拉強(qiáng)度和延伸率高達(dá)600 MPa、10%[62-63]。ZHANG等[64]對(duì)粉末冶金GNP/2009Al復(fù)合材料進(jìn)行FSP處理,在合適的FSP道次下GNP的破壞少、界面結(jié)合緊密,增大加工道次則GNP尺寸減小,并生成Al4C3相,材料含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%GNP且經(jīng)二道次FSP的抗拉強(qiáng)度為514 MPa。SHARMA等[65]的研究表明,FSP更易分散GNP,結(jié)構(gòu)破壞小,對(duì)6061Al基體硬度的提升幅度為CNT的10倍。FSP還可用于制備CNT體積分?jǐn)?shù)達(dá)50%[66]及石墨原位剝離為GNP增強(qiáng)的鋁基復(fù)合材料[67]。

2 納米碳表面改性研究

表面改性通過(guò)化學(xué)、涂層和納米粒子修飾的方式改變納米碳的表面狀態(tài),提升分散性及與基體的結(jié)合[68-69],涂層還可以控制界面反應(yīng)和界面結(jié)構(gòu)。

2.1 納米碳表面化學(xué)改性

化學(xué)改性包括共價(jià)和非共價(jià)改性。前者通過(guò)化學(xué)氧化在納米碳表面引入含O官能團(tuán),以靜電斥力平衡范德華引力,促進(jìn)納米碳分散,并與Al構(gòu)成C—O—Al或C—Al共價(jià)鍵。氧化劑影響納米碳結(jié)構(gòu)和官能團(tuán)。濃HNO3和濃HNO3+濃H2SO4活性高,對(duì)CNT破壞大;(NH4)2S2O8、H2O2和O3氧化后的羧基(—COOH)含量低;KMnO4活性適中,對(duì)CNT損傷小,—COOH含量高[70]。研究者還分析了HNO3濃度、溫度和時(shí)間等對(duì)納米碳損傷和官能團(tuán)的影響[71-72],證明化學(xué)改性可使其由超疏水性轉(zhuǎn)變?yōu)橛H水性[73]。GUO等[74]分析了氧化劑對(duì)CNT結(jié)構(gòu)及增強(qiáng)效果的影響,其中濃H2SO4+H2O2對(duì)CNT刻蝕小,管壁與Al錨結(jié)強(qiáng);濃HNO3+濃H2SO4對(duì)CNT破壞嚴(yán)重,限制增強(qiáng)效果。ZHOU等[75]用濃HNO3+濃H2SO4氧化CNT后,其端頭和表面缺陷與Al形成C—Al共價(jià)鍵,可橋聯(lián)CNT內(nèi)外壁、釘扎界面,提高材料強(qiáng)度、降低熱膨脹系數(shù)。JIANG等[76]將羧基化的CNT與PVA包覆的片狀鋁粉混合,二者潤(rùn)濕性得到提高并形成氫鍵結(jié)合,揭示出CNT排列有序和高密度位錯(cuò)是復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度(375 MPa)和延伸率(12%)高的原因。Gr共價(jià)改性以化學(xué)氧化為預(yù)處理,利用與羥基、羧基及環(huán)氧基等的共價(jià)反應(yīng)嫁接有機(jī)官能團(tuán)、金屬離子等[69,77-78]。

非共價(jià)改性是將活化劑加入納米碳懸浮液,利用活化劑自組裝的非共價(jià)結(jié)合提高納米碳與鋁粉的潤(rùn)濕性。已使用的活化劑包括十二烷基苯磺酸鈉(SDBS)[79]、十二烷基硫酸鈉(SDS)[80]、二氯乙烷[81]、十六烷基三甲基溴化銨(CTAB)[82]和氨丙基三乙氧基硅烷等[83]。如JIANG等[79]利用SDBS提高CNT在鋁粉上吸附的均勻性,機(jī)制見(jiàn)圖7。FAN等[80]以SDS改善CNT在鋁片粉上的分散性,熱壓+熱擠壓制備了CNT體積分?jǐn)?shù)為3%且強(qiáng)度和模量分別提高65.7%和 28.9%的復(fù)合材料。BHADAURIA等[84]以SDS的靜電斥力平衡范德華力,促進(jìn)GNP分散,其中含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%GNP的材料屈服強(qiáng)度較基體提高98%,高含量下GNP團(tuán)聚降低強(qiáng)化效果。非共價(jià)改性前需進(jìn)行化學(xué)氧化,損傷納米碳結(jié)構(gòu),MYPATI等[85]利用GO官能團(tuán)與GNP的自組裝,獲得GNP體積分?jǐn)?shù)為 1.25%且24 h不沉降的懸浮液。LI等[86]即以GO和CNT的自組裝提高與鋁粉片的分散性,獲得更高的增強(qiáng)效果。

圖7 SDBS改性CNT在Al@PVA表面的吸附示意圖[79]Fig.7 Adsorption mechanism of SDBS-modified CNTs on Al@PVA surfaces[79]

2.2 納米碳表面涂層改性

表面涂層改性利用金屬(Cu、Ni、W)、碳化物(SiC、WC、TiC)和氧化物(Al2O3、SiO2)等層,以及修飾的納米粒子,提升納米碳的分散性及與鋁的潤(rùn)濕性,并通過(guò)減少二者的直接接觸控制界面反應(yīng)[6,9]。涂層途徑有化學(xué)鍍、電鍍及氣相沉積等。

2.2.1 表面金屬涂層

Cu是納米碳應(yīng)用較多的涂層,涂層方法為化學(xué)鍍。納米碳缺陷為Cu形核點(diǎn),故涂層前需化學(xué)粗化、敏化和活化,Cu沉積速率和厚度受鍍液配比、pH值、溫度等的控制[87-88]。GUO等[87]使用濃HNO3+濃H2SO4、HCl+SnCl2、AgNO3溶液對(duì)CNT粗化、敏化和活化,以檸檬酸三鈉、硫脲、甲醛為絡(luò)合劑、穩(wěn)定和還原劑,對(duì)CNT鍍體積分?jǐn)?shù)26%的Cu層。Cu涂層CNT (CNT@Cu)體積分?jǐn)?shù)為1%時(shí),SPS+熱軋法CNT@Cu/Al復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)391 MPa、15.7%。JAGANNTHAM等[88]發(fā)現(xiàn),CNT@Cu細(xì)化了鋁晶粒并抑制Al4C3生成,質(zhì)量含量為2%下CNT@Cu仍分散均勻,材料抗壓強(qiáng)度(474 MPa)較基體提高154%。NAM等[89]以分子尺度混合法將PVA包覆的CNT與CuO顆粒復(fù)合,還原獲得CNT@Cu,促使CNT在Al-Cu中的均勻分散且細(xì)化了晶粒,材料的屈服強(qiáng)度提高 3.8倍。上述證明Cu涂層提升納米碳分散性和增強(qiáng)效果的有效性。

Ni在納米碳涂層中應(yīng)用也較多。BILLAH等[90]以Ni層防止CNT在金屬熔體中的上浮,改善其分散性及與基體的結(jié)合。GUAN等[91]在60℃及pH值12.5下對(duì)化學(xué)氧化的GNP鍍Ni,冷壓+熱擠壓制備了含質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%～2.0% GNP@Ni的鋁基復(fù)合材料,發(fā)現(xiàn)Ni與GNP為Ni—O—C共價(jià)鍵,并生成納米Al3Ni相,GNP@Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí)屈服強(qiáng)度較基體提高132%,高含量下GNP的團(tuán)聚降低強(qiáng)化效果。HAN等[92]研究了Ni對(duì)Gr@Ni/Al復(fù)合納米膜拉伸和壓縮性能的影響,獲得力學(xué)性能最佳的Ni層厚為8～10 nm,大于該值時(shí)屈服強(qiáng)度與Ni厚度呈Hall-Petch(HP)關(guān)系,反之為逆HP關(guān)系;Ni層的改性作用優(yōu)于Cu[93]。AN等[94]對(duì)CNT電鍍Ni層,由于CNT增強(qiáng)了Ni還原的電荷轉(zhuǎn)移,大比表面積為Ni提供形核點(diǎn),使其以小晶粒沉積。SHA等[95]即以電鍍的Ni層改善碳纖維與鋁基體的潤(rùn)濕性,提高復(fù)合材料強(qiáng)度。電鍍Ni層納米碳增強(qiáng)的鋁基復(fù)合材料研究較少,但上述說(shuō)明電鍍法是納米碳表面金屬涂層的另一途徑。

研究者還采用物理氣相沉積(PVD)和有機(jī)金屬CVD (MOCVD)法在納米碳上涂層金屬。HUANG等[96]采用PVD法對(duì)GNP涂層Cu,界面導(dǎo)熱性能是未涂層的20倍。ZHANG等[97]以PVD法在不損傷CNT的同時(shí),獲得了厚幾個(gè)納米的W層。NIE等[98]采用MOCVD法對(duì)CNT涂層Mo,以SPS法制備了界面緊密且無(wú)界面反應(yīng)的CNT@Mo/Al復(fù)合材料,抗拉強(qiáng)度和電導(dǎo)率分別提高29.9%和7.1%。納米Ag也被涂覆至GNP表面,以提高GNP與Al-10%Al2O3基體的潤(rùn)濕性及材料硬度[99]。

2.2.2 表面碳化物涂層

涂層金屬或非金屬的碳化物、氧化物是改善納米碳與鋁潤(rùn)濕性和界面結(jié)合的又一途徑。SiC與納米碳的晶格失配小且與鋁潤(rùn)濕性好,常用作納米碳/鋁界面相。SO等[100]采用料漿球磨法將納米Si分散在CNT上,反應(yīng)得到CNT@SiC粉,工藝見(jiàn)圖8。他們?nèi)廴阼T造了CNT@SiC/A356復(fù)合材料,當(dāng)CNT@SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%時(shí)的抗拉強(qiáng)度和模量分別提高15%、79%。ZHANG等[101]以相同的途徑獲得SiC厚25 nm的CNT@SiC,提高CNT在鋁熔體中的分散性并限制界面反應(yīng),對(duì)基體的增強(qiáng)效果高于未涂層的CNT。LIU等[8]證實(shí)CNT@SiC可在保持鋁良好導(dǎo)電和塑性的同時(shí)大幅提升強(qiáng)度。臥龍崗大學(xué)對(duì)納米SiC和石墨片球磨得到GNP@SiC,其中60%以上的GNP層數(shù)小于6,并研究了對(duì)Al-Si基復(fù)合材料摩擦性能的影響[102-103]。

圖8 CNT表面涂層SiC過(guò)程示意圖((a)機(jī)械粉碎的細(xì)Si顆粒和CNT;(b)CNT表面涂覆Si顆粒;(c)CNT表面生成SiC涂層及TEM照片[100])

WC、TiC也用于納米碳的涂層。DONG等[104]將GNP與納米W粉混合,利用反應(yīng)生成的納米WxCy改善界面結(jié)合,提升復(fù)合材料的強(qiáng)度與電導(dǎo)率。ABORKIN[105]通過(guò)熱解六羰基鎢(W(CO)6)在CNT上沉積厚10～30 nm且表面粗糙的WC1-x層(圖9),既限制了界面反應(yīng),又提高了界面結(jié)合及增強(qiáng)效率,其中5% CNT@WC1-x/AA5049復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度高達(dá)893 MPa。他們熱解雙取代環(huán)戊二烯基二氯化鈦(Cp2TiCl2)在CNT上沉積厚80 nm的TiC層,揭示出CNT@TiC降低AA5049熱膨脹系數(shù)的效果優(yōu)于CNT@Al4C3[106]。KHAN等[107]將GNP、鋁片與六氟鈦酸鉀(K2TiF6)球磨混合,經(jīng)冷壓、燒結(jié)和重熔后獲得TiC層。MANSOOR等[108]即用該方法對(duì)CNT涂層TiC,提高與鋁熔體的潤(rùn)濕性。

圖9 WC1-x涂層CNT的TEM (a) 和高分辨TEM (b) 照片(b中左上和右上插圖分別為 WC1-x晶格的傅里葉變換和CNT表面WC1-x涂層示意圖[105])

2.2.3 表面氧化物涂層

Al2O3是研究較多的氧化物涂層。ZHOU等[109]將吸附納米Al2O3的CNT懸浮液與鋁粉混合,利用Al2O3層改善CNT分散性和界面結(jié)合,使SPS+熱擠壓含體積分?jǐn)?shù)2% CNT@Al2O3的鋁基復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度提高56.6%。CHOI等[110]采用原子層沉積法,在GO上沉積厚60 nm的Al2O3層,以調(diào)控界面反應(yīng)?；谠环▽?duì)納米碳的損傷小,SHAN等[111]將CNT@H3BO3與鋁粉混勻,以B2O3與Al的置換反應(yīng)制備CNT@Al2O3/Al復(fù)合材料(流程見(jiàn)圖10),探明CNT@Al2O3的強(qiáng)化效果優(yōu)于單一CNT或納米Al2O3顆粒。CHEN等[112]以球磨引入的納米Al2O3顆粒改善CNT/Al界面,使復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和模量達(dá)542 MPa和95.6 GPa,延伸率10.4%。JU等[113]對(duì)壓力浸滲+熱擠壓GNP/Al復(fù)合材料研究表明,GNP表面涂層Al2O3時(shí)材料的拉伸強(qiáng)度達(dá)到了303 MPa,比涂層Al4C3和Al2OC的高。但無(wú)定型Al2O3層削弱了納米碳/鋁界面結(jié)合,不利于材料性能[27,114],故調(diào)節(jié)Al2O3層的結(jié)構(gòu)極為重要。

圖10 CNT@Al2O3/Al復(fù)合材料制備流程示意圖[110]Fig.10 Schematic diagram of the preparation procedure of CNT@Al2O3/Al composites[110]

SiO2也用于涂層納米碳,方法主要為溶膠-凝膠法。RAMEZANZADEH等[115]以3-氨基丙基三乙氧基硅烷和硅酸乙酯的溶膠為SiO2前驅(qū)物,通過(guò)溶膠-凝膠法合成GO@納米SiO2粉末,以調(diào)控納米碳與鋁的潤(rùn)濕性及界面。RAJUKUMAR等[116]采用聚乙烯胺使CNT表面呈正電荷,通過(guò)正硅乙酯溶膠-凝膠法在CNT上引入SiOx,經(jīng)碳熱反應(yīng)制備高導(dǎo)熱且有半導(dǎo)體特性的CNT/SiC復(fù)合材料,可用于CNT@SiOx+SiC/Al復(fù)合材料的制備。

2.3 表面納米粒子修飾改性

涂層有效改善了納米碳與鋁的潤(rùn)濕性,抑制界面反應(yīng),但目前缺乏對(duì)涂層厚度及分布的設(shè)計(jì)和調(diào)控手段,影響復(fù)合材料的燒結(jié)致密性[117],且涂層與納米碳粘接的薄弱位置可能限制載荷和功能的傳遞。Al優(yōu)先與納米碳的缺陷發(fā)生反應(yīng),因此在活性點(diǎn)位引入納米Cu或Ni粒子,可達(dá)到分散納米碳、調(diào)控界面及提升強(qiáng)化效率的目的。

Cu粒子修飾納米碳方面,FIRKOWSKA等[118]以CNT的官能團(tuán)吸附Cu2+,還原后得到納米Cu與CNT共價(jià)結(jié)合的粉末,進(jìn)而提高了CNT與基體的界面結(jié)合及傳熱效率,熱導(dǎo)率為未修飾Cu時(shí)的4倍。SUN等[119]利用GO吸附的Cu2+橋連GO/Al界面,促進(jìn)GO分散及界面結(jié)合,使熱壓法GO/Al復(fù)合材料的抗壓和抗彎強(qiáng)度較基體分別提高120%和28%。GUO等[120]控制銅鹽比例在CNT上修飾直徑5 nm的Cu顆粒,使CNT@Cu/Al復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)418 MPa、延伸率10.7%,強(qiáng)化效果優(yōu)于Cu層較厚的CNT[87]。LI等[24]以NaCl模板輔助+高溫還原法在GNP上修飾納米Cu,發(fā)泡法制備了強(qiáng)度高、孔隙發(fā)達(dá)的Cu修飾GNP/Al泡沫,可作為浸滲鋁或其他金屬基體的預(yù)制體。

在Ni修飾納米碳方面,LIU等[121]采用NaCl模板+熱還原法對(duì)GNP修飾納米Ni (GNP@Ni),使熱壓法0.7% GNP@Ni-NP/6061Al復(fù)合材料的抗拉密度和屈服強(qiáng)度分別提高30%、75%,達(dá)到213、140 MPa,延伸率22.1%。YANG等[122]研究表明,納米Ni顆粒及Al3Ni固溶相可鎖定界面,Ni—GNP鍵強(qiáng)于Al—GNP鍵,裂紋沿GNP/Al處擴(kuò)展,達(dá)到強(qiáng)韌化目的。HAN等[123]以溶膠噴霧干燥代替NaCl模板法的冷凍干燥,對(duì)GNP修飾納米金屬,利用附著于GNP的納米Cu或Ni顆粒(圖11)改善鋁的強(qiáng)韌性,且修飾Ni時(shí)界面強(qiáng)化效果更優(yōu)。

圖11 GNP表面修飾納米Cu(a)和Ni(b)的TEM照片[123]Fig.11 TEM images of GNP decorated by (a) Cu and (b) Ni nanoparticles[123]

3 納米碳/鋁復(fù)合材料的界面研究

納米碳/鋁界面結(jié)合機(jī)制包含機(jī)械結(jié)合、擴(kuò)散結(jié)合和反應(yīng)結(jié)合或它們的混合(圖12)。機(jī)械結(jié)合強(qiáng)度低,納米碳易脫粘,載荷傳遞效率低;反應(yīng)結(jié)合強(qiáng)度高,但過(guò)量的Al4C3相易引起界面開(kāi)裂和納米碳的斷裂;擴(kuò)散結(jié)合處于二者之間,對(duì)性能有利[9]。何種界面結(jié)合占主導(dǎo)地位與制備工藝、納米碳表面狀態(tài)等有關(guān)。

圖12 納米碳/鋁界面結(jié)合示意圖((a)機(jī)械結(jié)合;(b)擴(kuò)散結(jié)合;(c)反應(yīng)結(jié)合)Fig.12 Schematic showing bonding mechanism of nanocarbon/aluminum interface((a) Mechanical bonding;(b) Diffusion bonding;(c) Reactive bonding)

3.1 未表面改性的納米碳/鋁界面

粉末冶金的燒結(jié)溫度較低(450～550 ℃)時(shí),Al與C擴(kuò)散反應(yīng)慢,界面呈機(jī)械結(jié)合,高的壓力才能致密基體、提高界面結(jié)合[42-43]。CHEN等[124]探明了550 ℃/0.5 h下SPS+500 ℃擠壓CNT/Al界面為機(jī)械錨結(jié),CNT失效以脫粘、拔出為主(圖13)。納米碳表面結(jié)構(gòu)影響界面結(jié)合。HASSAN等[125]發(fā)現(xiàn)低損傷CNT較無(wú)損傷的缺陷多、更粗糙,提升界面錨結(jié);高損傷CNT粗糙,改善其與鋁的錨結(jié),且缺陷位置生成Al4C3,但高活性表面使CNT團(tuán)聚,強(qiáng)界面又致其過(guò)早斷裂。LI等[126]揭示了高缺陷魚(yú)骨狀CNT在550 ℃與Al形成厚1～4 nm的Al4C3層,強(qiáng)化效率低于缺陷少的CNT。塑性變形可改善界面結(jié)合,GHAZANLOU等[17]通過(guò)多次400 ℃熱軋?zhí)岣逤NT/7075Al界面結(jié)合,載荷傳遞強(qiáng)化占強(qiáng)度增量的82.4%。LIU等[27]對(duì)GNP/Al-4Cu-1Mg復(fù)合材料進(jìn)行420 ℃鍛壓,通過(guò)破壞無(wú)定型Al2O3界面相使C—Al鍵增多,界面剪切強(qiáng)度升至209 MPa,材料的強(qiáng)化系數(shù)為33(式(6)的強(qiáng)化效率R)。

圖13 機(jī)械結(jié)合弱界面下CNTs的脫粘與拔出[124]Fig.13 Debonding and pullout of CNTs from the interface with weak mechanical bonding[124]

反應(yīng)界面對(duì)材料性能的影響不僅與其結(jié)合強(qiáng)度高有關(guān),重要的是生成物特征[40,127-128]。脆性Al4C3相多、尺寸大,易產(chǎn)生界面裂紋[128],同時(shí)其遇水水化,界面穩(wěn)定性差;Al4C3適量且呈彌散的納米顆?；虬魻?可補(bǔ)強(qiáng)界面,并產(chǎn)生Orowan強(qiáng)化效應(yīng)[127,129],因此控制Al4C3形態(tài)是研究的重點(diǎn)。LIU等[39]探明GNP缺陷處首先生成Al4C3,Al在碳層面和邊緣缺陷的擴(kuò)散使Al4C3長(zhǎng)徑比增大。CHEN等[129]認(rèn)為SPS溫度在427～527 ℃內(nèi),CNT與Al不反應(yīng),527～602 ℃形成納米Al4C3顆粒,界面強(qiáng)度由低溫的14 MPa增至54 MPa;627 ℃時(shí)CNT轉(zhuǎn)化為Al4C3,界面結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到60 MPa,但強(qiáng)化效率降低。KWON[29]和NAJIMI等[43]發(fā)現(xiàn)SPS溫度超過(guò)550 ℃后,Al4C3納米管、顆粒在CNT表面和頂端缺陷形成,該反應(yīng)受控于熱力學(xué)過(guò)程。文獻(xiàn)[8]報(bào)道了SPS溫度由570 ℃升至630 ℃時(shí),CNT/Al界面形成擴(kuò)散反應(yīng)區(qū),Al的擴(kuò)散使得Al4C3沿CNT的(100)和(110)晶面生長(zhǎng),界面為反應(yīng)結(jié)合。YAN等[130]得出Al4C3生成與溫度(570～640 ℃)和時(shí)間(0.5～6 h)的關(guān)系。LI等[131]認(rèn)為650 ℃熱處理時(shí)GNP/Al界面形成Al4C3,界面結(jié)合升高,GNP由低溫處理的脫粘拔出轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷氐目焖贁嗔?。YU等[132]在500 ℃下對(duì)CNT/5083Al復(fù)合材料處理 1～2 h即生成Al4C3。出現(xiàn)Al4C3的燒結(jié)或熱處理溫度差異,與納米碳的類型、結(jié)構(gòu)及制備工藝有關(guān)。

攪拌鑄造溫度高,部分或全部熔融的鋁易與納米碳生成Al4C3相并影響增強(qiáng)效果。YU等[20]得出 700 ℃鑄造6063Al復(fù)合材料強(qiáng)度下降來(lái)源于Al4C3納米棒的生成及GNP尺寸減小。SHAO等[15]在760 ℃鑄造的GO/5083Al復(fù)合材料中同樣發(fā)現(xiàn),界面反應(yīng)消耗了GO,棒狀A(yù)l4C3加劇界面斷裂,材料抗拉強(qiáng)度低于基體。因此,降低溫度、控制攪拌參數(shù)[133],以及添加Mg限制Al4C3形成、納米碳表面改性等對(duì)緩解界面反應(yīng)尤為重要。

壓力浸滲法在低溫下預(yù)熱含GNP預(yù)制體,可減少Al4C3生成,擠壓變形又可提高材料致密度和界面結(jié)合,并形成少量C—Al鍵結(jié)合,理論強(qiáng)化系數(shù)超過(guò)200,說(shuō)明壓力浸滲對(duì)控制界面反應(yīng)和提高強(qiáng)化效率具有優(yōu)勢(shì)[20-21]。鋁顆粒表面原位生長(zhǎng)納米碳也能控制界面反應(yīng)[34-35];激光3D打印的瞬時(shí)溫度達(dá)數(shù)千度,一般是通過(guò)控制激光功率和掃描速率等參數(shù)來(lái)減輕界面反應(yīng)[49-51]。摩擦攪拌法和噴涂法盡管都可以提高納米碳的分散性,但納米碳結(jié)構(gòu)易被破壞,界面反應(yīng)較嚴(yán)重[53-58,61-64]。

3.2 表面改性的納米碳/鋁界面

表面改性納米碳/鋁的界面取決于改性方式和制備/后處理工藝。共價(jià)改性納米碳的缺陷易與鋁形成共價(jià)鍵,提高界面結(jié)合。GUO等[74]對(duì)600 ℃下SPS法CNT/Al界面研究表明,共價(jià)改性提高了CNT粗糙度及與Al的錨結(jié)。ZHOU等[75]以熱處理調(diào)節(jié)共價(jià)改性CNT/Al界面的Al4C3,其中600 ℃處理0.1 h后,Al4C3占CNT的11%,頂端和表面缺陷為Al4C3形核位。頂端的Al4C3沿CNT<100>向生長(zhǎng),表面的沿CNT<100>和<110>向生長(zhǎng),呈Al4C3(001)//Al(111)取向關(guān)系(圖14),Al4C3對(duì)界面釘扎和CNT壁的錨結(jié)是材料強(qiáng)韌性高的原因。他們通過(guò)原位拔出技術(shù)獲得CNT/Al界面的剪切強(qiáng)度為24.8 MPa,界面載荷傳遞效率約60%,強(qiáng)化系數(shù)達(dá)35[134]。非共價(jià)改性在于促進(jìn)納米碳的分散,活性劑使其與鋁粉呈氫鍵結(jié)合[79],在高溫下氫鍵斷裂,界面類型依賴于制備工藝[80-84]。FAN等[80]通過(guò)短時(shí)高能球磨530 ℃熱壓使SDS改性CNT/Al界面由錨結(jié)轉(zhuǎn)變?yōu)閿U(kuò)散與部分的反應(yīng)結(jié)合。PARK等[81]發(fā)現(xiàn)580 ℃/600 MPa熱壓的CNT/Al界面出現(xiàn)厚2～4 nm的Al4C3層,載荷傳遞效率達(dá) 51.3%。有研究得出CTAB(600 ℃/25 MPa熱壓[82])、SDS(550 ℃/80 MPa下SPS[84])改性的GNP/Al界面為錨結(jié),載荷傳遞效率僅分別為22.5%和 38.6%,故適宜的界面反應(yīng)依然是改善化學(xué)改性納米碳/鋁界面結(jié)合的途徑。

圖14 CNT/Al復(fù)合材料640 ℃/2 h處理的TEM照片((a) Al4C3及SAED圖;(b) 圖a中b的孿晶形貌;(c) Al4C3/Al界面形貌;(d,e) 界面Al和Al4C3傅里葉變換[75])Fig.14 TEM images of CNT/Al composites treated at 640 ℃/2 h((a) HRTEM image of a twined Al4C3 and SAED pattern;(b) HRTEM image of the twinning in Fig.a;(c) HRTEM image of Al4C3/Al interface;(d,e) FFT patterns of Al and Al4C3 at the interface[75])

涂層或修飾的Cu、Ni與Al固溶度高,它們與鋁形成擴(kuò)散結(jié)合界面,d層電子軌道與C原子耦合并構(gòu)成共價(jià)鍵,提升納米碳/鋁界面結(jié)合及載荷和熱傳遞能力[87-93]。在Cu涂層或修飾的界面研究方面,GUO等[87]發(fā)現(xiàn)CNT/Al界面形成了厚1～2 nm的Cu擴(kuò)散層(圖15),載荷傳遞對(duì)抗拉強(qiáng)度提升的貢獻(xiàn)由未涂層的6 MPa增至55 MPa,強(qiáng)化系數(shù)達(dá)106,CNT的失效為斷裂和拔出。Cu與Al生成Al2Cu,可在形成納米碳/Al2Cu/Al擴(kuò)散界面的同時(shí)抑制Al4C3相,三者垂直的晶格取向限制了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),顯著提高界面強(qiáng)度及載荷傳遞能力[89,120,135]。熱處理和塑性變形是調(diào)節(jié)Al2Cu的生成及分布的手段[136]。若表面Cu的數(shù)量少或工藝溫度低、時(shí)間短,限制Cu在Al中的擴(kuò)散及Al2Cu生成,納米碳/鋁界面的改善源于Cu提高了潤(rùn)濕性[88,119]。

圖15 Cu涂層CNT (a) 及CNT/Al界面(b)的TEM照片[87]Fig.15 TEM images of (a) Cu coated CNT and (b) CNT/Al interface[87]

在碳化物涂層的界面方面,ZHANG等[101,138]調(diào)節(jié)Si和CNT比例在CNT/Al界面形成了厚度為4.8～24.8 nm的SiC層(圖16),SiC (111)與CNT的(002)面呈共價(jià)結(jié)合,并錨結(jié)CNT內(nèi)外壁,CNT失效由未涂層的脫粘拔出轉(zhuǎn)變?yōu)榕?。LIU等[8]利用擴(kuò)散形成的SiC層,使未涂層的CNT/Al4C3/Al反應(yīng)界面轉(zhuǎn)變?yōu)镃NT/SiC/Al擴(kuò)散和機(jī)械結(jié)合,界面強(qiáng)度由570 ℃燒結(jié)時(shí)的446 MPa升至630 ℃的798 MPa。Al-Si基體中Si原子沿 CNT[111]方向擴(kuò)散也形成SiC層[52,54],且CNT/SiC界面結(jié)合優(yōu)于CNT/Al4C3和CNT/Al界面[114]。SABA等[139-140]利用Ti的擴(kuò)散反應(yīng)對(duì)CNT修飾TiC,揭示出CNT竹節(jié)狀和表面Zig-Zag等碳層缺陷為TiC形核點(diǎn)(見(jiàn)圖17)。在該CNT/TiC/Al界面中,Ti與C及TiC與CNT為共價(jià)結(jié)合,TiC對(duì)CNT管壁產(chǎn)生互鎖,在發(fā)揮內(nèi)外壁承載的同時(shí),抑制界面開(kāi)裂,較涂層的強(qiáng)化效果更佳。CNT涂層TiC (厚80～90 nm)和WC1-x(厚10～30 nm)也形成擴(kuò)散界面,并錨結(jié)CNT管壁[105-106]。

圖16 CNT/SiC/Al界面的TEM照片及EDS和SAED((a,b) CNT@SiC/Al的HR-TEM圖像;(c-f) CNTs@SiC/Al的TEM照片與元素分布圖[138])Fig.16 TEM images of CNT/SiC/Al interface with corresponding EDS and SAED results( (a,b) HRTEM images of CNT@SiC/Al interface;(c-f) Bright TEM image with EDS mappings of CNT@SiC/Al interface[138])

圖17 TiC (111)和(200)面晶體結(jié)構(gòu)示意圖(a)和TiC納米棒及納米塊在CNT表面的形成示意圖(b)(取向關(guān)系為TiC(200)//CNT(002)[139])Fig.17 Schematic diagram showing the crystal structure of TiC (111) and (200) planes (a) and the formation of TiC nanorods and nanoblocks on the CNT surface (b) (The orientation relationship is TiC(200)//CNT(002)[139])

合適的界面結(jié)合是發(fā)揮納米碳性能的基礎(chǔ),納米碳表面改性可以限制界面反應(yīng),獲得適中的界面結(jié)合。與連續(xù)的擴(kuò)散界面相比,納米粒子修飾的界面具有更顯著的增強(qiáng)效應(yīng)。因此,在活性位置修飾納米粒子,可在一定程度上彌補(bǔ)納米碳的損傷,抑制Al4C3,達(dá)到對(duì)界面的設(shè)計(jì)與調(diào)控[123-128]。如GUO等[120]對(duì)CNT修飾納米Cu并控制熱處理工藝,限制大尺寸Al4C3生成,提升強(qiáng)化效率。

4 納米碳/鋁復(fù)合材料的增強(qiáng)機(jī)制研究

納米碳/鋁復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制包含載荷傳遞強(qiáng)化、Orowan強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、熱失配位錯(cuò)(CTE)強(qiáng)化、異質(zhì)變形誘導(dǎo)(HDI)強(qiáng)化、固溶和析出強(qiáng)化等[142-150]。固溶和析出強(qiáng)化與鋁組分有關(guān),涂層Cu和Ni形成的Al2Cu和Al3Ni也產(chǎn)生固溶強(qiáng)化。圖18總結(jié)了納米碳/鋁復(fù)合材料的界面與強(qiáng)化機(jī)制。

圖18 納米碳/鋁復(fù)合材料的界面類型和主要強(qiáng)化機(jī)制Fig.18 Interface types and reinfocing mechanisms of nanocarbon/aluminum composites

4.1 載荷傳遞強(qiáng)化

載荷傳遞強(qiáng)化利用界面將外載荷傳遞至納米碳并主要承載。該理論基于剪切-滯后模型,假設(shè)納米碳取向與載荷方向一致,當(dāng)納米碳平均長(zhǎng)度或片徑L小于其在鋁中承載最大應(yīng)力的最小長(zhǎng)度或片徑的臨界值Lc時(shí),失效為脫粘拔出,L≥Lc時(shí)失效為斷裂[124,131,134]。材料與納米碳、鋁的強(qiáng)度關(guān)系見(jiàn)式(1)和式(2)。載荷傳遞強(qiáng)化由式(3)和式(4)獲得[16,81],式(5)和式(6)計(jì)算載荷傳遞效率和強(qiáng)化效率。

(1)

(2)

(3)

(4)

μ=σfd/(2τLc)

(5)

R=(σc-σm)/(Vfσm)

(6)

考慮到納米碳在鋁中的取向,研究人員引入了其相對(duì)于載荷方向的錯(cuò)位角θ[81,143],二者取向一致時(shí)θ為0,即Seff=S。載荷傳遞強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)由式(7)和式(8)計(jì)算。

(7)

(8)

式中σc、σf和σm分別為復(fù)合材料、納米碳和基體的強(qiáng)度;σTL為載荷傳遞強(qiáng)化對(duì)材料強(qiáng)度的貢獻(xiàn);Vf和d分別為納米碳的體積分?jǐn)?shù)、平均直徑(或厚度);μ為載荷傳遞效率(完全傳遞時(shí)為1);τ為界面剪切強(qiáng)度 (～0.5σm);R為強(qiáng)化效率;S、Seff分別為納米碳的長(zhǎng)徑比(L/d)和有效長(zhǎng)徑比。

載荷傳遞效率與納米碳/鋁界面、納米碳分布及結(jié)構(gòu)特征等有關(guān)。界面是影響載荷傳遞的關(guān)鍵因素,生成的Al4C3相可提高界面結(jié)合及載荷傳遞效率,但過(guò)量的反應(yīng)損傷納米碳,降低強(qiáng)化效率。如CNT缺陷與Al形成厚的Al4C3層,使強(qiáng)化效率由缺陷少的85降低至43,材料硬度和抗拉強(qiáng)度分別降低10.2%和 24.4%[126]。因此,保持納米碳的結(jié)構(gòu)完整并控制Al4C3,對(duì)改善荷載傳遞能力極為重要[18,125]。YU等[132]以Mg與界面氧化物的反應(yīng)抑制Al4C3及其對(duì)CNT的破壞,緊密的CNT/Al界面使載荷傳遞強(qiáng)化能力從30.9 MPa升到59.4 MPa,接近理論值59.9 MPa,載荷傳遞效率達(dá)99.1%。控制球磨、超聲攪拌和塑性變形等工藝,可提高納米碳分散性及界面結(jié)合,改善載荷傳遞效率[13-21]。

表面改性對(duì)納米碳/鋁界面結(jié)構(gòu)和載荷傳遞效率的影響明顯。共價(jià)改性能夠提高納米碳的分散性,改善界面及其載荷傳遞效率。GUO等[74]對(duì)濃H2SO4+H2O2改性CNT/Al界面研究表明,輕微刻蝕的CNT與Al呈錨結(jié),提升載荷傳遞能力,CNT體積分?jǐn)?shù)1%時(shí)載荷傳遞強(qiáng)化為材料抗拉強(qiáng)度貢獻(xiàn)93.2 MPa,強(qiáng)化效率達(dá)81,刻蝕嚴(yán)重時(shí)載荷傳遞強(qiáng)化的貢獻(xiàn)降至 46.0 MPa。非共價(jià)改性主要改善納米碳的分散,PARK[81]認(rèn)為非共價(jià)改性0.2% CNT/Al界面為機(jī)械和反應(yīng)結(jié)合,CNT分散均勻,載荷傳遞強(qiáng)化為屈服與抗拉強(qiáng)度分別貢獻(xiàn)了26.6 MPa和12.3 MPa,占強(qiáng)度增量的68.7%和53.3%。

涂層可進(jìn)一步提升納米碳分散性及與鋁的界面結(jié)合,控制界面相,發(fā)揮載荷傳遞強(qiáng)化效應(yīng)。GUO等[87]對(duì)CNT@Cu體積含量1.0%的復(fù)合材料研究表明,CNT/Al界面形成Cu擴(kuò)散層,載荷傳遞強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)(55 MPa)較未涂層的(6 MPa)高817%,強(qiáng)化效率(106)約為未涂層(55)的2倍。JU等[113]得出界面相為Al2O3時(shí)GNP/Al復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)到 303 MPa,強(qiáng)化效果優(yōu)于Al4C3和Al2OC界面相,原因是GNP/Al2O3/Al界面剪切強(qiáng)度(378 MPa)高于GNP/Al (37 MPa)、GNP/Al4C3/Al (83 MPa)和GNP/Al2OC/Al (66 MPa)等界面。ZHANG等[169]探明SiC涂層不僅提高了CNT與Al的潤(rùn)濕性,而且形成了Si—C共價(jià)鍵,改善載荷傳遞和CNT與鋁的塑性變形能力,強(qiáng)化效率由未涂層的1.9提升至涂層的51.9。由此,設(shè)計(jì)納米碳/鋁界面結(jié)構(gòu),優(yōu)化制備和后處理工藝(如熱塑性變形、熱處理),是提高界面載荷傳遞及強(qiáng)化效率的途徑。

4.2 Orowan強(qiáng)化

Orowan強(qiáng)化是在位錯(cuò)與第二相粒子相互作用下強(qiáng)度提高的一種機(jī)制,即位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至納米碳時(shí)繞行而形成位錯(cuò)環(huán),位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻并產(chǎn)生硬化。研究人員假設(shè)鋁基體中納米碳分布均勻且不被位錯(cuò)切割,獲得了CNT[144]和GNP[135,136]的Orowan強(qiáng)化預(yù)測(cè)公式分別見(jiàn)式(9)和式(10)。

(9)

(10)

式中 ΔσOR為Orowan強(qiáng)化增量;M、G分別為基體泰勒系數(shù)和剪切模量;b為Burgers矢量;υ為泊松比;dp為CNT等效尺寸;dr為GNP片徑;λ為納米碳間距(λ=0.5dp(3π/2Vf)1/2和λ=dp(π/2Vf)1/2分別用于球狀和棒狀增強(qiáng)體);Vf為納米碳體積分?jǐn)?shù)。

HASSAN等[125]發(fā)現(xiàn),嚴(yán)重破碎的CNT能夠增強(qiáng)鋁基體,說(shuō)明生成的Al4C3及其他二次相顆粒產(chǎn)生了Orowan強(qiáng)化。納米碳尺寸越小、含量越高,則間距越小,Orowan強(qiáng)化越明顯。為評(píng)價(jià)納米碳的Orowan強(qiáng)化,YOO等[144]將破碎至長(zhǎng)度幾十納米的CNT分散于鋁中,利用式(9)計(jì)算CNT體積分?jǐn)?shù)1.0%和3.0%時(shí)材料的屈服強(qiáng)度分別達(dá)389 MPa和454 MPa,接近實(shí)測(cè)值(380 MPa和456 MPa),說(shuō)明Orowan強(qiáng)化是破碎CNT的主要強(qiáng)化機(jī)制,且強(qiáng)化效果隨其含量的升高而增加。MOHAMMED等[145]的研究也表明,CNT破碎后的載荷傳遞強(qiáng)化降低,僅貢獻(xiàn)11.9%的強(qiáng)度增量,Orowan強(qiáng)化則貢獻(xiàn)61.6%。PARK等[81]得出結(jié)構(gòu)損傷小、長(zhǎng)徑比大(5 μm/20 nm)的CNT周圍難形成位錯(cuò)環(huán),Orowan強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)僅17.9%。納米碳表面涂層與否不改變Orowan強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度提升的貢獻(xiàn)[87]。

4.3 細(xì)晶強(qiáng)化

基體晶粒尺寸是影響強(qiáng)度的另一因素。納米碳處于鋁晶界,可阻礙晶粒長(zhǎng)大,產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化,并遵循HP關(guān)系(式(11))[124]。

ΔσGR=K(d1-0.5-d0-0.5)

(11)

式中 ΔσGR為細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn);K為HP系數(shù);d0和d1為增強(qiáng)前后基體的平均晶粒直徑。

表1列出納米碳/鋁復(fù)合材料晶粒尺寸與力學(xué)性能。升高納米碳含量并進(jìn)行熱加工變形,可減小晶粒尺寸。MOHAMMED等[145]揭示CNT主要存在于鋁的納米級(jí)晶粒中,沿?cái)D壓方向的微米級(jí)晶粒無(wú)CNT,證明CNT細(xì)化了晶粒。ZHANG等[138]研究表明,CNT涂層SiC后在鋁中的均勻性高,晶粒平均尺寸由未添加的6.6 μm減至CNT@SiC體積分?jǐn)?shù)1.0%的1.0 μm,在提高材料強(qiáng)度的同時(shí)保持良好的塑性。ZHOU等[146]研究了SiC@CNT/AZ61復(fù)合材料的晶粒尺寸與強(qiáng)度變化,CNT體積分?jǐn)?shù)由0增加至1.0%時(shí),晶粒尺寸由27.5 μm減小至13.5 μm,材料屈服強(qiáng)度提高133 MPa,強(qiáng)化效率為56.6,細(xì)晶強(qiáng)化效率為5.9;體積分?jǐn)?shù)0.5%～1.0%下的強(qiáng)化效率降低與CNT含量高及團(tuán)聚有關(guān)。

表1 不同納米碳含量及制備工藝下鋁晶粒尺寸及復(fù)合材料力學(xué)性能的變化Table 1 Variations of grain sizes and mechanical properties of aluminum matrix composites under different nanocarbon contents and prepatation prosesses

4.4 CTE強(qiáng)化

納米碳與鋁的熱膨脹系數(shù)差異大,CNT和Gr的熱脹系數(shù)分別為-0.7×10-6～2.1×10-6K-1[75]和-3.5×10-6K-1[135],小于鋁的23.6×10-6K-1[81]。因此,熱加工冷卻過(guò)程中,界面熱失配殘余應(yīng)力引發(fā)的高密度熱失配位錯(cuò)將產(chǎn)生CTE強(qiáng)化[147]。CTE強(qiáng)化與納米碳尺寸和含量有關(guān),可由下式計(jì)算[81]：

(11)

(12)

式中 Δρ和ΔσCTE為位錯(cuò)密度和CTE強(qiáng)化增量;Δα為溫差ΔT下納米碳與鋁的熱膨脹系數(shù)差;Vf、d為納米碳體積分?jǐn)?shù)和直徑;G和b為基體的剪切模量和Burgers矢量;β為位錯(cuò)強(qiáng)化系數(shù)。

BOOSTANI等[19]認(rèn)為,CTE強(qiáng)化是GNP/Al復(fù)合材料的主要強(qiáng)化機(jī)制之一,占強(qiáng)度增量的42%。PARK等[81]得出CNT/Al復(fù)合材料約30%的強(qiáng)度增量源于CTE強(qiáng)化。GUAN等[91]探明GNP@Ni/Al界面的熱失配殘余應(yīng)力增加了位錯(cuò)密度,GNP@Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.5%時(shí)的CTE強(qiáng)化(84.4 MPa)占抗拉強(qiáng)度增量(133.7 MPa)的63.2%。納米碳含量直接影響CTE強(qiáng)化,二者成正相關(guān)性[147]。ABORKIN等[106]分析了CNT/Al復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù),CNT質(zhì)量含量超過(guò)2%后,團(tuán)聚導(dǎo)致熱膨脹系數(shù)下降不明顯,降低CTE強(qiáng)化效應(yīng)。

4.5 HDI強(qiáng)化

為描述異質(zhì)材料的額外應(yīng)變硬化,ZHU和WU等[148-149]提出了HDI強(qiáng)化機(jī)制,模型見(jiàn)圖19。

圖19 HDI強(qiáng)化理論模型((a)自Frank-Read位錯(cuò)源產(chǎn)生GND的示意圖;(b) GND在界面處引起的GND密度梯度;(c) 界面附近由GND引起的應(yīng)變和正應(yīng)變梯度變化[148])Fig.19 Model for HDI reinfocement( (a) Schematic diagram showing GND generation from Frank-Read dislocation;(b) GND density gradient caused by the interfacial GND;(c) Variation of strain and positive strain gradient caused by the interfacial GND[148])

該理論認(rèn)為金屬基復(fù)合材料異質(zhì)區(qū)的變形不均勻,在彈塑性變形階段,軟相首先屈服,由于硬相仍處于彈性變形狀態(tài),界面處的軟相一側(cè)塞積幾何必需位錯(cuò)(GND)形成應(yīng)變梯度,以保持應(yīng)變的連續(xù)性;當(dāng)二者發(fā)生塑性變形后,軟相承擔(dān)了比硬相更大的塑性變形,界面形成了為適應(yīng)應(yīng)變分區(qū)的應(yīng)變梯度。應(yīng)變梯度需要GND調(diào)節(jié),從而產(chǎn)生HDI強(qiáng)化,提高材料承載能力并保持塑性。高密度GND的堆積不僅在軟相中產(chǎn)生背應(yīng)力,而且在界面區(qū)引起應(yīng)力集中,硬相區(qū)產(chǎn)生與背應(yīng)力相反的正應(yīng)力,背應(yīng)力和正應(yīng)力是方向相反的共軛長(zhǎng)程內(nèi)應(yīng)力,它們通過(guò)相互制約、共同作用產(chǎn)生HDI強(qiáng)化,影響加載-卸載期間的流變應(yīng)力,并與傳統(tǒng)的位錯(cuò)強(qiáng)化相疊加,提高材料屈服強(qiáng)度并保持良好的延展性。

納米碳/鋁復(fù)合材料中HDI強(qiáng)化就是發(fā)揮納米碳和鋁的優(yōu)勢(shì),即納米碳主要承擔(dān)應(yīng)力,鋁承擔(dān)主要的應(yīng)變,此時(shí)材料內(nèi)部呈現(xiàn)應(yīng)力應(yīng)變不均勻的狀態(tài),進(jìn)而獲得額外的加工硬化能力。WANG等[150]揭示出異質(zhì)結(jié)構(gòu)界面的應(yīng)變梯度強(qiáng)化來(lái)自HDI應(yīng)力的增加,不是總位錯(cuò)密度的增加,說(shuō)明通過(guò)構(gòu)建異質(zhì)結(jié)構(gòu)界面可提高異質(zhì)變形誘導(dǎo)的硬化。JIANG等[151]證實(shí)GNP/Al復(fù)合材料的高應(yīng)變硬化取決于界面,即界面通過(guò)產(chǎn)生額外的界面儲(chǔ)存位錯(cuò)和應(yīng)變梯度GND,促進(jìn)額外應(yīng)變硬化,抗拉強(qiáng)度(287 MPa)提高23.2%,延伸率達(dá) 5.8%,表明 HDI 強(qiáng)化是復(fù)合材料的強(qiáng)韌化機(jī)制之一。

表2列出納米碳/鋁復(fù)合材料的制備工藝、界面結(jié)合、性能及增強(qiáng)機(jī)制。國(guó)內(nèi)外改善納米碳分散性的策略包括改進(jìn)添加方法與表面改性;熔融鑄造易形成Al4C3相,需限制其大量生成。浸滲法可提高納米碳含量并限制Al4C3,難點(diǎn)為納米碳網(wǎng)絡(luò)的設(shè)計(jì)。粉末冶金法納米碳/鋁界面呈錨結(jié),升高溫度或進(jìn)行熱處理、FSP處理可形成部分反應(yīng)結(jié)合。涂層或修飾改性改善了納米碳分散性,產(chǎn)生擴(kuò)散結(jié)合或部分反應(yīng)結(jié)合的界面,為提升復(fù)合材料性能提供途徑,前提是設(shè)計(jì)涂層或修飾成分、結(jié)構(gòu)與體積分?jǐn)?shù)。

表2 納米碳/鋁復(fù)合材料的制備工藝、界面類型、力學(xué)性能和增強(qiáng)機(jī)制Table 2 Preparation processing,interfacial type,mechanical properties and reinforcing mechanism of nanocarbon/aluminum composites

CompositesVolumefraction/%SurfacemodificationMixedmethodPreparationprocessInterfacetypeMechanicalpropertiesReinforcingmechanismsCNT/Al[125]2.0?NoWetballmillingColdpressingat475MPa+extrusionat500℃+annealingat500℃/10hMechanicalbondingTensilestrength,Young'smod-ulus,andelongationreach330.6MPa,66.7GPa,and7.1%,respectively.LoadtransferandOrowanCNT/5083Al[132]1.5?NoBallmillingColdpressingsinteringat510℃/2h+450℃extru-sion+500℃/2hannea-lingMechanicalbonding+reactionbondingofAl4C3Yieldstrength,tensilestrength,andelongationare357.3MPa,444.3MPa,and6.5%,re-spectively.Loadtransfer(58.8MPa)andfinegrain(66.6MPa)CNT/Al[74]1.0CovalentSlurryblendingSPSat600℃/30MPa+rollingat450℃Mechanicalbonding+reactionbondingYieldstrength,tensilestrengthandelongationare287MPa,340MP,and18%,respectively.Loadtransfer(93.2MPa)andOrowan(106.7MPa)CNT/Al[80]3.0Non-cova-lentofSDSSlurryblendingHotpressingat530℃/500MPa+extrusionat490℃Mechanicalbonding+reactionbondingofAl4C3Tensilestrength406MPa,Young'smodulus91GPa,Elon-gation8.8%。Loadtransferreinfo-cingCNT@Cu/Al[87]1.0CucoatingWetballmillingSPSat600℃/30MPa+rollingat450℃DiffusionbondingTensilestrengthandelongationreach391MPaand15.7%.Loadtransfer(55MPa),Orowan(107MPa),finegrain(4MPa),solidsolution(4MPa)CNT@Cu/Al[88]2.0?CucoatingWetballmillingSPSat550℃/50MPaDiffusionbondingCompressivestrength(474MPa)andyieldstrength(203MPa)areimprovedby154%and220%,respectively.LoadtransferandOrowanGO@Cu/Al[119]3.0?Cudecora-tionSlurryblendingColdcompactionat50MPa+sinteringat580℃/50MPaDiffusionbondingCompressivestrength(456MPa)andflexuralstrength(141MPa)areimprovedby120and28%,respectively.Loadtransfer,finegrain,andOrowanGNP@Ni/Al[91]1.5?NicoatingBallmillingPressingat30MPa+sin-teringat630℃+extru-sionat500℃DiffusionbondingTensilestrengthandYoung'smodulusare204.5MPaand96.82GPa.Loadtransfer(10.2MPa),Orowan(39.1MPa),andCTE(84.4MPa)GNP@Ni/Al[137]1.0CVDgrowthofGNPBallmillingVacuumcompactionat600℃/45MPaDiffusionbondingYieldstrength(237MPa)isimprovedby80.9%.Elonga-tionreaches19.2%.CTE(118.6MPa),Orowan(29.8MPa),finegrain(21MPa),loadtransfer(4.9MPa)CNT@Mo/Al[98]0.5?MOCVDcoatingofMoSlurryblendingSPSat580℃/40MPaDiffusionbondingTensilestrength,hardnessandelongationare116.0MPa,35.1HV,and23.33%.LoadtransferandOrowanCNT@Al2O3/Al[109]2.0Al2O3coat-ingSlurryblendingSPSat600℃/50MPa+hotextrusionat500℃Diffusionbonding+mechanicalbondingTensilestrength,elongation,andelectricalconductivityreach187.1MPa,15.2%,and57.2%IACS,respectively.Loadtransfer(21.8MPa)andOrowan(8.9MPa)CNT@SiC/Al[138]2.0In-situsyn-thesisofSiCBallmillingSPSat630℃/30MPa+hotextrusionat400℃Diffusionbonding+mechanicalbondingYieldstrength,tensilestrength,andelongationare161MPa,199MPa,and19.0%,respec-tively.Loadtransfer,finegrain,CTE,andOrowanCNT@TiC/Al[139]1.5?In-situsynthesisofTiCWetballmillingSPSat520℃/50MPaDiffusionbonding+mechanicalbondingYieldstrengthis84.5MPa,whichis55%higherthanthealuminummatrix.Loadtransfer,finegrain,CTE,andOrowanCNT@WC/AA5049[105]5.0?MOCVDcoatingofWCWetballmillingColdpressingat350MPa+pressingat450℃/400MPaWC1-xdiffusionbondingCompressivestrength,Young'smodulusandfracturedeforma-tionare893MPa,110GPa,and4.9%.Loadtransfer

5 結(jié)束語(yǔ)

為解決納米碳/鋁復(fù)合材料研究中納米碳分散難及與鋁潤(rùn)濕性差、有害反應(yīng)等問(wèn)題,熔融鑄造和粉末冶金法側(cè)重改進(jìn)添加和制備加工工藝,并發(fā)展多種添加方法,以及預(yù)制體浸滲、SPS/SPE、激光3D打印、噴涂和FSP等制備技術(shù)。但新技術(shù)各自的局限性又產(chǎn)生如納米碳損傷、孔隙率高、反應(yīng)加劇的問(wèn)題。表面化學(xué)、涂層和修飾改性是解決上述問(wèn)題的途徑,其中涂層和修飾改性可在提高納米碳分散性的同時(shí)控制界面反應(yīng)和界面相,可能是實(shí)現(xiàn)納米碳/鋁復(fù)合材料高性能的有效方法。

納米碳/鋁界面直接影響載荷傳遞效率。機(jī)械結(jié)合機(jī)制為錨結(jié),改善途徑為提高納米碳表面粗糙度、成型壓力并進(jìn)行變形加工。反應(yīng)生成的Al4C3大幅提高了界面結(jié)合,但其為脆性相,且消耗納米碳。因此,探明Al4C3生長(zhǎng)機(jī)制及敏感參數(shù),揭示其數(shù)量、形貌尺寸與納米碳損傷、界面性質(zhì)的關(guān)系,控制制備、變形加工和熱處理工藝及納米碳表面缺陷修飾等,獲得適量納米Al4C3與錨結(jié)混合的界面是材料性能提升的途徑之一。涂層或修飾改性的擴(kuò)散界面是較理想的界面類型。涂層或修飾粒子包括金屬、碳化物和氧化物陶瓷等?；谒鼈兊奶厥庑再|(zhì),借助實(shí)驗(yàn)、模擬與原位分析手段揭示涂層或修飾粒子的作用機(jī)制,設(shè)計(jì)適應(yīng)不同要求的涂層或修飾成分、結(jié)構(gòu)、含量等,并發(fā)展高效的涂層或修飾方法,就有望應(yīng)用攪拌鑄造法制備分散均勻且界面可控的高性能納米碳/鋁復(fù)合材料。

納米碳/鋁復(fù)合材料涉及的增強(qiáng)機(jī)制包括載荷傳遞、Orowan、細(xì)晶、CTE等?；趯?shí)驗(yàn)結(jié)果和經(jīng)驗(yàn)公式,研究者分析了各增強(qiáng)機(jī)制的敏感因素及對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn),針對(duì)界面應(yīng)變梯度發(fā)展了HDI強(qiáng)化理論。但納米碳/鋁復(fù)合材料強(qiáng)度提升是多機(jī)制協(xié)同的結(jié)果,需系統(tǒng)考察位錯(cuò)、界面和基體結(jié)構(gòu)等與納米碳類型、空間分布、基體成分的關(guān)聯(lián),以及在成型加工和熱處理過(guò)程中的演變,構(gòu)建強(qiáng)韌性協(xié)同提升的機(jī)制與調(diào)控策略。納米碳及復(fù)雜的界面改變了納米碳/鋁復(fù)合材料的導(dǎo)電、導(dǎo)熱、耐熱、耐蝕與耐磨損等性質(zhì),需進(jìn)一步研究這些功能性能的變化與關(guān)鍵因素,探明苛刻環(huán)境下的失效機(jī)制及與納米碳、界面的耦合關(guān)聯(lián),從多相多尺度強(qiáng)化、微合金化、界面和構(gòu)型設(shè)計(jì)入手,優(yōu)化納米碳的晶體結(jié)構(gòu)、表面狀態(tài)、空間分布等,發(fā)揮CNT和Gr或GNP與其他微納米增強(qiáng)相的作用,促進(jìn)該復(fù)合材料結(jié)構(gòu)與功能性能的發(fā)展。