趙永峰，田澤源，陳宗民，趙而團，馬 霞

（山東理工大學 機械工程學院，山東 淄博 255000）

為了實現節(jié)能、環(huán)保和可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略，對材料的輕量化及強韌性提出了越來越高的要求。鋁基復合材料由于兼具基體與增強相的性能優(yōu)勢，可有效突破傳統(tǒng)鋁合金性能瓶頸［1-2］，使基體材料的強度、韌性、耐熱性等顯著提升，因此被廣泛應用于交通運輸、空間技術、航空航天以及國防建設等高端制造業(yè)。作為鋁基復合材料中的重要組成部分，增強相的制備方法、含量、其與基體合金的界面結構、種類及構型差異都會對材料的強度、韌性、耐熱性等產生顯著影響［3-4］。AlN 密度低、強度高、熱穩(wěn)定性好，是一種綜合性能優(yōu)異的陶瓷增強相，近年來得到越來越多學者的關注。本文針對AlN 增強鋁基復合材料，從AlN 制備方法、其與基體界面結構、AlN 與其他增強相形成的混雜增強及構型設計出發(fā)，介紹了AlN 增強鋁基復合材料力學性能的主要影響因素，詳細闡述了現階段AlN 增強鋁基復合材料力學性能的研究進展，并介紹了AlN 增強鋁基復合材料的強韌化機制，最后對AlN 增強鋁基復合材料的發(fā)展前景進行了展望。

1 影響AlN 增強鋁基復合材料力學性能的因素

1.1 增強相AlN 的引入方式對其強韌化效果的影響

目前制備AlN 增強鋁基復合材料的外加法主要有液相浸滲法、粉末冶金法、攪拌鑄造法等。劉章生［5］采用液相浸滲法在710 ℃高壓氮氣的條件下，將預制件浸入熔融的6063 合金中，制備了AlN/6063 復合材料。該復合材料在光學顯微鏡下觀察不到明顯的孔隙等制備缺陷，復合材料中的AlN 分布均勻。Torralba 等［6］按一定配比將AlN 粉末、鋁粉、鎂粉等原料混合后借助機械球磨工藝，使混合粉末合金化，冷壓后進行熱擠壓，獲得AlN/6061 復合材料。Kumaraswamidhas 等［7］則是將AlN 直接加入熔融的A2618 熔體中，然后利用鍍鋯低碳鋼攪拌棒進行機械攪拌，從而改善增強相在基體中的分布狀態(tài)，使增強相在基體中均勻分布。但劇烈機械攪拌易使增強相發(fā)生破碎，由此產生的尖角在材料服役時有較大應力集中傾向，影響材料的力學性能。

采用外加法制備AlN 增強鋁基復合材料時，由于直接將AlN 粒子加入基體合金中，因此增強相尺寸、體積分數以及基體合金種類的選擇自由度較大。但也存在一定的限制：（1）由于AlN 在空氣中易氧化、水解等，其純度較難保證，不利于形成牢固的AlN-Al 界面；（2）外加AlN 時，粒子尺寸過小會引發(fā)嚴重的團聚現象，削弱其強化效率；（3）復合材料的微觀組織可設計性較弱，無法靈活實現微米-納米級AlN 構型的設計。

原位合成法可有效克服上述限制［8-10］，如采用氣-液反應法制備AlN 時，需要控制熔體的溫度、氣體流量以及添加輔助元素等調控AlN 的粒子尺寸［11］。氣-液反應法最大的優(yōu)點是生成的增強相純度較高，但由于氣-液反應法是利用金屬熔體與氣體發(fā)生反應獲得增強相，因此對于反應條件要求較嚴苛（反應溫度要高于1100 ℃，N2中的濕度與氧含量需分別低于10 μg/L和10-6Pa［11］），并且無法精確控制增強相的體積分數，對于增強相的尺寸、分布狀態(tài)調控也較有限。

氣-固反應法可有效控制粉體氮化過程，因而可實現對AlN 尺寸、體積分數及分布的調控。Jia 等［12］首先將鋁粉加熱至580 ℃，在H2氛圍中進行脫氧處理，以4 L/min 的流速通入高純氮氣進行氮化處理，然后將氮化的粉末進行機械球磨，最后經放電等離子燒結后獲得AlN 增強鋁基復合材料。為了進一步控制氮化速率，Balog 等［13］通過改變Sn 和Mg 的添加量來調控氮化過程，但其制備過程較繁瑣，例如在590 ℃氮化過程中，需要嚴格控制Sn，Mg 的含量與氮化時間［14］，以保證氮化反應能順利進行而不產生過熱。

不同于氣-液、氣-固反應法嚴苛的工藝條件，Liu團隊［15］提出了一種制備方法簡單高效、綠色安全的固-液反應技術。該方法以含氮化合物為原料，與鋁粉混合后經機械合金化處理，可在582 ℃低溫原位制備AlN 增強鋁基復合材料。其可有效避免AlN 的氧化水解反應，實現與鋁基體的潔凈界面連接，而且可有效調控AlN 尺寸及分布，進而實現復合材料組織構型化設計與性能個性化設計。

目前，國內已制備出Al-N-B，Al-N-Si 等多種Al-N 系晶種合金。由于AlN 在晶種合金中原位自生、界面結晶且穩(wěn)定性好，因此可以廣泛應用在各系合金中。采用晶種合金法，可將原位自生AlN 引入合金中，有效避免增強相與基體合金潤濕性差及界面結合力較弱等問題，并且可通過調控晶種合金中增強相的分布狀態(tài)，輔助施加熔體外場，克服微納粒子的聚集傾向，這為復合材料的制備與調控提供了新的方法，也為AlN 增強鋁基復合材料的工業(yè)化應用奠定基礎。如高通等［16］利用Al-16.5AlN-4.8ZrB2-4.2Al2O3晶種合金，成功制備了（AlN+ZrB2+Al2O3）/6061Al 復合材料，該復合材料在160 ℃的極限抗拉強度（ultimate tensile strength，UTS）較6061 合金提高了14%。

綜上所述，與外加法相比，原位合成法具有以下優(yōu)點：1）增強相在基體合金中原位合成，因此增強相的純度和化學穩(wěn)定性高，并且其與基體界面結合良好；2）可按需設計反應條件，從而實現增強相尺寸、形貌以及分布等的調控，材料設計自由度大；3）可有效簡化增強相單獨合成、處理等制備過程，生產效率高，成本低。

1.2 界面微結構調控對AlN 強韌化效果的影響

對于顆粒增強鋁基復合材料而言，增強相與基體界面的結合情況會顯著影響增強相粒子強韌化作用的發(fā)揮［17-19］。相較外加法，原位法制備的AlN 多是通過化學反應獲得，粒子尺寸可達納米級，其粒子表面潔凈無污染，與基體界面結合良好。圖1 為AlN 與Al的界面結構［20-21］。如圖1（a）所示，在復合材料中，（200）Al∥（200）AlN，并且（200）Al與（200）AlN晶面間原子錯配度僅為1.7%，遠小于形核錯配度的臨界值6%，說明AlN 可成為鋁熔體的形核質點，細化合金晶粒尺寸［20］。Steinman 等［22］借助密度泛函理論（density functional theory，DFT）模擬了（111）Al與（0001）AlN之間的界面結合，通過計算發(fā)現其界面結合能為-3.0×105kJ/m2，并且其沿X軸界面強度可達2～5 GPa，沿Y軸強度約為2 GPa。Liu 團隊［21］研究發(fā)現，通過添加Cu，Si 等合金元素，可進一步調節(jié)AlN 與鋁基體的界面結合，從而實現對復合材料強韌性的調控。如當復合材料中含0.4%Cu（質量分數，下同）時，復合材料存在如下取向關系：（111）Al∥（101）AlN，但在AlN 與鋁基體界面處存在Cu 元素的富集層（圖1（b）［21］），此時復合材料在350 ℃的伸長率（elongation，EI）從3.5% 提高至14%。進一步借助深冷處理調控AlN 與鋁基體的界面結構，使界面處Cu 元素固溶進鋁基體后，AlN/Al-0.4Cu 復合材料在高溫強度基本不變的前提下，350 ℃的EI 從14%提升至25%。

由此可見，增強相的界面結構對其強韌化效果有顯著的影響。通過合理設計增強相界面結構，有助于增強相與基體間的載荷傳遞與協同變形能力的提升［23-25］，合理的界面結構設計還能夠延緩應力集中，降低應變局域化程度，改善基體與增強相構型變形不協調性，提高復合材料的強韌性。目前哈爾濱工業(yè)大學以及上海交通大學等國內研究機構開始利用微小X 射線束衍射儀、超顯微硬度儀、原子力顯微鏡、納米壓痕探針等先進表征技術，結合結構建模與力學模擬［26］，以期在更小的尺度上精確地研究構型界面微觀結構及界面微區(qū)的應力分布等，從本質上揭示材料的塑性變形及斷裂機理，從而設計出強韌性匹配更好的材料。

但目前關于AlN 增強鋁基復合材料的界面結構研究較少，對于界面微區(qū)結構與元素在AlN 界面處的偏聚形式還不明晰，對AlN 與鋁基體界面結構的調控與設計不足，還需借助HAADF-STEM，APT 等先進表征技術與計算模擬，進一步深入研究界面結構對增強相強韌化效果的影響。

1.3 混雜強化對AlN 強韌化效果的影響

混雜顆粒增強由于兼具多種增強相的性能優(yōu)勢［27-28］，且可以按不同增強相配比、尺寸比等進一步調控復合材料的微觀組織，近年來也獲得迅猛發(fā)展。目前已有學者對AlN 與其他增強相的混雜強韌化效果進行了初步研究。Yu 等［29］通過氮化（N2）及炭化（C2H2）法，使AlN 與TiC 在氣泡與鋁熔體的界面處生成，隨著氣泡在熔體中的運動，增強相會進入鋁熔體中，原位制備出AlN-TiC/Al 復合材料。Cui 團隊［20］研究了納米AlN 與納米TiC 雙相增強Al-Zn-Mg-Cu 基復合材料，發(fā)現雙相增強可以更好地實現材料強韌性的匹配，復合材料的強度及EI 較原合金分別提高10.6%和20%。趙玉厚團隊［30］研究了原位納米AlN與亞微米Al3Ti 協同增強ZL101 復合材料的強韌性，實驗結果同樣表明，雙相增強可有效提高材料的強韌性匹配，當成分配比為3.5%Ti，7%Si，通氮時間50 min 時，復合材料的強塑性得到提升，其中強度比基體提高25%，EI 比基體提高7.3%。許慶飛［31］借助漸進式反應，在Si3N4界面處原位生成AlN，這不僅解決了外加Si3N4與基體界面結合問題，而且制備出AlN 與Si3N4混雜增強的Al-Si 基復合材料，且復合材料中的兩種增強相可按不同比例、不同粒徑比進行調控。

除雙相粒子混雜增強外，多相粒子混雜增強技術近年來也得到了極大的發(fā)展。Kumaraswamidhas 等［7］利用攪拌鑄造法，將外加的Si3N4，AlN 和原位自生的ZrB2進行復合，制備獲得了三相混雜增強的2618 基復合材料。研究發(fā)現，添加不同含量的增強相時，復合材料的晶粒尺寸發(fā)生明顯的變化，當復合材料增強相的含量從2%增加至8%時，復合材料的晶粒尺寸從43.8 μm 細化至21.9 μm。這主要是由于，增強相在熔體凝固過程中，一方面可作為形核核心，提高形核率；另一方面，在晶界位置的高強、高穩(wěn)定性增強相可有效釘扎晶界的進一步遷移，從而實現復合材料中基體晶粒尺寸的細化。同樣利用攪拌鑄造法，高通等［16］通過將10%的Al-16.5AlN-4.8ZrB2-4.2Al2O3晶種合金加入720 ℃含有Si，Cu，Fe，Mn 等的6061 熔體中，精煉后即可獲得AlN，Al2O3和ZrB2三相粒子協同增強的6061 基復合材料。在該復合材料中，由于增強相的引入是借助晶種合金，其與熔體的界面結構優(yōu)于外加法，且在熔體晶種合金中增強相的粒子形貌與尺寸穩(wěn)定性好，其中，AlN 的粒子尺寸為100 nm，Al2O3和ZrB2的平均粒子尺寸為300 nm。在雙相粒子增強的基礎上，Cui 團隊［32］研發(fā)了AlN-TiC-TiN-Al3Ti 四相增強Al-Cu-Mn-Ti 復合材料，多相強化粒子加入基體合金后，增強相的細化與強韌化能力得到顯著提升。例如采用四相混雜強化后，基體合金晶粒尺寸從132.7 μm 減小至31 μm，且可實現材料強塑性的同步提升，復合材料的UTS 與EI 分別從196 MPa 和13.6%提高至220 MPa 和17.4%。

以上研究表現，相比于單一增強相，混雜顆粒增強由于兼具各強化相的性能優(yōu)勢，同時可通過混雜顆粒之間的相互作用及協同強韌化優(yōu)勢實現材料強度與韌性的協同強化，有效解決傳統(tǒng)單一增強相無法兼顧強度和塑性的矛盾，為鋁基復合材料的發(fā)展提供新動力。

1.4 增強相的構型設計對AlN 強韌性的影響

增強相的相組成、尺寸、體積分數及分布等對材料的強韌性會產生顯著影響，隨著對復合材料強韌性需求的提高，僅通過減小增強相尺寸、提高增強相體積分數等傳統(tǒng)方法較難滿足材料強韌性的需求。例如Torralba 等［6］采用外加法制備AlN/6061 復合材料時，當AlN 的體積分數從5%增加至15%時，復合材料的室溫UTS 反而從206 MPa 降至173 MPa。這是因為，當復合材料中AlN 的體積分數過高時，AlN 會發(fā)生嚴重團聚且易產生裂紋，導致復合材料力學性能嚴重降低。即使將混料制備工藝改為機械球磨后，高體積分數增強相的強化優(yōu)勢仍未充分發(fā)揮，在球磨時間小于4.5 h 或者大于12 h 時，15AlN/6061 復合材料的UTS 反而低于5AlN/6061 復合材料的UTS。說明，僅依靠增加增強相體積分數來提高材料力學性能是非常有限的，因此需要尋找一種新的組織設計方法，以充分發(fā)揮增強相的強化效果，實現材料強韌性的最優(yōu)設計。

近年來隨著對非均質構型的深入研究發(fā)現，增強相的構型及分級結構調控可為材料強韌化設計提供新思路［23-25］。Hashin 等［33］提出了彈性模量計算模型（即H-S 方程），該模型指出當增強相體積分數一定時，增強相分布狀態(tài)不同，其強化效果將會產生顯著差異。當增強相為網狀分布時，可有效釘扎晶界，阻礙位錯運動，提高材料的彈性模量［34-35］。研究發(fā)現，網狀結構實現了相鄰基體單元間的連通性，保證各單元以及網狀區(qū)域之間塑性的協調變形，從而顯著提升材料韌性［36］。

國內外學者對于AlN 增強鋁基復合材料中的構型調控進行了初步研究。Balog 等［13］通過調控氮化過程，在鋁液表面形成了兩層形貌、尺寸均不同的AlN，如圖2 所示，其中內層的AlN 層（1 區(qū)域）尺寸為10 nm，外層AlN（2 區(qū)域）為枝晶狀。這種非均質構型可有效釘扎晶界的運動，提高材料的熱穩(wěn)定性，例如在500 ℃、24 h 熱暴露后，復合材料的微觀組織與力學性能均具有良好的穩(wěn)定性。馬霞［37］對AlN 的構型設計進行了研究，其借助液-固反應技術，利用原位反應產物對原料分布狀態(tài)的遺傳性，原位合成納米AlN 粒子，并且可按需設計AlN 的尺寸及分布。在鋁基體中，借助AlN 粒子間的孿晶界面（10-13）連接，在空間中構筑三維網狀結構（圖3）。該網狀結構表現出良好的強化效果，當其以工業(yè)純鋁為基體、增強相質量分數為16.4%時，該復合材料室溫強度可達612 MPa。最值得關注的是，該三維網狀AlN 可有效提高純鋁基體在高溫下的服役性能，如其在300 ℃和350 ℃的UTS 分別可達250 MPa 和218 MPa。這是因為，網狀構型中的AlN 鏈可以有效釘扎高溫下晶界的運動，且該網胞尺寸為納米級，因此可以有效提高基體合金的高溫強度，實現硬包軟的結構。但也因為網狀AlN 對基體的良好釘扎作用，導致復合材料在高溫下的塑性變形能力較弱，其在350 ℃的EI 僅為3%。

圖2 AlN/Al 復合材料中雙層殼狀AlN 的ADF-STEM 圖及EDS 分析［13］Fig.2 ADF-STEM image of double-shell AlN and EDS analysis of AlN/Al composites［13］

圖3 網狀AlN/Al 復合材料微觀組織［37］ （a）SEM 圖；（b）ABF-STEM 圖Fig.3 Microstructures of network AlN/Al composites［37］ （a）SEM image；（b）ABF-STEM image

混雜強化及多級構型設計可為材料的強韌性設計提供新思路，基于以上設計理念，學者們對網狀AlN 增強鋁基復合材料的強韌性進行了進一步研究。Xie 等［38］在網狀AlN 構型基礎上，添加不同配比、不同尺寸的Al2O3粒子，使得復合材料在高溫強度基本不變的條件下，350 ℃的EI 提高12%。此外，陸峰華［39］借助旋鍛變形方式，調控網狀AlN 構型的連通率，使復合材料的室溫斷后EI 由3.38%提高至6.43%。胡愷琪［40］進一步借助梯度材料設計理念，成功制備了AlN/ZL109 梯度復合材料。研究表明，成分、物相、微觀組織和力學性能均呈梯度變化：從邊緣到中心依次呈現出從Al-Si 多元合金的半連續(xù)網狀結構、網狀構型間隙分布著AlN、條帶狀結構、更細密的條帶狀結構過渡至Al-AlN 合金。微觀組織構型的變化對其性能產生顯著影響，如該梯度材料的顯微硬度從邊緣到中心逐漸由120HV 升高至220HV。

以上研究表明，基于混雜強化的多級構型設計可實現增強相從單一維度到多維度的增強，進一步增加材料設計的自由度，實現各強化相的協同作用，突破傳統(tǒng)“以量取勝”的設計理念，實現材料性能的強韌化設計。

2 AlN 增強鋁基復合材料的力學性能研究

2.1 室溫及高溫拉伸性能

材料的力學性能與制備方法、增強相與基體合金的性能特點息息相關，AlN 增強鋁基復合材料的相關力學性能數據，如表1 所示［14-16，22，30-32，38-45］。圖4 展示了幾種典型AlN 增強鋁基復合材料構型變化對其室溫及高溫強韌化效果的影響［14，16，20，31-32，37-47］。

表1 AlN 增強鋁基復合材料的力學性能Table 1 Mechanical properties of AlN reinforced Al matrix composites

圖4 AlN 構型差異對其強韌化效果的影響（a）室溫；（b）高溫Fig.4 Influences of configuration discrepancies on the strength and toughening effect（a）room-temperature；（b）high-temperature

對于室溫性能而言，少量添加AlN 便可實現良好的強韌化效果，如當AlN 添加量為0.6%時，A356 的UTS 與EI 從275 MPa 和4.5% 提高至300 MPa 和7.5%［41］。當AlN 含量增加到一定程度后，其強化效果是有限的［42］，如將AlN 的體積分數增加至40%時，UTS 為520 MPa，EI 為1.2%，如圖4（a）中綠色陰影區(qū)域所示。

增強相構型的變化會對其強韌化效果產生顯著的影響，可用最少量的增強相獲得最大化的強韌化效果。Balog 等［13］制備獲得了納米級AlN 構成的雙層球殼狀AlN，當增強相體積分數為14.7%時，復合材料的室溫UTS 可達386.6 MPa，EI 為3.3%，如圖4（a）中藍色陰影區(qū)域所示。馬霞［37］通過調控AlN 在鋁基體中的分布狀態(tài)，實現了AlN 間以孿晶界面連接形成AlN 納米鏈，這些AlN 納米鏈在鋁基體中彼此連接構成三維網狀結構，僅需添加體積分數為14%的AlN，復合材料的室溫UTS 可達612 MPa，如圖4（a）中粉紅色五角星所示。

上述研究中都是對單相AlN 強化效果的研究，在強度提高的同時，材料的EI 不可避免地受到一定程度損害，而混雜強化以及多級構型設計可為材料的強韌性設計提供新方法。Cui 等［20］制備了AlN 與TiC 雙相混雜增強Al-Zn-Mn-Cu 復合材料，研究發(fā)現，添加雙相粒子后，Al-Zn-Mn-Cu 合金的室溫UTS 與EI 分別提高10.6% 和20%，獲得的AlN 與TiC/Al-Zn-Mn-Cu 復合材料的UTS 與EI 分別為490 MPa 和9.05%。許慶飛［31］研究了不同AlN 與Si3N4配比與含量對材料強韌化效果的影響，發(fā)現隨著粒子含量的增加，在擠壓過程中基體的變形與轉動被強烈阻礙，致使擇優(yōu)取向程度減弱，最終影響復合材料的強韌性表現，只有合適的配比才更有利于雙相粒子的協同強韌化，當AlN∶Si3N4=7.7∶5 時，復合材料可表現出更好的強韌化效果，其室溫UTS 與EI 為360 MPa 和13%。Xie等［38］在網狀AlN 基礎上添加彌散Al2O3，制備的（AlN+Al2O3）/Al 復合材料在室溫UTS 基本不變的前提下，EI 可從7.8%提升至14.6%，顯著改善了網狀AlN/Al 復合材料的塑性變形能力。

隨著混雜強化研究的深入，學者們也研究了如（Al2O3+ZrB2+AlN）/Al［43］，（AlN-TiC-TiN-Al3Ti）/Al-Cu-Mn-Ti［32］等三相及四相顆?；祀s強化增強鋁基復合材料，結果均表明，顆?；祀s強化可保持各強化相的性能優(yōu)勢，顯著改善材料的力學性能，突破單一增強相無法兼顧強度與塑性的困境。

AlN 除在室溫下表現出良好的強韌化效果外，其高溫強化效果也很顯著。如增強相質量分數為50%時［44］，其在400 ℃的強度可達154 MPa；借助構型調控使其形成雙層球殼狀結構時［45］，僅14.7%的AlN 在400 ℃的強度可達64 MPa；調控其為網狀構型時［37］，由于網狀AlN 具有很好的高溫穩(wěn)定性與強化效果，當AlN 體積分數為14%時，其在350，400 ℃和500 ℃的UTS 分別達218，165 MPa 和96 MPa。為了更清晰表示AlN 均勻分布的50AlN/Al 復合材料［44］與AlN 呈網狀分布的14AlN/Al 復合材料［37］在高溫下的強化效果，將兩種復合材料在不同溫度下的強度投影點用虛線連接，分別得到圖4（b）中的黑色和紅色虛線。對比兩條虛線可以更加清晰地看出，當增強相原位生成且呈網狀構型時，較小體積分數的增強相可實現更優(yōu)異的強化效果。

從上述室溫、高溫拉伸性能結果可知，AlN 在鋁基體中表現出良好的強韌化效果，并且借助構型設計及混雜強化，可進一步發(fā)揮增強體的強化效果，尤其是對于高溫強韌化而言，構型設計可使同體積分數的AlN 表現出更顯著的強韌化效果。

2.2 熱暴露性能

AlN 在鋁基中表現出良好的高溫強化效果，而當金屬材料在高溫環(huán)境中長期服役時，瞬時拉伸強度并不能準確反映材料的耐熱性能。因為在高溫環(huán)境中服役時，隨著服役時間的延長，材料的組織和性能會發(fā)生變化。尤其是對Al-Cu，Al-Si 等熱處理可強化型耐熱合金而言，高溫下強化相會發(fā)生粗化及有害的相轉變，嚴重削弱合金的高溫服役性能［48］。因此，研究AlN 增強鋁基復合材料的熱暴露性能對于該系合金在耐熱領域的進一步應用是至關重要的。

學者們研究了AlN/Al 系鋁基復合材料的高溫組織穩(wěn)定性，在不同溫度保溫不同時間后，測試其拉伸性能發(fā)現，其變化規(guī)律為先增加后趨于穩(wěn)定。如Balog 等［45］研究了AlN/Al-2Mg-1Sn 復合材料在300，400，500 ℃和600 ℃分別保溫24 h 后材料的組織和性能變化。發(fā)現由于納米AlN 可有效釘扎晶界，復合材料具有很好的熱穩(wěn)定性，在300～600 ℃保溫后，室溫力學性能基本保持不變。陸峰華［39］的研究結果進一步證明了AlN 對組織穩(wěn)定性的有效貢獻，其將AlN/Al 復合材料在500 ℃保溫100 h 后。合金中Al 晶粒未發(fā)生明顯的長大，平均晶粒尺寸仍為1.42 μm，同時材料的室溫強度隨著熱暴露時間的延長先增加，在10 h時達到最高，然后降低最后趨于穩(wěn)定。高通等的研究結果也反映出相似的規(guī)律［16］。

3 AlN 增強鋁基復合材料強韌化機制

3.1 室溫強韌化機制

對于鋁基復合材料而言，室溫下的強化效果主要有細晶強化、Orwan 強化、熱錯配強化以及載荷傳遞強化，以上強化機制多針對增強相均勻分布的復合材料。隨著學者們對強韌化機制的進一步研究發(fā)現，材料微區(qū)的塑韌性表現對材料的強韌化效果有顯著影響。周惠久等［49］提出，多晶體材料塑性變形的顯著特點為不均一性，也就是說，當材料宏觀塑性變形并不大時，個別晶粒由于其空間取向、性質、形貌及分布等不同，其塑性變形量可能較早達到極限值，從而導致裂紋萌生，影響材料的塑性變形能力。Armstrong等［50］以及Lu 等［51］也都指出微應變局域化對材料性能有顯著影響。因此，可通過復合材料的構型設計，調控基體和增強相的微觀應變區(qū)域，從而建立起“局域應變（應力）演化”-“強韌化機制”-“構型化設計”三者的關系，可助力材料強韌化設計。

異質變形誘導強化（hetero-deformation induced，HDI）［52］和加工硬化理論是基于在非均質材料中，硬質相與軟質相的界面處可以塞積足夠的幾何必須位錯，使得材料增加額外的加工硬化能力，同時由于異質界面處的應變梯度，有助于實現軟質相承擔更大的塑性變形，因此HDI 理論有助于同時提高材料的強韌性。

3.2 高溫強韌化機制

當材料的服役環(huán)境溫度升高時，原子的能量增大，晶界處的強度顯著下降，因此成為材料高溫服役中的薄弱環(huán)節(jié)。與此同時，材料的塑性變形機制也從低溫滑移向高溫擴散變形轉變，斷裂形式由穿晶斷裂向沿晶斷裂過渡。鋁基復合材料主要有第二相強化、載荷傳遞強化及晶界強化三種高溫強化機制。

當溫度升高時，位錯的運動從滑移轉變?yōu)榕室?，可繞過強化相運動至滑移面，因此高溫穩(wěn)定性好、強度高的第二相可有效釘扎位錯的攀移，最具代表性的為Orowan 強化，其計算式為［53］：

式中：σOrowan為Orowan 強化帶來的強度增加；M，G，μ分別為鋁基體的泰勒因子，剪切模量和泊松比；b為柏氏矢量；R為等效平面面積；γ為相鄰強化相間距。

載荷傳遞強化是鋁基復合材料在高溫下的重要強化機制。在高溫下，因位錯在晶界處運動和晶界的滑移易使基體發(fā)生變形，當材料受到外加應力時，載荷從基體向增強體傳遞，高硬度的增強相承擔大部分外加載荷，減少基體上承擔的載荷，從而可以延緩材料的塑性變形。Nardone 等基于混合模型計算原理，進一步考慮載荷從基體傳遞至顆粒過程中的主拉伸應力和剪切力，得到了改進的剪切滯后模型（式（2））［53］，由此可計算顆粒增強金屬基復合材料的強度。

式中：σc，σm為復合材料，基體的屈服強度；Vp，Vm為增強顆粒，基體的體積分數；s為增強體的長徑比。

高溫下晶界強度下降是鋁合金高溫性能無法滿足需求的主要原因，因此提高高溫下晶界的強度，可有效改善鋁基復合材料的高溫服役性能。由于晶界處原子排列比較紊亂，當環(huán)境溫度升高時，原子擴散效應加強，晶界快速動態(tài)軟化，此外高溫時位錯易在晶界處湮滅，以上兩方面因素綜合作用導致材料高溫服役性能不足。因此，可通過釘扎晶界、阻礙晶界滑移兩方面提高材料的高溫強度。

4 結束語

AlN 作為一種綜合性能優(yōu)異的鋁基復合材料增強相，由于其優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性、高溫強度及可設計性，在顆粒增強鋁基復合材料及耐熱鋁合金研發(fā)中表現出越來越大的發(fā)展?jié)摿?。目前研究者對其進行了大量探索，對AlN 增強鋁基復合材料的材料體系、微觀組織以及復合結構特征等有了一定的累積，但仍處于初步發(fā)展階段。要想使AlN 增強鋁基復合材料取得更加廣闊的應用前景，具備更強的競爭力，需要在以下三方面進行深入探索和研究：

（1）制備技術的創(chuàng)新。目前多采用粉末冶金、熔體氮化等傳統(tǒng)方法制備AlN 增強鋁基復合材料，如采用熔體氮化法時，需嚴格控制氮化溫度與氮源中的水分及氧含量，制備工藝苛刻。且傳統(tǒng)方法由于設備及制備方法的限制，對于材料制備參數調節(jié)較有限，如無法實現材料的快速降溫等，限制了材料微觀組織調控的自由度。此外，采用傳統(tǒng)方法制備出AlN 增強鋁基復合材料后，通常要進行擠壓、軋制等變形處理，以提高材料密度，才能制備出具有一定形狀尺寸的產品。該制備過程較繁瑣，生產周期較長，產品成本高。為了突破這一困境，必須打破傳統(tǒng)的“制備-加工”思路，可利用學科交叉優(yōu)勢，如借助3D、4D 打印技術，實現材料整體設計與制造。

（2）AlN 增強鋁基復合材料的精準設計。近年來開展的非均質AlN 構型的設計，為AlN 增強鋁基復合材料的設計提供了更多的可能。目前雖對非均質AlN構型增強鋁基復合材料進行了初步研究，但如混雜顆粒配比、界面結構設計以及仿生結構設計都僅依賴實驗研究，缺乏理論指導，材料制備過程中具有一定的試錯性與盲目性，且目前獲得的數據大多比較分散，缺乏系統(tǒng)性研究，實驗成本高，材料制備效率低。因此，利用現有實驗數據建立AlN 增強鋁基復合材料綜合數據庫，借助理論計算模擬進行精準設計，實現“完全經驗模式”到“理論預測模式”的轉變是需要解決的問題。

（3）非均質AlN 構型的強韌化機制。對于非均質如網狀AlN 或雙層球殼狀結構AlN 增強鋁基復合材料而言，其構型的存在對材料的強韌性尤其是高溫穩(wěn)定性與高溫強韌性帶來顯著提升，但構型設計對其周圍局部應變分布情況的影響還不明晰，而局部微觀應變與構型微觀組織的相關性是揭示構型設計強化AlN/Al 復合材料的關鍵。因此未來研究中，可利用先進表征手段，在更小的尺度上更加精確地研究非均質構型微觀組織對其強韌化的影響。此外，可借助有限元以及分子動力學等分析模擬軟件，從理論上對其強韌化機理進行預測。通過實驗與理論相結合，有望從本質上揭示構型設計對材料強韌性的影響規(guī)律。