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碳纳米管 (CNTs) 增强铝 (Al) 复合材料被认为是理想的轻质结构材料，具有出色的机械性能。在过去的几十年中，碳纳米管对铝基体表现出非凡的强化作用，并且提出了各种强化机制。不幸的是，由于超细晶粒 (UFG) 的低位错存储能力和 CNT 对位错的钉扎效应，CNT/Al 复合材料的强度增强通常伴随着相当大的延展性损失，这限制了它们的工程应用。 2022年8月，复合材料Top期刊《Composites Part B》发表了东北大学与金属所在通过引入层状结构和晶粒改性增强碳纳米管/Al-Cu-Mg复合材料的强度-塑性方面的研究工作。论文标题为“Enhanced strength–ductility synergy of carbon nanotube/Al–Cu–Mg composites via introducing laminate structure and grain modification”。 文中，层压碳纳米管 (CNT)/Al-Cu-Mg 复合材料由不含 CNT 的交替延展层（粗粒或超细粒 Al）和富含 CNT 的脆性层（超细粒）组成，采用粉末冶金法制备。结果表明，与均匀复合材料相比，复合材料的强度-延展性显著提高。拉伸变形过程中不同层之间的机械不相容性在韧性层和脆性层之间产生了大量的几何必要位错（GND），从而抑制了应变局部化，从而提高了强度-塑性。与以粗晶粒Al为延性层的层压复合材料相比，以超细晶粒Al为延性层的层压复合材料的强度进一步提高了14%，而伸长率保持不变。这是因为韧性层的超细晶粒而不是粗晶粒可以导致更高的强度并且与脆性层具有更好的协调性。 
平均直径为 10 nm，长度超过 5 μm（图 1（a））的原样 CNT 由清华大学提供。平均直径为 10 μm（图 1（b））的雾化 2009Al 合金粉末的成分为 Al-4.5 wt% Cu-1.5 wt% Mg。研磨后的 2009Al 合金（图 1（c））和 3 vol% CNT/2009Al 复合材料（图 1（d））粉末分别通过在以 250 rpm 转速和球粉比运行的超微粉碎机中球磨获得 在纯净的氩气气氛中以 15:1 的比例保持 10 小时。图1（e）的插图表明CNT可以在研磨后单独插入Al粉末中。 
图 1. 不同粉末的 SEM 图像：(a) 收到的 CNT，(b) 雾化的 2009Al，(c) 研磨的 2009Al，和 (d) 研磨的 3 vol% CNT/2009Al（插图显示 CNT 在 在 TEM 下研磨的复合粉末）。 
图 2 层压复合材料的制备路线示意图。 雾化和研磨后的 2009Al 分别用于获得延展层(DLs)，而3 vol% CNT/2009Al 粉末用于获得层压复合材料的脆性层(BLs)。层压复合材料的制备路线示意图如图2所示。首先将DL和BL粉末交替铺入圆柱模具中，然后在813 K冷压和真空热压成层厚比为1:2的坯料。该厚度比可以获得标称CNT浓度为2 vol%的层压复合材料。从坯料中垂直于热压方向取出圆柱形材料，然后在723 K下以16:1的挤压比热挤压成棒材。热挤压棒材沿挤压方向在753 K下进一步热轧以每道 15% 的比例减少 75% 的方向。最后，将热轧复合材料在 773 K 下固溶处理 2 h，然后在水中淬火，自然时效 96 h 以上。 
图 3. (a) (c) CG DL-BL, (b) (d) UFG DL-BL 的层结构和晶粒; （e）（f）BL中的晶粒和CNT分布。 
图 4 层压复合材料中DL和BL之间的层压复合材料边界的TEM 和 HRTEM 图像：（a）和（b）CG DL-BL，（c）UFG DL-BL，和（d-f）BF、HAADF和CG DL-BL的元素映射。 层压复合材料的 DL-BL 边界的微观结构如图 4 所示。TEM 和 HRTEM 图像如图 4(a-f) 所示，进一步证实在 BL-DL 边界没有观察到孔缺陷，并且两层紧密结合。图 4（f）所示的元素映射表明在 BL-DL 边界处没有检测到 Cu 或 Mg 的元素偏析。所有这些都表明 BL 和 DL 相对独立且结合良好。 
图 5 BLs 中 CNT-Al 界面周围结构的 HRTEM 图像。 层压复合材料BL中CNT-Al界面周围结构的HRTEM图像如图5所示。这表明CNT的壁结构保留良好，CNT-Al界面结合良好（图5（a）和（b）），表明随后的热轧没有进一步破坏CNT的结构。此外，一些纳米级的 Al4C3 颗粒形成在附着在一些 CNT 上或附近的区域中（图 5（c）和（d））。众所周知，一定量的界面反应可以增加界面结合，有利于提高强化效率。 
图 6. (a) 层压复合材料和相应的 DL 和 BL 材料的拉伸曲线，(b) 均匀和层压 CNT/2009Al 与标称 2 vol% CNT 的拉伸曲线，(c) CNT/Al 的强度-延展性比较 HEBM制造的复合材料。 图6(c)显示了文献报道的强度-延展性。可以看出，所有复合材料都表现出强度和延展性之间的权衡，即高强度伴随着低延展性。然而，与报道的均匀复合材料相比，层压复合材料表现出相对较高的强度-延展性。 
图 7. (a) 局部放大的拉伸曲线和 (b) 均匀和层压复合材料的应变硬化。(c)-(f) 非原位 TEM 图像显示对应于“c-f”点拉伸曲线上的尖端下降的位错演变。(g1)-(g3) 变形过程中位错演化的示意图。第一阶段：弹性变形；第二阶段：弹塑性变形；第三阶段：塑性变形。 根据以上分析，层压复合材料的拉伸变形可分为三个阶段。在弹性阶段，DLs 和 BLs 独立变形（图 7（g1））。在弹塑性阶段，塑性变形优先发生在软DLs中，而BLs仍处于弹性变形阶段（图7（g2））。在塑性阶段，BLs 和 DLs 都发生塑性变形（图 7（g3））。然而，由于 DLs 中的塑性应变大于 BLs 中的塑性应变，应变梯度不仅发生在 DLs 中，而且还发生在界面附近的 BLs 中。这些应变梯度随着它们继续变形而变得更大，从而形成更多的 GND 并导致背应力硬化。在不同阶段，DLs 和 BLs 承受不同的变形。结果，产生了背应力和 GND，以减轻界面处的变形不相容性。据报道，层压结构可以提供分隔不同硬度区域的大量区域边界。因此，DLs和BLs之间背应力的存在提高了BLs的变形能力，这也是复合材料伸长率增加的原因。 
图 8. 两种不同层压复合材料的纵向截面和横截面的典型 OM 和 SEM 图像：(a) (b) (c) CG DL-BL。(d) (e) (f) UFG DL-BL。 
图 9. 异质复合材料的实验和计算拉伸性能比较：（a）YS，（b）UTS，和（c）SDP。 
图 10 UFG DL-BL 层压复合材料在不同拉伸阶段随拉伸应变增加的显微组织。（a）和（b）不变形，（c）弹性阶段和（d）（f）不同预拉伸阶段的塑性阶段。 图10 显示了UFG DL-BL 在不同拉伸阶段的 TEM 图像。总体而言，UFG DL-BL在不同菌株下的位错积累趋势与CG DL-BL相似（图7）。除了 DLs 中的大量位错外，BLs中也存在明显的位错（图10（d）-（f）），这表明 BLs 中的 CNT/2009Al 晶粒也可以塑性变形并在张力下维持应变硬化。这提供了直接证据，表明位错会引起硬化并促进观察到的高应变硬化能力。 在这项工作中，通过将 PM 与热轧相结合，制备了具有层状结构的 CNT/2009Al 复合材料。主要结论如下：
(1)成功制造了由不含 CNT 的延展层和富含 CNT 的脆性层组成的 CNT/2009Al 层压复合材料。BLs和DLs紧密结合，无缺陷，有利于充分发挥整个样品各层的性能。 (2)通过构建层合结构，成功实现了复合材料强度和延展性的卓越结合。由 GNDs 引起的位错储存能力增加和背应力硬化效应是层压复合材料具有优异延展性的主要原因。 (3)通过适当细化 BLs 的晶粒尺寸，提高了 DLs 和 BLs 之间的协调变形能力。结果，UFG DL-BL与制服和CG DL-BL相比，获得了强度和伸长率的同步提高。这为高强韧性复合材料的设计提供了新思路。 原始文献 P.Y. Li, X.N. Li, Z.Y. Liu, L.Q. Chen, B.L. Xiao, Z.Y. Ma. (2022) Enhanced strength–ductility synergy of carbon nanotube/Al–Cu–Mg composites via introducing laminate structure and grain modification. In Composites Part B 243, p. 110178. DOI: 10.1016/j.compositesb.2022.110178. 原文链接 https://www./science/article/pii/S1359836822005534 专注于复合材料力学领域的知识创作与分享，国内复合材料领域颇具影响力的技术交流平台之一，第一时间更新复合材料方向前沿技术，所发布的前沿资讯、仿真案例、技术方法、代码插件助力了无数学子专业素养和专业技能的提升，深受广大学生群体及青年科技工作者喜爱。“聚焦前沿，引领未来”，复合材料力学公众平台期待您的关注！
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