纳米氮化硼增强金属基复合材料的研究进展

刘振强，王匀，李瑞涛，何培瑜，刘宏，刘为力

应用技术

纳米氮化硼增强金属基复合材料的研究进展

刘振强，王匀，李瑞涛，何培瑜，刘宏，刘为力

（江苏大学 机械工程学院，江苏 镇江 212013）

在金属中添加陶瓷增强相是调控和改善金属材料结构和性能的重要途径。传统硬质陶瓷增强相难以满足金属材料日益严苛的应用需求。以氮化硼纳米片（boron nitride nanosheet，BNNS）和氮化硼纳米管（boron nitride nanotube，BNNT）为代表的纳米氮化硼具有极大的比表面积和优异的力学性能、热稳定性、化学稳定性等，是制备性能优异的金属基复合材料的理想增强相。系统总结了纳米氮化硼的种类和特征，综述了纳米氮化硼增强金属基复合材料的制备方法，归纳了纳米氮化硼增强Cu、Al、Ti复合材料的研究成果，总结了纳米氮化硼/金属复合材料的力学和摩擦学性能，并揭示了复合材料性能改善的机理。最后，展望了纳米氮化硼/金属复合材料的发展趋势。

纳米氮化硼；金属基复合材料；力学性能；摩擦学性能

航空航天、深海舰船、汽车交通、核电、化工、能源等领域的迅猛发展使金属基复合材料的服役条件日趋复杂和苛刻。由于陶瓷与金属间本征的弹塑性变形和热变形失配，传统的微米陶瓷颗粒增强金属基复合材料极易产生微区应力集中，导致应变局域化现象加剧，显著降低了复合材料的塑韧性与损伤容限，无法满足极端苛刻的服役环境要求[1-2]。

近年来，以石墨烯为代表的低维纳米材料被视为金属基复合材料的理想增强相，其较大的比表面积有利于提高界面结合强度，更利于应力传递[3-6]，因此，在较低含量和常温下就能实现复合材料综合性能的显著提高。六方氮化硼（h–BN）与石墨具有相似的层状结构，氮化硼纳米片（BNNSs）和氮化硼纳米管（BNNTs）的结构分别与碳纳米材料中的石墨烯和碳纳米管的结构类似。与纳米碳材料相比，纳米氮化硼具有相似的力学性能，但却拥有更好的耐高温、耐腐蚀性和抗氧化性等[7]。此外，密度泛函理论计算的结果表明，纳米氮化硼的活性化学边缘能够保证其与金属的界面形成强化学键，从而确保界面具有较高的临界剪切应力[8-9]。因此，纳米氮化硼在作为金属基复合材料增强相方面比碳纳米材料具有更好的应用前景。

文中系统总结了纳米氮化硼增强Cu、Al、Ti复合材料的研究成果，评价了制备工艺对纳米氮化硼和复合材料的影响，总结了纳米氮化硼/金属复合材料的力学和摩擦学性能，并揭示了复合材料性能改善的机理。最后，展望了纳米氮化硼/金属复合材料的发展趋势。

1 纳米氮化硼增强相的种类与性能特征

1.1 氮化硼纳米片

氮化硼纳米片（BNNSs）具有与石墨烯相同的六角形结构，但呈白色，所以又被称为白色石墨烯[10]。由于二者的晶体结构类似，BNNSs具有许多与石墨烯相似的性质。理论上，单层BNNS的弹性模量为0.71～0.97 TPa，断裂强度达120～165 TPa，皆与石墨烯的实验值接近（弹性模量1.0 TPa、断裂强度130 GPa）。除具有优异的力学性能外，氮化硼纳米片还具有出色的导热性、绝缘性、自润滑性、热稳定性和化学稳定性，有着非常广阔的应用前景。

大规模制备BNNSs是实现其工业应用的基础。目前，BNNSs的制备方法主要包括化学气相沉积法、湿化学法、胶带法、化学剥离法、声波降解法、流体剥离法、球磨法等。但上述方法或产量低、或设备复杂、或产品纯度低，距离工业生产尚有差距，故仍需探索纳米氮化硼高效高品质大规模制备的途径。

1.2 氮化硼纳米管

氮化硼纳米管（BNNTs）与碳纳米管的结构类似，具有优良的物理、力学和化学性能，可与碳纳米管相媲美[11]。BNNTs具有极高的弹性模量（750～1 200 GPa）和抗拉强度（～24 GPa），在700～950 ℃的温度范围内具有很好的抗氧化性，并具有良好的热稳定性和化学稳定性，是金属基复合材料中极具潜力的增强相。

近年来，BNNTs的制备已取得了较大进展，但距离大批量制备仍有较大差距。BNNTs现有合成方法主要包括球磨退火法、化学气相沉积法、电弧放电法、等离子体法等。上述方法都有缺点，其中化学气相沉积法和球磨退火法的效率较低，电弧法会产生大量杂质，等离子体法设备成本高昂。因此，BNNTs的大规模制备问题同样亟需解决。

2 纳米氮化硼增强金属基复合材料的制备方法

2.1 粉末冶金法

粉末冶金法是制备氮化硼增强金属基复合材料常用的方法之一。粉末冶金法属于固相法，该方法一般先将金属粉末和纳米氮化硼在混合装置中混合，再压入模具中形成所需形状，最后烧结。该方法成本低、效率高，在工业领域应用广泛。目前，已有较多通过粉末冶金法制备纳米氮化硼增强金属基复合材料的研究[12-13]，也已得到了良好的力学性能。此外，通过对粉末冶金法制备的复合材料进行热挤压、热锻造或热轧加工，可进一步提升复合材料的力学性能。目前，粉末冶金法制备纳米氮化硼增强金属基复合材料仍存在一些挑战，如纳米氮化硼容易团聚、界面结构如何调控等。因此需要寻找合适的分散方法和界面调控策略，从而保证良好的界面结合。

2.2 搅拌铸造法

搅拌铸造法属于液相法，该方法首先将金属熔化，随后通过搅拌将增强相分散到熔体中，最终压铸成形。在金属基复合材料的液相制备法中，搅拌铸造法是最经济高效的。Hashim等[14]采用搅拌摩擦法制备了纳米氮化硼颗粒增强铝基复合材料，与纯铝相比，得到的材料硬度和耐磨性都有大幅提升。但需要指出的是，搅拌铸造法存在增强相容易聚集、熔体中存在孔隙的问题，这会严重影响复合材料的力学性能。最近，大量学者提出了超声辅助铸造法（ultrasonic treatment assisted casting，UST）以制备金属基复合材料。该方法利用微气泡、高空化压力和高强度超声波的传播，有望实现复合材料微观结构和力学性能的调控、克服搅拌铸造法的弊端。受此启发，Tanaji等采用UST制备了BNNSs增强铝基复合材料，研究发现，在UST的作用下，BNNSs能够良好分散，由于晶粒细化和BNNSs的良好分散，复合材料的硬度提升了36%，弹性模量提升了150%。

2.3 选择性激光熔化

选择性激光熔化法（selective laser melting，SLM）属于液相法，是金属材料增材制造的一种重要途径，已广泛应用于航空、汽车等行业。在SLM过程中，通过计算机控制高能激光束从而选择性地熔化粉末，被扫过的金属粉末经过熔化、凝固，达到冶金结合的效果。因此SLM技术十分适合制备形状复杂的金属零件。Chen等[15]采用SLM制备了BNNSs增强Ni3Al基复合材料，得到的材料展现出了良好的界面结合情况和优异的耐磨性。此外，该研究还表明，SLM技术具有显著的晶粒细化作用，其晶粒细化效果与BNNSs钉扎带来的晶粒细化效果相当。

2.4 分子级混合法

分子级混合法通过利用官能团和金属离子之间直接的静电相互作用，可以同时实现纳米级增强相在金属基体中的均匀分散和良好的界面结合。该方法的有效性已在碳纳米材料增强金属基复合材料中得到证实[16-17]。Yoo等[18]首次采用分子级混合法制备了BNNSs/Cu复合材料，BNNSs上的负电荷官能团与铜金属离子之间具有静电相互作用，混合过程诱导了BNNSs与Cu基体间的键合，也增强了BNNSs的分散性。结果表明，在300 ℃高温下，纳米复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量等力学性能均有显著提高。

2.5 冷喷涂沉积法

冷喷涂沉积是一种新兴的材料表面改性技术和增材制造方法，该方法利用高压空气将粉末颗粒加速到超音速，并使粉末通过喷嘴沉积在基底上。撞击时，固态颗粒产生塑性变形并机械结合在基板上形成涂层。与传统的热喷涂方法相比，冷喷涂具有较低的沉积温度，可以大大降低由氧化、残余拉应力和化学反应等热输入引起的材料缺陷[19]。然而，上述沉积特点也会带来材料各向异性的问题。此外，大比表面积的增强相有可能会阻碍金属颗粒间的结合，造成涂层韧性的削弱。

3 典型纳米氮化硼增强金属基复合材料性能特性

3.1 铜基复合材料

3.1.1 纳米氮化硼增强铜基复合材料力学性能

铜具有优异的延展性、高导电性和高导热性等优异性能，被广泛应用于电力电子、能源石化、交通运输、机械冶金等众多行业，但其应用受较低力学性能的限制。因此，开发出具有高力学性能的铜基复合材料逐渐成为当今科学界的研究热点之一。

界面是载荷传递的桥梁，对于金属基复合材料力学性能的提升至关重要。分子级混合法通过利用官能团和金属离子间直接的静电相互作用，可以实现纳米增强相与金属基体良好的界面结合。Yoo等[18]采用分子级混合工艺制备了氮化硼纳米片/铜（BNNSs/Cu）纳米复合材料，并测试了其室温和高温力学性能。结果表明，在室温和300 ℃高温下，纳米复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量等力学性能均有显著提高。其中，当BNNSs的体积分数为2%时，复合材料的高温抗拉强度达到了227 MPa，高于相同体积分数下石墨烯/铜复合材料的183 MPa和纯铜的121 MPa。该发现虽证明了BNNSs/Cu金属基复合材料在高温下力学性能的可靠性、拓宽了铜基复合材料在高温领域的应用，但是也应当看到，该工艺制备的BNNSs/Cu复合材料的伸长率普遍降幅巨大，这一方面与较高体积分数的BNNSs会产生难以避免的团聚有关，另一方面也是BNNSs在铜基体中“均匀分布”所导致的必然结果。因此，该研究并未突破金属基复合材料强韧不平衡的重要瓶颈。

金属基复合材料的构型化设计有望充分挖掘纳米增强相的潜力，进一步发挥复合材料中不同组元间的协同、耦合及多功能响应机制，实现其性能指标的优化配置[1]。经过数亿年的进化，大多数生物材料都具有可观的力学性能，如高强度和高韧性。研究表明，这些性能往往源于它们独特的微观结构[20-22]。例如，珍珠层是一种天然复合材料，由脆性矿物层和少量有机成分组成。正是因为独特的片层状结构（见图1），其不仅具有较高的强度，还具备优异的韧性，能在自然界复杂多变的环境中抵抗外界的冲击，阻碍裂纹的萌生和扩展[23]。这种仿生层状结构为解决金属基复合材料的强韧不平衡问题提供了一种潜在的解决方案。基于上述设计理念，本课题组采用球磨与放电等离子烧结（SPS）相结合的方法，制备出具有层状结构的BNNSs/Cu复合材料，制备流程如图2所示[24]。与均匀分布结构不同的是，该层状结构复合材料实现了室温强度和韧性的同时提升（见表1），当BNNSs体积分数为0.3%时，复合材料的抗拉强度为216 MPa，比纯钛的抗拉强度高出15.3%。此外，其伸长率达到了56.6%，高于纯铜的41.1%，其断裂能达104.5 MJ/m3，比纯铜的高出73.9%，实现了金属基复合材料的强韧平衡。

复合材料力学性能的提升与强化增韧机理的贡献密切相关。BNNSs/Cu复合材料涉及多种增强机理，包括细晶强化、位错强化、奥罗万强化和载荷转移强化。前两者与纳米片含量密切相关，随着纳米片含量的上升，一方面纳米片的钉扎作用更加突显，进一步限制了烧结过程中基体晶粒的长大，另一方面会在晶界处产生更高的位错密度，导致更显著的位错强化；而后两者与界面结合密切相关，只有界面结合足够强，才能充分发挥增强相对位错滑移的阻碍作用和对载荷的承担能力。需要指出的是，BNNSs与铜的界面为扩散界面，界面仍维持了相对平滑的形貌，如图3所示。这种中等结合强度的界面容易在承载时脱沾[25]，不利于充分发挥BNNSs的内在强度，故BNNSs/Cu复合材料的宏观强度仍有上升空间。对于BNNSs/Cu层状仿生复合材料，其增韧效果主要源于BNNSs的裂纹“桥接”效应和层状结构带来的裂纹偏转效应，如图4所示。

图1 贝壳的整体形貌（a）及其片层状断面形貌（b）[21]

图2 BNNSs/Cu层状仿生复合材料的制备流程示意图[24]

表1 不同结构BNNSs/Cu复合材料的力学性能对比

Tab.1 Comparison of mechanical properties of BNNSs/Cu composites of different structures

3.1.2 纳米氮化硼增强铜基复合材料摩擦学性能

铜基合金作为轴承材料，可减少轴承表面的摩擦磨损[26-28]，但频繁的启动和停止会损坏润滑膜，导致轴承与衬套之间产生干摩擦，加重铜基衬套的磨损[29]。传统液体润滑剂对负载、速度和温度等工作条件非常敏感，难以应对极端工况，限制了机械设备的大型化和微型化。相比之下，固体润滑剂的使用温度更广，有助于提升机械零部件的设计制造精度[30]。其中，纳米氮化硼纳米片层间仅存在范德华力，结合力较弱，易于滑动，具有较好的自润滑性，且其高温稳定性较好，非常适合极端工况，因此被视为极具潜力的固体润滑剂之一[31-32]。

将固体润滑剂掺杂进金属中以制备出金属基复合材料或沉积金属基复合涂层是直接提升金属零部件摩擦学性能最有前景的方法[32]。本课题组通过冷喷涂工艺制备了氮化硼纳米片增强铜基复合涂层。在Cu中加入BNNSs虽然会降低涂层的沉积效率和硬度，但BNNSs的润滑作用明显降低了摩擦因数，显著提升了耐磨性（磨损率降低了34%），如图5所示[33]。需要注意的是，冷喷涂涂层的层间结合以机械结合为主，界面结合力较差，涂层整体往往呈现明显的脆性和各向异性[34-35]。从冷喷涂涂层断面来看，大比表面积的BNNSs有可能进一步阻碍金属颗粒间的结合，因此断面呈现出明显的脆断特征（见图6）。传统的热处理工艺虽然能在一定程度上缓解涂层各向异性和层间结合较弱的问题，但其效率较低，且会导致晶粒显著长大[36]。而近年来兴起的电流/电场辅助烧结工艺，如SPS等，能够在电流、电场、压力场等多场耦合作用下对材料进行后处理并精准调控复合材料的组织和性能[37-38]，但目前针对纳米复合涂层SPS热处理的研究仍较为缺乏。

图3 BNNSs/Cu复合材料的界面形貌（透射电子显微镜）[24]

图4 纯铜（a）和BNNSs/Cu复合材料（b）的断面形貌和复合材料的增韧机理：裂纹“桥接”（c）和裂纹偏转（d）[24]

图5 纯铜基体、铜涂层和BNNSs/Cu复合涂层的摩擦因数（a）和磨损率（b）对比 [33]

图6 BNNSs/Cu复合涂层的断面形貌（SEM）[33]

Fig.6 Fracture surface morphology of BNNSs/Cu composite coating (SEM)[33]

3.2 铝基复合材料

3.2.1 纳米氮化硼增强铝基复合材料力学性能

铝及其合金具有低质量体积比、低热膨胀系数、高耐热性、高耐磨性、高比刚度等特点，是各种工业应用的首选材料，如船舶、汽车、航空航天、建筑工业等[39-41]。然而，纯铝的力学性能（刚度和抗拉强度）较差，当铝仅被加热到几百摄氏度时，其力学性能就会进一步显著降低，这大大限制了其应用。近年来，众多学者通过向铝或铝合金基体内添加陶瓷颗粒增强相以改善其力学、摩擦学和耐腐蚀等性能，取得了一定成效[42-44]。但是，除强韧不平衡的问题外，传统硬质陶瓷颗粒的引入还会导致铝的可加工性变差。理论上，氮化硼纳米片和氮化硼纳米管等高强软质纳米增强相可以克服该问题。

目前，已有学者对纳米氮化硼增强铝基复合材料开展了较为充分的研究。Yusupov等[45]采用球磨与放电等离子烧结相结合的方法制备了BNNSs/Al复合材料。结果表明，仅添加质量分数1%的BNNSs即可使复合材料的抗拉强度达到152 MPa，相比纯铝的高出69%。然而，由于球磨分散工艺的缺陷，后续增加BNNSs含量会加重BNNSs的团聚（见图7），导致材料强度和韧性同时下降（见表2）。因此，BNNSs在铝晶界中的分布情况仍需改善。受此启发，本课题组采用了分步球磨+直流烧结的技术制备BNNSs/Al复合材料[46]。通过在球磨过程中逐步添加BNNSs，可以有效地将BNNSs分散到原始铝表面和球磨产生的新生铝表面上，最终使BNNSs均匀分布在复合材料中，进一步提高了铝基体对纳米片的容纳上限（见图8）。其中，当BNNSs的体积分数为2%时，复合材料的抗拉强度达220 MPa，比纯铝的高69%。HRTEM结果表明，复合材料界面处生成了AlN、AlB2、AlB10相，但该界面反应较为轻微，BNNSs仍能保持结构完整，界面仍为较平滑的形貌。

表2 各类BNNSs增强铝基复合材料的力学性能对比

Tab.2 Comparison of mechanical properties of various BNNSs/Al composites

图7 BNNSs不同质量分数下BNNSs/Al复合材料的微观形貌[45]

图8 不同球磨分散工艺的机理及分散效果对比：(a,d)分步添加BNNSs；(b,e)一次性添加BNNSs；(c,f)将铝颗粒扁平化后再一次性添加BNNSs[46]

研究表明，BNNT增强Al基复合材料也同样具有巨大的应用潜力。Yamaguchi等[47]通过磁控溅射技术制备了BNNT/Al纳米混杂体，结果表明，纳米铝涂层与BNNT结合紧密，抗拉强度达360 MPa，相比纯铝的提升了9倍。此外，Lahiri等[48]采用粉末冶金法制备了BNNT/Al复合材料并获得了优异的力学性能，发现经放电等离子烧结制备的5%（体积分数）BNNT/Al复合材料的屈服强度和抗压强度分别可达88 MPa和216 MPa，比纯铝的高50%以上。

纳米氮化硼增强铝基复合材料的强化机理与BNNSs/Cu复合材料的类似，主要包括细晶强化、位错强化、奥罗万强化和载荷转移强化。其中，Nam等[49]针对BNNSs在铝基复合材料中的细晶强化作用展开了研究，结果表明，BNNSs的钉扎作用能在580 ℃高温下显著抑制纯铝晶粒的长大。纯铝晶粒尺寸从600 nm减小至40 nm后，抗拉强度从80 MPa上升至468 MPa。在此基础上，若添加体积分数为2%的BNNSs，复合材料的抗拉强度会进一步上升至685 MPa。该发现证明了BNNSs增强纳米金属基复合材料在高温领域应用的巨大潜力。

3.2.2 纳米氮化硼增强铝基复合材料摩擦学性能

在铝基复合材料的摩擦学性能方面，苏州大学对氮化硼纳米片增强的Ni3Al金属基复合材料的摩擦学行为进行了研究。实验结果显示，Ni3Al/BNNSs复合材料具有良好的耐磨性，在20 N和80 N的摩擦载荷下，其磨损率分别仅为Ni3Al基体的11.7%和5.3%（见图9a）。图9b说明了纳米片在摩擦过程中能够平铺在摩擦表面，保护基体，导致磨损率较低。

3.3 钛基复合材料

3.3.1 纳米氮化硼增强钛基复合材料力学性能

自20世纪70年代以来，钛基复合材料（TMCs）因其优越的力学性能，如高比强度和高温耐久性，而受到广泛关注，在汽车交通、航空航天和军事等领域具有重要应用价值。

将多种增强相同时加入到基体中可以发挥各自增强相的优势，产生“混杂效应”，有望提升钛基复合材料的综合性能。纳米氮化硼与钛的界面反应可原位生成多种形态的纳米增强相，如零维的TiB2纳米颗粒和一维的TiB纳米线，通过调控界面反应可得到多维的纳米增强相，因此纳米氮化硼理论上可以作为增强相显著提升钛合金的性能。此外，当前研究的增强钛基复合材料按照增强相的分布方式可分为均匀分布和非均匀分布TMCs。当增强相均匀分布时，连续基体软相主导复合材料的变形行为，使材料强度和弹性模量提升有限，而塑性和韧性却急剧下降，导致其工业应用受限[50]。相反，当增强相采用微观尺度非均匀分布， 如双连续结构、互穿结构、层状结构和网状结构时，TMCs在断裂韧性、延展性和强度方面都有显著的改善[51-54]。如Huang等[50]采用低能球磨结合反应烧结工艺制备出增强相呈3D网状分布的TiBw/TC4复合材料，其综合性能优异，这是因为网状分布的TiB晶须有效增强了复合材料，较好的基体连通性使复合材料也表现出良好的塑性。

结合上述思想，本课题组采用低能球磨加放电等离子烧结工艺制备了BNNSs呈网状分布的钛基复合材料[55]。其中，BNNSs与钛基体的原位反应生成了TiB2纳米颗粒和TiB纳米线，使界面形成了纳米镶嵌结构、刷状结构和桥联结构（见图10）。相比平滑界面结构，这些纳米尺度机械镶嵌结构使界面临界剪切强度翻倍，大大提升了载荷传递效率，充分发挥出了BNNSs的内在强度。当BNNSs的体积分数为0.5%时，复合材料的抗拉强度达到了715.1 MPa，比纯钛的高73.4%。此外，网状分布的BNNSs进一步阻碍了裂纹的扩展，使裂纹曲折化，从而在拉伸过程中消耗了更多的能量（见图11）。因此，当BNNSs的体积分数为0.5%时，复合材料的断裂能达144 MJ/m3，高于纯钛的138 MJ/m3。在BNNT/Ti复合材料方面，也有学者采用放电等离子烧结技术调控了BNNT和基体间的界面结构，使BNNT、TiB2和TiB同时保留，并取得了良好的力学性能（见图12）[11,56]。

图9 Ni3Al基体与Ni3Al/BNNSs复合材料的磨损率对比图（a）和Ni3Al/BNNSs复合材料的磨损轨迹表面纳米片形貌图（b）[15]

图10 BNNSs/Ti复合材料微观组织形貌图[55]

值得一提的是，前人已对石墨烯/钛复合材料进行了充分的研究，由于石墨烯与钛过分亲和，二者的界面在烧结过程中难以调控，导致石墨烯的结构极易遭到破坏，严重削弱了增强效果[57-59]。相比之下，钛和氮化硼适中的界面反应速率赋予了钛基复合材料丰富的可设计性[60]，结合先进的烧结工艺如放电等离子烧结[38,61]、超快高温烧结[62-63]等，有望进一步实现BNNSs/Ti复合材料界面、组织和力学性能的精准调控。

3.3.2 纳米氮化硼增强钛基复合材料摩擦学性能

氮化硼与钛适当的界面反应同样有利于钛基复合材料的摩擦学性能。一方面，TiB和TiB2作为硬质陶瓷颗粒，在提升金属基复合材料耐磨性方面的作用早已得到证明[64-65]；另一方面，原位生成的3D纳米镶嵌界面结构既能提升TMCs界面的载荷传递效率，又能强化钉扎效应，进一步细化晶粒[66]。

Ma等[67]采用放电等离子烧结工艺制备了BNNSs/Ti复合材料并研究了其摩擦学性能。结果表明，少量的BNNSs有利于TMCs的耐磨性，当BNNSs的体积分数为0.1%时，复合材料的平均摩擦因数比纯钛的低56.6%，含量继续升高后，反而会导致磨损率升高。这可能是由于该研究中的球磨工艺对BNNSs的分散效果不佳，BNNSs的团聚削弱了界面结合，导致磨损机理从轻微磨粒磨损转变为严重的黏着磨损。

图11 BNNSs/Ti复合材料裂纹扩展路径示意图[55]

图12 各类钛基复合材料性能对比[55]

4 总结与展望

纳米氮化硼凭借其强度高、热稳定性好、自润滑等特点有望进一步拓宽金属基复合材料的应用范围。目前，纳米氮化硼增强金属基复合材料的研究已取得一些进展，但仍处于起步阶段，以下几个方面需要进一步探索。

1）纳米氮化硼的大规模制备问题。尽管氮化硼纳米材料在导热、绝缘、过滤、储氢、润滑和力学性能等诸多方面已展现出巨大的应用潜力，但其大规模制备受到高成本和低产率的限制，导致其发展远远落后于其他低维纳米材料，故仍需探索纳米氮化硼高效高品质大规模制备的途径。

2）纳米氮化硼在复合材料中的分散性问题。超高比表面积的低维纳米氮化硼极易团聚，局部团聚区域难与金属基体充分结合，极易成为裂纹萌生点，削弱了复合材料的力学性能和耐磨性。因此，必须寻找有效的纳米氮化硼分散方法，从而充分发挥纳米氮化硼强化潜力。

3）界面设计及其作用机制研究。界面是复合材料中载荷传递的“桥梁”，纳米氮化硼的内在强度能否充分发挥，很大程度上取决于界面结合情况。氮化硼与铜、铝等金属材料界面反应程度较弱，为情况增强界面结合，可参考石墨烯内在构型设计策略，如为纳米氮化硼添加褶皱、孔洞等；氮化硼与钛界面反应程度较强但可控，为复合材料提供了丰富的可设计性，但其界面结构对复合材料微观组织和力学性能的影响仍需进一步研究。

4）复合材料制备技术的创新。复合材料的微观尺度三维空间精准构筑有望实现材料更高性能的突破。为实现上述设计理念，可结合3D、4D打印技术和后处理工艺，实现复合材料在理论指导下的精准设计与高效制备。如此有望进一步提升复合材料性能，并实现产业化。

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Research Progress of Nano-boron Nitride Reinforced Metal Matrix Composites

LIU Zhen-qiang, WANG Yun, LI Rui-tao, HE Pei-yu, LIU Hong, LIU Wei-li

(School of Mechanical Engineering, Jiangsu University, Jiangsu Zhenjiang 212013, China)

The introduction of ceramic fillers into metal is an effective way to optimize the microstructure and enhance the properties of metal. Traditional hard ceramic reinforcements are difficult to meet the rising application requirements of metal materials. Nano-boron nitrides such as boron nitride nanosheet (BNNS) and boron nitride nanotube (BNNT) are ideal fillers for high-performance MMCs due to the large specific surface areas and excellent mechanical, chemical and thermal properties. The types and performance of nano-boron nitrides were systematically reviewed. The preparation method of nano-boron nitride reinforced metal matrix composites was introduced. The research works that led to the advances in nano-boron nitride reinforced Cu, Al, and Ti matrix composites were summarized. The mechanical and wear properties of nano-boron nitride/metal composites were concluded, and the mechanisms improving performance of composites were also revealed. Finally, the promising outlook of nano-boron nitride/metal composites is prospected.

nano-boron nitride; metal matrix composite; mechanical properties; wear properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.09.017

TB331

A

1674-6457(2022)09-0119-12

2022–05–11

国家自然科学基金（52105259）；中国科学院海洋新材料与应用技术重点实验室浙江省海洋材料与防护技术重点实验室开放课题（2020K06）；江苏大学优秀青年人才基金（19JDG021，18JDG030）；江苏省研究生科研与实践创新计划（KYCX21_3328）；江苏省高校自然科学基金（19KJB460012）；江苏省博士后基金（2021K389C）

刘振强（1996—），男，博士生，主要研究方向为金属基复合材料。

王匀（1975—），男，博士，教授，主要研究方向为高精密材料微成型方法和质量控制。

责任编辑：蒋红晨