随着我国航空航天、高铁、汽车、电子通信领域的快速发展，对轻质高性能金属材料的需求不断增加。在轻量化金属材料体系中，铝基复合材料(aluminium matrix composites,AMCs)因具有优异的综合性能而备受青睐。AMCs是指以铝或铝合金作为基体，以颗粒[1-2]、晶须[3-4]及纤维[5]等材料作为增强体，通过合适的制备工艺将增强材料均匀分布到铝基体中，从而利用增强体的强化作用显著提升材料的性能。由于AMCs能够融合铝基体和增强体的性能，往往具有低密度、高比强度、高比模量、优异的耐磨性能、良好的抗疲劳性能、低热膨胀系数和耐高温等特点[6]。与通过析出相强化的传统耐热铝合金相比，AMCs中的陶瓷、碳材料等增强相具有更高的熔点和热稳定性，能够在300～500 ℃下保持结构稳定，可有效钉扎位错和晶界，从而展现出更优异的高温抗蠕变和抗软化能力。耐热型AMCs可有效替代耐热铝合金、钢铁等材料，在轻量化和节能减排方面具有广阔应用前景。
本文综述了当前国内外AMCs的制备及其耐热性能研究现状，探讨了AMCs的发展趋势，以期为该领域的研究人员和工程从业人员提供参考和借鉴。
1 AMCs的制备方法
在制备AMCs时，由于不同的制备方法会对金属基体和增强体之间的界面结合性能产生较大的影响，直接影响复合材料的增强体分布、界面结合状态和最终性能，所以在选择制备方法时要尽可能避免不良界面反应的发生。AMCs的制备方法主要分为粉末冶金外加法、原位反应合成法、搅拌铸造及增材制造等[7-8]。
1.1 粉末冶金外加法
粉末冶金外加法主要是将外加增强相和基体粉末混合，并通过压制和烧结等步骤获得致密的块体复合材料，典型的粉末冶金工艺流程如图1所示[9]。粉末冶金外加法在低于基体熔点的温度下进行烧结，可有效抑制界面反应与晶粒粗化，并减少成分偏析，该方法成本低廉、成分调控自由度大、便于规模化生产。粉末烧结方法又分为普通烧结、快速热压烧结、放电等离子体烧结等，经过烧结处理后，可进一步通过挤压、锻造或轧制等工艺来提高材料的致密性和性能[10]。此外，结构设计也是粉末冶金法的优势之一，上海交通大学张荻院士等率先提出生物拓扑构型化复合材料的概念，通过生物拓扑构型设计，不断突破复合材料的性能边界，创制出一系列具有超常性能的AMCs[11-13]，在国家航空航天工程中取得重大应用，同时丰富了AMCs设计新理论与制备新技术。
图1 粉末冶金流程[9]
Fig.1 Process flow diagram of powder metallurgy[9]
1.2 原位反应合成法
原位反应合成法的基本原理是不同组元在基体中通过原位化学反应生成增强相并与韧性基体结合，从而利用原位增强相的强化作用提高材料性能。相较于传统的外加法，原位合成法中增强相与基体具有良好的相容性和易实现弥散分布等显著优点。以Al-B-C体系为例[14]，其原位合成反应过程中的微观演变如图2a～d所示。浸渗后，硼原子和碳原子均匀分散在Al颗粒表面(图2a)。在后续的反应过程中，Al基体与非晶B进一步反应生成AlB2，同时C元素和B元素固溶进入Al基体(图2b)。随后，C元素与AlB2进一步反应生成Al3BC，而Al基体与非晶B的反应持续生成AlB2(图2c)。随着反应时间延长，所有B和C元素均与Al基体完全反应生成Al3BC(图2d)。类似地，Shan等[15]以硼酸作为氧源，在球磨和烧结过程中诱导硼酸与Al原位反应成功制备了Al2O3和碳纳米管(carbon nanotubes,CNTs)协同增强AMCs，该材料具有404 MPa的抗拉强度和9%的伸长率，以及优异的强韧匹配性。
图2 Al-B-C体系原位反应合成法机理示意图：(a)浸渗后，B与C原子分散于Al颗粒表面；(b)反应初期，AlB2生成及C、B元素固溶；(c)反应中期，Al3BC生成与AlB2持续生成；(d)原位Al3BC完全形成[14]
Fig.2 Schematic diagram of the mechanism of the in situ reaction synthesis of the Al-B-C system:(a)after infiltration,B and C are dispersed on the Al particle surfaces;(b)during the initial reaction stage,the formation of AlB2and the dissolution of C and B occur;(c)during the intermediate stage,the formation of Al3BC and the continued generation of AlB2occur;(d)the in situ conversion of Al3BC is complete[14]
1.3 搅拌铸造法
如图3所示，搅拌铸造的核心原理是通过机械搅拌、电磁搅拌、超声波搅拌等方式，将增强体混入熔融铝液中使其均匀分散，随后浇铸成型、冷却凝固，得到块体复合材料。该工艺流程简单、成本较低、易于生产大尺寸或复杂构件等优点，但其主要挑战在于解决增强体与铝熔体之间的润湿性问题，并防止颗粒的偏析与团聚。为克服传统搅拌铸造的局限性，研究者发展了多种改进工艺，如真空/电磁搅拌铸造、超声辅助搅拌铸造、半固态搅拌铸造以及半固态搅拌+高能超声处理复合工艺等[16-19]。这些工艺创新显著改善了增强颗粒的分散均匀性与界面结合质量，为制备高性能AMCs提供了更可靠的技术路径。总体而言，搅拌铸造技术正朝着工艺复合化、控制精细化和效率高效化的方向发展。
图3 搅拌铸造法示意图
Fig.3 Schematic diagram of the stir casting method
1.4 增材制造法
增材制造(additive manufacturing,AM)是依据三维模型数据，通过逐层堆积材料的方式制造工件[20]。AMCs的增材制造技术主要包括激光粉末床熔融(laser powder bed fusion,LPBF)、电子束熔融成型、粘结剂喷射和定向能量沉积等[20-21]，以LPBF为例，图4展示了其设备组成及成形工艺[22]。增材制造的主要优势在于无需模具即可快速成形复杂构件，其快速凝固特性可形成亚微米级晶粒和过饱和固溶体，从而显著细化组织、提升性能。
图4 LPBF设备组成及成形工艺：(a)LPBF设备基本原理；(b)LPBF成型过程示意图；(c)LPBF中的焊道形成；(d)粉末熔融中的物理化学现象[22]
Fig.4 Composition and forming process of LPBF equipment:(a)basic principle of LPBF equipment;(b)schematic diagram of the LPBF formation process;(c)bead formation in LPBF;(d)physicochemical phenomena during powder melting[22]
然而，该技术也面临诸多挑战，如铝合金对激光的高反射率、热裂纹敏感性、设备成本高昂及工艺控制复杂等[23]。针对这些问题，研究者利用增材制造的空间设计自由度，探索材料-结构-功能一体化设计。He等[24]通过LPBF技术，制备了仿生拱形结构AMCs，实现了超轻密度(0.91 g/cm3)、高相对屈服强度(17.0%)和极高的比能量吸收(39.1 J/g)，为可持续工程应用中抗冲击、轻量化部件的开发提供了新范式。Peng等[25]在Al-Ce-Mg基体中复合石墨烯纳米片(graphene nanoplatelets,GNPs)，利用LPBF的快速凝固特性，构建了α-Al与(Al,Mg)11Ce3共晶网络交织的独特微观结构。经热处理后，AMCs抗拉强度和伸长率分别达到406 MPa和12.8%，实现了强度-塑性的优异协同。该研究还将AMCs耐腐蚀性能与传统铸造Al-Ce合金进行对比，热处理后AMCs的腐蚀电流密度为9.0×10-8A/cm2，比熔铸Al-Ce合金(6.8×10-7A/cm2)更低，使AMCs耐腐蚀性得到显著提升。上述研究表明，增材制造不仅是材料合成技术，更是实现复杂构件形性协同及功能设计的重要技术途径。
2 增强相的类型与研究进展
增强相是AMCs性能的关键决定因素，其选择与设计直接影响了材料在航空航天、先进动力系统等特定工况下的服役可靠性。根据引入方式，增强相可分为外加增强相与原位增强相两类[26-27]。图5展示了Chen等[28]制备的AMCs中同时存在的外加碳纳米管与原位生成γ-Al2O3纳米颗粒，其中原位颗粒与铝基体形成了洁净、结合良好的半共格界面。近年来，为满足构件不同部位对性能的差异化需求，研究者将设计策略聚焦于增强体在空间中的按需排布，发展出混杂增强、多尺度增强及构型化设计等方向[29-30]，实现了材料从均匀复合到结构功能一体化的跨越，代表了面向应用的高性能AMCs的重要发展方向。
图5 AMCs中显微组织TEM图像：(a)外加增强相及原位增强相在基体中的分布TEM图像；(b,c)快速逆傅里叶变换图像[28]
Fig.5 TEM images of the microstructure of AMCs:(a)TEM image showing the distribution of ex-situ and in-situ reinforcements in the matrix;(b,c)fast inverse Fourier transform images[28]
2.1 外加增强相
外加增强相通过物理混合方式引入铝基体，其类型、尺寸、分布及界面状态是决定复合材料性能的关键因素。表1总结了当前外加增强相的主要类别。传统外加增强相主要包括陶瓷颗粒、碳材料及晶须等。近年来，高熵合金作为新兴类别增强相受到关注，其独特的成分和性能可在提升复合材料强度的同时，缓解传统增强相导致的塑性骤降问题，为复合材料强韧化提供了新思路[31]。
表1 各类外加增强相的优势与不足
Tab.1 Advantages and disadvantages of various ex-situ reinforcements
Category Reinforcement Advantages DisadvantagesCeramic SiC,TiC,B4C High hardness,high modulus,high melting point Poor interfacial bonding Carbon CNTs graphene Excellent tshpeercmifiacl cstornendugtchti,veilteyctrical and 2.N1a.nPoocoarrbionntemrfaacteiarilrabelasocnatdrieoinnpgsr,opnreotnoeatgogaldovmeerrsaetion Whisker Al18B4O33,MgAl2O4 Ultra-high strength High cost,disordered orientation in the matrix 1.Prone to interfacial reaction Metals High-entropy alloy[31] Good wettability of reinforcement 2.Hardness and high-temperature stability inferior to traditional ceramicsRare earths(RE)CeO2,La2O3 High melting point,high hardness 2.1E.nHviigrhonpmroednutactlicoonnccoesrtns
目前，外加增强相获得优异性能的核心在于解决界面结合与分散均匀性两大难题。对于界面问题，当前研究集中于增强体表面改性和基体合金化，以改善界面润湿性、抑制有害反应[32]。针对纳米尺度增强体因范德华力易团聚的问题，研究者采用高能球磨、超声辅助搅拌等分散工艺，或利用搅拌摩擦加工(friction stir processing,FSP)等后处理技术进行组织重构与均匀化[17,33-34]。
2.2 原位增强相
与外加增强相不同，原位增强相是在制备过程中通过化学反应在基体内直接生成的，常用类别如表2所示。原位技术能够获得热力学稳定，与基体界面洁净且结合强度高的增强相，其与基体之间往往呈冶金结合或半共格界面，不存在外加颗粒常见的表面污染或润湿性问题。然而，原位技术在实际应用中仍面临严峻挑战。首先，原位反应过程及增强体特征的控制极为复杂，反应的热力学与动力学关系直接影响增强相的形貌、尺寸及分布均匀性。其次，许多原位反应的工艺参数敏感，工艺窗口狭窄，难以与现有低成本铸造或增材制造技术高效匹配。因此，如何利用原位自生增强相解决润湿性问题的同时，避免因增强相尺寸不当、分布不均或界面脆性相而损害材料的塑性与断裂韧性，仍是亟待解决的设计难题。
表2 原位增强相的类别、优势与不足
Tab.2 Categories,advantages,and disadvantages of in-situ reinforcements
Category Reinforcement Reaction system Advantages DisadvantagesOxides Al2O3 Al-ARlE-CouxOid[35e]s[36] High maenltdintgheprominatl,sgtaoboidlitcyhemical 1.P2a.rtHicilgehs-paruereipxtyrpoernnaewsitvomeaagtegrlioamlsearraetion Al-FeTiO3-C[37]Carbides TiC,WC,VC AAll--WV--CC High hardness,high modulus 2.R1i.sCkoomf ipnlteexrfraecaicatliobnritctolenptrhoalses Borides TiB2 Al-KBF4-K2TiF6[38] High harpdrnoedsusc,iibnldeustrially 12..EDnivffiricounlmtyeinntacalonpndrterssoizsluleirnegomf tohrephporolocgeyss Multi-type hybrid Al2O3,TiB2,TiC Al-FeTiO3-B2O3-C[37] Clean inthteerrfmacael,setxabtrielimtyely high 1.Dif2fi.cCaunoltdmyipinnlteemxrfuraelctaiiapclthisoaysnneesdyrigsstytermibution
2.3 混杂增强相
类、尺寸的增强体复合的混杂增强策略已成为前沿方向。其核心在于通过多尺度、多机制的协同设计，实现各增强相优势互补。如微米级增强体主要承担载荷、提升刚度，而纳米级增强体则可作为异质形核点细化晶粒、抑制裂纹扩展并改善塑性[39]，进一步引入片状石墨烯还能优化摩擦磨损性能[40]。这种多尺度的复配能有效优化应力应变分布，促使裂纹偏转与分支，从而协同提升材料的强度、韧性及耐磨性等，是发展下一代高性能、可定制AMCs的有效策略。
3 AMCs的耐热性能
材料的耐高温能力对工业装备的服役可靠性至关重要[41]，许多关键部件需要在较高温度下运行。例如，汽车发动机燃烧室内的部件通常在200～400 ℃下服役，但长期的机械热疲劳使传统铝合金难以满足高功率发动机的高温服役环境要求。这是因为传统高强铝合金赖以实现强化作用的析出相，在200 ℃以上会出现快速失稳粗化现象，使材料失去强化效果并迅速失效[42-43]。尽管钛合金等高温合金可作为替代方案，但带来的结构增重与成本上升却让研究人单一增强相难以兼顾所有性能，因此将不同种员和工程技术人员望而却步[44]。在航空航天、交通运输等领域提速减重的迫切需求下，轻质高强耐热AMCs的需求日益增加。AMCs耐热性能主要体现在高温下抵抗软化、变形和破坏的能力，目前相关研究主要聚焦于高温强度、抗蠕变性能、热膨胀系数和热稳定性4个方面[45-48]。影响耐热性能的关键因素包括：①增强体类型，即陶瓷颗粒、纤维及纳米材料因具有高熔点、高模量、低热膨胀系数，成为常用的耐热增强相；②界面结合强度，通过原位生成、增强体表面镀层或化学处理实现的良好界面结合能有效传递载荷，防止高温下界面失效；③微观结构设计，层状构型、复配增强等设计可优化应力分布，协同提升强度和韧性。下面将结合实例，具体介绍不同工艺制备的AMCs的耐热性能表现。
3.1 粉末冶金及原位合成AMCs
粉末冶金法制备的复合材料经冷/热加工处理(如轧制、挤压)后，可进一步改善颗粒与基体间的界面结合，细化其微观结构，并提高致密度、强度和塑性[49]。
Chen等[50]通过粉末冶金与热挤压工艺，在合金中构建了由微米级和纳米级金属间化合物，如Al17-(FeNiMn)4Si2、Al3Ni及双尺度TiB2颗粒组成的多层片状异质结构。该结构通过协调不同尺度区域的塑性变形，产生了明显的异质变形诱导(heterogeneous deformation induced,HDI)硬化效应，在容纳高体积分数强化相的同时避免了脆性，同时提升了合金的室温强塑性和高温强度保持能力。图6展示了该多尺度异质结构AMCs的力学性能，包括室温和高温拉伸曲线，与其他高强Al-Si合金及耐热铝合金的对比、加载-卸载-再加载曲线以及背应力分析结果。
图6 多尺度异质结构AMCs力学性能表现：(a)S-TiB2在室温和高温下的拉伸曲线；(b)与不同工艺成型的高强Al-Si合金室温下力学性能比较；(c)与其他耐热铝合金高温抗拉强度比较；(d)加载-卸载-再加载(LUR)拉伸曲线；(e)滞后环和背应力；(f)多尺度异质结构变形过程中的背应力示意图[50]
Fig.6 Mechanical performance of multiscale heterostructured AMCs:(a)tensile curves of S-TiB2at room and elevated temperatures;(b)comparison of room-temperature mechanical properties with those of high-strength Al-Si alloys fabricated by different processes;(c)comparison of high-temperature tensile strength with those of other heat-resistant aluminium alloys;(d)loading-unloadingreloading(LUR)tensile curves;(e)hysteresis loops and back stress;(f)schematic illustration of back stress during deformation of the multiscale heterostructure[50]
图7展示了Bai等[51]提出的界面置换分散策略。该策略通过简单的机械球磨-粉末冶金工艺，在铝基体内实现了体积分数为8%的单粒子级超细MgO颗粒的均匀分散，制备出一种氧化物弥散强化的AMCs。该AMCs在500 ℃下仍具有约200MPa的抗拉强度和优异的抗蠕变性能，突破了传统AM-Cs在300 ℃以上力学性能急剧下降的瓶颈，其高温耐热性能优于目前其他工艺制备的AMCs。
图7 界面置换分散策略及材料性能：(a)界面置换分散思路示意图；(b)少层石墨包覆MgO纳米颗粒的TEM形貌；(c)弥散MgO NPs增强AMCs的室温与高温力学性能；(d)复合材料抗高温蠕变性能[51]
Fig.7 Interface replacement dispersion strategy and proposed material properties:(a)schematic diagram of the interface replacement dispersion concept;(b)TEM morphology of few-layer graphene-coated MgO nanoparticles;(c)room-temperature and high-temperature mechanical properties of MgO nanoparticle dispersion-strengthened aluminium matrix composites;(d)high-temperature creep resistance of the composites[51]
原位合成方面，Zhou等[36]通过高能球磨实现了铝与氧化镧(La2O3)的室温原位反应，成功制备出由非晶Al2O3膜和纳米Al11La3颗粒协同增强的AM-Cs。该研究表明，非晶Al2O3膜能有效包裹并抑制增强相的粗化。当热压温度控制在590 ℃以下时，Al2O3可保持非晶态，Al11La3保持纳米尺度，从而使复合材料在350 ℃下获得190 MPa的高温抗拉强度，比增强相粗化状态提升约44%，显著提高了材料的高温稳定性与力学性能。如图8所示，该复合材料在室温和350 ℃下的抗拉强度均明显高于未增强的铝基体。
图8 原位合成强化AMCs力学性能表现：(a)室温拉伸；(b)350 ℃下拉伸[36]
Fig.8 Mechanical performance of in-situ synthesized reinforced AMCs prepared:(a)tensile test at room temperature;(b)tensile test at 350 ℃[36]
上述粉末冶金与原位合成策略各有侧重。Chen等[50]通过多尺度异质结构在中等温度范围(≤300 ℃)实现了强塑性协同，但更高温度下的性能尚待验证。Bai等[51]利用超细氧化物弥散突破了500 ℃的性能瓶颈，代表了当前粉末冶金路线耐热AMCs的领先水平，但工艺窗口较窄、对原料要求极高。Zhou等[36]通过原位非晶界面设计，在350 ℃下展示了界面结构调控对复合材料热稳定性的贡献。综合来看，实现纳米增强相的高度均匀分散是突破高温性能瓶颈的关键，而异质结构设计则提供了一条兼顾强塑性的有效途径。未来研究应致力于将超细弥散强化与多尺度异质结构设计相结合，在获得超细弥散分布的同时构建多尺度组织，以进一步拓宽AMCs的高温服役窗口。
3.2 搅拌熔铸及增材制造AMCs
铸造工艺在耐热铝合金领域发展多年且较为成熟，已广泛应用于汽车、航空航天、船舶等领域[52]。Hao等[53]利用传统的搅拌铸造方法制备出一种耐热AMCs，在300 ℃下具有163.83 MPa的抗拉强度与9.19%的伸长率。该研究结合了目前发展迅速的机器学习设计方法，利用集成算法优化耐热铸造铝合金成分，取代了传统的经验试错模式，高效明确了钛(Ti)和钒(V)是提升铝合金高温强度的关键增强元素。
Turan等[54]利用搅拌熔铸和热挤压方法，在2024铝合金中掺入多壁碳纳米管，所得AMCs在250 ℃下的抗拉强度达310MPa，伸长率为15%。该项工作还重点研究了高温磨损性能，图9展示了该AMCs在不同条件下的表面磨损形貌。随着温度升高，铝基体出现软化，界面结合减弱，从基体到强化相的载荷传递效率逐渐下降，揭示了该AMCs的磨损机制由磨粒磨损向黏着磨损、氧化磨损直至热磨损演变。因此，该复合材料的高温磨损性能并不理想。
图9 AMCs磨损表面：(a)室温，20N；(b)室温，40N；(c)150 ℃,20N；(d)250 ℃,20N[54]
Fig.9 Wear surfaces of AMCs:(a)room temperature,20N;(b)room temperature,40N;(c)150 ℃,20N;(d)250 ℃,20N[54]
在增材制造领域，LPBF是制备AMCs应用最广泛的技术之一。He等[55]选择热力学稳定的陶瓷增强相TiCN，利用LPBF方法制备了TiCN增强AM-Cs。在成型过程中，TiCN颗粒受到熔池中高热梯度的冲击，破碎为亚微米及纳米级颗粒，成为异质形核点，促进了等轴晶形成，最终获得由细小等轴晶与精细共晶组织构成的双峰微观结构，实现了完全致密且无裂纹的成形。图10对比了TiCN/AlSi10Mg复合材料与未增强AlSi10Mg合金在不同温度下的拉伸性能。结果表明，TiCN增强相显著提升了材料在各温度下的抗拉强度，该AMCs在200 ℃时的抗拉强度达270MPa，显著高于未增强的AlSi10Mg合金。这一优异的力学性能主要归因于其双峰微观结构及TiCN颗粒在高温下对晶界和位错的钉扎效应。
图10 TiCN/AlSi10Mg复合材料与AlSi10Mg在不同温度下的拉伸性能对比[55]
Fig.10 Comparison of tensile properties between the TiCN/AlSi10Mg composite and AlSi10Mg at different temperatures[55]
Li等[56]通过LPBF技术在2219铝合金中添加质量分数为1%的低成本纳米TiO2颗粒，制备出相对密度达99.97%，且无热裂纹的高强耐热AMCs。在LPBF过程中，高温熔池诱导铝热反应还原出Ti元素，利用其溶质效应在熔池边缘形成细小等轴晶，内部形成细小柱状晶，构成双峰晶粒结构，从而有效抑制了粗大柱状晶的形成和热裂纹的产生。经直接时效处理后，该复合材料在室温和高温下均表现出优异的强度与塑性匹配。图11对比了打印态和热处理态复合材料与打印态未改性2219铝合金在不同温度下的力学性能。结果显示，添加纳米TiO2颗粒后，复合材料在室温和高温下的力学性能均显著优于未改性合金，可与锻造2219铝合金相媲美。上述实例充分展示了LPBF技术制备的AMCs在中高温工况下的应用潜力。
图11 AMCs力学性能对比：(a)打印态2219铝合金、打印态和热处理NTM-2219铝合金在不同温度下的工程应力-应变，以及经过热处理的NTM-2219铝合金的加工硬化速率曲线；(b)热处理NTM-2219及其他常用高强度铝合金的比极限抗拉强度(SUTS)与温度的关系[56]
Fig.11 Comparison of mechanical properties of AMCs:(a)engineering stress-strain curves of as-printed2219aluminum alloy,as-printed and heat-treated NTM-2219aluminium alloy at different temperatures,and work hardening rate curve of heat-treated NTM-2219aluminium alloy;(b)specific ultimate tensile strength(SUTS)as a function of temperature for heat-treated NTM-2219and other commonly used high-strength aluminium alloys[56]
搅拌铸造与增材制造两条技术路线各有优劣。搅拌铸造路线成本低、易于规模化，但增强体分散性和界面控制仍是长期难题，高温磨损性能往往不理想，如Turan等[54]的研究结果已充分证明这一点。相比之下，增材制造路线可借助快速凝固构建双峰晶粒、仿生结构等复杂构型，显著提升高温力学性能，但设备昂贵、工艺参数敏感，且易产生热裂纹。基于上述对比，对成本敏感的规模化生产应引入超声振动辅助分散、机器学习辅助成分设计等策略，优化搅拌铸造工艺；对性能要求苛刻的复杂构件，则应发展增材制造及其与热处理耦合的复合工艺。此外，搅拌铸造路线还可借鉴增材制造路线中的微观组织设计理念，以弥补其在微观组织调控方面的不足。
4 挑战与发展趋势
4.1 存在的主要问题
当前AMCs的发展与应用主要面临3大难题。
(1)制备成本高昂 成本问题贯穿原材料优选与制造工艺优化全链条。在原材料方面，高性能增强体(如纳米碳管、石墨烯、高品质SiC或AlN粉末)价格昂贵，且在高体积分数下的分散工艺复杂，导致成本大幅上升。在制造工艺方面，粉末冶金、增材制造等高性能制备技术设备投入大、能耗高；而相对低成本的搅拌铸造法又难以解决增强体分布均匀性与界面控制问题，导致性能不稳定。上述因素共同限制了AMCs在民用高端装备和汽车等成本敏感领域的广泛使用。
(2)工艺控制复杂 工艺控制的复杂性主要体现在微观组织的精确调控上。首先，增强体分布的均匀性是关键挑战，尤其在搅拌铸造中，增强体易因密度差而产生偏聚或团聚，形成性能薄弱点。其次，界面反应控制至关重要。在高温制备或服役过程中，增强体与铝基体可能发生有害界面反应，如SiC和Al基体的界面反应产生的Al4C3，使力学性能严重恶化[59]。如何通过工艺参数优化、增强体表面改性或采用原位自生技术来获得无污染、稳定的理想界面，是工艺研究的复杂难点。
(3)强塑性平衡 提升强度往往以牺牲伸长率为代价，该矛盾在复合材料中尤为突出。大量硬质增强体的引入虽能显著提升强度和模量，但也导致基体塑性流动受限；同时，因范德华力引起的增强体团聚会造成应力集中，成为裂纹萌生和扩展的起源。因此，如何在借助增强体获得高强度、高耐热性的同时，通过微观组织设计保留或引入塑性变形机制，实现强度与韧性良好匹配，是材料设计领域的长期挑战。
4.2 发展趋势
为突破上述瓶颈，未来研究将呈现多学科交叉融合的创新态势，主要从以下4个方向深入发展。
(1)新制备工艺开发 工艺开发将聚焦于降本增效与形性协同。一方面，优化和改进半固态搅拌铸造、挤压铸造等现有工艺，通过引入超声振动等辅助方式[61]，实现增强体的高效均匀分散与界面调控。另一方面，积极探索增材制造在AMCs中的应用，如激光选区熔化(selective laser melting,SLM)[58-59]与搅拌摩擦增材制造(friction stir additive manufacturing,FSAM)[60]。这些技术不仅能实现复杂构件的一体化近净成形、减少材料浪费，其快速凝固特性还有利于形成细化的微观组织，为性能优化开辟新路径。
(2)精细组织结构设计 材料设计将从传统的均匀分散理念转向空间构型化设计。例如，受自然界贝壳、骨骼启发，可设计砖-泥层状结构[61]或构建三维网状增强体骨架[62]。这类非均质构型能够有效引导裂纹扩展路径、分散应力集中，从而在提升强度的同时显著改善材料的韧性和损伤容限。
(3)新型增强体开发 增强体研发将朝着高性能化与多功能化方向发展。一方面，深入研究如AlN、MAX相等新型增强体，它们具有更高的热稳定性和更佳的界面相容性。另一方面，发展混杂增强策略，将纳米和微米尺度的颗粒、纤维/晶须或不同性质的增强体进行复合，发挥协同效应。同时，通过酸处理等技术对增强体进行精准表面涂层改性[63]，优化载荷传递效率与界面稳定性。
(4)强化机制深入研究 随着人工智能兴起，未来研究将深度融合计算热力学、相场模拟、分子动力学以及机器学习[64-66]。通过机器学习构建预测模型，可加速新型合金成分与复合材料的发现。同时，多尺度模拟手段可深入揭示如非均质构型强化、界面在高温下的演化行为等复杂微观机制，为实验研究提供精准的理论指导。
5 功能导向的AMCs设计策略
AMCs的研究范式已从早期侧重于单一工艺开发与性能验证的经验试错模式，演进至以特定应用场景的功能需求为根本出发点的理性设计阶段。该转变的核心驱动力源于航空航天、先进动力系统等领域对材料性能日益严苛且差异化的要求。传统上试图以单一材料满足通用高性能的思路已难以应对实际需求，取而代之的是面向如高温承载、耐磨导热、复杂轻量化构件等具体服役环境的定制化材料设计。
在此背景下，AMCs的开发已演变为一项以功能为输入、性能为输出的工程。其内在逻辑为：①明确构件在真实工况下的核心功能指标，逆向推导并选择具有特定属性的增强相与基体，构建优化的材料体系；②根据该材料体系的特点及构件几何复杂性，匹配最合适的制备与成形工艺，确保设计目标能在最终部件中得以实现。
6 总结与展望
AMCs，特别是为提升耐热性能而设计的体系，近年来在以下3个核心方面取得了显著进展。
(1)制备工艺 搅拌铸造、挤压铸造等液态法及粉末冶金等固态法各具优势。其中，原位自生法因能形成热力学稳定、界面结合强的纳米增强相，在提升耐热性方面展现出独特优势，是制备高性能耐热复合材料的优选技术路径之一。
(2)构型设计 超越传统组织的随机分布，向仿生层状、网状、梯度等非均质构型发展，为同时提升材料的强度与韧性提供了革命性思路，代表了未来的重要设计方向。
(3)耐热机理 材料的耐热性并非单一机制作用，而是载荷传递、Orowan强化、细晶强化与热错配强化等机制的协同影响。通过引入SiC、AlN、TiB2及稀土化合物等高熔点、高热稳定性的增强体，可有效钉扎晶界与位错，抑制高温下的组织软化和变形，进而提升AMCs的耐热性。
面向未来，AMCs的研究将从以下3个方向深入发展。
(1)研究范式转变 机器学习、多尺度计算模拟将与实验研究深度融合，加速成分、工艺与构型的优化设计，实现从经验试错到理论预测的转变。
(2)材料体系革新 材料开发将不再仅追求单一力学性能表现，而是向结构-功能一体化迈进，致力于研制兼具超常耐热性、高导热、低膨胀、抗疲劳等多功能特性的新一代复合材料。
(3)工程应用拓展 满足航空航天、先进动力系统等领域对材料在极端环境下服役的严苛要求，推动AMCs从先进材料走向成熟工程材料。
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