CN108883928A - 在熔融金属中的纳米结构自分散和自稳定化 - Google Patents

在熔融金属中的纳米结构自分散和自稳定化 Download PDF

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Abstract

一种金属基质纳米复合材料，其包括：1)基质，该基质包括一种或多种金属；和2)纳米结构，该纳米结构以一定体积分数均匀且稳定地分散在基质中，所述体积分数包括大于纳米复合材料的约3％的体积分数。

Description

在熔融金属中的纳米结构自分散和自稳定化
相关申请的交叉引用
本申请要求2016年3月31日提交的美国临时申请第62/316,274号的权益，通过引用将其内容整体并入本文。
关于联邦政府资助的研究或开发的声明
本发明是在国家科学基金会授予的1449395号政府支持下完成的。政府在本发明中拥有一定权利。
技术领域
本公开总体上涉及纳米复合材料，例如包括分散在金属基质中的纳米颗粒的纳米复合材料。
背景技术
金属基质纳米复合材料(有时也称为纳米结构增强的金属)是新兴类别的材料，其表现出合意的性能，包括力学性能、电性能、热性能和化学性能。由于它们具有大的表面与体积比以及在金属基质中的不良润湿性，因此非常难以均匀地分散纳米结构，并且在实现均匀的纳米结构分散方面的这种困难妨碍了金属基质纳米复合材料用于各种应用的发展。
在此背景下，出现了开发本文所述实施方案的需求。
发明概述
在根据一些实施方案的一个方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括一种或多种金属(或一种或多种金属元素)的基质；和2)以一定体积分数均匀地分散且稳定在基质中的纳米结构，包括大于纳米复合材料的约3％的那些体积分数。
在一些实施方案中，基质包括选自例如Al、Mg、Fe、Ag、Cu、Mn、Ni、Ti、Cr、Co和Zn中的一种或多种金属。
在一些实施方案中，纳米结构的平均尺寸在约1nm至约100nm的范围内。在一些实施方案中，纳米结构的平均尺寸大于约100nm。
在一些实施方案中，纳米结构包括陶瓷。在一些实施方案中，陶瓷是含过渡金属的陶瓷。在一些实施方案中，含过渡金属的陶瓷选自过渡金属碳化物、过渡金属硅化物、过渡金属硼化物和过渡金属氮化物。
在一些实施方案中，纳米结构包括单质形式的过渡金属。在一些实施方案中，过渡金属是W。
在一些实施方案中，纳米复合材料中的纳米结构的体积分数为约5％或更大。
在一些实施方案中，纳米复合材料中的纳米结构的体积分数为约10％或更大。
在一些实施方案中，基质包括Al，并且纳米结构包括过渡金属碳化物或过渡金属硼化物。
在一些实施方案中，基质包括Fe，并且纳米结构包括过渡金属碳化物、过渡金属硼化物或后过渡金属氧化物。
在一些实施方案中，基质包括Ag，并且纳米结构包括单质形式的过渡金属。
在一些实施方案中，基质包括Cu，并且纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
在一些实施方案中，基质包括Zn，并且纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
在一些实施方案中，基质包括Ti，并且纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属硅化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Al的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括过渡金属碳化物或过渡金属硼化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Al的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Al熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A铝)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<15.6zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A铝是Al的哈梅克常数，R是该纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Fe的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括过渡金属碳化物、过渡金属硼化物或后过渡金属氧化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Fe的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Fe熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A铁)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<27.8zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A铁是Fe的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Ag的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Ag的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Ag熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A银)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<19.8zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A银是Ag的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Cu的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Cu的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Cu熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A铜)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<21.5zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A铜是Cu的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Zn的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Zn的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Zn熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A锌)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<12.3zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A锌是Zn的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Ti的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属硅化物。
在根据一些实施方案的另一方面，金属基质纳米复合材料包括：1)包括Ti的基质；和2)以大于纳米复合材料的约3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，其中所述纳米结构包括纳米结构材料，其中Ti熔体相对于该纳米结构材料表面的接触角θ小于约90°，并且其中：|[(A纳米结构)1/2-(A钛)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<29.5zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A钛是Ti的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
在根据一些实施方案的另一方面，制造方法包括：1)加热一种或多种金属(或一种或多种金属元素)以形成熔体；2)以一定体积分数将纳米结构引入熔体中，包括大于约3％的那些体积分数；和3)冷却熔体以形成金属基质纳米复合材料，该金属基质纳米复合材料包括分散在其中的纳米结构。
在一些实施方案中，所述一种或多种金属选自例如Al、Mg、Fe、Ag、Cu、Mn、Ni、Ti、Cr、Co和Zn。
在一些实施方案中，纳米结构的平均尺寸在约1nm至约100nm的范围内。在一些实施方案中，纳米结构的平均尺寸大于约100nm。
在一些实施方案中，纳米结构包括陶瓷、单质形式的过渡金属或合金形式的过渡金属。
在一些实施方案中，将纳米结构以约5％或更大的体积分数引入熔体中。
在一些实施方案中，将纳米结构以约10％或更大的体积分数引入熔体中。
还考虑了本公开的其它方面和实施方案。前述发明概述和以下详细描述并不意图将本公开限制于任何特定实施方案，而仅意图描述本公开的一些实施方案。
附图简述
为了更好地理解本公开的一些实施方案的性质和目的，应参考结合附图进行的以下详细描述。
图1.在液态金属中的两个纳米颗粒相互作用的模型。
图2.界面能量W沿两个纳米颗粒之间的距离D变化。S：有效表面积；σpl：纳米颗粒与液态金属之间的界面能量；σp：纳米颗粒的表面能量；a：液态金属的特征原子直径。
图3.纳米颗粒形成簇的相互作用势。
图4.纳米颗粒伪分散的相互作用势。
图5.纳米颗粒自分散的相互作用势。
图6.Al基质内的TiC纳米颗粒的畴域(斑块)以及在一个畴域内的TiC纳米颗粒(深色)。
图7.通过滴铸(droplet casting)制造的样品。
图8.(左)TiC纳米颗粒的不同畴域，用黑色不连续线圈出；以及(右)晶粒内的代表性TiC纳米颗粒畴域的更高放大倍数。
图9.在Mg18Al-1.2体积％TiC纳米复合材料中的共晶相中的TiC分散。
图10.经过ImageJ处理的SEM图像以定量分析纳米颗粒的分散。
图11.在Mg18Al-1.2体积％TiC纳米复合材料中的TiC纳米颗粒相的尺寸分布。
图12.Mg29Al-1.98体积％TiC纳米复合材料的显微结构。
图13.在Mg29Al-1.98体积％TiC纳米复合材料中的TiC纳米颗粒相的尺寸分布。
图14.Mg42Al-3体积％TiC纳米复合材料的显微结构。
图15.在Mg42Al-3体积％TiC纳米复合材料中的TiC纳米颗粒相的尺寸分布。
图16.Mg88Al-7.5体积％TiC纳米复合材料的显微结构。
图17.在Mg88Al-7.5体积％TiC纳米复合材料中的TiC纳米颗粒相的尺寸分布。
图18.Al-13体积％TiC样品的SEM图像(深色颗粒：TiC；浅色基质：Al)。
图19.实验设置的示意图(a)用于Mg6Zn-1体积％SiC纳米复合材料制造的超声波处理；和(b)用于浓缩Mg中的纳米颗粒的蒸发。
图20.推入Mg6Zn中的金属间相的纳米颗粒。
图21.(a)(b)在约52度倾斜角和不同放大倍数下获得的Mg-14体积％SiC样品的SEM图像；和(c)纳米颗粒在整个样品中的均匀分布。
图22.在室温下凝固原态样品的力学行为。(a)没有纳米颗粒(底部)和具有纳米颗粒(顶部)的微柱凝固原态样品的工程应力-应变曲线；和(b)(c)显示了没有纳米颗粒(b)和具有纳米颗粒(c)的变形后样品的形态的SEM图像。
图23.分散在Fe基质中的NbC纳米颗粒的SEM图像(浅色颗粒：NbC；深色基质：Fe)。
图24.Al-5体积％TiB2样品的SEM图像(深色颗粒：TiB2；浅色基质：Al)。
图25.Ag-5体积％W样品的SEM图像(深色颗粒：W；浅色基质：Ag)。
详细说明
简介：
对于各种应用，纳米复合材料能够提供合意的性能，例如力学性能、电性能、热性能和化学性能。金属基质纳米复合材料包括一种或多种金属的基质和纳米结构形式的增强体，例如纳米颗粒、纳米片和纳米纤维。
凝固处理，基于熔体的金属处理(例如铸造)，是用于生产金属基质纳米复合材料的有前景且通用的大规模制造方法。将纳米结构掺入液态金属或半固态金属中并通过各种方法分散，包括熔盐辅助的自纳入、机械搅拌或超声处理。然后将与纳米结构混合的液态金属浇铸到模具中以获得块状金属基质纳米复合材料。凝固处理提供了经济地生产具有复杂形状的块状金属部件的可能性。然而，以足够的加载水平掺入纳米结构同时减轻液态金属中纳米结构的聚集可能带来重大挑战。
纳米复合材料内的均匀纳米结构分散是期望的，以实现增强的性能。纳米结构在金属基质纳米复合材料内的最终分布可取决于纳米结构的掺入、纳米结构在熔融金属中的分散和稳定化，以及在凝固期间纳米结构的推动。尽管在该方面做出了努力，但仍然存在对于工业生产实现纳米结构在熔融金属中的均匀、稳定分散的挑战。陶瓷纳米结构与熔融金属之间的不良润湿性可导致纳米结构从熔融金属中排出。可能的污染以及附着于纳米结构表面上的气泡会加剧这种趋势。纳米结构也可易于聚集从而在熔融金属中形成附聚物或簇，使得难以在熔融金属内获得纳米结构的稳定且均匀的分散。超声空化处理可用于实现纳米结构在熔融金属中的动力学分散。然而，一旦超声波处理停止，纳米结构的初始均匀分散不稳定，并且熔融金属内的纳米结构之间的相互作用能够使纳米结构重新分布从而形成附聚物。例如，最初在超声处理期间良好分散在熔融金属中的纳米颗粒会再次附聚从而形成簇，在凝固期间所述簇可被推到晶界和相界。在纳米颗粒之间不存在有效排斥力的情况下，纳米颗粒由于熔融金属中的吸引性范德瓦尔斯力而易于形成簇，从而导致簇形成。
此外，用于稳定纳米结构的其它策略通常在熔融金属中无效。例如，在熔融金属中，例如轻质铝(Al)和镁(Mg)，处理温度可以是约1000K。造成位阻力的链状有机分子在这样的高温下不稳定。此外，熔融金属可以是高度导电的，从而导致基于静电相互作用的排斥力的失效。
纳米结构在熔融金属中的分散：
溶融金属中的纳米结构之间的相互作用
在如图1中所示的示例性模型纳米颗粒-熔体***中，假定纳米颗粒均匀分布和分散在静态金属熔体中。当纳米颗粒加载量低时，该纳米颗粒-熔体***可被认为是具有纳米颗粒的稀分散的熔体。在该模型中，仅考虑液态金属中的两个相同类型的纳米颗粒之间的相互作用。下面列出了构建该模型的另外假设：
具有半径R的纳米颗粒基本上是球形的，并且D是两个纳米颗粒之间的间隙或距离；
熔体中的宏观对流可忽略不计；
纳米颗粒与金属熔体之间的静电相互作用或双层可忽略不计；
纳米颗粒的浮力和重力可忽略不计；
纳米颗粒与金属熔体之间的化学反应可忽略不计；和
纳米颗粒表面上没有气体膜或污染物。
基于上述假设，在该模型纳米颗粒-熔体***中考虑三种相互作用，界面能量、范德瓦尔斯势和布朗势。
界面能量
当两个纳米颗粒在液态金属中彼此远离地相互作用时，界面能量可描述为
Gb＝2Splσpl
其中Spl是纳米颗粒的表面积，并且σpl是纳米颗粒和液态金属之间的界面能量。如果两个纳米颗粒移动靠近从而将金属原子挤出从而在它们之间产生空隙，则界面能量变为
Gb＝2(Spl-Spp)σpl+2Sppσp
其中Spp和σp是纳米颗粒的有效接触面积和表面能量。如果两个纳米颗粒达到粘着接触从而化学键合在一起(烧结开始)，则在两个纳米颗粒之间将不存在物理界面。该全局能量最小值可被设定为0(或另一个基准值)。
因此，当两个纳米颗粒移动靠近得足以使金属原子挤出从而在它们之间产生空隙时，吉布斯自由能的变化可描述为
ΔG1＝2S(σp-σpl)
其中S是有效接触区域。如果纳米颗粒移动进一步靠近从而开始融合在一起，则吉布斯自由能的进一步变化可以描述为
ΔG2＝-2Sσp
由于界面能量σp是正的(始终为正)，因此ΔG2是负的(始终为负)。图2显示了液态金属中两个纳米颗粒的界面能量的示意图。
σp和σpl受到在金属和纳米颗粒表面之间形成的化学键(主要是共价键、金属键或两者)的影响，该化学键具有至多约0.2-0.4nm的短特征长度。在热力学有利的条件下，当两个纳米颗粒之间的距离小于化学键的典型特征长度时，将开始粘着。超过该距离时，化学键对界面能量的贡献可以忽略不计。单位面积的两个相似表面的相互作用势的一般表达式以及它们之间的间隙D可以如下应用：
对于D0＜D＜a0
对于0＜D＜D0
其中D0是化学键的长度，并且a0是化学键的特征衰减长度(典型为约0.2-0.4nm)，即在该情形中为D0的约两倍。
在d2≈D0处的相互作用势(或d2≈D0处的ΔG1)可以表示由界面能量引起的能量势垒W势垒，并且可以表示为2S(σp–σpl)，其与Sσlcosθ成比例，其中σl是金属熔体的表面张力，并且θ是金属熔体在纳米颗粒材料表面上的接触角。纳米颗粒和熔融金属之间的润湿越好(θ越小)，阻碍纳米颗粒彼此接触的能量势垒越高。可以通过诸如座滴测试的技术得到接触角，并且可以在真空或惰性气体气氛如氦气或氩气中进行测量。表1显示了在真空或惰性气体中一些代表性金属在陶瓷上的接触角的示例值。
表1.一些金属在陶瓷上的接触角。
陶瓷 金属 接触角 温度℃
TiB2 Ag 126 1100
TiB2 Ag 91 1600
TiB2 Ni 38.5 1480
TiB2 Ni 0 1500
TiB2 Cu 135-132 1100-1300
TiB2 Al 140-38 900-1250
TiB2 Fe 62 1550
TiB2 Co 20 1500-1600
ZrB2 Fe 55 1550
ZrB2 Co 39 1500
ZrB2 Ni 42 1500
ZrB2 Ag 114 1100
ZrB2 Ag 70 1600
ZrB2 Al 106-60 900-1250
HfB2 Al 134-60 900-1250
HfB2 Fe 100 1550
HfB2 Ni 99 1480-1600
VB2 Fe 17 1550
VB2 Ni 0 1450
VB2 Co 0 1500
W2B5 Fe 0 1550
W2B5 Ni 4 1450
W2B5 Co 19 1500
范德瓦尔斯势
液态金属中两个纳米颗粒之间的范德瓦尔斯势具有相对长的范围。由范德瓦尔斯势引起的吸引力将纳米颗粒驱赶在一起。半径为R1和R2的两个球体的范德瓦尔斯势可通过下式确定：
并且力由下式确定：
其中A是液态金属中纳米颗粒相互作用的***哈梅克常数。基于利弗希茨(Lifshitz)理论，在三分量***中，在介质1和2之间且跨越介质3的非延迟哈梅克常数可以通过下式估算：
其中ε1、ε2和ε3是三种介质的静态介电常数，ε(iν)是假想频率下的ε值，并且
在室温及以上，频率处于紫外(UV)区域。
对于跨介质3相互作用的材料1和2所指定的***哈梅克常数A132可通过下式与A11和A22大致相关：
其中A11、A22和A33是材料1、2和3跨真空与其自身的相互作用。
在纳米颗粒-金属***中，***哈梅克常数可描述为
因此范德瓦尔斯势可写作：
因此，两个相似纳米颗粒之间的范德瓦尔斯势是负的(始终为负)，并且液态金属中的两个相同纳米颗粒之间的范德瓦尔斯力是吸引的(始终是吸引的)。d1≈a0处的范德瓦尔斯势可以表示能量阱Wvdwmax，并且可以表示为
可以通过诸如以下的技术得到哈梅克常数：在真空中的原子力显微术测量，透射电磁波谱的测量，和电子能量损失谱的测量以提取等离子体频率。例如，可以通过在频率上对介电常数的积分来得到哈梅克常数，如下文中所述：Lee,“Calculation of HamakerCoefficients for Metallic Aerosols from Extensive Optical Data,”Particles onSurfaces 1,pp.77-90,1988。表2显示了一些代表性的金属和陶瓷在真空中的哈梅克常数的示例值。
表2.一些金属和陶瓷的哈梅克常数
布朗势
由于纳米颗粒小并且在热波动下随机移动，因此应考虑布朗势。在该模型中，考虑沿两个纳米颗粒彼此靠近的方向的位移。均分定理表明对于一个纳米颗粒的布朗运动的动能/势在一维中是kT/2。因此，在一维中，两个纳米颗粒的***的布朗运动能量是kT。对于在升高温度下的液态金属中的两个纳米颗粒，kT可以与范德瓦尔斯势相当，因此布朗势可以对纳米颗粒分散起重要作用。
在熔融金属中纳米颗粒分散的三种情形
在用于液态金属中的纳米颗粒分散的模型***中，范德瓦尔斯势、界面能量和布朗势共存。当两个纳米颗粒之间的间隙达到一或两个原子层时，界面能量可变为主导。范德瓦尔斯相互作用可以在该间隙之外变得占优，直到更长的距离(例如，从约0.4nm到高达约10nm或更大)。纳米颗粒分散的三种可能情形可从模型分析推导出：簇、伪分散和自分散。
簇：图3示出纳米颗粒形成簇的相互作用势。W势垒和Wvdwmax分别是在化学键特征长度处的ΔG1和能量阱中的最大范德瓦尔斯势。如果W势垒小(例如小于约10kT，因纳米颗粒和液态金属之间的不良润湿性)并且范德瓦尔斯势阱不够深，则布朗势kT能够驱使纳米颗粒达到粘着接触以形成化学键，从而融合在一起。因此，当以下条件成立时，纳米颗粒簇将在液态金属中形成：(1)Wvdwmax>-kT(或|Wvdwmax|<kT)；(2)W势垒<kT。
伪分散：图4显示了在液态金属中纳米颗粒伪分散的相互作用势。如果W势垒高(例如，大于约10kT，因纳米颗粒和液态金属之间的良好润湿性)，布朗势kT不能驱使纳米颗粒穿过势垒以发生粘着接触。但如果范德瓦尔斯势阱深，则纳米颗粒可被动力学捕获在阱中，在伪分散中形成单独纳米颗粒的簇。因此，纳米颗粒将形成伪分散畴域，其中稠密的纳米颗粒被几层金属原子分开。因此，当以下条件成立时，纳米颗粒伪分散将在液态金属中形成：(1)Wvdwmax<-kT(或|Wvdwmax|>kT)；和(2)W势垒>10kT。
自分散：图5显示了在液态金属中纳米颗粒自分散的相互作用势。如果W势垒高(例如大于约10kT，因纳米颗粒和液态金属之间的良好润湿性)并且范德瓦尔斯势阱不深，则布朗势kT不能驱使纳米颗粒穿过势垒以发生粘着接触，并且纳米颗粒在动力学上不被捕获在阱中。这将允许纳米颗粒移动而不在液态金属中形成簇或伪分散畴域，从而实现自分散。因此，当以下条件成立时，纳米颗粒自分散将在液态金属中形成：(1)Wvdwmax>-kT(或|Wvdwmax|<kT)；和(2)W势垒>10kT。通过该模型的自分散机理说明可以用作在块体纳米复合材料的大规模凝固加工中实现纳米颗粒均匀分散的有力工具。
金属基质纳米复合材料：
本公开的一些实施方案针对于包括高体积分数的均匀分散的纳米结构的金属基质纳米复合材料，以及制造这种纳米复合材料的方法。包括均匀分散的高体积分数的纳米结构的金属基质纳米复合材料可用作高性能结构材料或用作制造这种结构材料的母合金。
在一些实施方案中，金属基质纳米复合材料包括一种或多种金属的基质以及分散在基质中的增强纳米结构。合适基质材料的实例包括铝(Al)、镁(Mg)、铁(Fe)、银(Ag)、铜(Cu)、锰(Mn)、镍(Ni)、钛(Ti)、铬(Cr)、钴(Co)、锌(Zn)，两种或更多种前述金属的合金、混合物或其它组合，如Ti-Al合金、Al-Mg合金和Mg-Zn合金，以及一种或多种前述金属与其它元素的合金、混合物、或其它组合，例如钢(如铁-碳合金或铁-铬-碳合金)。
在一些实施方案中，纳米结构可具有在以下范围内的至少一个尺寸：约1nm至约1000nm，例如约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm、或约1nm至约10nm，然而也可考虑约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。在一些实施方案中，纳米结构可具有在以下范围内的至少一个平均尺寸或中值尺寸，约1nm至约1000nm，例如约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm、或约1nm至约10nm，然而也考虑约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。在一些实施方案中，纳米结构可包括具有约5或更小或约3或更小或约2或更小的纵横比并且具有大致球形或球状形状的纳米颗粒，然而也考虑纳米结构的其它形状和构造，例如纳米纤维和纳米片。在一些实施方案的纳米颗粒的情形中，纳米颗粒可具有在如下范围内的至少一个尺寸(例如，是有效半径两倍的有效直径)或至少一个平均或中值尺寸(例如，是平均有效半径两倍的平均有效直径)：约1nm至约1000nm，例如约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、1nm至约20nm，或约1nm至约10nm，然而也考虑约1nm至约1000nm范围内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
在一些实施方案中，纳米结构可包括一种或多种陶瓷，然而也考虑其它纳米结构材料，包括金属或其它导电材料。合适纳米结构材料的实例包括金属氧化物(例如，碱土金属氧化物、后过渡金属氧化物和过渡金属氧化物，例如氧化铝(Al2O3)、氧化镁(MgO)、氧化钛(TiO2)和氧化锆(ZrO2))，非金属氧化物(如氧化硅(SiO2))，金属碳化物(如过渡金属碳化物，如碳化钛(TiC)、碳化铌(NbC)、碳化铬(Cr3C2)、碳化镍(NiC)、碳化铪(HfC)、碳化钒(VC)、碳化钨(WC)和碳化锆(ZrC))，非金属碳化物(如碳化硅(SiC))，金属硅化物(如过渡金属硅化物，如硅化钛(Ti5Si3))，金属硼化物(如过渡金属硼化物，如硼化钛(TiB2)、硼化锆(ZrB2)、硼化铪(HfB2)、硼化钒(VB2)和硼化钨(W2B5))，金属氮化物(如过渡金属氮化物)，金属(如单质形式的过渡金属，如钨(W))，前述两种或更多种的合金、混合物或其它组合，以及前述一种或多种与其它元素的合金、混合物或其它组合。合适的纳米结构材料的具体实例包括含过渡金属的陶瓷，其中过渡金属的存在能够赋予更大的哈梅克常数从而更紧密地接近于金属基质的哈梅克常数以实现降低的范德瓦尔斯势阱，例如过渡金属碳化物、过度金属硅化物、过渡金属硼化物、过渡金属氮化物和其它非氧化物的含过渡金属陶瓷。
可以选择合适的纳米结构用于在金属基质中的自分散以便在温度T下进行凝固处理，温度T可以设定为约(T熔化+200K)，其中T熔化是基质材料的熔化温度，然而可考虑在大于约T熔化并且最高约(T熔化+250K)范围内的其它处理温度。在一些实施方案中，纳米结构的选择可满足以下条件：(1)纳米结构与基质熔体发生很少或不发生化学反应；(2)基质熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A基质)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<kT其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A基质是基质材料的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
例如，在熔化温度为约933K的铝基质(或以铝作为主要成分的含铝合金)的情形中，纳米结构的选择可在约1133K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与铝熔体发生很少或不发生化学反应；(2)铝熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A铝)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<15.6zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A铝是铝的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在铝中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属碳化物(例如TiC)和过渡金属硼化物(例如TiB2)，以及其它含过渡金属的陶瓷，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约923K的镁基质(或以镁为主要成分的含镁合金)的情形中，纳米结构的选择可在约1123K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与镁熔体发生很少或不发生化学反应；(2)镁熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A镁)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<15.5zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A镁是镁的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在镁中分散的合适纳米结构材料的实例包括非金属碳化物(例如SiC)，以及其它陶瓷，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约1811K的铁基质(或以铁作为主要成分的含铁合金)的情形中，纳米结构的选择可在约2011K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与铁熔体发生很少或不发生化学反应；(2)铁熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A铁)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<27.8zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A铁是铁的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在铁中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属碳化物(例如NbC、NiC和TiC)、过渡金属硼化物(例如TiB2)和后过渡金属氧化物(例如Al2O3)，以及其它陶瓷，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约1235K的银基质(或以银作为主要成分的含银合金)的情形中，纳米结构的选择可在约1435K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与银熔体发生很少或不发生化学反应；(2)银熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A银)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<19.8zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A银是银的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在银中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属(例如W)，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约1358K的铜基质(或以铜作为主要成分的含铜合金)的情形中，纳米结构的选择可在约1558K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与铜熔体发生很少或不发生化学反应；(2)铜熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A铜)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<21.5zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A铜是铜的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在铜中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属和过渡金属碳化物(例如W和WC)，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约693K的锌基质(或以锌作为主要成分的含锌合金)的情形中，纳米结构的选择可在约893K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与锌熔体发生很少或不发生化学反应；(2)锌熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A锌)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<12.3zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A锌是锌的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在锌中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属和过渡金属碳化物(例如W和WC)，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
例如，在熔化温度为约1941K的钛基质(或以钛作为主要成分的含钛合金)的情形中，纳米结构的选择可在约2141K的处理温度T下满足以下条件：(1)纳米结构与钛熔体发生很少或不发生化学反应；(2)钛熔体对纳米结构的良好润湿性，其特征在于例如在处理温度T下熔体相对于纳米结构材料表面的接触角θ是小于约90°，例如约88°或更小、约85°或更小、约80°或更小、约75°或更小、约70°或更小、约60°或更小、约50°或更小、约40°或更小、或约30°或更小；和
(3)|Wvdwmax|<kT或|[(A纳米结构)1/2－(A钛)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<29.5zJ其中A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A钛是钛的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1可以设定为约0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。用于在钛中分散的合适纳米结构材料的实例包括过渡金属(例如W)和过渡金属硅化物(例如Ti5Si3)，并且合适纳米结构的平均有效直径可以在如下范围内：约1nm至约100nm、约1nm至约80nm、约1nm至约60nm、约1nm至约40nm、约1nm至约20nm或约1nm至约10nm，然而可以考虑在约1nm至约1000nm内的其它范围，例如约1nm至约500nm或约1nm至约200nm。
在一些实施方案中，金属基质纳米复合材料可包括高体积分数的纳米结构，例如大于约3％，如约5％或更大，约6％或更大，约7％或更大，约8％或更大，约9％或更大，约10％或更大，约11％或更大，约12％或更大，约13％或更大，或约14％或更大，并且至多约20％或更多。
在一些实施方案中，金属基质纳米复合材料可包括纳米结构在基质中的均匀分散。在一些实施方案中，纳米结构能够以高体积分数均匀地分散在基质中，例如大于约3％，如约5％或更大，约6％或更大，约7％或更大，约8％或更大，约9％或更大，约10％或更大，约11％或更大，约12％或更大，约13％或更大，或约14％或更大，并且至多约20％或更多。在其它实施方案中，纳米结构能够以例如约3％或更小的体积分数均匀地分散在基质中。
纳米结构在基质中的分散可以基于一个或多个图像的图像分析来表征，例如一个或多个扫描电子显微镜(SEM)图像，其中图像中的纳米结构对应于亮度或其它强度值等于或者高于阈值(或者在其它实施方式中等于或低于阈值)的像素，并且可以在一个或多个图像中相对于例如至少50个纳米结构、至少100个纳米结构、至少200个纳米结构或至少500个纳米结构的纳米结构样本量来计算。
结合图像分析，对于图像中的每个纳米结构，确定到其最近的邻近纳米结构的距离(中心到中心距离)，并且可以跨一个或多个图像导出最近邻体距离的分布，以获得平均(或平均)距离和关于平均距离的最近邻体距离的变化(或散布)。基于一些实施方案的这种图像分析，至少70％的最近邻体距离可以位于(0.9×平均距离)和(1.1×平均距离)的带内，例如至少80％或至少90％。此外，可以考虑纳米结构的适用体积分数的参考(理论)分散，其中纳米结构以相等的最近邻体之间距离规则地定位，并且可以导出参考(理论)最近邻体距离。对于一些实施方案，如果从图像分析导出的平均(或平均)最近邻体距离位于(0.7×参考(理论)距离)和(1.3×参考(理论)距离)的带内，例如在(0.8×参考(理论)距离)和(1.2×参考(理论)距离)内或者在(0.9×参考(理论)距离)和(1.1×参考(理论)距离)内，则纳米结构可以被表征为均匀地分散在基质中。
在通过凝固处理制造期间，可以在炉中加热一种或多种金属以形成熔体。接下来，可以以期望的体积分数将纳米结构引入熔体中，并且可以通过例如机械搅动、超声波处理或其它搅拌方式使纳米结构和熔体自分散或混合。通过冷却使熔体凝固产生金属基质纳米复合材料，该金属基质纳米复合材料包括分散在其中的纳米结构。在一些实施方案中，可以以高体积分数(例如，大于约3％)将纳米结构引入熔体中，如约5％或更大、约6％或更大、约7％或更大、约8％或更大、约9％或更大、约10％或更大、约11％或更大、约12％或更大、约13％或更大、或约14％或更大，并且至多约20％或更多。在其它实施方案中，可以以低体积分数(例如，约3％或更小)将纳米结构引入熔体中，然后可以实施从熔体蒸发一种或多种金属或其它处理来浓缩纳米结构的体积分数至大于约3％，从而获得包括高体积分数的纳米结构的金属基质纳米复合材料。所得纳米复合材料可为各种应用提供期望的性能。例如，纳米复合材料可具有约300MPa或更大的高屈服强度，例如约350MPa或更大、约400MPa或更大、约450MPa或更大、约500MPa或更大、约550MPa或更大、约600MPa或更大、或约650MPa或更大，以及至多约700MPa或更大，或至多约750MPa或更大。
实施例
以下实施例描述了本公开一些实施方案的具体方面，以便说明并且为本领域普通技术人员提供描述。实施例不应被解释为限制本公开，因为这些实施例仅提供了用于理解和实施本公开一些实施方案的特定方法。
实施例1
TiC纳米颗粒在Al熔体中的分散
TiC纳米颗粒在Al熔体中的分散的理论分析：
对于在约1093K的纯Al熔体中的两个TiC纳米颗粒，可通过以下等式计算范德瓦尔斯相互作用势：
其中D是两个纳米颗粒之间的距离(在nm尺度，并且超过一个原子层)；以及ATiC和AA1分别是TiC(约238zJ)和熔融Al(约266zJ～360zJ)的哈梅克常数。R1和R2是两个纳米颗粒的半径。因此，液态Al中两个相同TiC纳米颗粒之间的范德瓦尔斯相互作用为
D和R的单位是nm，而Wvdw(D)的单位是zJ(10-21J)。应当注意，当D大于约两个原子层(例如约0.4nm)时当两个TiC纳米颗粒通过熔融Al相互作用时，上述等式是有效的。
根据朗本(Langbein)近似，如果两个球体的有效相互作用面积是
则界面能量势垒将是
对于D0＜D＜a0 对于0＜D＜D0
在约1093K下的热能是kT＝约15.1zJ。
对于在该实施例中使用的平均半径为约25nm的TiC纳米颗粒，如果选择Al的哈梅克常数为约266zJ，则吸引能量阱W1将为
但是如果将液态Al的哈梅克常数选择为约360zJ，则吸引能量阱W1将是
液态Al的表面能量为约1.1J/m2，而TiC的表面能量约1.35J/m2。在约1093K的处理温度下，Al和TiC之间的润湿角为约50°。由界面能量引起的能量势垒W2将是
由于W2远大于布朗势，因此纳米颗粒几乎没有机会克服能量势垒达到粘着接触。然而，由于所报道的液态Al的哈梅克常数的范围，如果TiC纳米颗粒在液态Al中是伪分散或自分散的，则这不是最终预测。
盐辅助的纳米颗粒掺入：
由于在高温下TiC纳米颗粒的部分燃烧和Al熔体上的天然氧化物膜，TiC纳米颗粒可漂浮在表面上或沉降到Al熔体的底部，因此对于将TiC纳米颗粒直接供入Al熔体中可能遇到问题。基于K-Al-F的盐可用于在高达约1173K的温度下改善Al在TiC上的润湿性。因此，开发了盐辅助的纳米颗粒掺入方法以获得具有高加载量的TiC纳米颗粒的母材Al纳米复合材料。
通过超声处理约2小时将KAlF4盐粒和TiC纳米颗粒(平均半径为约25nm)在丙酮(约10体积％的盐中纳米颗粒)中混合在一起。在混合后，在通风橱中在室温下蒸发掉丙酮，得到充分混合的盐-TiC纳米复合材料粉末。然后将混合粉末在约180℃下脱水约12小时。将纯Al(约99.93％)在Ar保护下的炉中在约820℃下在石墨坩埚(内径为约40mm且高度为约80mm)中熔化。将混合粉末加载到Al熔体的表面上，TiC纳米颗粒与Al的体积比为约15:85。约3-5分钟后，盐开始熔化。在液态熔体的约2/3高度处施加具有四个叶片的钛搅拌器(直径约25.4mm)，以约200rpm搅拌熔体约10分钟。然后在空气中将熔体冷却至室温。将凝固的纳米复合材料切割以获得Al-TiC纳米复合材料样品。
对纳米复合材料样品进行研磨和离子减薄(ion mill)以暴露显微结构和嵌入的纳米颗粒。用场发射SEM(Zeiss Supra 40)和能量色散谱(EDS)研究样品的显微结构。图6显示了Al基质内的TiC纳米颗粒的典型畴域和该畴域内的TiC纳米颗粒分布。
Al中TiC纳米颗粒加载的定量分析：
测定Al中的TiC纳米颗粒浓度。切割两个Al-TiC纳米复合材料样品并用酒精(alcohol)清洗。通过精密天平测量纳米复合材料样品的质量为约0.814g和约0.779g。然后将纳米复合材料样品溶解在约12体积％HCl溶液中，该溶液处在冰水基体中的两个离心管中。使用超过3倍的HCl溶液持续约48小时以确保Al基质完全溶解。然后以约5000rpm将溶液离心约10分钟。收集上部透明液体，以便通过pH试纸检查pH值。然后将更多的去离子水加入离心管中用以进行反复的离心过程，直到上部透明液体的pH值为约7。然后将纯酒精加入到离心管中以便在两次另外的离心循环期间清洁TiC纳米颗粒表面上的水残留物。最后，在重量测量之前，使管内的TiC纳米颗粒在约180℃下脱水约48小时。两个样品中的TiC部分经测定分别为约8.81体积％和约9.25体积％。因此，纳米复合材料中的TiC部分平均为约9.03体积％。由于TiC纳米颗粒与Al的初始体积比经设计为约15:85，因此TiC纳米颗粒在Al熔体中的盐辅助掺合效率为约56％，这可通过工艺优化进一步改善。
在滴铸样品中TiC在Al中的分散：
将Al-9体积％TiC纳米复合材料的坯锭用作母合金以制造Al-0.6体积％TiC纳米复合材料。为了避免TiC纳米颗粒畴域在Al中的沉淀，使用滴铸。使超声波开启，撇去表面氧化层，并使用钢勺快速取出约2g的Al熔体，以浇铸到铜楔形模具中，以避免在快速凝固期间TiC纳米颗粒的可能沉淀和推挤(pushing)。通过液滴法制成的样品如图7所示。在铜楔形模具中的厚度d处的冷却速率可以如下近似计算：
在0.5mm厚的截面处的估计冷却速率为约16,000K/s。
图8揭示了凝固后样品的显微结构。TiC纳米颗粒仍在快速冷却的Al基质内形成畴域。在左图中用黑色不连续线圈出不同的畴域。在较高的放大倍数下，代表性畴域表明TiC纳米颗粒最可能在Al中伪分散。
TiC纳米颗粒在Mg-Al合金中的分散：
由于TiC纳米颗粒在纯Al中伪分散，因此具有较低哈梅克常数的熔体可有助于实现TiC纳米颗粒的自分散。半经验结果表明，合金倾向于具有比其纯净主要金属元素更低的哈梅克常数。Mg-Al合金可提供比纯Al更低的哈梅克常数。由此进行了实验研究。
在约820℃下将Al-9体积％TiC纳米复合材料(约24.3g)稀释在Mg(约88g)中，得到Mg18Al-1.2体积％TiC熔体。在超声处理约15分钟后，使样品在坩埚内(约1K/s冷却速率)在空气中凝固。图9揭示了Mg18Al-1.2体积％TiC纳米复合材料的显微结构。Mg晶粒和共晶相如图9(a)所示。大多数TiC纳米颗粒位于共晶相内，如图9(b)和(c)所示。虽然仍然存在一些短的TiC纳米颗粒网络，但是大多数TiC纳米颗粒实际上是彼此分散和分离的。该结果表明，在Mg18Al合金(Mg+约18重量％Al)中的共晶相内部实现了比在纯Al中更好的TiC分散。
为了定量分析该样品中的TiC分散，应用ImageJ来测量TiC相的尺寸分布。处理过的图像的一个例子如图10所示。TiC相的尺寸分布如图11所示。
对在Mg-Al合金中具有各种Mg浓度的TiC的分散进行了进一步的研究。通过蒸发Mg降低Mg浓度。在氩气保护下在感应加热器内在约820℃下熔化Mg18Al-1.2体积％TiC纳米复合材料。将压力降至约6托，并将压力和温度保持约10分钟以使Mg蒸发。然后将压力升回至约750托，以使样品冷却至室温。样品的质量从约10.3g减少至约6.72g(约3.58g损失)。切割一小块用于表征，并且合金的组成经确定为Mg29Al(Mg+约29重量％Al)。抛光除去表面氧化并重复上述蒸发过程。在第二轮约10分钟的蒸发后，样品的质量从约6.15g减少至约4.39g(约1.76g损失)，从而得到Mg42Al的合金组成(Mg+约42重量％Al)。抛光除去表面氧化并重复上述蒸发过程持续另外约40分钟。样品的质量进一步从约3.50g减少到约1.81g(约1.69g损失)，从而得到Mg88Al(Mg+约88wt％Al)的合金组成。切割一小块样品用于表征(1小时样品)。
图12至图17中示出了在Mg29Al-1.98体积％TiC、Mg42Al-3体积％TiC和Mg88Al-7.5体积％TiC中的TiC纳米颗粒的显微结构和尺寸分布。
在1小时蒸发之后，在Mg88Al-7.5体积％TiC中的56000nm2上，TiC相尺寸的分数超过约41.7％，而在原始Mg18Al-1.2体积％TiC中仅为约8.7％。TiC簇的尺寸增加，则可能是由于较高的Al含量(因此较高的哈梅克常数)、较高的纳米颗粒浓度以及在蒸发期间纳米颗粒之间的更多吸引和凝结。
TiC纳米颗粒在Al中分散的总结：
由于所报道的Al的哈梅克常数的范围，理论分析预测TiC分散是伪色散或自分散。对于向Al熔体中掺入TiC纳米颗粒，为了避免燃烧和表面氧化，开发了盐辅助掺入方法以制造Al-9体积％TiC母纳米复合材料，其用于稀释至最终合金熔体中的较低纳米颗粒加载量。通过Al合金的HCl酸溶解以提取TiC纳米颗粒，来实现在Al基质中TiC体积分数的定量测定。然后应用滴铸方法以避免在凝固期间纳米颗粒的沉降和推挤。在滴铸的样品中，TiC纳米颗粒在Al基质中形成畴域，这表明TiC在Al熔体中的伪分散。然而，为了通过添加Mg来降低哈梅克常数，确定TiC纳米颗粒在Mg18Al合金中的共晶相中良好地分散。
实施例2
TiC纳米颗粒在Al熔体中的分散
通过液态处理实现了高体积分数的TiC纳米颗粒(尺寸为约3-10nm)在Al基质中的均匀分散。具体地，制造具有约13体积％TiC的Al。在氩气保护下在约820℃下熔化Al，并将TiC纳米颗粒加入Al熔体中并进行机械混合约20分钟。在混合后，在空气中以约1K/s的速率冷却样品。TiC纳米颗粒在Al基质中的分散通过图18中的SEM表征。通过使用较小的颗粒尺寸，能量势垒W2保持远高于热能，而能量阱W1减小以减轻TiC纳米颗粒的捕获，从而使TiC纳米颗粒自分散在Al熔体中。
实施例3
SiC纳米颗粒在Mg熔体中的分散
SiC纳米颗粒在Mg熔体中分散的理论分析：
对于在约1000K下在纯Mg熔体中相互作用的两个SiC纳米颗粒，SiC和Mg熔体的哈梅克常数ASiC和AMg分别为约248zJ和约206zJ。它们的布朗势(热能)在约1000K下为kT＝约13.8zJ。
在Mg中半径为R的两个相同SiC纳米颗粒之间的范德瓦尔斯相互作用是
D和R的单位是nm，而Wvdw(D)的单位是zJ。当D大于两个原子Mg层(例如约0.4nm)时，当两个SiC纳米颗粒跨液态Mg相互作用时，上述等式是有效的。
根据朗本近似，如果两个球体的有效相互作用面积是
则界面能量势垒将为
对于D0＜D＜a0 对于0＜D<D0
但是在界面能量占主导地位之前，局部最小值W1(用于吸引的能量阱)是
假设d1是界面能量的衰减长度，约0.4nm，并且当用于该实施例的SiC纳米颗粒的R为约30nm时，则
从该文献，液态Mg的表面能量为约0.599J/m2，并且SiC的表面能量为约1.45J/m2。接触角为约83°。根据杨氏方程，液态Mg和SiC之间的界面能量为约0.422J/m2。因界面能量所致的局部最大值W2将是
由于局部最大值W2远大于10kT，因此SiC纳米颗粒几乎没有机会克服能量势垒以形成簇。
因此，对于在纯Mg熔体中的半径为约30nm的两个SiC纳米颗粒，能量势垒W2远高于热能，而能量阱W1不足以捕获SiC纳米颗粒，从而允许SiC纳米颗粒自分散在纯Mg熔体中。
制造具有约14体积％的SiC纳米颗粒的Mg2Zn纳米复合材料：
通过液态处理实现了高体积分数的SiC纳米颗粒(平均半径为约30nm)在Mg基质中的均匀分散。图19中显示了实验装置的示意图。首先通过超声处理制造具有约1体积％SiC的Mg6Zn。在SF6(约99体积％)/CO2(约1体积％)流动气体保护下，在炉中于约700℃将纯Mg(约99.93％)和纯Zn(约99.0％)熔化在一起。将铌超声波探头的尖端***熔体中约6mm深。从换能器产生频率为约20kHz并且峰到峰幅度为约60μm的超声波振动。将熔体超声处理约15分钟。将SiC纳米颗粒手动供给到Mg6Zn(Mg+约6重量％Zn)熔体中，通过超声处理润湿和分散。在超声处理后，在空气中将样品冷却至室温。
通过图20中的SEM来表征纳米颗粒在凝固原态的Mg6Zn基质中的分布和分散。对于约1体积％的SiC纳米颗粒，纳米颗粒被推入Mg6Zn合金中的金属间相。通过引入更高体积分数的纳米颗粒(例如>约6体积％)，可以通过熔体中更高的粘滞拖曳力有效地抵消凝固前沿对纳米颗粒的推挤。因此，为了揭示SiC在Mg中的真实分散，期望Mg中有高体积分数的纳米颗粒。
为了在Mg熔体中获得高体积分数的纳米颗粒，通过在真空炉中在约6托下从Mg6Zn-1体积％SiC样品中蒸发掉Mg和Zn来浓缩纳米颗粒。蒸发过程示意性地显示在图19(b)中。首先在感应加热器内在Ar气保护下在约650℃下将Mg6Zn-1体积％SiC熔化，然后在约6托下从合金熔体中蒸发Mg和Zn。蒸发后，将样品在约760托的气体压力下在炉中冷却至室温，从而得到在Mg2Zn(Mg+约2重量％Zn)中的约14体积％SiC。熔体中较高的粘滞拖曳力有效地抵消凝固前沿对SiC纳米颗粒的推挤。因此，通过Mg2Zn基质内部的凝固保持了SiC纳米颗粒在Mg2Zn熔体中的分散。
约14体积％SiC在Mg2Zn中的自分散：
通过SEM表征纳米颗粒在Mg2Zn-14体积％SiC中的分布和分散。通过EDX(能量色散X射线光谱)分析来测定化学组成。为了清楚地揭示纳米颗粒，首先通过低角度离子减薄(约10度，去除纳米尺寸的抛光粉)清洁样品，然后通过汇聚子束通过镓离子(约90度，优先蚀刻镁基质)轻微蚀刻。以约52度的倾斜角拍摄SEM图像。从如图21中所示的SEM图像，暴露在Mg2Zn基质表面上的纳米颗粒均匀地分布和分散在Mg基质中。在约500克力的载荷下进行维氏硬度测量，停留时间为约10秒。测量样品不同部分处的显微硬度和硅浓度，以进一步证实纳米颗粒均匀分布在整个样品中，如图21(c)所示。更一般地，纳米颗粒在样品中的均匀分布可以通过以下来反映：例如，在样品不同部分处的特性(如显微硬度或纳米颗粒材料的浓度)的标准偏差小于或等于跨样品不同部分的特性的平均值的10％，如小于或等于5％、小于或等于4％、小于或等于3％、小于或等于2％、小于或等于1％、小于或等于0.5％、小于或等于0.1％、或小于或等于0.05％。
为了研究在高体积分数下由分散的纳米颗粒引起的性质增强，对凝固原态样品进行SEM中的原位微柱压缩测试。在SEM(Nova 600，FEI，USA)内部使用具有约8μm平头金刚石探针的PI 85SEM PicoIndenter(Hysitron，Inc.，USA)对直径约4μm且高度约8μm的样品进行微压缩测试，使用位移控制模式，应变速率为约2×10-3s-1。通过FIB(Nova 600，FEI)从块体样品切割微柱。微柱的尺寸(直径约4μm并且长度约8μm)经设计为仅包含一个晶粒以避免晶界对强化的影响。这允许评估仅由纳米颗粒引起的性质增强，而没有铸造样品的晶界的干扰。还选择微柱的尺寸以避免尺寸引起的强化，以便提供与镁合金的宏观尺度测试相当的结果。为了研究纳米颗粒对基面滑移的影响，选择柱体的取向以有利于基面滑移。
微压缩试验的结果表明，没有纳米颗粒的Mg2Zn样品在约50MPa下屈服，然后由于严重的基面滑移而经历反复的加载-卸载循环，如图22(a)和(b)所示。相比之下，具有纳米颗粒的样品在约410MPa的显著更高的强度下屈服，并且承受逐渐增加的载荷平稳地达到超过约30％的塑性应变，如图22(a)和(c)所示。此外，在变形后，在没有纳米颗粒的样品中观察到多个滑移痕迹(图22(b))，但在具有纳米颗粒的样品中观察到在变形的后期形成的仅一个主滑移痕迹(图22(c))。即使在形成主滑移痕迹之后，具有纳米颗粒的样品仍然能够平稳地承受载荷。测试结果证明，高体积分数的分散纳米颗粒能够显著强化材料，并且还可以通过潜在地抑制基面滑移而提供更均匀和稳定的变形。
SiC在Mg中的自分散的总结：
理论分析预测SiC纳米颗粒能够在Mg熔体中自分散。进行了实验研究。通过两步液相处理方法成功制造了Mg2Zn-14体积％SiC纳米复合材料。首先，通过超声波处理制造Mg6Zn-1体积％SiC纳米复合材料。然后，通过Mg和Zn的蒸发实现Mg2Zn-14体积％SiC纳米复合材料，以便使Mg熔体中的SiC纳米颗粒浓缩。SEM图像、Si组分的EDS以及维氏硬度测量显示SiC纳米颗粒在Mg中自分散并且稳定。微柱压缩试验表明，Mg2Zn-14体积％的SiC纳米复合材料在约410MPa的显著更高强度下屈服，具有良好的塑性，而纯Mg仅为50MPa并且塑性差。
实施例4
NbC纳米颗粒在Fe熔体中的分散
通过液态处理实现在Fe基质中的NbC纳米颗粒的纳米复合材料。在真空炉中在约1570℃下熔化Fe，并将约3重量％的NbC纳米颗粒和约1重量％的碳引入Fe熔体中并进行混合。在混合后，将样品在真空(约2×10-2托)中缓慢冷却。通过图23中的SEM来表征NbC纳米颗粒在Fe基质中的分散。可以看出，NbC纳米颗粒良好地分散在Fe基质中。
实施例5
TiB2纳米颗粒在Al熔体中的分散
TiB2纳米颗粒在Al熔体中的分散的理论分析：
对于在约820℃下在纯Al熔体中相互作用的两个TiB2纳米颗粒，TiB2和Al熔体的哈梅克常数ATiB2和AA1分别为约256zJ和约266zJ。在约820℃下，它们的布朗势(热能)为kT＝约15.1zJ。Al熔体在TiB2表面上的接触角在约690℃下为约150°，在约800℃下为约67°，并且在约1100℃下为约0°。
局部最小值W1(吸引的能量阱)是
并且，由于界面能量所致的局部最大值W2将是W2＝Winter(Do)>10kT，对于在约0.254nm至约880nm范围内的R1＝R2＝R。
因此，对于在纯Al熔体中的半径在上述范围内的两个TiB2纳米颗粒，能量势垒W2远高于热能，而能量阱W1不足以捕获TiB2纳米颗粒，从而允许TiB2纳米颗粒在纯Al熔体中自分散。
制造Al与约5体积％TiB2纳米颗粒的纳米复合材料：
通过液态处理实现了TiB2纳米颗粒(平均尺寸为约40nm且最小尺寸为约5nm)在Al基质中的均匀分散。具体地，制造具有约5体积％TiB2的Al。在氩气保护下在约820℃下熔化Al，并将TiB2纳米颗粒手动添加到Al熔体中并在约200rpm下进行机械混合持续约20分钟。在混合后，将样品在空气中以约1K/s的速率冷却。通过图24中的SEM来表征TiB2纳米颗粒在Al基质中的分散。
实施例6
W纳米颗粒在Ag熔体中的分散
在Ag熔体中W纳米颗粒分散的理论分析：
对于在约1200℃下在纯Ag熔体中相互作用的两个W纳米颗粒，W和Ag熔体的哈梅克常数AW和AAg分别为约400zJ和约440zJ。它们的布朗势(热能)在约1200℃下为kT＝约20.3zJ。
局部最小值W1(吸引的能量阱)是
其中对于在包括10nm、20nm、30nm和40nm的范围内的R，W1>-kT。因此，对于在纯Ag熔体中的半径在上述范围内的两个W纳米颗粒，能量阱W1不足以捕获W纳米颗粒，从而允许W纳米颗粒在纯Ag熔体中自分散。
制造Ag与约5体积％W纳米颗粒的纳米复合材料：
通过液态处理实现W纳米颗粒(尺寸为约40nm至约60nm)在Ag基质中的均匀分散。具体地，制造具有约5体积％W的Ag。在氩气保护下在约1200℃下熔化Ag，并将W纳米颗粒引入Ag熔体中。在氩气中缓慢冷却样品。通过图25中的SEM来表征W纳米颗粒在Ag基质中的分散。
如本文所用，单数术语“一个”、“一种”和“该”可包括复数指示物，除非上下文另有明确规定。因此，例如，对物体的提及可包括多个物体(object)，除非上下文另有明确规定。
如本文所使用的，术语“组”是指一个或多个物体的集合。因此，例如，一组对象可以包括单个物体或多个物体。
如本文所用，术语“基本上”和“约”用于描述和解释小的变化。当与事件或情况一起使用时，该术语可以指事件或情况准确发生的情形以及事件或情况近似发生的情形。例如，当与数值结合使用时，该术语可以指小于或等于该数值的±10％的变化范围，例如小于或等于±5％、小于或等于至±4％、小于或等于±3％、小于或等于±2％、小于或等于±1％、小于或等于±0.5％、小于或等于±0.1％、或小于或等于±0.05％。
如本文所用，术语“任选的”和“任选地”是指随后描述的事件或情况可以发生或可以不发生，并且该描述包括其中事件或情况发生的情形以及事件或情况不发生的情形。
如本文所用，术语“尺寸”是指物体的特征尺寸。因此，例如，球形物体的尺寸可以指该物体的直径。在非球形物体的情形中，该非球形物体的尺寸可以指相应的球形物体的直径，其中该相应的球形物体表现出或者具有特定组的可导出或可测量的特性，这些特性基本上与所述非球形物体的特性相同。当将一组物体称为具有特定尺寸时，预期该物体可具有在该特定尺寸附近的尺寸分布。因此，如本文所使用的，一组物体的尺寸可以指尺寸分布的典型尺寸，例如平均尺寸、中值尺寸或峰值尺寸。
如本文所用，术语“纳米结构”是指具有在约1nm至约1000nm范围内的至少一个尺寸的物体。纳米结构可以具有许多种形状中的任何形状，并且可以由许多种材料形成。纳米结构的实例包括纳米纤维、纳米片和纳米颗粒。
如本文所用，术语“纳米颗粒”是指大体上或基本上球形或球状的纳米结构。通常，纳米颗粒的每个尺寸在约1nm至约1000nm的范围内，并且纳米颗粒的纵横比为约5或更小，例如约3或更小、约2或更小、或约1。
如本文所用，术语“纳米纤维”是指细长的纳米结构。典型地，纳米纤维具有在约1nm至约1000nm范围内的横向尺寸(例如，宽度)，在约1nm至约1000nm或大于约1000nm的范围内的纵向尺寸(例如，长度)，以及大于约5(例如约10或更大)的纵横比。
如本文所用，术语“纳米片”是指平面状的纳米结构。
如本文所用，术语“碱土金属”是指来自周期表第2族的化学元素。
如本文所用，术语“后过渡金属”是指选自包括Al、Ga、In、Sn、Tl、Pb和Bi的组中的化学元素。
如本文所用，术语“过渡金属”是指选自周期表的第3至12族的化学元素。
另外，浓度、数量、比率和其它数值在本文中有时以范围形式呈现。应当理解，使用这种范围形式是为了方便和简洁，并且应该被灵活地理解为包括明确指定为范围极限的数值，而且包括包含在该范围内的所有单独数值或子范围，如同明确指定每个数值和子范围。例如，约1至约200的范围应理解为包括明确提及的约1和约200的极限，而且包括单个数值，例如约2、约3和约4，以及子范围，例如约10到约50，约20到约100，等等。
尽管已经参照本公开的具体实施方案描述了本公开，但本领域的技术人员应理解，在不脱离所附权利要求书限定的本公开的范围和真实精神的情况下，可以进行各种改变并且可以替换等同物。另外，可以进行许多修改以使特定情况、材料、物质组成、方法、一个或多个操作适合于本公开的目的、精神和范围。所有这些修改都意图处在所附权利要求的范围内。特别地，虽然已经参考按特定顺序执行的特定操作描述了某些方法，但应理解，可以将这些操作组合、细分或重新排序以形成等效方法而不背离本公开的教导。因此，除非本文具体指出，否则这些操作的顺序和分组不是对本公开的限制。

Claims (34)

1.一种金属基质纳米复合材料，其包括：
基质，该基质包括一种或多种金属；和
纳米结构，该纳米结构以大于该纳米复合材料的3％的体积分数均匀地分散在基质中。
2.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括选自Al、Mg、Fe、Ag、Cu、Mn、Ni、Ti、Cr、Co和Zn中的一种或多种金属。
3.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述纳米结构具有在1nm至100nm的范围内的平均尺寸。
4.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述纳米结构包括陶瓷。
5.根据权利要求4所述的纳米复合材料，其中所述陶瓷是含过渡金属的陶瓷。
6.根据权利要求5所述的纳米复合材料，其中所述含过渡金属的陶瓷选自过渡金属碳化物、过渡金属硅化物、过渡金属硼化物和过渡金属氮化物。
7.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属。
8.根据权利要求7所述的纳米复合材料，其中所述过渡金属是W。
9.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述纳米复合材料中的纳米结构的体积分数为5％或更大。
10.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述纳米复合材料中的纳米结构的体积分数为10％或更大。
11.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Al，并且所述纳米结构包括过渡金属碳化物或过渡金属硼化物。
12.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Fe，并且所述纳米结构包括过渡金属碳化物、过渡金属硼化物或后过渡金属氧化物。
13.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Ag，并且所述纳米结构包括单质形式的过渡金属。
14.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Cu，并且所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
15.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Zn，并且所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
16.根据权利要求1所述的纳米复合材料，其中所述基质包括Ti，并且所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属硅化物。
17.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Al的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括过渡金属碳化物或过渡金属硼化物。
18.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Al的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Al熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A铝)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<15.6zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A铝是Al的哈梅克常数，R是该纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
19.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Fe的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括过渡金属碳化物、过渡金属硼化物或后过渡金属氧化物。
20.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Fe的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Fe熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A铁)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<27.8zJ，并且A纳米结构是纳米结构材料的哈梅克常数，A铁是Fe的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
21.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Ag的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属。
22.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Ag的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Ag熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A银)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<19.8zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A银是Ag的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
23.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Cu的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
24.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Cu的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Cu熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A铜)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<21.5zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A铜是Cu的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
25.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Zn的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属碳化物。
26.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Zn的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Zn熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A锌)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<12.3zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A锌是Zn的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
27.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Ti的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括单质形式的过渡金属或过渡金属硅化物。
28.一种金属基质纳米复合材料，其包含：
包括Ti的基质；和
以大于纳米复合材料的3％的体积分数分散在基质中的纳米结构，
其中所述纳米结构包括纳米结构材料，
其中Ti熔体相对于该纳米结构材料的表面的接触角θ小于90°，
其中|[(A纳米结构)1/2-(A钛)1/2]2×(1/12)×(R/d1)|<29.5zJ，并且A纳米结构是该纳米结构材料的哈梅克常数，A钛是Ti的哈梅克常数，R是纳米结构的平均有效半径，d1为0.4nm，并且k是玻尔兹曼常数。
29.一种制造方法，包括：
加热一种或多种金属以形成熔体；
以大于3％的体积分数将纳米结构引入熔体中；和
冷却熔体以形成金属基质纳米复合材料，该金属基质纳米复合材料包括分散在其中的纳米结构。
30.根据权利要求29的方法，其中所述一种或多种金属选自Al、Mg、Fe、Ag、Cu、Mn、Ni、Ti、Cr、Co和Zn。
31.根据权利要求29的方法，其中所述纳米结构的平均尺寸在1nm至100nm的范围内。
32.根据权利要求29的方法，其中所述纳米结构包括陶瓷或单质形式的过渡金属。
33.根据权利要求29的方法，其中将纳米结构以5％或更大的体积分数引入熔体中。
34.根据权利要求29的方法，其中将纳米结构以10％或更大的体积分数引入熔体中。
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