——3D 打印陶瓷骨架 + 消失模铸造，做出强度提升 15 倍、吸能提升 83 倍的镁基互穿相复合材料
导语 陶瓷硬而脆，金属韧而软，材料学家想把两者的优点"拼"在一起，拼了几十年，却总在界面和分散性上栽跟头。大连理工大学团队的解法是：不再把陶瓷颗粒"撒"进金属，而是先用光固化 3D 打印做一个 70% 孔隙率的陶瓷骨架，再用消失模铸造把镁合金"灌"进去。两种材料各自连续、互相缠绕，像两套长进彼此身体里的骨架。
一、强度与韧性：材料学里的"鱼与熊掌"
如果只看单一指标，材料选择其实很简单。
要硬度、要耐高温、要耐磨，选陶瓷。氧化铝（Al₂O₃）的硬度与化学稳定性都很出色，但它有一个致命弱点：脆。压缩时几乎没有塑性变形，裂纹一旦萌生，往往不给任何预警地贯穿整个构件，属于典型的灾难性断裂。
要韧性、要可加工、要能吸收冲击，选金属。镁合金（Mg alloy）是工程上最轻的结构金属，密度只有 1.74 g/cm³ 左右，比强度高、阻尼性能好。但它的绝对强度有限，单独使用时很难承担高载荷。
于是有了陶瓷/金属复合材料。颗粒增强、晶须增强、纤维增强、层状复合——思路都是"把强的放进去，让韧的包起来"。
问题是，传统复合材料的"复合"并不彻底：增强相容易团聚、分布不均；陶瓷与金属的界面结合弱，受力时优先在这里脱粘；增强相的体积分数上不去，性能提升有天花板；再加上明显的各向异性，性能潜力很难被完全释放。
根源在于：传统复合材料里，通常只有一相是连续的。
二、换一种思路：让两相都连续
互穿相复合材料（interpenetrating phase composites，IPCs）走的是另一条路。
它不追求"颗粒分散在基体里"，而是让陶瓷相与金属相各自形成连续的三维网络，并且互相贯穿、互相包裹。两套骨架交织在一起，你中有我，我中有你。
这种共连续结构带来的好处是连锁的：增强相不再有"分散不均"的问题，因为它本身就是连续的；界面从"点接触"变成"面接触"，结合面积大幅增加；载荷可以在两相之间连续传递，而不是靠颗粒与基体之间的局部剪切。
理论很美好，做起来却有两道关：
第一关，陶瓷骨架的"结构可设计"。 骨架的拓扑决定了一切——孔隙是否连通、孔壁是否均匀、受力时应力是否集中。
第二关，金属熔体的"灌得进去"。 陶瓷骨架是多孔的、脆的，熔体要完整填满每一个角落，还不能把骨架冲垮、不能在内部留下气孔。
三、选一个"会呼吸"的结构：Split-P 型 TPMS
研究团队把目光投向了 TPMS。
TPMS（triply periodic minimal surface，三重周期极小曲面）是一类在任意点平均曲率为零、且在三个方向上周期排列的连续曲面。常见的构型有 Gyroid、Diamond、Primitive，以及本文选用的 Split-P。
这类结构有几个天然优势：比表面积大、内部连通性好、曲面光滑无棱角。相比由杆件搭接而成的桁架点阵，壳状/片状的 TPMS 结构能有效缓解节点处的局部应力集中——这一点对脆性陶瓷尤其关键。
而 Split-P 还有两个"偏心"的理由：一是吸能能力强；二是流体动力学模拟显示，在各类 TPMS 拓扑中，Split-P 的渗透性更好、迂曲度更低，特别适合熔体浸渗——金属液更容易灌满，缺陷更少。
图 1｜从数字模型到实物：一条完整的制备路线。（a）壳型（sheet，记为 s）与实型（solid，记为 S）两种 Split-P 单胞，分别阵列成 4×4×4 的骨架，再灌入金属得到 s-IPC 与 S-IPC；（b–g）数字 3D 模型 → 光固化 3D 打印 → 脱脂烧结 → Al₂O₃ 陶瓷骨架 → 消失模铸造 → Al₂O₃/Mg 复合材料。看点：同一个 Split-P 家族，只因为"壁"的取法不同（两张曲面围成壳，或一张曲面切出实体），最终材料的强韧配比就发生了变化。｜来源：原文 Fig. 1
团队设计了两种构型：
两种结构都做成 20 mm 的立方体，单胞尺寸 5 mm，阵列 4×4×4，通过调节壁厚与中面偏移，把孔隙率统一控制在 70%。
四、怎么造：一边"打印"，一边"灌"
陶瓷骨架：光固化 3D 打印
陶瓷骨架采用 SLA（stereolithography，光固化立体成形）制备。81 wt% 的 Al₂O₃ 陶瓷浆料，在紫外激光下逐层固化，层厚 50 μm，打印频率 100 kHz、功率 53%、扫描速度 7000 mm/s。
打印只是"成形"，真正的致密化靠烧结：先升温至 1050 ℃ 保温 1 h 完成脱脂，再升至 1650 ℃ 保温 1.5 h 完成烧结。最终陶瓷骨架的相对密度达到 97.6%（壳型）与 97.9%（实型），表面平整致密，没有明显的裂纹、孔洞或颗粒脱落。
金属浸渗：消失模铸造
把镁合金灌进陶瓷骨架，团队用的是消失模铸造（lost foam casting，LFC）。
流程并不复杂：用可发性聚苯乙烯（EPS）泡沫把陶瓷骨架整体包裹，做成与零件等形的泡沫模样；表面涂一层 0.8–1.2 mm 厚的耐火涂料，室温干燥 24 h、60 ℃ 再烘 2 h；埋入无粘结剂石英干砂，振实、密封、接真空泵；最后把 750 ℃ 的 AZ91D 镁合金浇入。
高温熔体让泡沫迅速气化"让位"，砂箱内维持 −0.06 MPa 的负压，加速泡沫气化产物排出，保证熔体充满型腔并渗入陶瓷孔隙。
这套组合的好处是"近净成形"：复杂结构一体化成型，不需要后续机加工去拼装；泡沫分解产物还能抑制金属氧化，铸件受力更均匀。
五、界面：没有分层，没有孔洞，还有一层 MgO
复合材料最怕什么？界面。
图 2｜从毫米到纳米，逐级看界面。（a、d）s-IPC 与 S-IPC 的宏观形貌，陶瓷/金属界面结合良好、无分层；（b、e）低倍与（c、f）高倍 SEM：界面无缝隙、无微裂纹，可见明显的机械咬合痕迹；（g、h）X 射线三维成像（XCT）：两相互相贯穿，渗透相中未见孔洞；（i）金属/陶瓷界面的 STEM 像；（j–l）Mg、O、Al 元素面分布；（m）界面反应层的选区电子衍射（SAED）花样。看点：元素面分布清楚划出了界面位置；原文补充材料中的线扫描进一步显示，Mg 在陶瓷区几乎检测不到，到界面处陡升至约 85–90 at.%，Al 与 O 则呈相反趋势，过渡区宽度小于 2 μm——界面很"陡"，说明反应被控制得相当克制。｜来源：原文 Fig. 2
检测结果比预期更干净：
致密度：所有 IPCs 的相对密度均超过 95%（s-IPC 95.24%、S-IPC 95.65%）；
宏观：陶瓷/金属界面结合良好，无分层；
微观：SEM 下界面无缝隙、无微裂纹，能看到明显的机械咬合痕迹——金属把 3D 打印层层堆叠留下的"台阶"完整填满了；
三维：XCT 图像直观显示两相互相贯穿，渗透相中没有残留孔洞；
界面反应：TEM 显示界面处形成了一层以 Mg、O 为主的反应层，SAED 标定为 MgO。
这意味着 Al₂O₃ 与 AZ91D 之间实现了可靠的冶金结合，而不只是"机械卡住"。
六、力学：从 11.9 MPa 到 187.5 MPa
先看陶瓷骨架。
壳型 s-Al₂O₃ 的抗压强度为 11.93 MPa，失效应变 3.33%；实型 S-Al₂O₃ 为 11.68 MPa，失效应变 2.36%。两者强度接近，但破坏方式截然不同：壳型表现为渐进式压溃，最终沿约 90° 方向竖向断裂；实型应力更集中，沿 45° 方向剪切断裂，脆性特征更突出。
再看复合材料。
灌入镁合金之后，曲线完全变了样。IPCs 的应力—应变曲线呈现三段式：弹性段 → 塑性段 → 失效段。弹性段由陶瓷与金属共同承载；当陶瓷内部开始萌生裂纹，曲线偏离线性，进入塑性段；直到剩余完整陶瓷单元被逐个压碎，应力达到峰值，随后金属相接管载荷，材料仍能保持一定的承载能力，直至整体断裂。
图 3｜力学性能的"跃迁"。（a）两种陶瓷骨架的工程应力—应变曲线，典型的脆性断裂；（b、c）失效模式：壳型竖向断裂、实型 45° 剪切；（d）两种 IPCs 的曲线，出现明显的塑性段与"平台"；（e、f）高速相机记录的压缩过程：先"桶形"变形，再在界面处起裂，最终 45° 剪切失效；（g）性能汇总：抗压强度与比吸能（SEA）；（h）与文献报道的陶瓷—金属 IPCs 的比强度—密度 Ashby 图。看点：陶瓷骨架的曲线是"一冲就断"，复合材料则能"扛住、变形、再失效"——这正是韧性被引入的标志。｜来源：原文 Fig. 3
关键数据：
样品抗压强度比吸能 SEA最终断裂应变s-Al₂O₃（壳型骨架）11.93 MPa—3.33%S-Al₂O₃（实型骨架）11.68 MPa—2.36%s-IPC（壳型复合）174.8 MPa11.18 J/g21.85%S-IPC（实型复合）187.5 MPa7.79 J/g14.10%相比对应的陶瓷骨架，s-IPC 与 S-IPC 的抗压强度分别提升 1365.2% 与 1505.3%（约为原来的 15 倍与 16 倍），比吸能分别提升 8306.0% 与 7390.4%（约为原来的 84 倍与 75 倍）。
一个有意思的分工出现了：实型强度略高，壳型吸能更好。 壳型结构的拓扑更利于应力均匀分散、延迟局部损伤，断裂应变达到 21.85%，比实型高出近 8 个百分点；实型则表现出略高的峰值强度。两种构型对应两类需求——一个偏"扛"，一个偏"吸"。
两种 IPCs 的最终断裂都沿 45° 方向，呈剪切主导特征。这与镁合金在压缩下"孪生 + 滑移"诱导剪切带、最终沿 45° 断裂的机制高度一致。
七、机理：三道"防线"让陶瓷不"一击即溃"
性能提升不是简单的"1 + 1"。团队用有限元模拟 + 断口分析，拆出了三层机制。
图 4｜模拟里的"接力赛"。（a–d）陶瓷骨架的模拟曲线与失效模式，与实验吻合（强度误差仅 2.68%）；（e–h）IPCs 的模拟：陶瓷相先承载、应力集中，随后裂纹萌生扩展，金属相接管载荷并维持结构稳定。看点：模拟得到的峰值应力略低于实验值，原因恰恰是模型只输入了两相各自的材料参数，没有包含"协同强化"——这个差值，正是两相相互成就的部分。｜来源：原文 Fig. 4
第一道防线：金属"截停"裂纹。
陶瓷相先承载，裂纹在陶瓷中萌生。当裂纹扩展到陶瓷/金属界面时，金属的塑性变形会使其钝化、偏转，阻止裂纹快速贯穿。陶瓷不再是"一处开裂、整体崩溃"，而是"逐块失效、逐步压溃"。
第二道防线：陶瓷"约束"金属。
陶瓷相是连续的三维网络，它在横向对金属形成强约束，使金属不再是自由单轴压缩，而是进入三轴压应力状态。
研究团队计算了应力三轴度 η（静水应力与 von Mises 等效应力之比）：s-IPC 中金属相为 −0.322、陶瓷相为 −0.429；S-IPC 中金属相为 −0.325、陶瓷相为 −0.447。金属相的数值已经非常接近理论值 −1/3——这正是"侧向受限压缩"的典型特征。
对韧性金属而言，静水压应力能有效抑制孔洞形核、剪切局部化与过早断裂。换句话说，陶瓷把金属"箍"住了，金属反而更能扛。
第三道防线：层层咬合的机械互锁。
3D 打印逐层堆叠会在骨架表面留下阶梯状纹理。消失模铸造时，镁熔体把这些微小台阶完整填满，形成"迷宫状"的互锁结构。断口 SEM 中清晰可见金属断面的层状形貌——这是金属深入打印层间缝隙的直接证据。
图 5｜断口与机理示意。（a、b）s-IPC 与 S-IPC 的断口 SEM：裂纹主要起源于陶瓷相，并穿过金属相与界面扩展；金属断面上可见清晰的层状结构，说明熔体完整填充了打印层间台阶；（c、d）两种结构的协同强化示意图：陶瓷裂纹被金属"截停"，金属在陶瓷约束下承受三轴压应力。看点：图（c）与（d）把两种构型的裂纹扩展路径与两相相互作用画得很直白——同样是"陶瓷先裂、金属兜底"，但壳型与实型的应力传递路径并不相同，这正是二者强韧分工的来源。｜来源：原文 Fig. 5
八、意义与边界
这项工作最值得说的地方，不是某个单项数字，而是把两条原本不相干的工艺路线接在了一起：
一头是光固化 3D 打印，解决"陶瓷骨架拓扑可设计"的问题；另一头是消失模铸造，解决"复杂骨架如何被金属完整浸渗"的问题。两者结合，才让 TPMS 这类复杂拓扑真正走进了陶瓷/金属复合材料。
由此得到的材料，密度只有约 2.34 g/cm³，抗压强度接近 190 MPa，比吸能最高超过 11 J/g。在 Ashby 图上，它与文献中同类 IPCs 相比，处于"低密度、较高比强度"的区间——对于同时追求轻量化和抗冲击的结构，这是一个有吸引力的位置（航空、汽车、机械工程中的轻量化承载件、吸能装置与防护结构）。
作者也清楚地列出了边界：
当前陶瓷相的体积分数偏低（孔隙率 70%），限制了强度的进一步提升，后续可优化到 20–50 vol%；
只做了准静态压缩，高速冲击下的响应仍需 SHPB（分离式霍普金森压杆）实验来回答；
生物相容性与耐蚀性尚未评估，若面向生物医学应用还需体外细胞实验与长期腐蚀测试；
界面结合仍有提升空间，可通过 Al₂O₃ 表面改性或镁基体合金化进一步强化。
从"把陶瓷颗粒撒进金属"，到"让陶瓷和金属各自长成骨架、再互相长进对方身体里"，复合材料的设计逻辑其实变了一次：不再追求"混得匀"，而是追求"连得通"。
当两相都连续，应力才有连续传递的路径，强与韧才不必二选一。
论文信息
题目：Biphasic Synergistic Strengthening in Novel Al₂O₃/Mg Interpenetrating Phase Composites via TPMS-Based Additive Manufacturing
作者：Yongtao Lyu†, Teng Meng†, Qiuyue Liu, Xing Kang, Qiantong Zeng, Wenming Jiang, Haytham Elgazzar, Ting Tian, Suo Tu*, Peter Müller-Buschbaum, Guangyu Li*
（† 共同第一作者；* 通讯作者）
通讯作者：Suo Tu（慕尼黑工业大学 / 香港大学）、Guangyu Li（李广宇，大连理工大学）
完成单位：大连理工大学材料科学与工程学院、力学与航空航天学院；华中科技大学材料科学与工程学院；德国慕尼黑工业大学；香港大学；埃及中央冶金研究与发展研究院
期刊：ACS Applied Materials & Interfaces（ACS 应用材料与界面），2026
DOI：10.1021/acsami.6c02933
