针对上述难题，东华大学严建华教授、北京纳米能源与纳米系统研究所董凯教授及嘉兴大学Soon Hyung Hong教授领衔的研究团队，提出了一种可扩展的相调制策略，成功合成了含有高纯度亚稳态[AlO₅]配位网络的氧化铝（Al₂O₃）超纤维，同时实现了拉伸超塑性（10.01%的宏观应变和194%的局部微应变）和高强度（1.94 GPa），韧性高达128.4 MJ/m³，远超传统陶瓷的极限（如图1所示）。该策略通过在富金属前驱体纤维中调控铝原子的扩散路径，打破了传统氧化铝形成过程中以[AlO₆]和[AlO₄]配位为主的稳定结构，构建了以亚稳态[AlO₅]为主导的无序氧晶格网络。这一亚稳态[AlO₅]从根本上改变了陶瓷的变形力学：降低了键断裂与重构的能垒，同时无序的氧晶格促进了广泛的原子位移，从而激活了类似于金属的位错机制。该局部塑性通过高密度网络累积，最终在宏观尺度上赋予纤维拉伸塑性，颠覆了人们对陶瓷变形的传统认知。相关论文以“Synthesis of alumina ceramic meta-fibers with tensile super-plasticity”为题，发表在Nature Communications上。

图1. 具有拉伸超塑性的Al₂O₃超纤维。 (a) 在非晶Al₂O₃中构建高纯度[AlO₃]网络的相调控策略。(b) 与脆性α-Al₂O₃不同，Al₂O₃超纤维展现出卓越的局部拉伸应变和韧性。在拉伸载荷下，亚稳态[AlO₃]使得键断裂并重构成稳定的配位结构。拉伸应变来自原位TEM拉伸测试（如图S23所示），局部拉伸应变通过补充视频2计算得出。(c) Al₂O₃纤维与其他代表性陶瓷和聚合物的拉伸应变和强度对比。详细数据及相应参考文献1-12见表S1。 

从微观设计到宏观性能

研究团队首先开发了无机溶胶纺丝路线，通过调控AlCl₃与Al粉的摩尔比（优化为1:5），制备了含有多巴胺包覆铝或铜纳米颗粒的前驱体纤维。透射电镜（TEM）成像（图2a-c）显示，纯氧化铝纤维在600°C退火后由非晶畴和初期晶核组成；铜掺杂纤维（Cu-Al₂O₃）在600°C时形成了细小的CuAl₂O₄尖晶石晶粒（平均尺寸约2 nm），纤维直径从1.16 μm细化至800 nm；而铝掺杂纤维（Al-Al₂O₃）在600°C下仍保持完全非晶态，且未改变纤维直径。基于离子半径、晶体场稳定化能和静电能的综合分析，研究团队提出了三种金属扩散模型（图2d-f）：在纯氧化铝中，Al³⁺优先占据八面体或四面体位置，形成混合的[AlO₆]/[AlO₄]配位环境，导致脆性晶态氧化铝；铜离子扩散速度快，优先占据四面体位形成[CuO₄]单元并诱导Jahn-Teller畸变，稳定CuAl₂O₄尖晶石结构，不破坏氧晶格；而铝掺杂则直接破坏氧晶格并降低氧配位数，有利于形成亚稳态[AlO₅]单元。拉曼光谱（图2g）证实，600°C退火的Al-Al₂O₃纤维展现出高纯度[AlO₅]网络，但随着退火温度升高至800°C和1000°C，氧晶格有序化增强，[AlO₅]特征峰逐渐减弱直至消失。原位扫描电镜（SEM）拉伸测试（图2h）揭示了三类纤维的力学性能差异：纯Al₂O₃纤维强度为1.02 GPa、应变为4.85%；Cu-Al₂O₃纤维展现出超高强度2.04 GPa和中等应变6.22%；而Al-Al₂O₃纤维则奇迹般地实现了1.94 GPa的高强度和10.01%的拉伸应变，弹性模量约为24.0 GPa。值得注意的是，Al-Al₂O₃纤维在断裂后直径减小了约6.46%，进一步证实了其显著的塑性变形能力。此外，原位透射电镜观察揭示，在局部塑性区内应变可骤增至194.75%，同时伴随着纳米孔洞的成核与扩展，这些孔洞在拉伸过程中起到释放累积应力的作用，使纤维能够在不断裂的前提下持续承受进一步的塑性变形。

图2. 相调控工程在Al₂O₃纤维中形成高纯度[AlO₅]网络。 (a–c) Al₂O₃、Cu-Al₂O₃和Al-Al₂O₃纤维在600°C退火后的代表性TEM图像。比例尺：500 nm。示意图描绘了所提出的扩散路径：(d) Al扩散进入Al₂O₃的八面体氧骨架中，(e) Cu扩散进入Al₂O₃晶格的四面体位点，(f) Al扩散进入八面体Al₂O₃晶格形成[AlO₅]。(g) 不同温度退火的Al-Al₂O₃纤维的拉曼光谱。(h) 三类纤维的原位SEM拉伸测试所得的拉伸应力-应变曲线。 

为了揭示超塑性机理，研究团队进行了分子动力学模拟（图3a-b）。模拟结果显示，Al-Al₂O₃纤维展现出6%的弹性应变、24%的塑性变形和1.5 GPa的拉伸强度。[AlO₆]配位在弹性变形过程中保持稳定，而[AlO₅]含量在塑性流动过程中显著下降，主要发生2[AlO₅] → [AlO₄] + [AlO₆]的转变。[AlO₅]通过键断裂而非键伸长转化为[AlO₄]，突显了其内在不稳定性及在降低原子重排能垒方面的关键作用。同时，键断裂释放的氧物种可与邻近的[AlO₅]配位形成[AlO₆]，完成动态的键重排循环，进一步促进局部结构松弛。原位SEM蠕变和应力松弛测试证实，[AlO₅]单元的键转换机制需要持续的拉伸加载才能充分激活。长时间循环拉伸测试（图3c）显示，在四个循环中弹性应变从3.95%降至2.56%，而塑性应变增加至5.68%，表明Al-Al₂O₃纤维的本征弹性低于3%，大部分变形为不可逆的塑性变形。电子能量损失谱（EELS，图3d）的空间分布图谱显示，塑性断裂后断裂表面附近的[AlO₅]单元几乎完全耗尽；对分布函数（PDF）分析和固态核磁共振谱（SSNMR，图3e-f）也证实断裂后[AlO₅]含量降至接近于零。这些结果共同表明，高密度[AlO₅]网络（至少需25%含量）是实现纤维宏观塑性的关键，且这些亚稳态单元在塑性流动过程中被逐步消耗——塑性变形越充分，[AlO₅]含量越低，纤维的进一步塑性潜力也随之衰减。

图3. Al-Al₂O₃中塑性机制的模拟与表征。 (a) Al-Al₂O₃纤维的模拟应力-应变曲线，以及(b) [AlO₃]含量与拉伸应变的关系。(c) Al-Al₂O₃纤维的原位SEM循环拉伸测试。(d) 断裂Al-Al₂O₃纤维从内部至断裂处的EELS测试。插图TEM图像为Al-Al₂O₃纤维从内部至断裂处的形貌。比例尺：20 nm。Al-Al₂O₃纤维断裂前(e)和断裂后(f)的SSNMR谱图。 

在实用化探索中，研究团队将塑性Al-Al₂O₃纤维加捻成纱线，并进一步编织成耐火、电绝缘的陶瓷织物（图4a）。通过加捻优化，研究团队制备了直径为20 μm、50 μm和100 μm的Al-Al₂O₃纱线。横截面分析显示，20 μm纱线孔隙率为74.41%，展现出最高拉伸强度（257.4 MPa）但应变较低（3.8%，其中塑性平台为2.688%）；50 μm纱线孔隙率降至63.74%，拉伸应变提升至4.45%，同时保持229 MPa的高强度（图4b），性能可与商业碳纤维和聚合物纱线媲美（图4c）；100 μm纱线孔隙率进一步升高至81.07%，虽具有更高应变但强度因纤维间滑移而显著下降。50 μm纱线可过度加捻成直径为1-2 mm的粗螺旋结构，轻松集成至实用陶瓷织物中（图4d）。所得纺织品展现出与商业氧化铝毡相当的力学性能（图4e），同时保留了卓越的柔性和防火性能。该织物在室温下的导热系数仅为0.032 W/m·K，接近空气（0.026 W/m·K），在500°C时也仅为0.052 W/m·K（图4f）。在热防护测试中（图4g），仅0.2 cm厚的该织物隔热性能超越了5 cm厚的棉和羽绒，凸显了其在紧凑几何构型下的优异耐热性能。

图4. 具有宏观塑性的拓扑Al-Al₂O₃纱线和织物。 (a) 各种塑性纱线的SEM图像。比例尺：20 μm、40 μm和50 μm。(b) 两种不同Al-Al₂O₃纱线的应力-应变曲线。插图为塑性Al-Al₂O₃纱线；比例尺：1 mm。(c) 纱线性能对比图。详细数据及相应参考文献13-17见表S2。(d) 纱线编织成织物。(e) 陶瓷织物的力学性能。(f) 陶瓷织物的隔热性能。(g) 红外热成像图展示了三种不同织物的隔热性能对比。

总结与展望

该工作确立了无序氧晶格中的亚稳态[AlO₅]相是氧化铝纤维拉伸超塑性和高强度的主要来源。然而，铝纳米颗粒的含量和分布均匀性是调控这一独特结构形成的根本因素。通过制备不同铝含量的块体Al-Al₂O₃复合材料，研究发现当铝含量降至70 wt.%时，拉伸应变骤降至1.12%且塑性平台完全消失；进一步降至60 wt.%时，应变降至0.81%，强度也从508 MPa降至285 MPa。断口分析表明，断裂始终在金属发生塑性变形之前从金属-陶瓷界面起始，证实纤维的宏观塑性本质上源于[AlO₅]陶瓷相而非铝纳米颗粒。同时，纳米颗粒分散均匀性对[AlO₅]网络至关重要：干法纺丝制备的较粗纤维（50-300 μm）因纳米颗粒团聚导致[AlO₅]含量显著下降并完全丧失塑性，且随直径增加机械性能逐步恶化。这些发现证实了制备块体塑性氧化铝需要对铝纳米颗粒的空间分布进行精确控制。这一工作不仅为设计拉伸塑性氧化物陶瓷建立了普适性范式，更弥合了原子尺度变形机制与宏观力学性能之间的鸿沟。通过在工业规模上直接加捻成螺旋纱线，这些超纤维有望帮助克服长期困扰陶瓷纤维应用的脆性限制，为高温结构材料、柔性电子器件和航空航天防护等领域带来颠覆性变革。