Al粉能量释放速率提升途径研究进展

Study Progress in Improving the Energy Release Rate of Al Powders

摘要: Al粉作为一种储量丰富且燃烧热值较高的金属燃料，其释能效果对火炸药、推进剂等含能材料的做功效率有着显著影响，提升其能量释放效率已成为当前含能材料领域亟待解决的热点问题。针对Al粒子表面的Al₂O₃壳层阻碍了其能量释放过程，本文分别从反应掉Al₂O₃壳层的氟聚物包覆技术、保留Al₂O₃壳层的预应力化热处理技术以及替换Al₂O₃壳层的金属层包覆技术三个方面论述了Al粉能量释放速率提升途径的研究进展，以期为提高Al粉能量利用率，促进高能量密度含能材料的发展提供研究思路。

Abstract: As a kind of metallic fuel with abundant reserves and high calorific value of combustion, the energy release effect of Al powder has a significant impact on the work efficiency of energetic materials such as explosives, propellants and so on, and improving its energy release efficiency has become a hot issue to be solved urgently in the field of energetic materials. Since the shell layer on the surface of Al particles hinders the energy release process, this paper discusses the study progress of the ways to improve the energy release rate of Al powders from three aspects, namely, the fluorine polymer coating technology that reacts with the Al₂O₃ shell layer, the prestressed heat treatment technology that preserves the Al₂O₃ shell layer and the metal coating technology that replaces the Al₂O₃ shell layer, in order to improve the energy utilization rate of Al powders. It provides research ideas to promote the development of high-energy materials with high energy density.

1. 引言

Al粉由于储量丰富、能量密高、反应速率快等特点广泛应用于固体推进剂、高能炸药和烟火药等含能材料领域[1]-[3]。为进一步提高其能量释放效率，国内外学者对Al粉的点火燃烧过程开展了深入的研究，并结合大量的实验数据提出了相对完备的Al粒子点火燃烧理论[4]-[6]，他们依据相变和化学反应将Al粒子氧化反应过程分为四个阶段：第一阶段，粒子升温至Al核熔点，其关键过程是粒子表面与环境气体以及粒子内部自身的传质传热过程[7]-[9]。第二阶段从Al核熔化开始，此时粒子内核压力不断增加，这将促进粒子内部的物质扩散和Al₂O₃层的断裂，同时Al₂O₃层也伴随着相变行为，致使Al₂O₃层破裂，这为熔融活性Al核与环境气体间的反应提供了路径；随着反应的进行，体积热容较小的纳米Al粒子实现了点火，而体积热容较大的微米Al粒子此时尚不能实现点火[10]-[12]。在第三阶段，纳米Al粒子与环境气体发生剧烈的多相氧化反应，其燃烧过程受化学动力学控制，此时微米Al粒子的Al₂O₃层发生熔化、粒子实现点火[13]-[15]。在第四阶段，微米Al粒子通过气相或表面反应发生燃烧，其燃烧过程遵循扩散氧化机制[16]-[18]。

针对Al粒子表面的Al₂O₃壳层阻碍了O₂与Al核之间的直接反应，致使Al粉的能量释放速率降低这一现象，诸多研究人员针对Al₂O₃壳层的改性开展了大量卓有成效的工作，总体而言主要有三种思路：1) 反应掉Al₂O₃壳层，包覆一层能与Al₂O₃壳层反应的聚合物(以氟化物为主)，在改性Al粒子的燃烧过程中，聚合物的分解产物(如HF)与Al₂O₃外壳之间发生放热反应，从而使得活性Al核可直接与O₂接触，提高其反应速率[19]；2) 保留Al₂O₃壳层，对Al粒子进行预应力化热处理，改变其自身力学状态，进而提升Al粉的释能效率[20]；3) 替换Al₂O₃壳层，去除Al₂O₃层并在其表面包覆一层能与Al核反应的金属材料[21]，从而改善其点火燃烧性能。

本文基于前人研究成果，分别从Al粒子的氟聚物包覆、预应力化热处理和金属层包覆三个方面对Al粉能量释放速率的提升途径进行了综述，以期为Al粉能量利用率的提高提供参考。

2. 基于反应掉壳层的氟聚物包覆技术

由于氟化物可与Al₂O₃发生化学反应，研究人员利用氟聚物(如全氟烷基四癸酸、聚偏氟乙烯、全氟聚醚等)在Al粒子表面的Al₂O₃壳层经化学接枝反应形成包覆层。如图1所示，在改性Al粒子的点火燃烧过程中，氟聚物分解释放的氟化氢(HF)和Al₂O₃外壳之间发生放热反应，使得Al粒子发生结构解体，内部的活性金属Al裸露出来直接参与反应，降低预点火反应温度，表面的氟化物外壳不仅可以防止Al粒子层氧化，而且显著增强了其反应动力学，进而提升Al粉的能量释放速率[22]-[24]。

Figure 1. Schematic diagram of energy release before and after Al particles coated fluoride

图1. Al粒子包覆氟化物前后的能量释放原理图

此种通过反应掉Al粒子表面Al₂O₃壳层的途径虽然能在反应初期使得Al粒子内部的活性金属直接与外界氧化剂接触，提高释能效率。然而，氟化物与Al₂O₃壳层的反应速率和放热量有限，随着反应的进行Al粒子表面会立即生成新的Al₂O₃壳层，阻碍后续的氧化反应，致使此种技术途径难以大幅度提升Al粉的释能效率。

3. 基于保留Al₂O₃壳层的预应力化热处理技术

在Al粒子受热熔化过程中，Al核将产生压缩应力，Al₂O₃壳则会产生拉伸应力，在Al₂O₃壳拉伸强度高于其极限强度时，壳层随即发生断裂，此时熔融活性Al核与外界氧化剂迅速发生反应释放出热量。

为了延长Al₂O₃壳层的断裂时间，提高壳体断裂时内核熔融Al的含量，Levitas、Bello及Hill等研究人员采用退火或淬火工艺对Al粒子进行热处理，使其在室温下由“力学松弛状态”转变为“预应力化状态”，完成预应力化[25]-[27]。如图2所示，预应力化后的Al核和Al₂O₃壳层分别产生了拉伸应力和压缩应力，此应力分布状态和作用效果与Al粒子受热熔化时相反，使得Al粒子在后续受热过程中需先从“预应力化状态”转化至“应力松弛状态”，而后膨胀直至壳层散裂，这将延长壳层断裂时间，增加壳层断裂时熔融Al核的体积分数，使得更多的活性熔融Al可直接与外界氧化剂发生放热反应，进而改善反应体系的释能效果。

Figure 2. Mechanical evolution of prestressed Al particles during heating

图2. 预应力化Al粒子受热过程中的力学演变过程

表1总结了Al粒子预应力化研究的代表性工作，在证实预应力化后的Al粒子能提高其能量释放速率后，学者们对预应力化Al粒子在存放过程中的应力变化规律进行了研究，建立了其蠕变和应力松弛动力学分析模型，同时指出在Al粒子的预应力化热处理过程中，热处理温度、升温速率和冷却速率均能影响Al粒子内部的应力分布，这些关键工艺参数的选定是保证其能量释放效果的重要因素[28]-[30]。

Table 1. Representative work on prestressing of Al particles

表1. Al粒子预应力化研究的代表性工作

作者(年份) [文献]	期刊	主要工作
Levitas (2011) [25]	Combustion and Flame	首次采用退火工艺对Al粒子进行预应力化热处理
Levitas (2015) [28]	Journal of Applied Physics	采用同步辐射X射线衍射法分别测试了退火前后 Al粒子的应力分布
Levitas (2015) [29]	Scientific Reports	研究发现退火温度过高时，粒子内部应力发生了 部分松弛，减弱了预应力化的效果
Levitas (2016) [30]	Combustion and Flame	对预应力化Al粒子在存放过程中的应力变化规律 进行了研究
Hill (2018) [27]	Journal of Applied Physics	研究了Al粒子退火过程中冷却速率对其释能特性的影响
Bello (2019) [26]	RSC advances	通过透射电镜观察到，快速冷却时预应力化的Al粒子在核壳界面处出现了分层

由于Al₂O₃壳厚度及强度的限制，预应力化处理仅能在一定程度上提高Al粒子壳体断裂时熔融Al的体积分数；此外，随着储存时间的延长，预应力化后的Al粒子将产生应力动力学松弛的问题，粒子中的预应力效果逐渐减弱，这限制了其实际应用。

4. 基于替换Al₂O₃壳层的金属层包覆技术

鉴于活性金属(Ni、Fe、Cu、Co等)和Al之间的自蔓延高温合成(SHS)反应可以释放大量的热量，研究人员用活性金属层取代了Al粒子表面的Al₂O₃膜，设计出Al@金属层核壳含能粒子。本节在表2中总结出了Al粒子金属层包覆技术的代表性工作，国内外学者们对Al@金属层核壳含能粒子的设计理念、制备方法和能量释放机理等方面开展了大量卓有成效的研究工作。

为探究Al@Ni核壳粒子的点火和燃烧性能，Shafirovich等人分别在不同气体环境(空气、、、氩气)中对单个Al@Ni核壳粒子(100~125 μm)开展了激光点火实验[31] [32]。结果表明，Ni层的包覆显著降低了Al颗粒的点火延迟时间和临界点火温度，据此推测出液态Al和固态Ni之间的金属互化放热反应在Al@Ni核壳粒子的点火过程中发挥了重要的作用。之后Andrzejak等人在此基础上采用高速摄影仪、热电偶等技术观测了单个Al@Ni核壳粒子在激光点火过程中的微观结构和温度变化[33]。

如图3所示，他们首先采用循环电镀法在粒径为2.38 mm的Al粒子表面分别镀覆上了7.6 μm、47 μm和147 μm三种Ni层厚度的Al@Ni核壳粒子(分别记为Al@Ni-7.6/47/147 μm)，并进行了点火燃烧实验，由图4可知三种核壳粒子在点火前均会在表面形成一个或多个Al液滴，这说明壳层已经发生过破裂；其中Al@Ni-147 μm核壳粒子在点火过程中逐渐转变为液滴，Al@Ni-47 μm核壳粒子在其点火后仍有部分固体产物附着于液滴表面，而Al@Ni-7.6 μm核壳粒子在点火过程中未呈现出明显的传火现象，这说明大部分熔融Al核不能从固态壳层中“破壳而出”。此外，他们对各种粒子的燃烧产物进行了分析，发现因燃烧温度的不同，粒子的产物形态也有所差别，其中Al@Ni-147 μm核壳粒子的主要产物为、分布较为均匀，而其余两种粒子的产物呈分离式分布(见图5)。

Table 2. Representative work on metal coating of Al particles

表2. Al粒子金属层包覆研究的代表性工作

作者(年份) [文献]	期刊	主要工作
Andrzejak (2007) [33]	Combustion and Flame	实验观测了毫米级Al@Ni核壳粒子在激光点火过程中的微观结构和温度变化
Yoon (2018) [35]	Combustion and Flame	在前人研究基础上对毫米级Al@Ni核壳粒子在空气中的点火机理进行了深入研究
Kim (2019) [40]	Scientific Reports	采用化学镀覆法制备出微米Al@Ni核壳粒子，并对其释能过程与机理进行了研究
Zhang (2023) [41]	Chemical Engineering Journal	研究了Al@Ni核壳粒子在含高能炸药HMX双基推进剂中的氧化、点火和燃烧机理
Ali (2022) [46]	Journal of Energetic Materials	通过化学沉积法制备出微米Al@Fe核壳粒子，随后采用DSC技术研究了粒子的氧化过程
Cheng (2020) [48]	Applied Surface Science	采用置换法制备出了亚微米级Al@Cu核壳粒子，并观测到了粒子在氧化过程中的“破壳现象”
Cheng (2020) [49]	Chemical Engineering Journal	制备出了亚微米Al@Co核壳粒子，并对其放热性能、催化性能及能量释放机理进行了研究

Figure 3. Cross section SEM images of Al@Ni core-shell particles: (a) The thickness of Ni layer is 7.6 μm; (b) The thickness of Ni layer is 47 μm; (c) The thickness of Ni layer is 147 μm

图3. Al@Ni核壳粒子横截面的SEM图像：(a) Ni层厚度7.6 μm；(b) Ni层厚度47 μm；(c) Ni层厚度147 μm

Figure 4. Ignition and combustion evolution of Al@Ni core-shell particles in Ar: (a) The thickness of Ni layer is 7.6 μm; (b) The thickness of Ni layer is 47 μm; (c) The thickness of Ni layer is 147 μm

图4. Al@Ni核壳粒子在Ar中的点火燃烧现象演化过程：(a) Ni层厚度7.6 μm；(b) Ni层厚度47 μm；(c) Ni层厚度147 μm

Figure 5. Combustion product SEM images of Al@Ni core-shell particles in Ar: (a) The thickness of Ni layer is 7.6 μm; (b) The thickness of Ni layer is 47 μm; (c) The thickness of Ni layer is 147 μm

图5. Al@Ni核壳粒子在Ar中的燃烧产物SEM图：(a) Ni层厚度7.6 μm；(b) Ni层厚度47 μm；(c) Ni层厚度147 μm

为研究粒子尺寸和氧化剂对Al@Ni核壳粒子能量释放特征的影响，韩国延世大学的Yoon Woongsup团队分别对粒径为15~25 μm、74~105 μm和2.38 mm的Al@Ni核壳粒子在空气、和Ar中的反应性能进行了TGA/DSC分析，发现氧化剂的种类对Al@Ni核壳粒子反应活性的影响较小，而粒子尺寸对其能量释放速率产生了较大的影响。相比之下，小尺寸的Al@Ni核壳粒子具有更为优异的反应活性，其原因主要源自两个方面：1) 从热力学角度而言，小尺寸粒子热容较小，吸热之后能迅速升温，更有利于反应速率的提升；2) 从动力学角度而言，小尺寸粒子的比表面积和反应界面更大，这促进了界面间的金属互化放热反应。同时，粒径较小的粒子具有更多的表面原子和更高的原子扩散率，这十分有利于化学反应的进行，因此能表现出较高的反应活性[34]。

之后他们在总结前人研究工作的基础上对毫米级Al@Ni核壳粒子在空气中的点火机理进行了深入研究[35]。由点火温度的测试结果可知，无论镀覆层的镍含量如何，此粒子的点火温度均在2400 K左右，与Al₂O₃的熔点相似。其原因在于，与微米级的粒子相比，毫米级粒子曲率半径更大，在结构上需要更大的压力才能形成表面裂纹使内部的熔融Al核溢出。如图6所示，由于核壳粒子界面处Ni原子和Al原子的扩散速率不同，Al/Ni界面在大约700~870 K时发生固相金属自蔓延反应，此时反应效率较低，对毫米级粒子的升温贡献较小[36]。随着温度升高，核壳粒子会在表面形成一层NiO层。此外，由于液态Al的密度大约比固态Al的密度低10%，所以当温度超过Al核熔点时，液态Al核的体积膨胀将导致粒子壳层产生裂纹，此时裸露出来的活性Al核通过表面裂缝与空气相接触，发生氧化反应生成Al₂O₃，部分液态Al核可直接从裂缝中溢出并在粒子表面流动时被氧化。

Figure 6. Ignition mechanism analysis schematic of millimeter Al@Ni core-shell particles in air

图6. 毫米级Al@Ni核壳粒子在空气中的点火机理分析示意图

综合考虑Al粉的点火性能和能量释放总量，粒径为1~10 μm的Al粉比较适用于实际的工程应用[37]-[39]。为此，Kim等人采用化学镀覆法成功将金属Ni包覆于5 μm左右的Al粒子表面，制备出了厚度较为均匀的Al@Ni核壳粒子[40]。之后，他们对Al@Ni核壳粒子与同比例的Al/Ni混合物进行了热分析，结果表明，由于Al@Ni核壳粒子界面Al/Ni原子的直接接触，使其界面更容易发生放热反应，因此无论在空气中还是Ar中Al@Ni核壳粒子的放热量和放热速率均高于Al/Ni混合物。同时，Al@Ni核壳粒子与Al/Ni混合物均能在Al熔化之前发生固相放热反应，这也再次说明了Al/Ni界面反应对其释能效果具有改善作用。

此外，他们分析了样品在298 K、673 K、973 K和1223 K下热氧化后的形貌特点，如图7所示，Al@Ni核壳粒子在1223 K时出现了壳层破裂的现象，推测此时熔融Al核从内部溢出直接参与反应，这将显著提升其能量释放速率，增大反应体系的反应热。相比之下，Al/Ni混合物和Al粉均未出现此现象，故其放热量相对较低。

Figure 7. SEM images of Al@Ni core-shell particles after thermal oxidation at different temperatures

图7. Al@Ni核壳粒子在各温度下热氧化后的SEM图

近年来，国内学者对该领域也开展了相应的研究工作。西安近代化学研究所的赵凤起研究员团队研究了Al@Ni核壳粒子在含高能炸药HMX双基推进剂(HMX-CMDB)中的氧化、点火和燃烧机理，并评估了其作为燃料的潜力[41]。如图8所示，Al粉在HMX-CMDB推进剂中的燃烧图像显示出了典型的多级燃烧火焰结构(图8(a))：两个气相区——发光火焰区和黑暗区，三个冷凝相区——固相加热区、冷凝相反应区、嘶嘶声区；在Al粒子点火前，暗区的厚度约为1.5 mm，随着气相区温度的升高，暗区厚度降至0.6 mm (图8(b))，此时暗区气体产生了微弱的火焰；随后，Al粒子在暗区与火焰区之间的界面处点燃，使得火焰亮度进一步增加(图8(c))；最后，整个Al粒子熔化并凝聚成一个明亮的团聚体(图8(d)、图8(e))。而Al@Ni核壳粒子在推进剂中的点火过程与Al粉相比差异很大，核壳粒子在推进剂表面被点燃(图8(f)、图8(g))，燃烧产生的团聚体比Al粉少得多，其燃烧更为充分，燃烧速率更高。

基于上述实验现象，他们总结出了Al@Ni核壳粒子在推进剂中的燃烧机理。如图9所示，Al@Ni核壳粒子受热时因金属Ni层的相变产生了体积膨胀，这有利于Al₂O₃多孔壳的生成和破裂。根据Al₂O₃层在Al核熔化前是否产生了缺口，后续反应将有两种释能方式：1) 若壳层破裂，裸露出的活性Al核与外界空气发生氧化反应，其点火和燃烧过程均在粒子表面进行，粒子最终转化为微米级Al₂O₃粒子；2) 若

Figure 8. Ignition combustion process of Al particles (a)~(e) and Al@Ni core-shell particles (f)~(j) in propellants

图8. Al粒子(a)~(e)和Al@Ni核壳粒子(f)~(j)在推进剂中的点火燃烧过程

壳层不破裂，随着温度的进一步升高，熔融Al核与Ni层之间形成了金属互化物，由于Al-Ni互化物的热膨胀倍率与金属Al不同，故在核壳粒子界面处产生了较大的应力积累，致使壳体破裂，随后在压力卸载波的驱动下熔融Al核喷溅而出，伴随着快速且充分的能量释放，并生成大量亚微米级的Al₂O₃粒子[42]。总体而言，Al@Ni核壳粒子不仅提高了推进剂的燃烧速率，而且显著减小了凝聚相产物的尺寸，具有广阔的应用前景。

Figure 9. Diagram of oxidation, ignition and combustion mechanism of Al@Ni core-shell particles

图9. Al@Ni核壳粒子的氧化、点火和燃烧机理图

北京理工大学的石保禄教授团队采用原位化学镀覆法制备出了微米双壳层Al@Ni@P含能粒子，改性后的Al粒子缩短了点火延迟时间，降低了点火能量，极大地增加了Al粉的能量释放速率[43]。同时，他们在双壳层粒子的激光点火实验中观测到了如图10所示的微爆现象，此时粒子燃烧的火焰外区出现了明显的液滴飞溅和微爆炸现象，且火焰上方有大量烟雾，此“喷溅现象”产生的原因如下：在双壳层Al@Ni@P含能粒子的受热过程中，Al/Ni界面处的金属互化反应以及P层表面的氧化反应迅速释放出热量，使粒子内部产生了温度梯度，并在界面处积累了较大的热应力[44] [45]。热量和热应力的传递导致粒子双壳层Ni-P层破裂，促使内部Al蒸汽向外扩散，进而出现微爆炸现象。

Figure 10. Combustion microexplosion image of Al@Ni@P energetic particles

图10. Al@Ni@P双壳层含能粒子的燃烧微爆炸图像

除了金属Ni之外，研究人员还采用金属Fe、Cu、Co等作为包覆层以替换Al粒子表面的Al₂O₃层。Ali等人通过化学沉积法将Al粒子表面的大部分Al₂O₃层替换成Fe层，制备出微米Al@Fe核壳粒子，随后采用同步热重–差示扫描量热法研究了核壳粒子的氧化过程，结果表明Al@Fe核壳粒子的放热量是原始Al粉的2.7倍，且放热峰更强烈更集中，这说明其能量释放速率获得了大幅提升[46]。同时，其增重量也明显高于Al粉，表明粒子氧化过程中有更多组分参与了反应。他们指出，Fe层氧化生成的Fe₂O₃致密性远低于Al₂O₃层的致密性，使得外界O₂可相对容易地穿过氧化层继续与Al核发生反应，待壳层破裂后，熔融Al核与Fe₂O₃层进行剧烈的铝热反应，释放出大量的热量[47]。

淮阴师范学院的程志鹏教授团队基于Al粉与CuF₂溶液之间的置换反应制备出了亚微米级Al@Cu高能核壳粒子，DSC测试表明在金属Cu层的质量分数为5%时，Al@Cu粒子的放热量约为原始Al粉的1.8倍[48]。为此，他们对Al@Cu粒子及Al粉在不同温度下的反应产物进行了分析，如图11(a)所示，因Al₂O₃层的相变行为，Al粒子表面随温度的升高变得越来越粗糙，但由于大部分熔融Al核无法“破壳而出”，因此Al粒子在氧化前后的形貌并无本质差异，产物中只出现了个别的中空结构。

相比之下，Al@Cu核壳粒子在不同温度下的形貌有着明显不同。如图11(b)所示，当温度为900℃时，部分熔融Al已从内核溢出，使得核壳粒子聚集成团，表面呈现出了“波纹光晕”现象。待温度升至1000℃时，粒子壳层已经发生明显的破碎现象，说明在Cu层的辅助下，溢出的熔融Al核与O₂发生了强烈的氧化反应释放出大量的热量，此时氧化产物较为分散，无烧结和团聚现象。值得注意的是，在实际反应过程中，当熔融Al核在900℃溢出时，将迅速发生剧烈的氧化反应，产物不可能出现烧结和团聚，故图中的团聚体只是瞬间的过渡态而非最终状态。换言之，900℃是Al@Cu核壳粒子熔融Al核“破壳而出”的临界温度。据此推断Al@Cu核壳粒子优异的放热性能源自于特殊的结构特性及Cu层优异的热物理性能。

同一时期，该研究团队设计并制备出了亚微米Al@Co核壳粒子，并对其放热性能和催化性能进行了实验研究[49]。实验结果表明，在Co质量分数为4.6 wt%时，核壳粒子的放热量约为原始Al粉的1.5倍。此外，该核壳粒子对过氯酸铵(AP)的热分解具有优异的催化性能，使AP的高温分解温度降低了约150℃。

同时，他们总结出了Al@Co核壳粒子在能量释放过程中的三方面优势(见图12)：1) 原始Al粉中的Al₂O₃层被去除或破坏，更利于外界O₂扩散至Al核中；2) 粒子表面的Co纳米颗粒可作为O₂的载体，通过循环Al热反应3Co + 2O₂ → Co₃O₄，3Co₃O₄ + 8Al → 9Co + 4Al₂O₃，3Co + 2O₂ → Co₃O₄和尖晶石反

Figure 11. Oxidation products SEM image of (a) Al powders and (b) Al@Cu particles (scale: 1 μm)

图11. 原始Al粉(a)和Al@Cu粒子(b)氧化产物的SEM图像(比例尺为1 μm)

Figure 12. Oxidation mechanism analysis schematic of the Al@Co core- shell particle

图12. Al@Co核壳粒子氧化机理分析示意图

应2Co₃O₄ + 6Al₂O₃ → 6CoAl₂O₄ + O₂，有效地促进了O₂在高温下的反应，并提供了额外的能量激活粒子进一步反应；3) 金属Co及其氧化物具有高导热系数和低比热容，这有利于粒子的传热过程。

由上述研究现状可知：在Al粉的点火燃烧过程中，裸露或喷溅而出的熔融Al对其能量释放速率的提升具有极其显著的促进作用，Al@金属层核壳粒子在热响应过程中发生了不同程度的“壳体破裂”现象，使其点火和燃烧性能获得了明显的改善，这表明采用活性金属层替换Al粒子表面的Al₂O₃层是提升Al粉能量释放速率的有效途径。

5. 总结及展望

本文以Al粒子表面的Al₂O₃壳层为着力点，分别从反应掉Al₂O₃壳层的氟聚物包覆技术、保留Al₂O₃壳层的预应力化热处理技术及去除Al₂O₃壳层的金属层包覆技术三个方面对Al粉能量释放速率的提升途径进行了综述。对比发现，鉴于金属间自蔓延反应具有放热量高、反应速率快的特征，通过去除Al₂O₃壳层，在Al粒子表面包覆一层能与Al反应的活性金属涂层，使之在外界能量触发下于界面处发生金属互化放热反应，将显著提高Al粉的能量释放速率，故通过合理的设计和调控，替换Al₂O₃壳层的金属层包覆技术有望成为一种提高Al粉能量利用率的最佳技术途径[50]-[52]。

在金属层包覆技术研究方面，金属涂层材料的选择、厚度及致密性的控制和外界触发能量等都将对Al@金属层核壳粒子的能量释放速率产生影响[53]-[55]，后续应对相应的理论设计方法和制备技术进行深入研究，以期实现该项技术途径的效益最大化。