CN102534289A - 颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征在于：通过挤压的大变形来改善陶瓷颗粒增强体的分布，大幅度提高颗粒增强铝基复合材料的强度和塑性。将坯锭外表面全部包裹包套后，放到电阻炉或燃料炉中加热，保温温度为300～400℃，保温时间t与坯锭的最大直径δ_max有关，δ_max≤100mm时，取t＝2h；100mm＜δ_max＜500mm时，取t＝6h；δ_max≥500mm时，取t＝10h。挤压时，挤压比为3～20，挤压速度为0.1～5mm/s。挤压完成后，空冷，分段切割、去包套。

Description

颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺

技术领域

本发明属于颗粒增强铝基复合材料技术领域；特别涉及陶瓷颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺。

背景技术

由于具有高的比强度和比刚度、耐疲劳、导热性能好、热膨胀系数小、尺寸稳定性好等优异的综合性能，颗粒增强铝基复合材料在汽车和航空航天领域具有广泛的应用前景。该类复合材料的制备方法主要有粉末冶金法和铸造法两大类。与铸造法相比，粉末冶金法具有可以任意调节增强颗粒的加入量、准确控制增强颗粒的体积分数、获得均匀组织、较高强度和塑性等优点，已经发展成为制备复合材料结构件的重要手段。

但是与基体合金相比，颗粒增强铝基复合材料的塑性较差，使得塑性加工难度较大。同时，经过塑性变形后，复合材料的陶瓷颗粒分布均匀性将得到改善，强度和塑性都将会得到很大的提高。因此，复合材料坯锭很有必要进行塑性变形，以提高其综合力学性能。

发明内容

本发明的目的是提供一种能大幅度提高颗粒增强铝基复合材料强度和塑性的挤压工艺。

本发明的上述目的是通过以下技术方案达到的：

一种颗粒增强铝基复合材料的挤压，采取挤压的大变形来改善陶瓷颗粒增强体的分布，大幅度提高颗粒增强铝基复合材料的屈服强度、抗拉强度和延伸率。包括下述步骤：

(1)提供挤压所需的颗粒增强铝基复合材料的圆柱形坯锭，高径比小于2.5；

(2)采用焊接技术，将坯锭外表面全部包裹包套，包套材质为比复合材料熔点高的铝合金或纯铝，包套壁厚3～20mm；

(3)包裹包套的坯锭在炉温到达300～400℃后装炉进行保温，坯锭保温温度为300～400℃，保温时间t与坯锭的最大直径δ_max有关，δ_max≤100mm时，取t＝2h；100mm＜δ_max＜500mm时，取t＝6h；δ_max≥500mm时，取t＝10h；

(4)将坯锭放入挤压机中进行包套热挤压，挤压比为3～20，挤压速度为0.1～5mm/s；

(5)挤压型材空冷后，分段切割、去包套。

颗粒增强铝基复合材料可以通过较大变形量的挤压、轧制或锻造成形为形状较规则的棒材、板材或饼材等型材。但由于颗粒增强铝基复合材料的塑性较差，在塑性加工过程中很容易开裂，所以选择合适的热加工工艺参数、制定合理的热加工工艺制度尤为重要。本发明提供了一种能够获得较高性能的颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺。

一种优选技术方案，其特征在于：复合材料的增强体颗粒为Al₂O₃(氧化铝)、SiC(碳化硅)、B₄C(碳化硼)、TiC(碳化钛)、Si₃N₄(氮化硅)和AlN(氮化铝)中的任意一种；铝合金基体是硬铝(2×××)中的任意一种合金。

一种优选技术方案，其特征在于：所述的复合材料的增强体颗粒粒度范围在0.5～30μm，且在复合材料中体积百分比5％～35％。经过挤压后，增强颗粒弥散均匀分布于铝合金基体中，并与铝合金基体形成高强度的界面结合。

一种优选技术方案，其特征在于：所述的复合材料坯锭为圆柱形，高径比小于2.5。

一种优选技术方案，其特征在于：包套材质为比复合材料熔点高的铝合金或纯铝，包套壁厚3～20mm。

一种优选技术方案，其特征在于：挤压时，复合材料坯锭的挤压比为3～20。

一种优选技术方案，其特征在于：挤压时，复合材料坯锭的挤压速度为0.1～5mm/s。

本发明的颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺的优点为：

该挤压工艺能很好地改善陶瓷颗粒增强体的分布，较大程度地提高颗粒增强铝基复合材料的强度和塑性。

下面通过具体实施方式和附图对本发明做进一步说明，但不意味着对本发明保护范围的限制。

附图说明

图1(a)是15vol.％SiC_p/2009Al复合材料坯锭1^#的金相显微组织照片(ZEISS-Axiovert 200 MAT光学显微镜，放大200倍)。

图1(b)是15vol.％SiC_p/2009Al复合材料型材2^#沿挤压方向上的金相显微组织照片(ZEISS-Axiovert 200 MAT光学显微镜，放大200倍)。

图1(c)是20vol.％SiC_p/2009Al复合材料坯锭3^#的金相显微组织照片(ZEISS-Axiovert 200 MAT光学显微镜，放大200倍)。

图1(d)是20vol.％SiC_p/2009Al复合材料型材4^#沿挤压方向上的金相显微组织照片(ZEISS-Axiovert 200MAT光学显微镜，放大200倍)。

具体实施方式

实施例1：

本实施例的实验材料为粉末冶金法制备的15vol.％SiC_p/2009Al复合材料，复合材料坯锭尺寸为Φ300×400mm。具体实施方法：第一步，采用焊接技术，将复合材料坯锭整体包裹上包套，包套材质为纯铝，壁厚为10mm；第二步，将坯锭加热到350℃，保温时间t＝6h；第三步，将坯锭下进行包套热挤压，挤压比为14，挤压成截面为Φ80mm的棒材，挤压速度为2mm/s；第四步，待棒材空冷后，进行分段切割、去包套。

实施例2：

本实施例的实验材料为粉末冶金法制备的20vol.％SiC_p/2009Al复合材料，复合材料坯锭尺寸为Φ200×200mm。具体实施方法：第一步，采用焊接技术，将复合材料坯锭整体包裹上包套，包套材质为纯铝，壁厚为15mm；第二步，将坯锭加热到380℃，保温时间t＝6h；第三步，将坯锭下进行包套热挤压，挤压比为6.3，挤压成截面为100×50mm板材，挤压速度为1mm/s；第四步，待板材空冷后，进行分段切割、去包套。

鉴于考核挤压对复合材料力学性能的影响规律，依据国标GB/T228-2002，将上述两个实施例中的型材进行拉伸力学性能测试。具体实施方法如下：将上述两个实施例中的型材沿挤压方向上取样，热处理(固溶温度500℃，保温1小时，淬水，自然时效96小时)后，进行拉伸力学性能测试。

SiC_p/2009Al复合材料型材的力学性能如表1所示。从表中可以看出，对于同一种复合材料而言，经过挤压变形以后，抗拉强度(R_m)会显著地增加，而屈服强度(R_p0.2)增幅较小，延伸率(A)和断面收缩率(Z)也都有一定程度地增加。对于SiC含量不同的复合材料而言，SiC体积分数越高，材料的抗拉强度(R_m)和屈服强度(R_p0.2)越高，但延伸率(A)和断面收缩率(Z)越低。

表1 SiC_p/2009Al复合材料的力学性能

图1给出了SiC_p/2009Al复合材料挤压前后的金相显微组织。图1(a)和(c)为挤压前复合材料坯锭的金相显微组织，图中白色区域为铝粉末，灰色区域为SiC颗粒，复合材料中无孔洞、疏松等缺陷。铝粉末均呈球形，SiC颗粒团聚于铝粉末之间的间隙，分布不均匀。经挤压变形后，铝粉末已经发生了很大程度的变形，被挤压成条带状，如图1(b)和(d)所示，尺寸较小的SiC颗粒逐渐进入变形后的铝基体中，也呈现明显的带状分布。与挤压前相比，经挤压变形后，材料内SiC颗粒分布比较均匀，呈条带状分布于铝基体中，并且沿挤压方向的力学性能也得到了很大地提高。说明本发明的挤压工艺能很好地改善SiC颗粒的分布，提高复合材料的强度和塑性。

Claims (6)

1.一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，包括下述步骤：

(1)将挤压所用的颗粒增强铝基复合材料制成圆柱形坯锭，高径比小于2.5；

(2)采用焊接技术，将坯锭外表面全部包裹包套，包套材质为比复合材料熔点高的铝合金或纯铝；

(3)包裹包套的坯锭在炉温到达300～400℃后装炉进行保温，坯锭保温温度为300～400℃，保温时间t与坯锭的最大直径δ_max有关，δ_max≤100mm时，取t＝2h；100mm＜δ_max＜500mm时，取t＝6h；δ_max≥500mm时，取t＝10h；

(4)将保温处理后的包裹包套的坯锭放入挤压机中进行热挤压；

(5)热挤压包裹包套的坯锭空冷后，分段切割、去包套。

2.如权利要求1所述的一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，所述的颗粒增强铝基复合材料的增强体颗粒为Al₂O₃(氧化铝)、SiC(碳化硅)、B₄C(碳化硼)、TiC(碳化钛)、Si₃N₄(氮化硅)和AlN(氮化铝)中的任意一种；铝合金基体是硬铝(2×××)中的任意一种合金。

3.如权利要求1所述的一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，所述的颗粒增强铝基复合材料的增强体颗粒粒度范围在0.5～30μm，且在复合材料中体积百分比5％～35％，经过挤压后，增强颗粒弥散均匀分布于铝合金基体中，并与铝合金基体形成高强度的界面结合。

4.如权利要求1所述的一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，在所述步骤(2)中，所述的坯锭的包套壁厚为3～20mm。

5.如权利要求1所述的一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，在所述步骤(4)中，热挤压的挤压比为3～20。

6.如权利要求1所述的一种颗粒增强铝基复合材料的挤压工艺，其特征是，在所述步骤(4)中，热挤压的挤压速度为0.1～5mm/s。

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