CN105264102B - 具有改进的高温机械特性的铝合金组合物 - Google Patents

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Abstract

一种铝合金以重量百分比计包含0.50％‑1.30％Si、0.2％‑0.60％Fe、最多0.15％Cu、0.5％‑0.90％Mn、0.6％–1.0％Mg以及最多0.20％Cr，其余是铝和不可避免的杂质。所述合金可包含超过可由Mg‑Si沉淀物占据的量的过量Mg。所述合金可用作复合物的基质材料，所述复合物包含分散于所述基质材料中的填充材料。这样一种复合物可包含碳化硼作为填充材料，并且所得复合物可用于中子屏蔽应用。

Description

具有改进的高温机械特性的铝合金组合物
相关申请的交叉引用
本申请要求2013年6月19日提交的美国临时申请号61/836,953和2014年3月31日提交的美国临时申请号61/972,767的优先权和权益，所述申请以引用的方式并入本文且构成其一部分。
发明领域
本发明总体上涉及一种在高温下具有改进的机械特性的铝合金以及利用所述铝合金作为基质的B4C复合材料和其他复合材料。
背景
用B4C微粒增强的铝基质复合物广泛用于在废核燃料储存期间的中子俘获。在这种使用中，B4C微粒的10B同位素含量提供安全燃料储存所必需的中子吸收能力，同时铝基质提供强度且允许材料容易地通过常规金属成形技术如轧制或挤压形成为有用的形状。挤压型材用于当前干燥储存系统中，并且已发现6XXX系列型合金是适合的基质材料，从而提供与用于复合物的液态金属生产途径连同挤压工艺的相容性。另外，6XXX合金族的冶金学允许在挤压期间进行固溶热处理步骤，从而允许除去一个工艺步骤。此外，在室温下，6XXX合金系列由于在热处理期间形成的纳米尺寸的β’Mg-Si沉淀结构而能够提供达约300MPa YS和350MPa UTS的有用拉伸特性。
废核燃料的干燥储存中的工作温度可接近达250℃，并且预期工作时间可以是40年和更长。与大多数金属材料一样，铝由于增加的位错可动性而能够在高温下软化。然而，对于Al-Mg-Si沉淀硬化系统，机械特性的进一步且更大损失可在约150℃以上发生，这是由于时效硬化微观结构的沉淀物的粗化和溶解。机械特性的这种损失可引起使用这类合金制造的容器在高温下使用持续延长的时间段时稳定性和/或完整性的失效。
提供本发明来解决这些问题和其他问题中的至少一些，并且提供未由现有合金、复合物和加工方法提供的优点和方面。本发明的特征和优点的充分讨论延迟到以下详细说明中。
发明概述
以下呈现本发明的方面的总体概述以便提供对本发明的基本了解。此概述不是本发明的广泛综述。它不意图确定本发明的关键或重要要素或描述本发明的范围。以下概述仅以一般形式呈现本发明的一些方面作为以下提供的更详细说明的前序。
本公开的方面涉及一种铝合金组合物,其以重量百分比计含有：
Si 0.50-1.30
Fe 0.2-0.60
Cu 最多0.15
Mn 0.5-0.90
Mg 0.6–1.0
Cr 最多0.20
其余是铝和不可避免的杂质。在一个实施方案中，不可避免的杂质可以每种达0.05wt.％且总计达0.15wt.％的量存在。根据一些方面，所述合金可被认为是6XXX合金。
根据一方面，所述铝合金组合物可具有最多0.1wt.％的铜含量、0.70wt.％–1.30wt.％的硅含量和/或0.60wt.％–0.80wt.％的镁含量。
根据另一方面，所述铝合金组合物还可包含钛。在一个实施方案中，所述合金可包含达0.05wt.％钛。在另一个实施方案中，所述合金可包含至少0.2wt.％钛或0.2wt.％–2wt.％钛。
根据另一方面，所述合金可包含超过可由Mg-Si沉淀物占据的量的过量镁。此过量镁显示产生增加的高温机械特性。在一个实施方案中所述合金可包含至少0.25wt.％过量镁。
本公开的另外方面包括一种复合材料，所述复合材料具有如本文所述的铝合金的基质和分散在所述基质内的填充材料的颗粒。根据一方面，填充材料包含碳化硼(例如B4C)和/或其他陶瓷材料。根据其他方面，填充材料可另外或可替代地包含其他材料。
根据一方面，在填充材料包含碳化硼的情况下，所述填充材料包含涂覆其表面的至少一部分的含钛金属间化合物。
根据另一方面，填充材料在所述复合材料中具有达20％的体积分数。
根据另一方面，填充材料具有比所述基质的铝合金更高的硬度和更高的熔点。
本公开的其他方面涉及一种使用如本文所述的合金作为基质材料来制造复合材料的方法。所述方法总体上包括制备或提供如本文所述的熔融铝合金，将填充材料的颗粒添加至所述熔融铝合金以形成具有分散于整个合金的填充材料的熔融混合物，并且铸造所述熔融混合物以形成具有铝合金作为基质材料以及分散于整个基质的填充材料的复合材料。铸造复合材料可被进一步挤压以形成挤压制品。
根据一方面，填充材料可以是或包含碳化硼颗粒。在这种方法中，所述熔融合金还可包含至少0.2wt.％或0.2wt.％–2wt.％钛。在此材料的铸造期间，含钛金属间化合物形成以涂覆填充材料的颗粒的表面的至少一部分。
根据另一方面，填充材料形成熔融混合物的达20％体积分数，并且还形成所得复合材料的达20％的体积分数。
根据另一方面，所述方法还包括搅拌熔融混合物以润湿铝合金至填充材料的颗粒并且在铸造之前使所述颗粒分布于所述熔融混合物的整个体积。
本公开的其他方面涉及由如本文所述的铝合金或复合材料形成的挤压制品。在挤压之前，可根据如本文所述的方法通过铸造形成所述合金或复合材料。
本发明的其他特征和优点将由以下描述显而易见。
附图简述
为了允许更全面地理解本发明，现在将参考附图通过举例描述本发明，其中：
图1是结合以下实施例测试的各种合金的突破压力的图解说明；
图2是结合以下实施例在室温和175℃下测试的各种合金的屈服强度的图解说明；
图3是结合以下实施例在150℃和200℃下测试的各种合金的屈服强度的图解说明；
图4是结合以下实施例在250℃下测试的各种合金的屈服强度的图解说明；并且
图5是结合以下实施例在300℃下测试的各种合金的屈服强度的图解说明。
详述
一般来说，提供合金组合物，所述合金组合物展示在高温(如至少150℃或至少250℃)下相对于其他合金增加的机械特性，包括当暴露于这类高温持续延长的时间段(例如，40年)时增加的机械特性。在一个实施方案中，所述合金对于高达350℃的暴露持续延长的时间段可提供增加的机械特性。根据本文所述的实施方案的合金组合物可用于不同应用中，包括其中高温强度和/或可挤压性为合乎需要的应用。在一个实例中，所述合金可用作碳化硼复合材料和其他复合材料的基质。
根据一个实施方案，所述铝合金组合物以重量百分比计含有：
Si 0.50-1.30
Fe 0.2-0.60
Cu 最多0.15
Mn 0.5-0.90
Mg 0.6–1.0
Cr 最多0.20
其余是铝和不可避免的杂质。所述合金的其余包含铝和不可避免的杂质。在一个实施方案中，不可避免的杂质可各自以0.05的最大重量百分比存在，并且不可避免的杂质的最大总重量百分比可以是0.15。在另一个实施方案中，所述合金可包括其他合金化添加剂。
在一个实施方案中，所述合金包含0.50wt.％–1.30wt.％硅。在另一个实施方案中，所述合金包含0.70wt.％–1.30wt.％硅。硅添加剂可增加合金的强度，如在形成Mg-Si沉淀物中通过沉淀硬化。硅还可与其他添加剂(如铁和锰)组合以形成金属间相。在一个实施方案中硅不以过量存在，其中“过量”硅基于除了可与Fe和Mn以金属间相组合的硅的量之外可形成Mg-Si沉淀物(使用1/1原子Mg/Si比率)的硅的量来定义。与Mn和Fe组合的含有金属间相的Si的量有些不精确但可通过(Mn+Fe+Cr)/3近似。以下等式可用于使用这些因子确定过量硅：
过量Si＝Si–1.16Mg–(Mn+Fe+Cr)/3(所有值以wt％计)
当硅的量大于以上等式所指示时，所述合金被认为包含过量硅。在一个实施方案中，所述合金可包含过量镁，如以下所述。在另一实施方案中，所述合金可包含均衡量的硅和镁，或换言之，可能不含过量硅或镁。
在一个实施方案中，所述合金包含0.60wt.％至1.0wt.％镁，并且在另一个实施方案中所述合金可包含0.60wt.％至0.80wt.％镁。如上所述，在一个实施方案中，所述合金可包含至少一些过量镁(即，过量Mg>0)，并且在另一个实施方案中，所述合金可包含至少0.25wt.％过量镁。过量镁可通过基本上与以上用于确定过量硅的相同等式来确定。当被配置用于计算过量镁时，此等式是如下：
过量Mg＝Mg–(Si–(Mn+Fe+Cr)/3)/1.16(所有值以wt％计)
这种类型的现有合金通常不使用过量镁，目标是优化在室温下的可挤压性和机械强度，并且通常使用接近用于形成时效硬化MgSi沉淀物的比例的硅和镁。事实上，这类过量Mg添加剂经常被认为是低效使用合金添加剂，因为时效响应未得以优化且过量镁对可挤压性可能是不利的。然而，本文证明使用过量镁可增加高温机械特性同时仍提供足够可挤压性。在另一个实施方案中，硅和镁的量可根据如上所述的以上等式均衡。
在一个实施方案中，所述合金包含达最多0.15wt.％铜。铜的存在可增加合金的强度，如通过形成有助于沉淀硬化的沉淀物。在其他实施方案中，所述合金可包含达最多0.1wt.％或达最多0.10wt.％铜。在另一实施方案中，所述合金可包含达最多0.3wt.％铜。
在一个实施方案中，所述合金包含0.2wt.％–0.60wt.％铁。另外，在一个实施方案中，所述合金包含0.5wt.％–0.90wt.％锰。此外，在一个实施方案中，所述合金包含达最多0.2wt.％铬。
在其他实施方案中所述合金可包含其他合金化添加剂，并且应了解所述合金可包含如上所述的杂质。例如，在一个实施方案中，其中所述合金用作含碳化硼填充材料的复合物的基质材料，可将至少0.2wt.％钛或0.2wt.％–2wt.％钛添加至液态合金以在液体混合操作期间维持流动性，如下所述。然而，这种钛通常在液体混合期间反应并且因此通常不存在于固态合金基质中。当用作整体合金时，可添加达0.05wt.％钛以用作晶粒细化剂。
根据本文所述的实施方案的合金能够在广泛温度范围内提供良好强度，并且能够在高温下提供相对于其他合金增加的强度，特别是在长期暴露于高温之后。在室温下，MgSi沉淀硬化是强化如本文所述的合金的有效机制，但其作用在高温下由于颗粒粗化而消除。其他强化机制如弥散强化和固溶强化是更热稳定的。根据本文所述的实施方案的合金中的Mn和Fe添加剂产生增加体积分数的稳定第二相颗粒如Al-Fe-Mn-Si，其提供弥散强化。另外，根据本文所述的实施方案的合金包含过量Mg，所述过量Mg未束缚在MgSi沉淀物中，而是束缚在固溶体中，其中它可提供固溶强化。弥散强化和固溶强化可实现本文所述的增加的高温机械特性，特别是在其作用组合时。
所述合金可用于形成多种不同制品，并且可最初作为坯料生产。如本文所用的术语“坯料”可指可经由多种技术生产的传统坯料以及铸块和其他中间产品，所述技术包括铸造技术如连续或半连续铸造和其他技术。
根据本文所述的实施方案的合金可在产生产品中进一步加工。例如，可将合金的坯料挤压成各种型材，所述型材通常沿其整个可缩放长度具有恒定横截面形状。所述合金的挤压制品可在挤压之后淬火，如通过水淬火。此外，挤压制品或其他合金产品可进行人工时效处理，如通过在175℃下保持8小时。另外加工步骤可用于其他实施方案中，包括本领域已知对于6XXX合金中的加工步骤。应理解在一个实施方案中挤压制品可具有恒定横截面，并且可进一步加工以改变所述制品的形状或形式，如通过切割、机械加工、连接其他部件或通过其他技术。可另外或可替代地使用其他成形技术，包括轧制、锻造或其他操作技术。
这些技术中的一些还可用于加工使用所述合金作为基质的复合物。例如，这种复合物的坯料可从熔体铸造，如下所述。所得复合材料还可成形为所需形状，如通过挤压、轧制、锻造、其他操作、机械加工等。所述合金实施方案以及使用这类合金生产的复合物与热挤压工艺和“压机中”固溶化相容，这消除对于单独固溶化步骤的需求。对于成功压机固溶化，冲压速度/坯料温度组合应在挤压机内部产生足够温度以取得高于溶线或固溶温度的金属。此过程可通过压板处的出口温度进行监测，其中通常靶向至少510℃的温度。挤压制品然后应在压机出口处通过水或空气淬火以保留固溶处理的微观结构。例如，所述合金/复合物可在于此种过程中挤压之后进行模压淬火。在另一个实施方案中，可使所述合金/复合物经受正式炉固溶处理。所述合金或包含所述合金的复合物还可使用多种不同的成形铸造技术来成形铸造。
本文所述的合金的实施方案可用于使用所述合金作为基质材料、与填充材料组合产生复合材料。应注意使用术语“基质”并非暗示所述合金构成所述复合物的重量、体积等的大部分或最大份额，除非另外指明。而是，所述基质是其中包埋填充材料且将所述填充材料结合在一起的材料，并且在一些实施方案中所述基质可以是完全连续的。在一个实施方案中，复合材料包含达20％体积分数的填充材料，并且基质材料构成所述复合物的80％或更多的体积分数。例如，在具有碳化硼填充材料的复合物中，填充材料的体积分数在不同实施方案中可以是约4％、7％、10.5％、12％、16％或17.5％。应理解在一个实施方案中，上述20％体积分数的填充材料可反映多种不同填充材料的集料体积分数，并且在另一个实施方案中，所述20％体积分数可以是单一类型的填充材料(例如，碳化硼)的体积分数，并且可存在其他类型的填充材料。
填充材料可以是多种材料中的任一种，包括碳化硼(例如，B4C)和/或其他陶瓷材料，以及其他类型的材料，包括其他金属。在一个实施方案中，填充材料可具有比合金基质更高的熔点和/或更大的硬度。另外，填充材料可包含多种不同的材料或多种不同类型的材料。应理解多组分填充材料可具有其中一些或全部具有比合金基质更高的熔点和/或更大的硬度的组分。在一个实施方案中，复合物可利用如本文所述的合金作为基质材料并且利用碳化硼作为填充材料。这种复合物中的碳化硼能够提供中子吸收和辐射屏蔽能力，同时合金基质能够提供强度并且允许复合材料通过常规金属成形技术如轧制或挤压形成为有用的形状。其他中子吸收和/或辐射屏蔽填充材料可用于其他实施方案中，并且应理解在一个实施方案中所述填充材料可具有比基质材料更高的中子吸收和辐射屏蔽能力。根据此实施方案的复合物可用于废核燃料和其他放射性材料的储存、容纳、屏蔽等。例如，所述复合物可用于制造用于这类应用中的容器、屏障和/或其他部件。应理解填充材料可包含碳化硼与一种或多种其他材料的组合。在另一个实施方案中，填充材料可包含氧化铝(Al2O3)或氧化铝与一种或多种其他材料(例如，碳化硼)的组合。此外，碳化硼和/或其他填充材料可用于复合材料中以提供其他有益特性，如硬度、耐磨性、强度、不同摩擦特性、不同热或电特性等。
使用所述合金作为基质的复合物可以多种方式产生。在一个实施方案中，所述合金可在所述合金呈液态形式时与填充材料混合，并且然后可通过各种铸造/模制技术产生复合物。这样一种技术描述于美国专利号7,562,692中，所述专利以引用的方式整体并入本文，并且所述专利利用用于维持熔融混合物的流动性的技术，如通过具有至少0.2重量％钛存在于所述混合物中，或本文所述的其他技术。这种技术特别适用于包含碳化硼填充材料的复合物。在一个实施方案中，熔融基质合金包含至少0.2wt.％或0.2wt.％–2wt.％钛，钛可在熔化之前存在于所述合金中或可添加至熔体本身，例如呈Al-Ti母合金、含钛颗粒或粉末等的形式。将碳化硼填充材料添加至熔体，并且钛与碳化硼反应以在碳化硼颗粒的表面的至少一部分上形成含钛金属间化合物如硼化钛(例如TiB2)层。所述金属间层还可包含其他元素，如碳和/或铝。所述金属间化合物未分散于基质中，并且抵抗碳化硼颗粒与铝合金基质之间的进一步反应。因此，所述熔融复合物可保持延长的时间段，而无由碳化铝和其他化合物的逐步形成造成的流动性损失，这帮助维持熔融混合物的流动性。碳化硼颗粒可在基质固化之后保留这种金属间涂层。通常，这种方法可通过以下方式来进行：制备如本文所述的包含至少0.2wt.％或0.2wt.％–2wt.％钛和达20体积％碳化硼颗粒的铝合金基质的混合物，搅拌所述熔融混合物以润湿铝合金至碳化硼颗粒且使所述颗粒分布于熔体的整个体积，并且然后铸造所述熔融混合物。
也可使用用于形成所述复合物的其他方法。在另一个实施方案中，所述合金可渗入至填充材料中，如通过提供呈多孔形式(例如，微粒形式、多孔预制件等)的填充材料并且使合金熔化以产生渗入物。在另一实施方案中，可使用粉末冶金技术，通过组合所述合金的颗粒与填充材料(例如，碳化硼或氧化铝)的颗粒，并且然后加热/烧结以形成复合物。可在其他实施方案中使用其他不同技术。应理解本文所述的用于生产合金产品的技术还可用于利用这类合金生产复合物，如在挤压、人工时效之后水淬火等。填充材料可以多孔和/或微粒形式提供以用于这些成形实施方案中的一些或全部。
以下实施例说明可用如本文所述的合金的实施方案获得的有益特性。
实施例
将表1中的合金组合物直接激冷(DC)铸造为101mm直径铸块且均化2小时/560℃，并且然后以350℃/小时冷却。将均化的铸块切割成200mm坯料长度并且然后在780吨、106mm直径挤压机上挤压。将所述坯料感应加热至500℃+/-7℃的坯料温度并且以5mm/秒的冲压速度挤压为3×41.7mm条料。将挤压型材使用位于距离模具2.5m的水浴进行水淬火。使用双插脚接触式热电偶测量的模具出口温度对于所有挤压制品超过515℃。将挤压制品在淬火之后在室温下静置16小时并且然后在175℃下人工时效处理8小时，这是用于6XXX合金以实现峰值室温强度的典型实践。以下表1示出在此实施例中测试的所有组合物，包括对照合金，以及根据以上等式计算的在每种合金中包含的过量硅或镁。还示出存在于合金中且可供用于促进沉淀硬化的MgSi沉淀物的量。
表1：合金组合物
ID Si Fe Cu Mn Mg Ti 过量Si 过量Mg wt％MgSi
对照 1.05 0.21 ＜.01 0.51 0.58 0.008 0.14 .. 1.25
A 1.11 0.22 0.06 0.51 0.75 0.013 0.00 0.00 1.62
B 1.23 0.46 0.07 0.74 0.74 0.011 .. 0.02 1.55
C 1.12 0.45 0.07 0.73 0.75 0.014 .. 0.12 1.35
D 0.77 0.45 0.07 0.74 0.76 0.014 .. 0.44 0.70
被指定为“对照”的合金组合物是用于挤压工业中的非颗粒增强的中等强度应用的典型AA6351或AA6082组合物。它被设计来给出良好可挤压性与良好室温机械强度的组合。合金A包含增加水平的有助于沉淀强化的主要溶质元素：Si、Mg和Cu。合金B包含增加水平的Fe和Mn，连同稍微更高水平的Si。合金C也包含增加的Fe和Mn水平，但所有主要溶质元素处于与合金A类似的水平。最后，合金D包含相同升高水平的Mn、Fe、Mg和Cu，但具有有意更低水平的Si，这产生增加的过量Mg含量。另外，合金A就1/1的Mg/Si原子比率而言是均衡的，然而使用基于Mg2Si的早期方法，它将被认为严重过量硅。对照合金在硅方面稍微过量，但从合金A至D，所述组合物在过量Mg方面变得逐渐更高。
表2呈现各种合金的突破压力。突破压力是可挤压性的一种度量并且通常代表在挤压温度下的抗变形性。所述值还在表2中表示为相对于对照合金的增加％。同一数据在图1中以图形呈现。
表2：突破压力(单位psi)
合金 Pmax ΔP％
对照 1300 0
A 1322 1.69
B 1423 9.46
C 1404 8
D 1477 13.6
这些结果指示在增加的Mg、Si和Cu水平、增加的Fe和Mn水平以及最后过量Mg含量的有意增加方面进行的组成变化都增加挤压压力。以上列出的挤压压力的变化是对于许多挤压工艺来说可接受的，特别是以低挤压比挤压成简单固体形状。
根据ISO6892-1:2009测量室温机械特性。使用10分钟预热，根据ISO 6892-2:2011-方法A来进行高温下的拉伸测试。测试在室温和在175℃下进行。另外，使样品在150℃、200℃、250℃和300℃的温度下暴露100小时，并且在相同温度下进行测试以便模拟暴露于高温持续延长的时间段。
表3-5呈现针对以上所述的不同材料条件和测试温度测量的屈服强度、拉伸强度和伸长值。对于每种条件，相较于对照合金的强度差异以百分比给出(增加％)。屈服强度和拉伸强度结果遵循类似的趋势。针对所有六种测试条件的屈服强度结果还在图2-5中以图形呈现。
表3：屈服强度结果
表4：极限拉伸强度结果
表5：伸长结果
屈服强度的趋势对于室温测试和在175℃下的测试来说是类似的，并且在150℃下暴露100小时之后也是类似的，但是对于每种合金相较于室温在175℃下总体强度水平降低约30％。对于在室温下和在175℃下的测试以及还对于在150℃下暴露100小时之后的测试，变型A、B和C展示类似的强度水平并且比对照更强，所述对照进而比变型D更强。Mg、Si和Cu添加至对照合金(即，合金A)得到显著强化，同时似乎增加的Mn和Fe含量(即，合金B和C)对这些条件下的强度增加提供较小贡献。这指示在这些条件下，主要强化机制是由于沉淀硬化。组合物D中的过量Mg实际上导致在这些条件下比对照合金更低的强度，这是由于减少的MgSi沉淀物量所致，如在表1中所示。
在200℃和250℃下100小时暴露且测试之后，所有实验变型A-D给出相较于对照合金屈服强度的显著(至少30％)改进。在250℃下100小时之后，所述合金的强度排序是A>B>C>D>对照。这指示对于此温度和暴露时间，由于增加的MgSi沉淀物(例如，Mg2Si)所致的沉淀硬化仍然提供强度贡献，但是增加的Fe和Mn含量连同过量镁也对变型B-D的强度做出贡献。
对于这些测试，暴露限制为100小时以在实际实验时间中产生测试结果。已知在250℃下暴露的典型6XXX型合金的强度通常由于Mg-Si沉淀物相的粗化而持续劣化达10,000小时暴露(Kaufman,Properties of Aluminum Alloys,ASM International)，直到达到稳定。然而，在接近300°的温度下，拉伸特性倾向于在约100小时之后达到稳定，因为Mg-Si沉淀物相的粗化和溶解更快速地发生。因此，预期在当前测试计划中在300℃下暴露之后的结果给出所述合金变型在高温(例如，>200℃)下长期维持强度(数年)的能力的更好指示。如在图5中所示，在300℃下100小时之后，含有增加的Fe和Mn添加剂的合金B-D都展示相较于对照的显著强度增加。相比之下，具有增加的Mg2Si含量的合金A未给出相对于对照的改进。总体上，具有最高过量Mg含量的合金D在高温下暴露之后给出最高强度。应注意在图5中示出的高温屈服强度的趋势与在图1中示出的合金类型对挤压突破压力的作用几乎相同。后者是在挤压温度500℃下流动应力的有效度量，并且指示与增加的Fe和Mn以及过量Mg相关的强化机制在所述温度下也是有效的。
极限拉伸强度的结果反映了以上讨论的屈服强度结果。合金A-D通常在较低测试温度(达250℃)下产生与对照合金类似的伸长结果。然而，在300℃下暴露之后，所有实验合金给出相较于对照改进的延展性。
鉴于以上结果，表明根据某些实施方案的包含本文所述范围内的增加水平的Mg、Si和Cu的合金(例如，合金A-C)在较低温度水平和中间温度水平(例如，175℃)下产生增加的强度，并且在中间温度水平(例如，130℃-150℃)下延长暴露之后也产生增加的强度。还表明根据某些实施方案的具有本文所述范围内的增加的Mn和Fe含量的合金(例如，合金B-D)在中间温度水平(例如，130℃-150℃)和较高温度水平(例如，250℃)下延长暴露之后产生增加的强度，并且这种强度增加即使在没有用于产生沉淀硬化的升高的Si水平的情况下(例如，合金D)也是可能的，特别是在较高温度水平下。进一步表明根据某些实施方案的具有如本文所述的过量Mg含量的合金(例如，合金B-D)在中间温度水平(例如，130℃)和较高温度水平(例如，250℃)下延长暴露之后产生增加的强度，并且增加的过量Mg水平(例如，合金D)在较高温度水平(例如，250℃)下延长暴露之后仍然产生更大增加的强度。预期这类过量Mg水平可在超过150℃的温度水平下针对延长暴露提供增加的强度。还预期这类过量Mg水平可在达300℃或可能更高的温度水平下提供增加的强度。
本文所述的实施方案可提供优于现有合金、复合物、挤压制品和方法的优点，包括优于典型6XXX合金和用于产生中子屏蔽材料的合金的优点。例如，本文所述的合金展示在高温下、并且特别是在高温下保持延长的时间段时的优异的强度和拉伸特性。这提供用于高温应用的优点，在所述应用中长时期内增加的高温强度是合乎需要的以降低产品失效的风险。这种高温强度适用于例如生产中子屏蔽材料，所述材料可经受高温(例如，250℃)持续延长的时间段(例如，40年)。包含碳化硼填充材料的复合物特别适用于中子屏蔽应用。由所述合金实现的在高温下增加的机械特性也可能是对于其他高温应用合乎需要的，并且这类应用可能是对本领域的技术人员来说可识别的。例如，所述合金可单独用作高温结构合金。作为另一个实例，所述合金可用作不同复合材料，如不同高温复合材料的基质。此外，所述合金和所得复合物可适合于挤压。其他益处和优点是本领域的技术人员可识别的。
虽然已经关于具体实施例(包括进行本发明的当前优选模式)描述了本发明，但本领域的技术人员将了解存在上述系统和方法的多种变型和排列。应了解本文所述的合金可由所公开的组分组成或基本上由所公开的组分组成。因此，本发明的精神和范围应如所附权利要求书中所提出广泛地解释。除非另外指明，否则本文的所有组合物以重量百分比表示。

Claims (14)

1.一种复合材料，通过(i)制备熔融铝合金和(ii)将相对于所述复合材料4-20％体积分数的碳化硼的颗粒添加至所述熔融铝合金获得，其中，所述熔融铝合金以重量百分比计包含：
其余是铝和不可避免的杂质；
其中所述复合材料具有包含分散于其中的Al-Fe-Mn-Si第二相颗粒的基质以及分散于所述基质内的碳化硼的颗粒，其中所述碳化硼的颗粒包含涂覆其表面的至少一部分的含钛金属间化合物。
2.如权利要求1所述的复合材料，其中所述碳化硼的颗粒具有比所述基质更高的中子吸收和辐射屏蔽能力。
3.如权利要求1所述的复合材料，其中所述碳化硼的颗粒在所述复合材料中具有达20％的体积分数。
4.如权利要求1所述的复合材料，其中所述碳化硼的颗粒具有比所述基质的所述铝合金更高的硬度和更高的熔点。
5.如权利要求1所述的复合材料，其中所述合金的Cu含量达最多0.1wt.％。
6.如权利要求1所述的复合材料，其中所述合金的Si含量是0.70–1.30重量百分比。
7.如权利要求1所述的复合材料，其中所述合金的Mg含量是0.60–0.80重量百分比。
8.如权利要求1所述的复合材料，其中所述合金具有超过可由Mg-Si沉淀物占据的量的过量镁。
9.如权利要求8所述的复合材料，其中所述合金具有至少0.25wt.％过量镁。
10.一种制备复合材料的方法，其包括：
制备熔融铝合金，所述铝合金以重量百分比计包含：
其余是铝和不可避免的杂质；
将相对于所述复合材料4-20％体积分数的碳化硼的颗粒添加至所述熔融铝合金以形成具有分散于整个所述合金的所述碳化硼的熔融混合物；以及
铸造所述熔融混合物以形成具有基质以及分散于整个所述基质的所述碳化硼的颗粒的复合材料，其中含钛金属间化合物在铸造期间形成以涂覆所述碳化硼的颗粒的表面的至少一部分并且其中所述基质包含分散于其中的Al-Fe-Mn-Si第二相颗粒。
11.如权利要求10所述的方法，其还包括挤压所述复合材料以形成挤压制品。
12.如权利要求10所述的方法，其中所述合金包含0.2wt.％–2wt.％钛。
13.如权利要求10所述的方法，其中所述碳化硼的颗粒形成所述复合材料的达20％体积分数。
14.如权利要求10所述的方法，其还包括：
搅拌所述熔融混合物以润湿所述铝合金至所述碳化硼的颗粒并且在铸造之前使所述颗粒分布于所述熔融混合物的整个体积。
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