CN106282862A - 改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，将原位自生铸造得到的颗粒增强铝基复合材料进行合金元素的均匀化热处理；将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形；将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制；将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，即完成处理。本发明采用两步正交热变形，有利于打散原位颗粒增强铝基复合材料内自生陶瓷颗粒的团聚，获得均匀弥散分布的陶瓷增强相，并且通过单向挤压和正交轧制相结合，能有效细化铝基体晶粒，制备出较细小等轴的基体晶粒组织，从而改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能的均匀性。

Description

改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法
技术领域
本发明属于材料技术领域，尤其是涉及一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法。
背景技术
随着现代科学技术的发展，实际应用中对材料性能的要求变得更加苛刻。特别是在航空航天、兵器制造等高尖端领域，结构材料在要求具备高强度高塑性的同时，还应该具有高的比刚度和比模量。而传统的金属材料，很难满足如此复杂的性能要求。比如，传统的钢铁材料，虽然其强度和塑性都较好，但是其密度太大，不适合大量应用于航空航天等对构件比强度有较高要求的领域；而钛合金，虽然强度较高，但密度仍然不够轻量化，同时其塑性及加工能力也并不理想；而传统的铝合金，虽然其密度小，塑性及加工性能优，但是其绝对强度又不如钢铁材料和钛合金。因此，为满足一些高尖端领域对结构材料的复杂苛刻要求，金属基复合材料应运而生。
在众多金属基复合材料中，颗粒增强铝基复合材料由于其比强度高，比模量大，且可通过改变增强体颗粒的种类、颗粒大小以及体积分数等参数来调整复合材料的性能，以满足不同应用领域的性能要求，受到了广泛的关注与研究。颗粒增强铝基复合材料按照颗粒增强体的引入方法不同，可分为外加颗粒增强和原位颗粒增强。外加颗粒增强铝基复合材料的陶瓷增强相是在复合材料制备过程中，通过陶瓷颗粒与基体粉末的混合烧结(粉末冶金工艺)或者提前制备颗粒增强相预制块(挤压铸造)等方法，将颗粒增强相外加入基体铝合金中。外加颗粒增强铝基复合材料的优点是陶瓷颗粒分布均匀，增强相体积分数可以按需调整，且可以制备高增强相体积分数(大于50％)的复合材料，但外加陶瓷颗粒粒径通常较大(至少为微米级)，且由于增强相体积分数较大，复合材料塑性往往较低，同时机加工性能较差。原位颗粒增强铝基复合材料是通过铝基体的熔体反应直接生成陶瓷颗粒，自生陶瓷颗粒尺寸小(微纳米级别)，且原位自生的陶瓷增强相体积分数往往小于10％，使复合材料由于陶瓷增强相的加入提高强度和模量的同时，能有效保持铝合金基体的塑性及机加工的能力。因此，原位颗粒增强铝基复合材料在航空航天及兵器制造领域具有广泛的应用前景。
原位颗粒增强铝基复合材料的制备过程是控制熔体自生反应和液相凝固的过程，由于自生反应生成的陶瓷颗粒为微纳米级别(小于500nm)，大量的微纳米颗粒在铝合金熔体中由于界面能的驱动会团聚在一起，并在后续的凝固过程中被固液界面前沿推移，最终在基体凝固组织的晶界处发生大量团聚。而工业应用中，单纯的单向挤压或者单向轧制等变形工艺，很难将原位颗粒增强铝基复合材料铸态组织中大量的颗粒团聚体分散，而且由于传统的单向挤压与轧制，会使合金组织发生择优取向，在铝基体中形成拉长的板条状或者针织枝晶粒，进而使原位颗粒增强铝基复合材料的组织极不均匀。如此不均匀组织，也会使原位颗粒增强铝基复合材料的性能表现出明显的各向异性，比如沿着挤压或者轧制方向，强塑性较好，而在垂直于挤压或者轧制方向，强度低，塑性差。上述组织与性能的各向异性，严重限制了原位颗粒增强铝基复合材料在工业生产中的应用，也是材料科学技术人员急需面临解决的问题。
发明内容
本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种打散铸造过程中原位颗粒的团聚体，同时使铝基体获得均匀等轴的细小晶粒组织的改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，工艺操作简单易行，且可以生成大尺寸样品。
本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：
一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，采用以下步骤：
(1)将原位自生铸造得到的颗粒增强铝基复合材料进行合金元素的均匀化热处理；
(2)将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形；
(3)将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制；
(4)将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，即完成处理。
所述的颗粒增强铝基复合材料为含有1～12wt％TiB2增强Al合金复合材料。例如，可以采用1～12wt％TiB2增强7xxx系列Al合金复合材料、1～12wt％TiB2增强2xxx系列Al合金复合材料、1～12wt％TiB2增强5xxx系列Al合金复合材料、1～12wt％TiB2增强6xxx系列Al合金复合材料。
步骤(1)中均匀化热处理的温度控制在430～500℃，热处理时间为18～72h。
步骤(2)中单向热挤压变形控制温度为300～500℃，热挤压比大于等于10:1。
步骤(3)中热轧制的轧制方向垂直于单向热挤压方向，热轧制的轧制温度为300～500℃，每次轧制变形量小于等于10％，轧制完成后，复合材料总高度的减少量大于等于90％。
步骤(4)中T6热处理时控制固溶温度440～560℃，时间为60～120min，室温水淬时控制时效温度为120～190℃，时间为5～24h。
与现有技术相比，本发明采用两步正交热变形的方法，依据现有单向挤压或者轧制后基体铝合金出现择优取向，基体晶粒沿着挤压或者杂轧制方向定向排列，形成拉长的板条状或者针织枝晶粒的特点，创新性地将单向挤压与单向轧制技术相结合，并且采用正交变形的方式(轧制方向与单向挤压方向垂直)，有效地打散了原位颗粒增强铝基复合材料内自生陶瓷颗粒的团聚，获得均匀弥散分布的陶瓷增强相，并且能有效细化铝基体晶粒，制备出较细小等轴的基体晶粒组织，从而改善原位增强铝基复合材料组织性能的均匀性。同时，本技术创新性地将传统的挤压和轧制技术结合，选择不同量级的工业挤压或者轧制设备，可制备出加工面积300mm×300mm以上的大尺寸样品。
具体实施方式
下面对本发明的实施例作详细说明，本实施例是以本发明技术方案为前提下进行实施，并给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
实施例1
实验以铸造得到的原位自生5wt.％TiB2/7075Al复合材料，其铸态晶粒组织粗大，大量的TiB2颗粒团聚于晶界处。将铸造得到的原位自生5wt.％TiB2/7075Al复合材料在465℃下，进行合金元素均匀化24h后，在450℃下进行单向挤压变形(挤压比10:1)，挤压后其基体晶粒组织沿着挤压方向被拉长呈现板条型或者针织枝，铸造得到的TiB2颗粒团聚体也沿着晶粒被拉伸，并依旧分布于大量晶界处。如此不均匀的组织也导致单向挤压后的原位自生5wt.％TiB2/7075Al复合材料表现出严重的各向异性性，在沿着挤压方向拉伸强度为717MPa，断裂塑性为9.6％，而在垂直于挤压方向拉伸强度为625MPa，断裂塑性仅仅为2.9％。接着，对单向挤压后的5wt.％TiB2/7075Al复合材料，沿着垂直于挤压方向进行轧制，轧制温度为450℃，每次轧制变形量为10％，轧制完成后，样品总高度减少量为90％。轧制完成多，对得到的5wt.％TiB2/7075Al复合材料进行470℃固溶70min，室温水淬后，在120℃下时效20h。最终的复合材料组织晶界处的原位颗粒团聚体被打散，TiB2颗粒均匀分布于基体合金中，基体晶粒类型为近等轴晶，而通过两步正交变形后的复合材料，其在轧制方向的拉伸强度为663MPa，断裂塑性为11.1％，垂直于轧制方向的拉伸强度为605MPa，断裂塑性为11.6％。因此，通过本发明的技术方案使原有5wt.％TiB2/7075Al复合材料组织性能均匀性得到明显改善。
实施例2
实验以铸造得到的原位自生5wt.％TiB2/2024Al复合材料，与实施例1中一致，铸态、单纯挤压态下，复合材料组织与力学性能极不均匀，表现了明显的各向异性性，沿着挤压方向复合材料具有较高强度和一定塑性，但在垂直于挤压方向，复合材料强度下降，且几乎没有塑性。故按照本发明技术方案，先将原位自生5wt.％TiB2/2024Al复合材料在490℃下，进行合金元素均匀化48h后，在450℃下进行单向挤压变形(挤压比16:1)。对单向挤压后的5wt.％TiB2/2024Al复合材料，沿着垂直于挤压方向进行轧制，轧制温度为450℃，每次轧制变形量为10％，轧制完成后，试样总高度减少量为90％。轧制完成多，对得到的5wt.％TiB2/2024Al复合材料进行505℃固溶60min，室温水淬后，在190℃下时效6h。通过两步正交变形后的5wt.％TiB2/2024Al复合材料复合材料，其组织性能各向异性得到明显改善，表现为基体组织均匀等轴，力学性能各向差异较小，各个方向均有较好的强塑性结合。
实施例3
一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，采用以下步骤：
(1)将原位自生铸造得到的含有1wt％TiB2的2xxx系列复合材料在465℃进行合金元素的均匀化热处理72h；
(2)将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形，控制温度为300℃，热挤压比大于等于10:1；
(3)将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制，轧制方向垂直于单向热挤压方向，轧制温度为300℃，每次轧制变形量小于等于10％，轧制完成后，复合材料总高度的减少量大于等于90％；
(4)将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，控制固溶温度480℃，时间为120min，室温水淬时控制时效温度为120℃，时间为24h，即完成处理。
实施例4
一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，采用以下步骤：
(1)将原位自生铸造得到的含有10wt％TiB2的7050Al复合材料在465℃进行合金元素的均匀化热处理48h；
(2)将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形，控制温度为400℃，热挤压比大于等于10:1；
(3)将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制，轧制方向垂直于单向热挤压方向，轧制温度为400℃，每次轧制变形量小于等于10％，轧制完成后，复合材料总高度的减少量大于等于90％；
(4)将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，控制固溶温度475℃，时间为80min，室温水淬时控制时效温度为120℃，时间为12h，即完成处理。
实施例5
一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，采用以下步骤：
(1)将原位自生铸造得到的含有12wt％TiB2的5xxx系列复合材料在495℃进行合金元素的均匀化热处理18h；
(2)将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形，控制温度为450℃，热挤压比大于等于10:1；
(3)将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制，轧制方向垂直于单向热挤压方向，轧制温度为450℃，每次轧制变形量小于等于10％，轧制完成后，复合材料总高度的减少量大于等于90％；
(4)将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，控制固溶温度505℃，时间为60min，室温水淬时控制时效温度为190℃，时间为5h，即完成处理。

Claims (7)

1.一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，该方法采用以下步骤：
(1)将原位自生铸造得到的颗粒增强铝基复合材料进行合金元素的均匀化热处理；
(2)将均匀化后的原位颗粒增强铝基复合材料进行单向热挤压变形；
(3)将热挤压后的原位颗粒增强铝基复合材料进行热轧制；
(4)将轧制后的原位颗粒增强铝基复合材料进行T6热处理，即完成处理。
2.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，所述的颗粒增强铝基复合材料为含有1～12wt％TiB2增强Al合金复合材料。
3.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，步骤(1)中均匀化热处理的温度控制在430～500℃，热处理时间为18～72h。
4.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，步骤(2)中单向热挤压变形控制温度为300～500℃，热挤压比大于等于10:1。
5.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，步骤(3)中热轧制的轧制方向垂直于单向热挤压方向。
6.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，步骤(3)中热轧制的轧制温度为300～500℃，每次轧制变形量小于等于10％，轧制完成后，复合材料总高度的减少量大于等于90％。
7.根据权利要求1所述的一种改善原位颗粒增强铝基复合材料组织性能均匀性的方法，其特征在于，步骤(4)中T6热处理时控制固溶温度440～560℃，时间为60～120min，室温水淬时控制时效温度为120～190℃，时间为5～24h。
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