CN106367628A - 一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法 - Google Patents

一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，以高纯Al、工业纯Mg、工业纯Zn、Al‑50Cu、Al‑12Zr中间合金、KBF4以及K2TiF6为原料，采用原位熔体自生控制的方法制备了原位TiB2微纳米颗粒增强Al‑Zn‑Mg‑Cu合金复合材料，每道次挤压变形方向与上一道次挤压方向垂直，在多道次正交叠片挤压模具设备中进行挤压变形，可以对颗粒增强铝基复合材料施加大量累计剪切应变，进而起到机械搅拌的作用，将复合材料内原位自生TiB2颗粒团聚体打散，使微纳米级TiB2颗粒均匀弥散分布于铝基体中，还可以细化复合材料的Al‑Zn‑Mg‑Cu基体晶粒组织，得到均匀细小的等轴晶。本发明方法制备的铝基复合材料能同时具有高强度和高塑性。

Description

一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法
技术领域
本发明属于材料技术领域，尤其是涉及一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法。
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中的熔体反应直接生成的陶瓷颗粒，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。但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，而原位自生颗粒团聚体的存在将大大降低铝基复合材料的塑性。同时，由于原位颗粒增强铝基复合材料中颗粒增强体的体积分数往往较低，所以颗粒增强体对基体合金的强化效果有限，导致原位颗粒增强铝基复合材料的强度较低。更主要的是原位颗粒增强铝基复合材料往往属于铸态组织，基体合金的晶粒组织较粗大，也导致复合材料的强度下降。所以，对于原位颗粒增强铝基复合材料，无论从打散颗粒团聚体考虑，还是从细化基体晶粒组织出发，都需要后续的塑性变形加工来改善复合材料的力学性能。
目前，传统的塑性加工手段，比如单方向的挤压、轧制和锻造，在此变形过程中，大量原位颗粒团聚体往往也沿着变形方向集体移动，最终仍然聚集在基体铝合金板条状晶粒的晶界处，而且传统变形工艺对铝合金晶粒细化效果不明显。最新发展的大塑性变形手段，如搅拌摩擦加工(固态搅拌)、等通道角挤压或者高压扭转，虽然能在铸态材料中施加大量切应变，使复合材料内的原位颗粒团聚分散和基体晶粒细化，但其设备工艺较复杂，成本高昂，而且变形条件要求苛刻，很难对颗粒增强铝基复合材料进行大塑性变形，即使通过极端条件得以实施，其加工试样尺寸往往较小，很难得到实际的工程应用。因此，急需一种简单易行的方法及设备来制备高强度高塑性的铝基复合材料。
发明内容
本发明针对上述颗粒增强铝基复合材料强度和塑性不能同时兼得的问题，提出了一种原位生产微纳米颗粒增强铝基复合材料，并结合大塑性变形改性的方法，制备出了能同时具备高强度和高塑性的铝基复合材料，且工艺操作简单易行，低成本高效率，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：
一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，通过原位自生熔体控制的方法，制备出铸态的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，再利用自主设计的正交叠片挤压设备，实现对原位自生TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料的多道次正交叠片挤压大塑性变形，进而得到均匀弥散分布的微纳米TiB2颗粒和细小等轴的基体晶粒组织，再结合Al-Zn-Mg-Cu合金的T6热处理，制备出了同时具有高强高塑性的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，具体采用以下步骤：
(1)将工业纯铝加热，用高温覆盖剂覆盖后升温；
(2)将KBF4、K2TiF6均匀混合，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中，机械搅拌；
(3)反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入无害铝合金精炼剂进行除气精炼，控制温度为650～800℃静置10～20min，然后在650～800℃浇入铸模形成铸坯；
(4)将铸造得到的原位自生TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料进行合金元素的均匀化热处理；
(5)将均匀化后的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料运用正交叠片挤压设备进行一道次挤压；
(6)将一道次挤压后的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料沿着第一次挤压方向进行取样，并将取出的试样表面抛光粗化；
(7)将一道次挤压后抛光粗化的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料两片为一层，垂直正交叠层后运用正交叠片挤压设备进行第二道次挤压；
(8)重复步骤(6)、(7)进行多道次正交挤压完成后得到的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，最后进行T6热处理即可。
步骤(1)中采用的覆盖剂是JZF-03型高温覆盖剂，升温至650～950℃。
步骤(2)中KBF4、K2TiF6的质量比为1：0.5～1∶2。
步骤(3)中加入的Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn的质量比应保证配制合金成分质量分数在Al-Zn(4％～10％)-Mg(1％～4％)-Cu(0.1％～3％)-Zr(0.05％～0.35％)区间内，加入的精炼剂为JZJ型无害铝合金精炼剂。
步骤(4)中均匀化热处理的温度为460～475℃，热处理时间为18～30h。
所述的正交叠片挤压设备包括上压头，模具筒和模具头，所述的模具筒的中部设有正方形结构的贯通孔，所述的上压头及模具头与该贯通孔的形状相匹配，使用时将复合材料置于贯通孔内，上压头及模具头分别置于复合材料的上下表面并压紧，模具头的挤出试样尺寸宽度为贯通孔边长的一半，厚度小于等于贯通孔边长的一半。
所述的挤压的温度控制在300～480℃，挤压试样与正交叠片挤压设备表面之间用石墨润滑。
步骤(6)取样时采用电火花切割，取出试样尺寸宽度为贯通孔边长的1/2，长度与为贯通孔边长相同，厚度为模具头挤出厚度，试样长度方向与第一道次挤压方向平行；采用机械抛光对试样的六个表面进行抛光，然后用80#砂纸研磨粗化。
步骤(7)的垂直正交叠层的每一层由两片抛光粗化后的挤压态原位颗粒增强铝基复合材料组成的正方形平面，每层内两片挤压态原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互平行，每相邻两层之间，原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互垂直，复合材料堆叠完成后形成横截面与贯通孔一致的长方体，便于重复挤压。
步骤(8)中T6热处理针对于热处理强化基体合金，固溶温度460～480℃，时间为60～90min，室温水淬，时效温度为110～130℃，时间为5～24h。
与现有技术相比，本发明有效地结合了原位熔体自生制备微纳米颗粒增强铝基复合材料的优势，以及大塑性变形加工改性的特点。通过原位熔体自生的方法制备出微纳米颗粒增强的铝基复合材料，并通过设计一种特殊的正交叠片挤压模具设备，可轻松实现颗粒增强铝基复合材料的大塑性变形，进而在分散复合材料内原位自生微纳米TiB2颗粒的同时，有效地细化了基体铝合金的晶粒组织，从而实现了铝基复合材料强度和塑性的同时提高。
通过可实现多道次正交叠片挤压的模具设备，每道次挤压变形方向与上一道次挤压方向垂直。通过将原位TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料在此多道次正交叠片挤压模具设备中进行挤压变形，可以对颗粒增强铝基复合材料施加大量累计剪切应变，进而起到机械搅拌的作用，将复合材料内原位自生TiB2颗粒团聚体打散，使微纳米级TiB2颗粒均匀弥散分布于铝基体中，同时通过多道次的正交挤压变形，可以细化复合材料的Al-Zn-Mg-Cu基体晶粒组织，得到均匀细小的等轴晶。由于复合材料组织内均匀弥散分布的微纳米TiB2颗粒以及细小等轴晶的存在，本发明方法制备的铝基复合材料能同时具有高强度和高塑性。
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。
附图说明
图1为正交叠片挤压设备的分解结构示意图。
图中，1-上压头、2-模具筒、3-模具头。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。
实施例1
实验以高纯Al、工业纯Mg、工业纯Zn、Al-50Cu、Al-12Zr中间合金、KBF4以及K2TiF6为原材料配制了原位自生5wt.％TiB2增强Al-6.7Zn-2.2Mg-2.3Cu-0.1Zr合金复合材料。先将高纯Al放入坩埚中熔化并升温到780℃，用JZF-03型高温覆盖剂覆盖；将KBF4、K2TiF6按质量比1∶2均匀混合后，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中；待反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入JZJ型无害铝合金精炼剂进行除气精炼，在750℃下静置15min，然后在730℃下浇入铸模形成铸坯。将铸造得到的5wt.％TiB2增强Al-6.7Zn-2.2Mg-2.3Cu-0.1Zr合金复合材料在465℃下，进行合金元素均匀化24h后，在450℃下进行一道次正交挤压，将一道次正交挤压后的复合材料切片，并将复合材料片表面抛光粗化后，叠片后进行二道次正交挤压。将二道次正交叠片挤压后的复合材料在470℃下固溶70min，室温水淬，并在120℃下时效20h，得到的复合材料屈服强度为600MPa，抗拉强度为670MPa，断裂延伸率接近15％，制备出了同时具备高强度和高塑性的铝基复合材料。
实施例2
实验以高纯Al、工业纯Mg、工业纯Zn、Al-50Cu、Al-12Zr中间合金、KBF4以及K2TiF6为原材料配制了原位自生5wt.％TiB2增强Al-6.6Zn-2.2Mg-2.2Cu-0.09Zr合金复合材料。先将高纯Al放入坩埚中熔化并升温到780℃，用JZF-03型高温覆盖剂覆盖；将KBF4、K2TiF6按质量比1∶2均匀混合后，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中；待反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入JZJ型无害铝合金精炼剂进行除气精炼，在750℃下静置15min，然后在730℃下浇入铸模形成铸坯。将铸造得到的5wt.％TiB2增强Al-6.7Zn-2.2Mg-2.3Cu-0.1Zr合金复合材料在465℃下，进行合金元素均匀化24h后，在450℃下进行一道次正交挤压，将一道次正交挤压后的复合材料切片，并将复合材料片表面抛光粗化后，叠片后进行二道次正交挤压。并重复正交叠片挤压过程，直到制备出四道次正交叠片挤压后的复合材料，将四道次正交叠片挤压后的复合材料在470℃下固溶70min，室温水淬，并在120℃下时效20h。力学性能测试结果表明，四道次正交叠片挤压后的复合材料同样具备高的强度和塑性。
实施例3
一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，通过原位自生熔体控制的方法，制备出铸态的TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料，再利用自主设计的正交叠片挤压设备，实现对原位自生TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料的多道次正交叠片挤压大塑性变形，进而得到均匀弥散分布的微纳米TiB2颗粒和细小等轴的基体晶粒组织，再结合Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金的T6热处理，制备出了同时具有高强高塑性的TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料。
采用的正交叠片挤压设备的结构如图1所示，包括上压头1，模具筒2和模具头3，模具筒2的中部设有正方形结构的贯通孔，上压头1及模具头3与该贯通孔的形状相匹配，使用时将复合材料置于贯通孔内，上压头1及模具头3分别置于复合材料的上下表面并压紧，模具头3的挤出试样尺寸宽度为贯通孔边长的一半，厚度小于等于贯通孔边长的一半。
具体采用以下步骤：
(1)将工业纯铝加热，用JZF-03型高温覆盖剂覆盖后升温至650℃；
(2)将KBF4、K2TiF6按质量比为1：0.5均匀混合，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中，机械搅拌；
(3)反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入JZJ型无害铝合金精炼剂进行除气精炼，控制温度为650℃静置20min，然后在650℃浇入铸模形成铸坯；
(4)将铸造得到的原位自生TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料进行合金元素的均匀化热处理均匀化热处理30h，温度控制在460℃；
(5)将均匀化后的TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料运用正交叠片挤压设备进行一道次挤压，温度控制在300℃，挤压试样与正交叠片挤压设备表面之间用石墨润滑；
(6)将一道次挤压后的TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料沿着第一次挤压方向进行取样，取样时采用电火花切割，取出试样尺寸宽度为贯通孔边长的1/2，长度与为贯通孔边长相同，厚度为模具头挤出厚度，试样长度方向与第一道次挤压方向平行；采用机械抛光对试样的六个表面进行抛光，然后用80#砂纸研磨粗化；
(7)将一道次挤压后抛光粗化的TiB2颗粒增强Al-8Zn-2.5Mg-2Cu-0.2Zr合金复合材料两片为一层，垂直正交叠层后运用正交叠片挤压设备进行第二道次挤压，垂直正交叠层的每一层由两片抛光粗化后的挤压态原位颗粒增强铝基复合材料组成的正方形平面，每层内两片挤压态原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互平行，每相邻两层之间，原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互垂直，复合材料堆叠完成后形成横截面与贯通孔一致的长方体，便于重复挤压；
(8)重复步骤(6)、(7)进行多道次正交挤压完成后得到的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，最后进行T6热处理，控制固溶温度477℃，时间为90min，室温水淬，时效温度为120℃，时间为24h。
实施例4
一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，通过原位自生熔体控制的方法，制备出铸态的TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料，再利用自主设计的正交叠片挤压设备，如图1所示，实现对原位自生TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料的多道次正交叠片挤压大塑性变形，进而得到均匀弥散分布的微纳米TiB2颗粒和细小等轴的基体晶粒组织，再结合Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金的T6热处理，制备出了同时具有高强高塑性的TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料，具体采用以下步骤：
(1)将工业纯铝加热，用JZF-03型高温覆盖剂覆盖后升温至950℃；
(2)将KBF4、K2TiF6按质量比为1：2均匀混合，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中，机械搅拌；
(3)反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入JZJ型无害铝合金精炼剂进行除气精炼，控制温度为800℃静置10min，然后在800℃浇入铸模形成铸坯；
(4)将铸造得到的原位自生TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料进行合金元素的均匀化热处理均匀化热处理18h，温度控制在475℃；
(5)将均匀化后的TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料运用正交叠片挤压设备进行一道次挤压，温度控制在300℃，挤压试样与正交叠片挤压设备表面之间用石墨润滑；
(6)将一道次挤压后的TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料沿着第一次挤压方向进行取样，取样时采用电火花切割，取出试样尺寸宽度为贯通孔边长的1/2，长度与为贯通孔边长相同，厚度为模具头挤出厚度，试样长度方向与第一道次挤压方向平行；采用机械抛光对试样的六个表面进行抛光，然后用80#砂纸研磨粗化；
(7)将一道次挤压后抛光粗化的TiB2颗粒增强Al-7Zn-1.6Mg-2.5Cu-0.3Zr合金复合材料两片为一层，垂直正交叠层后运用正交叠片挤压设备进行第二道次挤压，垂直正交叠层的每一层由两片抛光粗化后的挤压态原位颗粒增强铝基复合材料组成的正方形平面，每层内两片挤压态原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互平行，每相邻两层之间，原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互垂直，复合材料堆叠完成后形成横截面与贯通孔一致的长方体，便于重复挤压；
(8)重复步骤(6)、(7)进行多道次正交挤压完成后得到的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，最后进行T6热处理，控制固溶温度480℃，时间为60min，室温水淬，时效温度为120℃，时间为5h。

Claims (10)

1.一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，该方法采用以下步骤：
(1)将工业纯铝加热，用高温覆盖剂覆盖后升温；
(2)将KBF4、K2TiF6均匀混合，烘干后加入步骤(1)得到的熔体中，机械搅拌；
(3)反应结束后，取出反应副产物，依次加入Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn，在熔体中加入无害铝合金精炼剂进行除气精炼，控制温度为650～800℃静置10～20min，然后在650～800℃浇入铸模形成铸坯；
(4)将铸造得到的原位自生TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料进行合金元素的均匀化热处理；
(5)将均匀化后的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料运用正交叠片挤压设备进行一道次挤压；
(6)将一道次挤压后的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料沿着第一次挤压方向进行取样，并将取出的试样表面抛光粗化；
(7)将一道次挤压后抛光粗化的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料两片为一层，垂直正交叠层后运用正交叠片挤压设备进行第二道次挤压；
(8)重复步骤(6)、(7)进行多道次正交挤压完成后得到的TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金复合材料，最后进行T6热处理即可。
2.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(1)中采用的覆盖剂是JZF-03型高温覆盖剂，升温至650～950℃。
3.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(2)中KBF4、K2TiF6的质量比为1：0.5～1∶2。
4.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(3)中加入的Al-50Cu、Al-12Zr中间合金以及工业纯Mg和工业纯Zn的质量比应保证配制合金成分质量分数在Al-Zn(4％～10％)-Mg(1％～4％)-Cu(0.1％～3％)-Zr(0.05％～0.35％)区间内，加入的精炼剂为JZJ型无害铝合金精炼剂。
5.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(4)中均匀化热处理的温度为460～475℃，热处理时间为18～30h。
6.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，所述的正交叠片挤压设备包括上压头(1)，模具筒(2)和模具头(3)，所述的模具筒(2)的中部设有正方形结构的贯通孔，所述的上压头(1)及模具头(3)与该贯通孔的形状相匹配，使用时将复合材料置于贯通孔内，上压头(1)及模具头(3)分别置于复合材料的上下表面并压紧，模具头(3)的挤出试样尺寸宽度为贯通孔边长的一半，厚度小于等于贯通孔边长的一半。
7.根据权利要求6所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，所述的挤压的温度控制在300～480℃，挤压试样与正交叠片挤压设备表面之间用石墨润滑。
8.根据权利要求6所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(6)取样时采用电火花切割，取出试样尺寸宽度为贯通孔边长的1/2，长度与为贯通孔边长相同，厚度为模具头挤出厚度，试样长度方向与第一道次挤压方向平行；采用机械抛光对试样的六个表面进行抛光，然后用80#砂纸研磨粗化。
9.根据权利要求6所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(7)的垂直正交叠层的每一层由两片抛光粗化后的挤压态原位颗粒增强铝基复合材料组成的正方形平面，每层内两片挤压态原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互平行，每相邻两层之间，原位颗粒增强铝基复合材料挤压方向相互垂直，复合材料堆叠完成后形成横截面与贯通孔一致的长方体，便于重复挤压。
10.根据权利要求1所述的一种制备高强高塑性铝基复合材料的方法，其特征在于，步骤(8)中T6热处理针对于热处理强化基体合金，固溶温度460～480℃，时间为60～90min，室温水淬，时效温度为110～130℃，时间为5～24h。
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