CN112176212A - 一种具有原位自生颗粒的复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有原位自生颗粒的复合材料，所述复合材料的微观组织具有异质晶粒结构，其中，所述异质晶粒结构包括晶粒尺寸大于等于10μm的粗晶组织，与晶粒尺寸小于等于5μm的细晶组织，其中，粗晶组织为合金组织。此外，本发明还公开了一种制备上述的具有原位自生颗粒的复合材料的制备方法。该具有原位自生颗粒的复合材料改善了现有技术中复合材料的综合力学性能，使复合材料保持高强度的同时，具备良好的塑性与韧性。本发明首先采用熔盐反应原位自生方法制备得到微纳米TiB₂颗粒，以增强复合材料，随后通过特殊粉末冶金与热处理工艺调控，在复合材料内引入异质晶粒结构，显著改善本案具有原位自生颗粒的复合材料的综合力学性能。

Description

一种具有原位自生颗粒的复合材料及其制备方法

技术领域

本发明属于工程技术领域，涉及一种改善原位自生颗粒增强铝基复合材料综合力学性能的方法。

背景技术

随着科学技术的进步，特别是国家深空探测、大飞机制造等重大科学研究项目的开展，结构材料不仅要求具备超高的比刚度、比模量，还应具有良好的塑性与韧性。颗粒增强金属基复合材料，具备高模量、高强度等性能优势，是未来最具潜力的结构材料之一。但是，金属基体内大量陶瓷颗粒的添加，在提高复合材料模量和强度的同时，也降低了金属基体的塑性与韧性，这也限制了颗粒增强金属基复合材料的进一步应用。因此，如何改善颗粒增强金属基复合材料的塑性与韧性，一直是国内外材料工作者研究的重点与难点。

目前，颗粒增强金属基复合材料的强韧化方法主要可分为均匀化方法与异质化方法两大类。均匀化方法，主要是指优化复合材料基体合金成分，调控复合材料增强相状态(如粒径尺寸、体积分数、颗粒形态等)，控制增强相与基体金属间的界面反应等工艺方法，所制备复合材料往往具备较均匀的组织结构(如分散的陶瓷颗粒，弥散的基体析出相，均匀等轴的晶粒结构等)。均匀化方法作为颗粒增强金属基复合材料的传统改性工艺，显著改善了复合材料的力学性能，但其发展也逐渐进入瓶颈期。近年来，科学家们研究发现金属基复合材料内增强相的特殊非均匀分布也能改善材料的力学性能，继而发展出异质化强韧化方法。异质化强韧化方法主要是指在复合材料制备过程中，设计引入特殊的非均匀复合构型(如增强相颗粒的岛状分布、层片状分布、三维网状分布等)，通过基体与增强体在空间的合理构型设计与协调耦合效应，进一步优化复合材料的力学行为与性能指标。

由此可见，异质化方法是颗粒增强金属基复合材料有效的强韧化手段。虽然目前混合球磨结合粉末冶金等工艺方法，可改变微纳米增强相(颗粒、纤维等)在复合材料内的空间分布状态，提高金属基复合材料的强度、塑性与高温力学性能；但航空航天环境极端的服役条件，往往还需要结构材料具备较高的断裂韧性与抗疲劳性能。因此，目前仍需一种切实可行地工艺方法来改善原位自生颗粒增强铝基复合材料的综合力学性能，使复合材料同时具备高强度、高塑性、高断裂韧性与抗疲劳性能。

例如：公开号为CN101935773A，公开日为2011年1月5日，名称为“铝合金用太硼稀土晶粒细化剂及其制备方法”的中国专利文献公开了一种铝合金用钛硼稀土晶粒细化剂的制备方法，该铝合金用钛硼稀土晶粒细化剂仅用于改善铝合金，使其具有细小晶粒。

发明内容

为了克服上述现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种具有原位自生颗粒的铝合金复合材料及其制备方法。

本发明首先采用原位自生方法合成包括微纳米级别颗粒(即第一颗粒)，随后将微纳米级别颗粒与合金颗粒按照一定比例混合烧结后从而获得初步的复合材料，利用变形热处理工艺调控初步的复合材料，从而获得最终的具有异质晶粒结构的复合材料，以提高复合材料的力学性能。同时，本发明方法不仅适用于铝基材料，而且也可以推广至其他金属基复合材料(如镁基复合材料、钛基复合材料、铁基复合材料等)，以有效改善颗粒增强金属基复合材料的综合力学性能。

本发明的目的可通过以下技术方案来实现：

第一方面，本发明提出了一种具有原位自生颗粒的复合材料，所述复合材料的微观组织具有异质晶粒结构，其中，所述异质晶粒结构包括晶粒尺寸大于等于10μm的粗晶组织，与晶粒尺寸小于等于5μm的细晶组织，其中，所述粗晶组织为合金组织。

优选地，所述细晶组织包括纳米级别的TiB₂颗粒。

优选地，所述TiB₂颗粒的直径为20nm～2000nm，颗粒质量分数为2～20wt.％之间。

优选地，所述复合材料的基体为铝合金基体。

优选地，所述铝合金基体为铝-铜系合金、铝-镁系合金、铝-镁-硅系合金以及铝-锌-镁-铜系合金的其中之一。

优选地，当铝合金基体为铝-铜系合金时，复合材料的屈服强度≥400MPa，断裂强度≥500MPa，延伸率≥8％，断裂韧性≥12MPa·m^1/2,疲劳极限≥180MPa；当铝合金基体为铝-锌-镁-铜系合金时，屈服强度≥650MPa，断裂强度≥690MPa，延伸率≥7％，断裂韧性≥12MPa·m^1/2，疲劳极限≥200MPa。

第二方面，本发明提出了一种制备上述的复合材料的制备方法，其包括如下步骤：

步骤S1：利用熔盐反应原位自生方法制备得到第一颗粒粉末；

步骤S2：通过气雾化工艺制备得到合金粉末；

步骤S3：将步骤S2处理后的合金粉末以及步骤S1获得的第一颗粒粉末按一定比例混合均匀，得到混合粉末；

步骤S4：将步骤S3获得的混合粉末进行固化烧结，得到块体复合材料；

步骤S5：将步骤S4获得的块体复合材料进行低温加工成型；

步骤S6：对低温加工成型后的块体复合材料进行热处理调控，获得最终的复合材料，其中，复合材料中的细晶组织由第一颗粒粉末形成，粗晶组织由合金粉末形成。

优选地，在所述步骤S2中，所述合金粉末的氮含量≤30ppm，氧含量≤1000ppm，松装密度≥1.3g/cm³，振实密度≥1.8g/cm³。

优选地，在所述步骤S3中，按照以下公式按比例混合：

D＝6V/d

上式中，V表示合金粉末的体积分数，d表示合金粉末的粒径尺寸，D表示结构参数，D值介于5～100mm^-1之间。

优选地，在所述步骤S4中，固化烧结温度为400～600℃；

在所述步骤S5中，所述低温加工成型包括挤压、轧制与锻造，其中，变形温度300～450℃，挤压比≥10:1，轧制下压量≥60％，锻压变形量≥50％；

在所述步骤S6中，所述热处理调控包括双级固溶、预拉伸以及低温时效处理；所述双级固溶采用水淬，其中，低温固溶温度100℃～300℃，低温固溶时间0.5～10h，高温固溶温度300℃～550℃，高温固溶时间0.5h～10h；预拉伸变形量1～10％；时效温度25℃～200℃，时效时间10h～240h。

上述方案中，步骤S1中，微纳米TiB₂颗粒的质量分数在2～20％之间。本步骤关键技术在于运用原位自生方法制备TiB₂颗粒，其粒径尺寸通常为1微米以下，优选地为20nm～200nm间，属于纳米级颗粒，因而可运用气雾化制粉工艺制备得到第一颗粒粉末，同时便于后续低温塑性变形加工(挤压、轧制、锻造等)，而目前传统的微米级颗粒增强铝基复合材料难以实现上述制备加工流程。同时，原位自生TiB₂颗粒的含量控制也是材料制备的关键，颗粒含量较少(≤2.wt％)不利于引入异质晶粒结构，含量较高将无法实现气雾化制粉与低温塑性加工过程。因此，此处限定原位自生铝基复合材料内微纳米TiB₂颗粒的质量分数在2～20％之间。

步骤S2中合金粉末的氮含量≤30ppm，氧含量≤1000ppm，松装密度≥1.3g/cm3，振实密度≥1.8g/cm³。此步骤中，对合金粉末氮氧含量、松装密度、振实密度等要求，主要是优化原材料状态，有利于复合材料力学性能的提高。

步骤S3中可定量设计合金粉末的粒径尺寸(d)和体积分数(V)，调控结构参数D＝6V/d介于5～100mm^-1，以控制复合材料中合金粉末加入状态与含量，有利于复合材料强度、塑性与断裂韧性的耦合。

步骤S4中混合粉末固化烧结工艺可以为热等静压烧结或放电等离子体烧结，烧结温度为400℃～550℃。具体温度值试合金体系而定，比具体合金体系的固溶线温度低5～60℃。

步骤S5中块体复合材料的低温加工成型，主要是指挤压、轧制与锻造，变形温度≤450℃，挤压比≥10:1，轧制下压量≥60％，锻压变形量≥50％。此处主要控制低温变形温度，在块体复合材料内引入大量变形能量，为后续热处理调控做准备，是异质晶粒结构形成的前提条件之一。同时，塑性变形量也是控制的关键因素，只有当变形量大于一定程度后，才会有较好的晶粒结构调控效果，进而利于提高复合材料的力学性能。

步骤S6中的所述热处理调控包括双级固溶、预拉伸以及低温时效处理。双级固溶工艺采用水淬，当变形温度低于300℃时，需要低温退火处理，低温固溶温度100℃～300℃，低温固溶时间0.5～10h，这一过程主要在复合材料区域内形成细小晶粒结构，同时降低粗晶区域的晶粒长大驱动力，提高整体异质晶粒结构的热稳定性，为后续高温热处理做准备；高温固溶温度300℃～550℃，高温固溶时间0.5h～10h，这一过程主要形成稳定的粗晶结构，调控出稳定的异质晶粒结构，同时将复合材料基体内的合金元素完全固溶；最后，对固溶后样品进行预拉伸时效，预拉伸变形量1～10％，时效温度25℃～200℃，时效时间10h～240h，得到细小弥散的析出相。

依次执行上述步骤S1～步骤S6的技术路线，可在复合材料内引入粗晶加超细晶的异质晶粒结构，以及超细小弥散的合金元素析出相，进而有效提高原位自生颗粒增强铝基复合材料的综合力学性能。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

1、本发明利用特殊粉末冶金与变形热处理工艺，调控复合材料基体内的异质晶粒结构，提高复合材料的力学性能。

2、同时，本发明方法可推广至其他金属基复合材料(如镁基复合材料、钛基复合材料、铁基复合材料等)，有效改善颗粒增强金属基复合材料的综合力学性能。

附图说明

通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：

图1为本发明所述的具有原位自生颗粒的复合材料的组织结构图；其中，(a)为组织结构设计示意图；(b)为扫描电镜照片(SEM)；(c)为典型异质晶粒结构(EBSD)；(d)为图(c)对应的Ti元素能谱图(EDS)。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。

实施例1-4的复合材料采用如下步骤制得：

首先利于原位自生法合成1～20％质量分数的TiB₂陶瓷颗粒增强铝基复合材料，并制备得到与复合材料基体相同成分的铝合金；运用气雾化工艺制备得到铝合金与复合材料粉末，且控制铝合金与复合材料粉末氮含量≤30ppm，氧含量≤1000ppm，松装密度≥1.3g/cm3，振实密度≥1.8g/cm³；按设计将铝合金粉末与复合材料粉末按一定比例混合，调控铝合金粉末的粒径尺寸(d)和体积分数(V)，使结构参数D＝6V/d介于5～100mm^-1；利用热等静压烧结或放电等离子体烧结在400℃～550℃温度间将混合粉末烧结固化，具体烧结温度试合金体系而定，通常比具体合金的固溶线温度低5～60℃；对固化烧结后的块体材料进行低温加工成型，主要是指挤压、轧制与锻造，变形温度≤450℃，挤压比≥10:1，轧制下压量≥60％，锻压变形量≥50％；对变形后复合材料进行双级固溶(水淬)、预拉伸以及低温时效处理。具体热处理工艺为，当变形温度低于350℃时，需要先进行低温退火处理，低温退火温度100℃～300℃，低温固溶时间0.5～10h，高温固溶温度300℃～550℃，高温固溶时间0.5h～10h，预拉伸变形量1～10％，时效温度25℃～200℃，时效时间10h～240h。

实施例1

实验以2024Al合金(Al-4.3Cu-1.6Mg-0.5Mn)气雾化工艺制备得到2024铝合金粉末。同样以2024Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成4wt.％TiB₂增强2024Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为20ppm，氧含量为860ppm，松装密度为1.6g/cm³，振实密度为1.9g/cm³。选取粒径为40μm的2024铝合金粉末与复合材料粉末，按体积比1:3混合均匀，制备得到异质结构参数为37.5mm^-1的异质结构混合粉末。将混合粉末在500℃下进行热等静压烧结，并将烧结坯锭在400℃下挤压成型(挤压比30:1)，最终将挤压材料在500℃下固溶1h，水淬后，190℃下时效6h，制备得到异质晶粒结构(粗晶尺寸20μm，细晶尺寸1μm)的TiB₂/2024Al复合材料。复合材料屈服强度为420MPa，断裂强度580MPa，延伸率9％，疲劳极限220MPa。

关于所获得的具有原位自生颗粒的复合材料可以参见图1，其中，(a)为组织结构设计示意图；(b)为扫描电镜照片(SEM)；(c)为典型异质晶粒结构(EBSD)；

(d)为图(c)对应的能谱图(EDS)。

实施例2

实验以2024Al合金(Al-4.3Cu-1.6Mg-0.5Mn)气雾化工艺制备得到2024铝合金粉末。同样以2024Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成8wt.％TiB₂增强2024Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为16ppm，氧含量为750ppm，松装密度为1.7g/cm³，振实密度为2.0g/cm³。选取粒径为80μm的铝合金与复合材料粉末，按体积比2:3混合均匀，制备得到异质结构参数为60mm^-1的异质结构混合粉末。将混合粉末在500℃下进行热等静压烧结，并将烧结坯锭在400℃下轧制成型(下压量90％)，最终将轧制材料在500℃下固溶2h，水淬后，190℃下时效8h，制备得到异质晶粒结构(粗晶尺寸40μm，细晶尺寸0.9μm)的TiB_2/2024Al复合材料。复合材料屈服强度为450MPa，断裂强度610MPa，延伸率7％，疲劳极限200MPa。

实施例3

实验以7050Al合金(Al-6.5Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr)气雾化工艺制备得到7050铝合金粉末。同样以7050Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成8wt.％TiB₂增强7050Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为15ppm，氧含量为660ppm，松装密度为1.6g/cm³，振实密度为1.96g/cm³。选取粒径为40μm的铝合金与复合材料粉末，按体积比3:2混合均匀，制备得到异质结构参数为90mm^-1的异质结构混合粉末。将混合粉末在400℃下进行放电等离子体烧结，并将烧结坯锭在300℃下挤压成型(16:1),在200℃下退火2h，并在475℃下固溶1h，水淬,120℃时效20h，制备得到异质晶粒结构(粗晶尺寸20μm，细晶尺寸0.9μm)的TiB₂/7050Al复合材料。复合材料屈服强度为710MPa，断裂强度760MPa，延伸率8％，断裂韧性19MPa·m^1/2，疲劳极限260MPa。

实施例4

实验以7075Al(Al-5.5Zn-2.4Mg-1.6Cu-0.20Cr)合金气雾化工艺制备得到7075铝合金粉末。同样以7075Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成4wt.％TiB₂增强7075Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为20ppm，氧含量为800ppm，松装密度为1.48g/cm³，振实密度为1.86g/cm³。选取粒径为100μm的铝合金与复合材料粉末，按体积比1:3混合均匀，制备得到异质结构参数为30mm^-1的异质结构混合粉末。将混合粉末在400℃下进行放电等离子体烧结，并将烧结坯锭在350℃下挤压成型，最终将挤压材料在475℃下固溶1h，水淬,120℃时效19h，制备得到异质晶粒结构(粗晶尺寸42μm，细晶尺寸1μm)的TiB₂/7075Al复合材料。复合材料屈服强度为680MPa，断裂强度730MPa，延伸率10％，断裂韧性20MPa·m^1/2，疲劳极限230MPa。

对比例1：

实验以7050Al合金(Al-6.5Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr)、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成8wt.％TiB₂增强7050Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为15ppm，氧含量为660ppm，松装密度为1.6g/cm³，振实密度为1.96g/cm³。将复合材料粉末在400℃下进行放电等离子体烧结，并将烧结坯锭在300℃下挤压成型(16:1),在200℃下退火2h，并在475℃下固溶1h，水淬,120℃时效20h。复合材料屈服强度为630MPa，断裂强度为690MPa，延伸率为9％，断裂韧性为12MPa·m^1/2。其整体强塑性水平明显低于本发明设计制备的异质结构复合材料(如实施例3)。

对比例2：

实验以7050Al合金(Al-6.5Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr)气雾化工艺制备得到7050铝合金粉末。同样以7050Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成8wt.％TiB₂增强7050Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为15ppm，氧含量为660ppm，松装密度为1.6g/cm³，振实密度为1.96g/cm³。选取粒径为40μm的铝合金与复合材料粉末，按体积比3:2混合均匀，制备得到异质结构参数为90mm^-1的异质结构混合粉末。将混合粉末在400℃下进行放电等离子体烧结后，在200℃下退火2h，并在475℃下固溶1h，水淬,120℃时效20h，制备得到TiB₂/7050Al复合材料为均匀晶粒结构(～3μm)。复合材料屈服强度为580MPa，断裂强度620MPa，延伸率7％，断裂韧性10MPa·m^1/2，疲劳极限160MPa。其整体强塑性水平明显低于本发明设计制备的异质结构复合材料(实施例3)。

对比例3：

实验以7050Al合金(Al-6.5Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr)气雾化工艺制备得到7050铝合金粉末。同样以7050Al合金、KBF₄以及K₂TiF₆为原材料原位合成8wt.％TiB₂增强7050Al基复合材料，并通过气雾化制粉得到复合材料粉末，控制粉末氮含量为15ppm，氧含量为660ppm，松装密度为1.6g/cm³，振实密度为1.96g/cm³。选取粒径为40μm的铝合金与复合材料粉末，按体积比3:2混合均匀，制备得到异质结构参数为90mm-¹的异质结构混合粉末。将混合粉末在400℃下进行放电等离子体烧结，并将烧结坯锭在300℃下挤压成型(16:1),得到细小晶粒结构(～0.6μm)的TiB₂/7050Al复合材料。复合材料屈服强度为400MPa，断裂强度560MPa，延伸率15％。其整体强塑性水平明显低于本发明设计制备的异质结构复合材料(实施例3)。

需要说明的是，本发明是针对一种特殊异质组织结构铝基复合材料的制备方法，核心技术要素有三点：(1)需要将铝合金与第一颗粒粉末按比例混合得到混合粉末；

(2)混合粉末需要在低温下塑性成型；(3)成型后材料需要在高温下热处理。必须将三个条件全部满足时，才能制备得到异质晶粒结构。实施例1～4分别是对上述三个条件特定工艺范围内举例说明，得到了理论状态的异质晶粒结构铝合金。现有技术里可能存在三个中的某1～2个条件满足的情形，但其制备目的不同，所制备得到的铝合金组织结构也不同。对比例1列举了纯第一颗粒粉末(无合金颗粒混合)烧结制备的复合材料效果；对比例2列举了铝合金与复合材料混合烧结后，并未低温变形，直接高温热处理制备得到的材料组织结构效果；对比例3列举了合金与复合材料混合烧结后，进行低温变形，但并未进行高温热处理的材料组织结构效果。上述对比例1～3，均缺少其中的某一个环节，并未得到附图1中的异质晶粒结构组织，对比例中所制备复合材料力学性能明细低于本发明实施例中具备异质晶粒结构组织的复合材料。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可以任意相互组合。

Claims (10)

1.一种具有原位自生颗粒的复合材料，其特征在于，所述复合材料的微观组织具有异质晶粒结构，其中，所述异质晶粒结构包括晶粒尺寸大于等于10μm的粗晶组织与晶粒尺寸小于等于5μm的细晶组织，其中，所述粗晶组织为合金组织。

2.根据权利要求1所述的复合材料，其特征在于，所述细晶组织包括纳米级别的TiB₂颗粒。

3.根据权利要求2所述的复合材料，其特征在于，所述TiB₂颗粒的直径为20nm～2000nm，所述TiB₂颗粒质量分数为2～20wt.％之间。

4.根据权利要求1-3中任意一项所述的复合材料，其特征在于，所述复合材料的基体为铝合金基体。

5.根据权利要求4所述的复合材料，其特征在于，所述铝合金基体为铝-铜系合金、铝-镁系合金、铝-镁-硅系合金以及铝-锌-镁-铜系合金的其中之一。

6.根据权利要求4所述的复合材料，其特征在于，当铝合金基体为铝-铜系合金时，复合材料的屈服强度≥400MPa，断裂强度≥500MPa，延伸率≥8％，断裂韧性≥12MPa·m^1/2,疲劳极限≥180MPa；当铝合金基体为铝-锌-镁-铜系合金时，屈服强度≥650MPa，断裂强度≥690MPa，延伸率≥7％，断裂韧性≥12MPa·m^1/2，疲劳极限≥200MPa。

7.一种制备如权利要求1-6中任意一项所述的复合材料的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：

步骤S1：利用熔盐反应原位自生方法制备得到第一颗粒粉末；

步骤S2：通过气雾化工艺制备得到合金粉末；

步骤S3：将步骤S2处理后的合金粉末以及步骤S1获得的第一颗粒粉末按一定比例混合均匀，得到混合粉末；

步骤S4：将步骤S3获得的混合粉末进行固化烧结，得到块体复合材料；

步骤S5：将步骤S4获得的块体复合材料进行低温加工成型；

步骤S6：对低温加工成型后的块体复合材料进行热处理调控，获得最终的复合材料，其中，复合材料中的细晶组织由第一颗粒粉末形成，粗晶组织由合金粉末形成。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，在所述步骤S2中，所述合金粉末的氮含量≤30ppm，氧含量≤1000ppm，松装密度≥1.3g/cm³，振实密度≥1.8g/cm³。

9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，在所述步骤S3中，按照以下公式按比例混合，D值介于5～100mm^-1之间：

D＝6V/d

上式中，V表示合金粉末的体积分数，d表示合金粉末的粒径尺寸，D表示结构参数。

10.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，在所述步骤S4中，固化烧结温度为400～600℃；

在所述步骤S5中，所述低温加工成型包括挤压、轧制与锻造，其中，变形温度300～450℃，挤压比≥10:1，轧制下压量≥60％，锻压变形量≥50％；

在所述步骤S6中，所述热处理调控包括双级固溶、预拉伸以及低温时效处理；所述双级固溶采用水淬，其中，低温固溶温度100℃～300℃，低温固溶时间0.5～10h，高温固溶温度300℃～550℃，高温固溶时间0.5h～10h；预拉伸变形量1～10％；时效温度25℃～200℃，时效时间10h～240h。

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