CN115369276B - 一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法 - Google Patents

一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于金属基复合材料技术领域，公开一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法；所述制备方法为：将SiC、TiB2陶瓷粉末以任意比例混匀后，再与铝基合金粉末混匀，并将其采用激光粉末床熔融增材制造技术打印于铝基合金基板上，在基板上形成复合材料A；将复合材料A与基板分离后，依次进行固溶热处理和时效热处理，即获得SiC和TiB2双相增强铝基复合材料。本发明通过激光粉末床熔融，在Al‑Zn‑Mg‑Cu合金中引入SiC及TiB2陶瓷增强相，在解决高强Al‑Zn‑Mg‑Cu合金热裂纹的同时制备出高强的SiC和TiB2双相增强的Al‑Zn‑Mg‑Cu基复合材料。

Description

一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属基复合材料技术领域，尤其涉及一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法。
背景技术
铝基复合材料因其能结合基体铝合金的高强度、良好的塑性和可加工性以及可热处理强化等特性及陶瓷增强相的高硬度、高导热以及低膨胀系数等优点，在航空航天、武器、自动化等领域具有广泛的应用前景。
然而，复杂结构件及模具生产过程中使用常规减材制造工序复杂或难以制造，为了解决上述问题，本领域技术人员提出了一些新型的增材制造铝基复合材料的制备方法，如采用石墨烯增强铝合金材料、通过丝材电弧增材制造铝合金和激光粉末床熔融制造铝合金材料等。但是，采用石墨烯增强铝合金材料的工序复杂、无法保证干燥之后石墨烯粉末与铝合金粉末的分布结合状态，也无法保证铺粉时的均匀性；通过丝材电弧增材制造铝合金的方法同样存在工序复杂、可重复性较低、工艺稳定性较差，降低了使用增材制造制备铝合金的简便性；而铝合金，尤其是Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融制造过程中极易发生沿晶开裂，制约了其作为一种高强铝合金在增材制造领域的应用。
为此，本发明提出一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法。
发明内容
为了解决上述现有技术中的不足，本发明提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法。
本发明的一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料及其制备方法是通过以下技术方案实现的：
本发明的第一个目的是提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料的制备方法，包括以下步骤：
将SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末以任意比例混合均匀，获得增强相粉末；随后，将增强相粉末与铝基合金粉末混合均匀，干燥，获得复合粉末；
以铝基合金板材为基板，采用激光粉末床熔融增材制造技术，将所述复合粉末打印于所述基板上，在所述基板上形成复合材料A；
将所述复合材料A与所述基板分离，随后将分离后的复合材料A依次进行固溶热处理和时效热处理，获得复合材料B，所述复合材料B即为所述SiC和TiB2双相增强铝基复合材料。
进一步地，所述铝基合金粉末为Al-Zn-Mg-Cu合金粉末，且其由以下质量百分数组分组成：
Zn：5％～6％；Mg：2％～3％；Cu：1％～1.5％；Fe：0.2％～0.5％；Cr：0.1％～0.5％；Si：0.02％～0.1％；Mn：0.05％～0.1％，其它元素总含量＜0.1％，余量为Al元素。
进一步地，所述增强相粉末在所述复合粉末中的含量为1％～10％。
进一步地，所述SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末的质量比为1～1.5:1～1.5。
进一步地，所述铝基合金粉末的粒径为15～53μm；
所述SiC陶瓷粉末的粒径为5～15μm，所述SiC陶瓷粉末的纯度≥99.9％；
所述TiB2陶瓷粉末的粒径为0.5～1.5μm，所述TiB2陶瓷粉末的纯度≥99.9％。
进一步地，所述激光粉末床熔融工艺：激光功率150～400W，激光扫描速度400～1500mm/s，激光扫描间距60～150μm，粉末层厚20～50μm，激光偏转角度0～90°。
进一步地，所述基板为Al-Zn-Mg-Cu合金板。
进一步地，在进行激光粉末床熔融增材制造前，所述基板还进行了预热处理，且预热处理至基板温度为100℃～200℃。
进一步地，所述激光粉末床熔融增材制造过程中，含氧量≤0.1％。
本发明的第二个目的是提供一种上述制备方法制备的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料。
本发明与现有技术相比，具有以下有益效果：
本发明以Al-Zn-Mg-Cu合金为基体、以SiC及TiB2为陶瓷增强相，通过激光粉末床熔融工艺，在Al-Zn-Mg-Cu合金粉末中引入适量的SiC及TiB2陶瓷增强相，通过直接制造具有优异性能的铝基复合材料，从而抑制了Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融过程中易沿晶开裂、合金发生的热裂纹的情况，在解决高强Al-Zn-Mg-Cu合金热裂纹的同时制备出高强的SiC和TiB2双相增强的Al-Zn-Mg-Cu基复合材料，同时通过优化的热处理工艺进一步提高复合材料的综合力学性能，进而拓展Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融制造领域的应用。
本发明在激光粉末床熔融工艺过程中，SiC增强相颗粒在激光辐照下会与Al发生原位反应，生成Al4SiC4相、Al4C3相与Si相，其中，Al4C3和Al4SiC4相会细化复合材料中的晶粒，Si相通过共晶能够填充裂纹；同时，TiB2陶瓷增强相在激光辐照下，不仅能够稳定复合材料，同时也能够细化复合材料中的晶粒，进而进一步对复合材料微观组织进行调控，从而使得本发明在填充晶界以及细化晶粒的协同作用下，抑制了Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融过程中极易产生热裂纹的问题，细化基体金属晶粒，显著提高了铝基复合材料的力学性能。
本发明采用机械混粉制备复合粉末，在保证铝合金粉末球形度、混合均匀性的基础上精简了工序、缩短了时间，提高了工艺适用性；且本发明的制备方法操作简便且可重复性好，具有较高的工艺稳定性，在进行实际零件制造过程中具有良好的适用性。
附图说明
图1为Al-Zn-Mg-Cu合金粉末粒径分布图；
图2为固溶热处理和时效热处理的工艺流程示意图；
图3为本发明激光粉末床熔融增材制造SiC和TiB2双相增强Al-Zn-Mg-Cu复合材料微观组织演变示意图；其中，图3a为原始Al-Zn-Mg-Cu合金示意图，图3b为SiC的作用机理图，图3c为TiB2的作用机理图；
图4为Al-Zn-Mg-Cu合金粉末的SEM图，
图5为SiC陶瓷粉末的SEM图；
图6为TiB2陶瓷粉末的SEM图；
图7为本发明铝基复合材料的SEM图；其中，图7a和图7b分别为对比例3的Al-Zn-Mg-Cu铝基复合材料在20μm尺度、以及5μm尺度下的SEM微观组织图；图7c和图7d分别为实施例1的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料在20μm尺度、以及2μm尺度下的SEM微观组织图；图7e和图7f分别为实施例2的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料在20μm尺度、以及2μm尺度下的SEM微观组织图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。
实施例1
本实施例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法如下：
步骤1，将SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末混合均匀，获得增强相粉末；
需要说明的是，本发明不限制SiC陶瓷粉末的具体尺寸大小，只要纯度≥99.9％即可。本发明中，为了能够更好的作为陶瓷增强相粉末用于增强铝基材料，可优选直径处于5～15μm的SiC陶瓷粉末。本实施例中，可选的，采用不规则形状且平均直径为10μm的SiC陶瓷粉末，并称取40g备用。
本发明不限制TiB2陶瓷粉末的尺寸大小，只要纯度≥99.9％即可。本实施例中，可选的，采用球形且平均直径为1μm的TiB2陶瓷粉末，并称取40g备用。
本发明不限制SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末混合的具体方式，只要能够将两者充分混匀即可。本实施例中，可选的，采用机械混合的方式进行混合，将上述称好的40gSiC陶瓷粉末和40gTiB2陶瓷粉末置于机械混粉机中，以10r/min的转速进行混合，混合三次，每次60min且每次间隔10min，即获得增强相粉末。
步骤2，将增强相粉末与待增强的铝基合金粉末混合均匀，干燥，获得复合粉末；
需要说明的是，本发明不限制待增强的铝基合金粉末的具体组分和含量，根据实际所想要增强的铝基合金进行选择，且确保即可。本实施例中，可选的采用Al-Zn-Mg-Cu合金粉末，且采用的Al-Zn-Mg-Cu合金粉末的粒径为15～53μm，并称取1920g备用。且Al-Zn-Mg-Cu合金粉末的组成(按质量百分比计)为：Zn：5.637％，Mg：2.309％，Cu：1.395％，Si：0.054％，Fe：0.322％，Mn：0.078％，Ti：0.034％，Cr：0.215％，O：0.042％，N：0.002％，余量为Al。
本发明不限制增强相粉末与待增强的铝基合金粉末混合的具体方式，只要能够将两者充分混合均匀即可。本实施例中，可选的，将上述称好的1920gAl-Zn-Mg-Cu合金粉末与上述获得的增强相粉末置于机械混粉机中，以10r/min的转速进行混合，混合五次，每次60min且每次间隔5min，即获得复合粉末。
本发明不限制干燥的具体方法，只要能够去除粉末中的水分即可。本实施例中，可选的，于温度为60℃的真空干燥箱中烘干8h。
步骤3，以铝基合金板材为基板，采用激光粉末床熔融增材制造技术，将所述复合粉末打印于所述基板上，固化后，在所述基板上形成复合材料A；
需要说明的是，本发明不限制基板的具体板材，根据实际采用的待增强的铝基合金粉末的组分，选择与之相应的基板板材即可。本实施例中，选择与上述待增强的铝基合金粉末材料相同的Al-Zn-Mg-Cu合金板材作为激光粉末床熔融试验基板。为了上述复合粉末更好的在基板上形成率基复合材料，本实施例中，在基板进行激光粉末床熔融增材制造处理前，还将其预热至180℃，并且使其在激光粉末床熔融增材制造处理过程中保持该温度。
本发明不限制激光粉末床熔融增材制造的具体操作工艺，只要能够将上述复合粉末熔融后在基板上形成复合材料即可。本实施例中，可选的，在进行激光粉末床熔融增材制造处理前，首先需要根据实际需求确定确定激光粉末床熔融增材制造复合材料微观组织零件尺寸，然后根据该尺寸通过Solidworks进行三维建模，然后将建模数据导入激光粉末床熔融设备配套的软件中，进行工艺参数设置，随后再进行激光粉末床熔融增材制造处理。本实施例中，激光粉末床熔融工艺过程在EOS M290设备上进行，确定激光粉末床熔融增材制造复合材料微观组织零件尺寸为：10×10×10mm，性能测试零件尺寸为10×10×50mm，通过Solidworks进行三维建模，并将建模数据导入采用的EOS M290设备配套软件进行工艺参数设置。且本实施例中，激光粉末床熔融工艺参数：激光功率350W，激光扫描速度800mm/s，激光扫描间距100μm，粉末层厚30μm，激光偏转角度67°。激光扫描方式为条带式扫描，条带宽度5mm。
且本实施例为了使在激光粉末床熔融增材制造处理过程中的含氧量≤0.1％，在纯氩气氛围下进行激光粉末床熔融增材制造处理。
步骤4，将所述复合材料A与所述基板分离，随后将分离后的复合材料A依次进行热处理，即获得所述SiC和TiB2双相增强铝基复合材料B；
需要说明的是，本发明不限制复合材料A与基板的分离方式，只要能够将复合材料A从基板上剥离即可。本实施例中，可选的，待完成激光粉末床熔融后，待基板温度降至50℃以下时，将基板从设备上取下，通过防爆吸尘器与喷砂机对表面残余粉末及金属飞溅进行处理。处理完成后使用电火花线切割将制备的复合材料从基板切下，获得最后激光粉末床熔融制备的铝基复合材料。且在进行激光粉末床熔融制备铝基复合材料工艺过程中，通过刮刀实现复合粉末的逐层供粉，通过激光扫描实现粉末的逐层熔融制备铝基复合材料。
本发明不限制热处理的具体工艺，只要能够使得获得的复合材料A内的某些析出相固溶进基体内部，并使复合材料A内固溶进基体内的析出相重新在基体内析出。可选的，本实施例中，固溶热处理结合时效热处理进行热处理，且具体工艺请参阅图2，其中：t1～t2为固溶处理升温时间；t2～t3为固溶处理保温时间；t3～t4为固溶处理冷却时间；t4～t5为时效处理升温时间；t5～t6为时效处理保温时间；t6～t7为时效处理冷却时间。且本实施例中，采用的固溶热处理的温度为500℃，时间为120min，以实现复合材料A内的某些析出相固溶进基体内部；随后将固溶热处理后的铝基复合材料水淬后，再进行时效热处理，且采用的时效热处理的温度为120℃，时间为24h，从而使得复合材料A内固溶进基体内的析出相重新在基体内析出。本实施例使得热处理铝合金在成形之后通过固溶+时效进行处理为相对成熟的热处理工艺，对材料的组织和性能进行调控。
请参阅图3，图3为激光粉末床熔融增材制造SiC和TiB2双相增强Al-Zn-Mg-Cu复合材料微观组织演变示意图，图3a为原始Al-Zn-Mg-Cu合金，可以看出，本实施例通过激光辐照下的SiC增强相颗粒与Al发生原位反应，进而生成Al4SiC4相与Si相，如图3b所示；如图3c所示，同时伴随着TiB2陶瓷增强相的作用，对复合材料微观组织进行调控，抑制了Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融过程中极易产生热裂纹的问题，细化基体金属晶粒，显著提高了铝基复合材料的力学性能。
实施例2
本实施例提供本实施例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例1的区别在于：
本实施例中，采用的Al-Zn-Mg-Cu合金粉末由以下质量百分数组分组成：
Zn：5.637％，Mg：2.309％，Cu：1.395％，Si：0.054％，Fe：0.322％，Mn：0.078％，Ti：0.034％，Cr：0.215％，O：0.042％，N：0.002％，余量为Al。
本实施例中，分别称取1840g Al-Zn-Mg-Cu合金粉末、80g不规则形状SiC陶瓷颗粒粉末以及80g球形TiB2陶瓷颗粒粉末制备复合粉体。
本实施例中，采用的激光粉末床熔融工艺参数：激光功率370W，激光扫描速度800mm/s，激光扫描间距100μm，粉末层厚30μm，激光偏转角度67°。激光扫描方式为条带式扫描，条带宽度5mm。
实施例3
本实施例提供本实施例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例1的区别在于：
本实施例中，采用的Al-Zn-Mg-Cu合金粉末由以下质量百分数组分组成：
Zn：5％；Mg：2％；Cu：1％；Fe：0.2％；Cr：0.1％；Si：0.02％；Mn：0.05％，其它元素总含量＜0.1％，余量为Al元素。
本实施例中，采用的SiC陶瓷粉末的粒径为5μm，TiB2陶瓷粉末的粒径为0.5μm。
本实施例中，SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末以1:1.5的质量比混合获得增强相粉末；且增强相粉末与在复合粉末中的含量为1％。
本实施例步骤2中，干燥处理的温度为50℃，干燥时间为12h。
本实施例中，采用的激光粉末床熔融工艺：激光功率150W，激光扫描速度400mm/s，激光扫描间距60μm，粉末层厚20μm，激光偏转角度0.1°，激光粉末床熔融激光扫描策略为无模式。
本实施例中，基板在进行激光粉末床熔融增材制造前，预热处理至基板温度为100℃。
实施例4
本实施例提供本实施例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例1的区别在于：
本实施例中，采用的Al-Zn-Mg-Cu合金粉末由以下质量百分数组分组成：
Zn：5.5％；Mg：2.5％；Cu：1.2％；Fe：0.3％；Cr：0.3％；Si：0.06％；Mn：0.07％，其它元素总含量为0.08％，余量为Al元素。
本实施例中，增强相粉末与在复合粉末中的含量为5％。
本实施例步骤2中，干燥处理的温度为70℃，干燥时间为8h。
本实施例中，采用的激光粉末床熔融工艺：激光功率270W，激光扫描速度1000mm/s，激光扫描间距100μm，粉末层厚35μm，激光偏转角度45°，激光粉末床熔融激光扫描策略为棋盘式。
本实施例中，基板在进行激光粉末床熔融增材制造前，预热处理至基板温度为150℃。
实施例5
本实施例提供本实施例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例1的区别在于：
本实施例中，采用的Al-Zn-Mg-Cu合金粉末由以下质量百分数组分组成：
Zn：6％；Mg：3％；Cu：1.5％；Fe：0.5％；Cr：0.5％；Si：0.1％；Mn：0.1％，其它元素总含量为0.09％，余量为Al元素。
本实施例中，采用的SiC陶瓷粉末的粒径为15μm，TiB2陶瓷粉末的粒径为1.5μm。
本实施例中，SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末以1.5:1的质量比混合获得增强相粉末；且增强相粉末与在复合粉末中的含量为10％。
本实施例步骤2中，干燥处理的温度为100℃，干燥时间为4h。
本实施例中，采用的激光粉末床熔融工艺：激光功率400W，激光扫描速度1500mm/s，激光扫描间距150μm，粉末层厚50μm，激光偏转角度90°。
本实施例中，基板在进行激光粉末床熔融增材制造前，预热处理至基板温度为200℃。
对比例1
本对比例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例1的区别在于：
不进行固溶热处理和时效热处理。
对比例2
本对比例提供一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料，其制备方法与实施例2的区别在于：
不进行固溶热处理和时效热处理。
试验部分
(一)SEM测试
本发明以实施例1为例，分别对其制备原料，即Al-Zn-Mg-Cu合金粉末、SiC陶瓷粉末及TiB2陶瓷粉末进行了SEM测试，其测试结果分别如图4、图5和图6所示。
其中，图4为Al-Zn-Mg-Cu合金粉末的SEM图，图5为SiC陶瓷粉末的SEM图；图6为TiB2陶瓷粉末的SEM图。
本发明还分别对对比例3的Al-Zn-Mg-Cu铝基复合材料、实施例1以及实施例2的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料进行了SEM测试，其测试结果如图7所示。
其中，图7a和图7b分别为对比例3的Al-Zn-Mg-Cu铝基复合材料在20μm尺度、以及5μm尺度下的SEM微观组织图。可以看出：20μm尺度下可以明显发现，未经改性的Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融过程中极易沿晶界处发生沿晶开裂；在5μm尺度下可以发现晶界处存在明显的填充缺失，相邻晶粒的结合状态较差，结合力较低，因此在凝固过程中极易沿晶界处萌生裂纹。
图7c和图7d分别为实施例1的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料在20μm尺度、以及2μm尺度下的SEM微观组织图。可以看出：在20μm尺度下，激光粉末床熔融打印复合材料内SiC和TiB2含量较少；2μm尺度下晶界逐步被填充。
图7e和图7f分别为实施例2的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料在20μm尺度、以及2μm尺度下的SEM微观组织图。可以看出：在20μm尺度下，激光粉末床熔融打印复合材料内SiC和TiB2含量增多，在基体内分布较为均匀；2μm尺度下晶界被析出相完全填充。
由图7可以看出：实施例1和实施例2的主要区别为SiC和TiB2添加的含量不同，实施例1各位2％，实施例2各为4％。在图7c、d和e、f的区别主要就是由含量变化引起的。
结合图4-7可知：本发明通过添加SiC和TiB2陶瓷相可以填充晶界，提高相邻晶粒的结合强度，从而抑制Al-Zn-Mg-Cu合金在激光粉末床熔融过程中易产生裂纹的问题。
(二)力学性能测试
本发明以实施例1-2、以及对比例1-2制备的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料为例，分别对其硬度、极限抗拉强度和延伸率进行测试，其测试结果如表1所示。
表1力学性能测试结果
Figure GDA0003859509840000131
显然，上述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

Claims (7)

1.一种SiC和TiB2双相增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
将SiC陶瓷粉末与TiB2陶瓷粉末以1～1.5:1～1.5的质量比混合均匀，获得增强相粉末；随后，将增强相粉末与铝基合金粉末混合均匀，干燥，获得复合粉末；
以铝基合金板材为基板，采用激光粉末床熔融增材制造技术，将所述复合粉末打印于所述基板上，在所述基板上形成复合材料A；
将所述复合材料A与所述基板分离，随后将分离后的复合材料A依次进行固溶热处理和时效热处理，获得复合材料B，所述复合材料B即为所述SiC和TiB2双相增强铝基复合材料；
所述铝基合金粉末为Al-Zn-Mg-Cu合金粉末，且其由以下质量百分数组分组成：
Zn：5％～6％；Mg：2％～3％；Cu：1％～1.5％；Fe：0.2％～0.5％；Cr：0.1％～0.5％；Si：0.02％～0.1％；Mn：0.05％～0.1％，余量为Al元素；
所述增强相粉末在所述复合粉末中的含量为1％～10％。
2.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述铝基合金粉末的粒径为15～53μm；
所述SiC陶瓷粉末的粒径为5～15μm，所述SiC陶瓷粉末的纯度≥99.9％；
所述TiB2陶瓷粉末的粒径为0.5～1.5μm，所述TiB2陶瓷粉末的纯度≥99.9％。
3.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述激光粉末床熔融工艺：激光功率150～400W，激光扫描速度400～1500mm/s，激光扫描间距60～150μm，粉末层厚20～50μm，激光偏转角度0～90°。
4.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述基板为Al-Zn-Mg-Cu合金板。
5.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在进行激光粉末床熔融增材制造前，所述基板还进行了预热处理，且预热处理至基板温度为100℃～200℃。
6.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述激光粉末床熔融增材制造过程中，含氧量≤0.1％。
7.如权利要求1-6任意一项所述的制备方法制备的SiC和TiB2双相增强铝基复合材料。
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