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一种高强高韧 铝基 复合材料的制备方法

阅读：1发布：2020-05-13

专利汇可以提供一种高强高韧铝基复合材料的制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明涉及一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，先将Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉均匀混合并球磨、放入模具中冷压成预制坯，发生燃烧合成反应，得到微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯，将其与铝合金的熔体在喷射成形设备中混合，雾化后喷射沉积得到微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料，再进行挤压变形、固溶时效处理，最终得到管状或棒状的高强高韧铝基复合材料；本发明方法可同时提高铝合金的强度和延伸率，当微纳混杂Al-C-Ti颗粒占铝基复合材料的质量百分含量为0.5％时，抗拉强度提高了23.9％，延伸率提高了33.3％，本发明复合材料的制备方法简单，成本低，可控性强，可用于大规模生产。，下面是一种高强高韧铝基复合材料的制备方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)将Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉均匀混合并球磨、放入模具中冷压成预制坯；将所述预制坯发生燃烧合成反应，得到微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯；
(2)将铝合金坯料放入喷射成形设备的感应炉中加热至750℃～780℃进行熔化得到铝合金熔体；同时用铝箔密封步骤(1)中制得的所述中间合金烧结坯，将其加热至500℃保温
2h后取出并迅速压入所述铝合金熔体中，搅拌使所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯完全熔入所述铝合金熔体，得到混合合金熔液；
(3)将步骤(2)中得到的所述混合合金熔液在所述喷射成形设备的雾化室进行雾化处理后形成混合合金雾化颗粒，从所述喷射成形设备的喷嘴喷出，使所述混合合金雾化颗粒在所述喷射成形设备的沉积器上沉积，获得微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料，其中微纳混杂Al-C-Ti颗粒占所述铝基复合材料坯料的质量百分含量为0.5％～2％；
(4)将所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料依次经过挤压变形、固溶时效处理，最终得到管状或棒状的高强高韧铝基复合材料。
2.根据权利要求1所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉的质量比为1:0.9:0.9:7。
3.根据权利要求1所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述球磨处理的过程是采用直径为5mm的钢球，按球料比为10:1在氩气保护下密封，以转速为400r/min球磨20h。
4.根据权利要求1所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)中所述燃烧合成反应是在氩气保护，燃烧温度为1100℃～1300℃，压力50MPa下进行真空烧结，保温时间为4min。
5.根据权利要求1所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(2)中所述铝合金坯料的成分及质量百分含量为：Cu 5.8％～6.8％、Mn 0.20％～0.40％、Zr 0.10％～0.25％、V 0.10％～0.25％、Si≤0.20％、Fe≤0.30％、Zn≤0.1％、Ti≤
0.05％、Mg≤0.02％、其余Al。
6.根据权利要求1所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(3)中所述雾化处理的温度为750℃～800℃；所述喷嘴喷出的喷射压力为0.6MPa～0.1MPa，喷射的角度为15°～40°，喷射的距离为400mm～750mm；所述沉积器的旋转速度为40r/min～
90r/min，沉积的速度为4Kg/min～10Kg/min。
7.根据权利要求1～6任一项所述的一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，其特征在于，步骤(4)中所述挤压变形的温度为420℃～450℃，挤压比为6；所述固溶时效处理中固溶的温度为520℃～540℃、保温3h，时效的温度为150℃～200℃、保温12h。

说明书全文

一种高强高韧铝基 复合材料的制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及金属基复合材料技术领域，具体涉及一种高强高韧铝基复合材料的制备方法。

背景技术

[0002] 铝基复合材料具有密度低、耐蚀性高、导电导热性能优异和加工性能好等优点，在航空航天、汽车工业等领域有非常广阔的应用前景。TiC颗粒具有高强度、高模量、高熔点，且与铝基体润湿良好，是铝基合金理想的强化相。此外，TiC与铝均为面心立方结构，晶格常数接近，可作为铝熔体异质形核核心，从而细化晶粒尺寸。

[0003] 铝合金因具有良好的综合性能而被应用于航空、国防和民用工业等领域。但随着武器装备、新能源等尖端领域的跨越发展，对材料的综合性能要求越来越高，如何同时提高铝合金的抗拉强度和延伸率是关键。

发明内容

[0004] 如何同时提高铝合金的抗拉强度和延伸率，是本发明要解决的技术问题，从而提供一种高强高韧铝基复合材料的制备方法。本发明方法能够有效提高铝合金材料的力学性能。

[0005] 为了达到以上目的，本发明通过以下技术方案实现：

[0006] 一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，包括如下步骤：

[0007] (1)将Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉均匀混合并球磨处理，所述球磨处理完成后放入模具中冷压成预制坯；将所述预制坯发生燃烧合成反应，得到微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯；

[0008] (2)将铝合金坯料放入喷射成形设备的感应炉中加热至750℃～780℃进行熔化得到铝合金熔体；同时用铝箔密封步骤(1)中制得的所述中间合金烧结坯，将其加热至500℃保温2h后取出并迅速压入所述铝合金熔体中，搅拌使所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯完全熔入所述铝合金熔体，得到混合合金熔液；

[0009] (3)将步骤(2)中得到的所述混合合金熔液在所述喷射成形设备的雾化室进行雾化处理后形成混合合金雾化颗粒，在惰性气体保护下，从所述喷射成形设备的喷嘴喷出，使所述混合合金雾化颗粒在所述喷射成形设备的沉积器上沉积，获得微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料，其中微纳混杂Al-C-Ti颗粒占所述铝基复合材料坯料的质量百分含量为0.5％～2％；

[0010] (4)将所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料依次经过挤压变形、固溶时效处理，最终得到高强高韧铝基复合材料。

[0011] 进一步地，步骤(1)中所述Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉的质量比为1:0.9:0.9:7。在Al-Ti-C体系中添加碳纳米管粉和炭黑来改变碳源的组成和配比，从而获得同时具有微米和纳米混杂的Al-C-Ti颗粒中间合金烧结坯。

[0012] 进一步地，步骤(1)中所述球磨处理的过程是采用直径为5mm的钢球，按球料比为10:1在氩气保护下密封，以转速为400r/min球磨20h。

[0013] 进一步地，步骤(1)中所述燃烧合成反应是在氩气保护，燃烧温度为1100℃～1300℃，压力50MPa下进行真空烧结，保温时间为4min。

[0014] 进一步地，步骤(2)中所述铝合金坯料的成分及质量百分含量为：Cu5.8％～6.8％、Mn 0.20％～0.40％、Zr 0.10％～0.25％、V 0.10％～0.25％、Si≤0.20％、Fe≤
0.30％、Zn≤0.1％、Ti≤0.05％、Mg≤0.02％、其余Al。

[0015] 进一步地，步骤(3)中所述雾化处理的温度为750℃～800℃；所述喷嘴喷出的喷射压力为0.6MPa～0.1MPa，喷射的角度为15°～40°，喷射的距离为400mm～750mm；所述沉积器的旋转速度为40r/min～90r/min，沉积的速度为4Kg/min～10Kg/min。

[0016] 进一步地，步骤(4)中所述挤压变形的温度为420℃～450℃，挤压比为6；所述固溶时效处理中固溶的温度为520℃～540℃、保温3h，时效的温度为150℃～200℃、保温12h。

[0017] 有益技术效果：

[0018] (1)本发明以制得的微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯为增强相，微纳混杂相的Al-C-Ti颗粒可有效提高铝合金的力学性能；与铝基体相比，当微纳混杂Al-C-Ti颗粒占铝基复合材料的质量百分含量为0.5％～2％时，所制备的铝基复合材料的抗拉强度提高了7.7％～23.9％，延伸率提高了6.7％～33.3％。

[0019] (2)本发明在铝合金基体中同时引入微米和纳米混杂的Al-C-Ti颗粒，这两种不同尺寸颗粒之间相互补充并发生协同作用，采用喷射成形技术，有效避免了部分纳米颗粒分散不均的问题，确保了Al-C-Ti颗粒增强铝合金的效果。

[0020] (3)本发明复合材料的制备方法简单，成本低，可控性强，可用于大规模生产。附图说明

[0021] 图1为实施例1中一种高强高韧铝基复合材料的制备方法中步骤(3)的喷射成形过程示意图。

具体实施方式

[0022] 以下结合附图及具体实施例进一步描述本发明，但不限制本发明范围。

[0023] 实施例1

[0024] 一种高强高韧铝基复合材料的制备方法，包括如下步骤：

[0025] (1)将Ti粉、碳纳米管粉、炭黑与Al粉按质量比1:0.9:0.9:7配制后，均匀混合并球磨处理、放入模具中冷压成预制坯；将所述预制坯发生燃烧合成反应，得到微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯；

[0026] 所述球磨处理的过程是采用直径为5mm的钢球，按球料比为10:1在氩气保护下密封，以转速为400r/min球磨20h；

[0027] 所述燃烧合成反应是在氩气保护，燃烧温度为1200℃，压力50MPa下进行真空烧结，保温时间为4min；

[0028] (2)将铝合金坯料放入喷射成形设备的感应炉中加热至770℃进行熔化得到铝合金熔体；同时用铝箔密封步骤(1)中制得的所述中间合金烧结坯，将其加热至500℃保温2h后取出并迅速压入所述铝合金熔体中，搅拌使所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间合金烧结坯完全熔入所述铝合金熔体，得到混合合金熔液，

[0029] 所述铝合金坯料为2219型铝合金，其成分及质量百分含量为：Cu 5.8％～6.8％、Mn 0.20％～0.40％、Zr 0.10％～0.25％、V 0.10％～0.25％、Si≤0.20％、Fe≤0.30％、Zn≤0.1％、Ti≤0.05％、Mg≤0.02％、其余Al；

[0030] (3)将步骤(2)中得到的所述混合合金熔液在所述喷射成形设备的雾化室进行雾化处理后形成混合合金雾化颗粒，在惰性气体氩气保护下，从所述喷射成形设备的喷嘴喷出，使混合合金雾化颗粒并在所述喷射成形设备的沉积器上沉积形成沉积体，获得微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料，其中微纳混杂Al-C-Ti颗粒占所述铝基复合材料坯料的质量百分含量为0.5％，步骤(3)的喷射成形过程示意图如图1所示；雾化室的雾化原理为：当混合合金熔液从喷射成形设备的感应炉进入雾化室并被导入到雾化室的旋转盘上，液态的混合合金熔液被快速转动的旋转盘甩出，而旋转盘转动的离心力超过了混合合金熔液的表面张力和粘滞力，致使混合合金熔液变为非稳态并被破碎成雾状，从而实现雾化；

[0031] 所述雾化处理的温度为790℃；所述喷嘴喷出的喷射压力为0.85MPa，喷射的角度为30°，喷射的距离为675mm；所述沉积器的旋转速度为75r/min，沉积的速度为7Kg/min；

[0032] (4)将所述微纳混杂Al-C-Ti颗粒增强的铝基复合材料坯料依次经过挤压变形、固溶时效处理，最终得到管状或棒状的高强高韧铝基复合材料，所述挤压变形的温度为440℃，挤压比为6；所述固溶时效处理中固溶的温度为535℃、保温3h，时效的温度为180℃、保温12h，最终得到高强高韧铝基复合材料。

[0033] 实施例2

[0034] 本实施例的高强高韧铝基复合材料的制备方法与实施例1的相同，不同之处在于，步骤(3)中微纳混杂Al-C-Ti颗粒占所述铝基复合材料坯料的质量百分含量为1％。

[0035] 实施例3

[0036] 本实施例的高强高韧铝基复合材料的制备方法与实施例1的相同，不同之处在于，步骤(3)中微纳混杂Al-C-Ti颗粒占所述铝基复合材料坯料的质量百分含量为2％。

[0037] 实施例4

[0038] 本实施例的高强高韧铝基复合材料的制备方法与实施例2的相同，不同之处在于，步骤(1)中燃烧合成反应的温度为1300℃；步骤(2)感应炉的加热温度为750℃；步骤(3)所述雾化处理的温度为750℃；所述喷嘴喷出的喷射压力为0.1MPa，喷射的角度为15°，喷射的距离为750mm；所述沉积器的旋转速度为40r/min，沉积的速度为4Kg/min；步骤(4)所述挤压变形的温度为450℃，挤压比为6；所述固溶时效处理中固溶的温度为540℃、保温3h，时效的温度为200℃、保温12h。

[0039] 实施例5

[0040] 本实施例的高强高韧铝基复合材料的制备方法与实施例3的相同，不同之处在于，步骤(1)中燃烧合成反应的温度为1100℃；步骤(2)感应炉的加热温度为780℃；步骤(3)所述雾化处理的温度为800℃；所述喷嘴喷出的喷射压力为0.6MPa，喷射的角度为40°，喷射的距离为400mm；所述沉积器的旋转速度为90r/min，沉积的速度为10Kg/min；步骤(4)所述挤压变形的温度为420℃，挤压比为6；所述固溶时效处理中固溶的温度为520℃、保温3h，时效的温度为150℃、保温12h。

[0041] 对比例1

[0042] 本对比例与实施例1的方法相同，不同之处在于未进行步骤(1)微纳混杂Al-C-Ti颗粒的中间体合金烧结坯的制备。

[0043] 将实施例1～3及对比例1制得的材料进行室温力学性能测试，测试方法按照GB/T 228.1-2010采用(CMT-5105)拉伸压缩试验机进行室温力学性能测试，拉伸的速率为1×10-
3m/s。测试结果其结果见表1。

[0044] 表1实施例1～3及对比例1制得的材料的力学性能

[0045]

[0046] 从表1可以知，与对比例1相比，实施例1、2、3所制备的高强高韧铝基复合材料的抗拉强度、屈服强度、延伸率均有不同程度的提高，其中实施例1的相关力学性能最优，其抗拉强度提高了23.9％，延伸率提高了33.3％；实施例2相对对比例1抗拉强度提高了7.7％，延伸率提高了13.3％；实施例3相对对比例1抗拉强度提高了13.2％，延伸率提高了6.7％。

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