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专利名称：一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法

专利类型：发明专利

专利申请号：CN202310153900.9

专利申请（专利权）人：安徽陶铝新材料研究院有限公司
权利人地址：安徽省淮北市杜集区威龙路21号

专利发明（设计）人：耿继伟,陈东,李宇罡,夏培康,王晓猛,潘江涛,王浩伟

专利摘要：本发明公开了一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，将铝合金复合材料均匀化、挤压后，再进行多向降温锻压，最后进行热处理，从而提供一种简单易操作的热加工方法改善细小颗粒增强铝合金复合材料中颗粒的均匀分布，提高该复合材料的力学性能和改善各向异性。

主权利要求：
1.一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其特征在于，包括步骤：
将长方体铝合金复合材料均匀化、挤压后，进行多向降温锻压；
多向降温锻压处理包括六道次：铝合金复合材料的长方体包括A、B、C三个共顶点的面，第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?
400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于A面；第二道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于B面；
第三道次锻压方向为平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于C面；第四道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于A面；第五道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于B面；第六道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于C面。
2.如权利要求1所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强7075合金复合材料。
3.如权利要求2所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为1％。
4.如权利要求1所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强7055合金复合材料。
5.如权利要求4所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为5％。
6.如权利要求1所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强2024合金复合材料为铝基复合材料。
7.如权利要求6所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为6％。
8.如权利要求1所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强6061合金复合材料为铝基复合材料。
9.如权利要求8所述的细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其中，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为10％。 说明书 : 一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法技术领域[0001] 本发明涉及金属材料加工，尤其涉及一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法。背景技术[0002] 铝合金由于具有中等的强度、良好的塑性、较好的耐蚀性以及优异的耐损伤容限性，是一种航空航天领域中广泛应用的铝合金。然而，随着航空航天及汽车领域的发展，铝合金材料难以满足高模量、高强度及疲劳性能的要求。颗粒增强金属基复合材料因其高比强度、高比模量、优异的耐磨性和疲劳性能，在航空航天及汽车等领域受到更多的关注和极其广阔的应用前景。[0003] 降低颗粒尺寸可以提高复合材料的力学性能，当增强颗粒尺寸降低至微米以下，可显著提高复合材料的强度和塑性、加工性能和可焊性等。然而，颗粒尺寸减。缺砻婊龃，导致在合金熔体中团聚严重，从而限制了力学性能的进一步提高，而且易在后续变形加工过程中形成各向异性分布特征。总之，颗粒分布的不均匀性限制了增强颗粒的强化效果，最终不利于力学性能的提高。发明内容[0004] 为解决上述问题，本发明提供了一种细小颗粒增强铝合金复合材料的热加工方法，其特征在于，包括步骤：将长方体铝合金复合材料均匀化、挤压后，进行多向降温锻压；多向降温锻压处理包括六道次：铝合金复合材料的长方体包括A、B、C三个共顶点的面，第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于A面；第二道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于B面；第三道次锻压方向为平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向平行于C面；第四道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于A面；第五道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于B面；第六道次锻压方向平行于长轴方向，锻压面再次为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷，锻压后长方体的长轴方向再次平行于C面。[0005] 进一步地，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强7075合金复合材料。[0006] 进一步地，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为1％。[0007] 进一步地，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强7055合金复合材料。[0008] 进一步地，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为5％。[0009] 进一步地，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强2024合金复合材料为铝基复合材料。[0010] 进一步地，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为6％。[0011] 进一步地，铝合金复合材料为TiB2颗粒增强6061合金复合材料为铝基复合材料。[0012] 进一步地，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为10％。[0013] 本发明提供了一种针对细小颗粒增强Al基复合材料中团聚颗粒均匀化的热加工方法。通过该热加工方法，改善了细小颗粒增强Al基复合材料中颗粒团聚的现象，使颗粒均匀弥散分布在铝合金基体中，从而提高了该复合材料的综合力学性能，显著改善了力学性能各向异性。微米尺寸以下的细小颗粒增强铝合金复合材料微观组织表明纳米颗粒通常在晶界附近发生严重的团聚现象，微观组织不均匀性限制了强度和疲劳性能的提高。制备的细小颗粒增强铝基复合材料经热挤压变形之后，再基于多向锻造方法，经多向六道次降温锻压之后，团聚的细小增强颗粒被分散，基体晶粒得到明显的细化,有利于改善合金的强度和塑性。力学性能测试结果表明，该热加工工艺使复合材料的强度和塑性同时提高，各向异性基本消除。此发明工艺方法简单易操作，能有效地改善变形颗粒增强铝合金复合材料的综合力学性能，而且适于工业化中大尺寸工件的加工应用。[0014] 以下将结合附图对本发明的构思、具体结构及产生的技术效果作进一步说明，以充分地了解本发明的目的、特征和效果。附图说明[0015] 图1是本发明中的多向六道次降温锻压的示意图；[0016] 图2是本发明中的挤压态铝基复合材料的组织形貌图；[0017] 图3是本发明中的经六道次变形之后，铝基复合材料的微观组织形貌图。具体实施方式[0018] 以下参考说明书附图介绍本发明的多个优选实施例，使其技术内容更加清楚和便于理解。本发明可以通过许多不同形式的实施例来得以体现，本发明的保护范围并非仅限于文中提到的实施例。[0019] 本发明提供了一种分散细小颗粒增强Al基复合材料中团聚增强颗粒的热加工方法，将铝合金复合材料均匀化、挤压后，再进行多向降温锻压，最后进行热处理。[0020] 多向降温锻压处理包括六道次。第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，降温区间为550?400℃，然后水冷。第二道次锻压方向为垂直第一次的锻压方向，即平行长轴方向，降温区间为500?350℃，然后水冷。第三道次锻压方向为垂直第二次的锻压方向，即平行长轴方向，降温区间为450?300℃，然后水冷。第四道次锻压方向为垂直第三次的锻压方向，即平行长轴方向，降温区间为550?400℃，然后水冷。第五道次锻压方向为垂直第四次的锻压方向，即平行长轴方向，降温区间为500?350℃，然后水冷。第六道次锻压方向为垂直第五次的锻压方向，即平行长轴方向，降温区间为450?400℃，然后水冷。[0021] 实施例1[0022] TiB2颗粒增强7075合金复合材料为铝基复合材料，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为1％。按照图1进行多向六道次降温锻压处理，每道次热加工的施加力方向都与前一道次变形方向垂直，有利于颗粒条带间的剪切变形，从而均匀分散颗粒，进而可获得增强颗粒均匀分布的铝基复合材料。具体地，如图1所示，铝基复合材料为长方体，长方体包括A、B、C三个共顶点立面。第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第二道次锻压方向为垂直第一次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第三道次锻压方向为垂直第二次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷。第四道次锻压方向为垂直第三次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第五道次锻压方向为垂直第四次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第六道次锻压方向为垂直第五次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷。最终得到的复合材料室温屈服强度为660MPa，抗拉强度为760MPa，延伸率为15％。[0023] 实施例2[0024] TiB2颗粒增强7055合金复合材料为铝基复合材料，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为5％。按照图1进行多向六道次降温锻压处理，每道次热加工的施加力方向都与前一道次变形方向垂直，有利于颗粒条带间的剪切变形，从而均匀分散颗粒，进而可获得增强颗粒均匀分布的铝基复合材料。具体地，如图1所示，铝基复合材料为长方体，长方体包括A、B、C三个共顶点立面。第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第二道次锻压方向为垂直第一次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第三道次锻压方向为垂直第二次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷。第四道次锻压方向为垂直第三次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第五道次锻压方向为垂直第四次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第六道次锻压方向为垂直第五次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷。最终得到的复合材料室温屈服强度为700MPa，抗拉强度为800MPa，延伸率为12％。[0025] 实施例3[0026] TiB2颗粒增强2024合金复合材料为铝基复合材料，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为6％。按照图1进行多向六道次降温锻压处理，每道次热加工的施加力方向都与前一道次变形方向垂直，有利于颗粒条带间的剪切变形，从而均匀分散颗粒，进而可获得增强颗粒均匀分布的铝基复合材料。具体地，如图1所示，铝基复合材料为长方体，长方体包括A、B、C三个共顶点立面。第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第二道次锻压方向为垂直第一次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第三道次锻压方向为垂直第二次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷。第四道次锻压方向为垂直第三次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第五道次锻压方向为垂直第四次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第六道次锻压方向为垂直第五次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷。最终得到的复合材料的室温屈服强度为450MPa，抗拉强度为610MPa，延伸率为16％。[0027] 实施例4[0028] TiB2颗粒增强6061合金复合材料为铝基复合材料，TiB2平均尺寸低于1微米，质量分数为10％。按照图1进行多向六道次降温锻压处理，每道次热加工的施加力方向都与前一道次变形方向垂直，有利于颗粒条带间的剪切变形，从而均匀分散颗粒，进而可获得增强颗粒均匀分布的铝基复合材料。具体地，如图1所示，铝基复合材料为长方体，长方体包括A、B、C三个共顶点立面。第一道次锻压方向平行长方体铝合金复合材料的挤压方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第二道次锻压方向为垂直第一次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第三道次锻压方向为垂直第二次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?300℃，然后水冷。第四道次锻压方向为垂直第三次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为A面，降温区间为550?400℃，然后水冷。第五道次锻压方向为垂直第四次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为B面，降温区间为500?350℃，然后水冷。第六道次锻压方向为垂直第五次的锻压方向，即平行长轴方向，锻压面为C面，降温区间为450?400℃，然后水冷。最终，室温屈服强度为320MPa，抗拉强度为380MPa，延伸率为10％。[0029] 从图2可以看出，在挤压变形后，铝基复合材料中的颗粒出现明显的团聚。[0030] 从图3中可以看出，经多向六道次变形之后，铝基复合材料中TiB2颗粒团聚现象得到明显改善，颗粒均匀分布合金在基体中。[0031] 以上详细描述了本发明的较佳具体实施例。应当理解，本领域的普通技术无需创造性劳动就可以根据本发明的构思作出诸多修改和变化。因此，凡本技术领域中技术人员依本发明的构思在现有技术的基础上通过逻辑分析、推理或者有限的实验可以得到的技术方案，皆应在由权利要求书所确定的保护范围内。

专利地区：安徽

专利申请日期：2023-02-23

专利公开日期：2024-10-25

专利公告号：CN116179974B