原位硼化钛颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法

摘要

本发明提供一种原位TiB

说明书

技术领域

本发明涉及对原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料进行热处理的方法，具体地，涉及一种原位TiB₂颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，能提高原位TiB₂增强铝基复合材料的强度和塑性的方法。

背景技术

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合金材料。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。颗粒增强铝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。

原位自生TiB₂增强铝基复合材料与其他传统的金属基复合材料相比：原位自生的TiB₂颗粒与铝基体有很强的界面结合，无润湿性问题；原位生成的TiB₂颗粒为纳米尺寸，远小于传统的外加增强颗粒。因此，具有更好的综合力学性能，在结构材料领域中具有很大的应用开发潜力，从而得到了广泛的关注。

对于可热处理的TiB₂增强铝基复合材料而言，将合金中的粗大第二相固溶到Al基体，之后在时效中析出弥散的析出相从而获得强化效果。可见，第二相的固溶程度直接关乎到材料最终的综合力学性能。目前研究表明，原位自生TiB₂颗粒的特点为在铸造过程中大部分被固液界面前沿推移到晶界处，导致最终在晶界处凝固的第二相组织与TiB₂颗粒聚集在一起，而且由于陶瓷颗粒和铝基体之间的塑性流变差异较大，常规的挤压和轧制后仍难以使其均匀分散，导致第二相被纳米TiB₂颗粒“包裹”，在常规固溶温度下难以固溶。剩余较大尺寸的脆性第二相通常是微孔和裂纹的萌生点，很大程度地限制了力学性能的提高。此外，由于在变形及淬火过程中，TiB₂周围的位错密度高于基体的，使其在时效过程中析出相在颗粒周围的密度较高，导致析出相尺寸和分布不均匀，降低了综合力学性能。

总之，常规的铝合金热处理工艺已不再适用于原位自生TiB₂增强铝基复合材料，最终限制了其力学性能的提高。因此，发明一种可以有效的、适用的热处理方法来提高原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的强度和塑性具有十分的必要性和实用性。

发明内容

针对现有技术中的缺陷，本发明的主要解决的问题是针对原位纳米颗粒增强铝基复合材料热处理中存在固溶困难和析出相不均匀等重要问题，提供一种简单易操作的高温热处理方法，提高该复合材料的综合力学性能。由于在TiB₂增强铝基复合材料中亚微米或纳米TiB₂颗粒，可以有效地钉扎晶界和位错，会使退火后复合材料中的位错形成稳定的亚结构或小角度晶界，有期望能提高复合材料的力学性能。

本发明的目的是提供一种原位TiB₂颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，更具体为一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法。

本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：

本发明提供一种原位TiB₂颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括如下步骤：将所述铝基复合材料进行均匀化处理，然后依次进行高温预处理、热挤压处理、退火处理、短时间高温固溶处理、预变形处理和时效处理。

优选地，所述均匀化处理的温度为470-550℃，保温时间为24-48h，冷却方式为空冷。

优选地，所述高温预处理的温度为所述铝基复合材料基体合金的共晶温度±10℃的范围。

优选地，所述高温预处理的温度为478-565℃，保温时间为2-4h，冷却方式为水淬。当低于478℃时，复合材料中第二相，需要固溶时间过长，而且难以充分固溶；高于565℃时，材料容易发生明显的过烧现象，导致性能降低；当固溶处理时间低于2h时，第二相难以较充分地被固溶，而当时间大于4h时，会导致晶粒尺寸长大。

优选地，所述热挤压处理的挤压温度为420-460℃，冷却方式为水淬。挤压温度低于420℃时，金属抗力比较大,难以挤压；挤压温度高于460℃时，容易导致材料内部组织不稳定,产品表面质量降低以及晶粒异常长大。

优选地，所述退火处理的温度为360-400℃，保温时间为4-8h，冷却方式为水淬。当退火处理的温度低于360℃时，变形复合材料中回复较慢，而且在热挤压过程中析出来的粗大析出相难以充分回溶，不利于后期的热处理强化；高于400℃时，材料容易发生晶粒长大，导致性能降低；当退火处理时间低于4h时，粗大析出相难以充分回溶，而当时间大于8h时，会导致晶粒尺寸长大。

优选地，所述短时间高温固溶处理的固溶温度为478-565℃，固溶时间为0.5-1h，冷却方式为水淬。当低于478℃时，复合材料中第二相，需要固溶时间过长，而且难以获得高饱和固溶体；高于565℃时，材料容易发生明显的过烧和晶粒长大现象，导致性能降低；当固溶处理时间低于0.5h时，剩余第二相难以较充分地被固溶，而当时间大于1h时，会导致晶粒尺寸长大。

优选地，所述预变形处理为进行1％-3％的预拉伸处理。

优选地，所述时效处理的温度为125-190℃，时效处理的时间为2-6h。在该温度范围内，析出相能有效地析出，温度低于125℃时，析出相析出速度过慢，高于190℃时，析出相析出过快，使得析出相尺寸不均匀，不利于材料的强韧化。当时效时间低于2h时，析出相体积分数较低；当高于6h时，析出相粗化明显，降低材料的强度。

优选地，所述热处理方法中，炉温控误差±2℃，样品水淬转移时间小于15s。

优选地，所述铝基复合材料为通过KFB₄和K₂TiF₆混合盐法制备的原位自生TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料，所述TiB₂纳米颗粒的含量为3-10wt.％，TiB₂纳米颗粒的尺寸为20-500nm。当颗粒质量分数低于3wt.％时，对材料的增强效果不明显；当颗粒质量分数高于10wt.％时，会导致颗粒团聚加剧，不利于强度和塑性的提高；当颗粒尺寸低于20nm时，难以通过制备工艺控制其尺寸；当颗粒尺寸超过500nm时，颗粒应力集中加剧，不利于强度和和塑性的提高。

本发明一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，首先是将TiB₂增强铝基复合材料铸锭进行均匀化、高温预处理和挤压后，再进行退火和高温短时间固溶处理，最后进行预变形时效处理。

本发明提供了一种原位TiB₂颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，所述热处理方法先通过均匀化处理、高温预处理后进行变形，最后进行低温长时间退火和高温短时固溶及预变形时效处理，明显提高了该复合材料的力学性能和疲劳性能。变形TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料微观组织表明纳米颗粒通常紧密地包围在待固溶第二相周边，限制其与Al基体的有效接触面积和固溶原子的扩散，通过本发明中高温预处理能明显促进固溶原子扩散，改善在常规固溶温度下的固溶不充分现象，大幅度减少脆性粗大的第二相的存在。固溶后挤压，再退火可以促进恢复改变变形产生的位错组态，由于TiB₂纳米颗粒的钉扎作用，退火后保留稳定的亚结构和小角晶界。再进行短时间高温固溶合淬火，使基体中形成过饱和固溶体，最后通过预变形时效处理可以改变析出相分布不均匀的现象，从而改善复合材料的强度和塑性。结果表明，该热处理工艺使复合材料的强度和塑性同时提高，而且大幅度减少了人工时效的时间。此发明工艺方法简单易操作，能有效地改善颗粒增强铝合金复合材料的综合力学性能，适于工业化应用。

与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：

本发明提供一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，工艺简单合理，通过高温均匀化和固溶处理能有效地消除偏析和促进第二相的固溶；通过挤压变形和低温退火，能在微观组织中产生稳定的亚结构和小角度晶界，有利于复合材料的强韧化；最后通过短时间高温固熔淬火、预拉伸变形和短时间人工时效能使析出相更加均匀地弥散在基体合金中。总之，通过本发明工艺可以有效地提高原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的强度和塑性。

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8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料的微观组织SEM照片；图中，图1a为对比例2中未使用本发明方法的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料的微观组织SEM照片；图1b为实施例2中使用本发明方法的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料的微观组织SEM照片。

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

本实施例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括如下步骤：

首先对3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料铸锭(TiB₂颗粒的尺寸为20-500nm)进行匀化处理，均匀化温度为470℃，保温时间为24h，随后空冷。

在均匀化之后进行高温预处理，即在固溶温度为480℃，保温2h，迅速取出水淬，然后将3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料在420℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将热挤压后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，进行退火处理，其退火温度为360℃，时间为4h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将退火处理后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，在480℃进行短时间高温固溶处理，保温时间为0.5h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，进行1％的预拉伸处理，随后在125℃时效2h。

力学性能测试表明，最终3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料的屈服强度为670MPa，抗拉强度为691MPa，延伸率为9.1％。

实施例2

本实施例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括如下步骤：

首先对8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料铸锭(TiB₂颗粒的尺寸为20-500nm)进行匀化处理，均匀化温度为490℃，保温时间为48h，随后空冷。

均匀化之后在505℃进行高温预处理3h，迅速取出水淬，然后将8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料在420℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将热挤压后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料，进行退火处理，其退火温度为380℃，保温时间为5h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将退火处理后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料，在505℃进行短时间高温固溶处理，保温时间为1h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料，进行2％的预拉伸处理，随后在190℃时效3h。

力学性能测试表明，最终8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料的屈服强度为469MPa，抗拉强度为611MPa，延伸率为12.7％。

图1b为本实施例中8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料处理后最终的微观组织SEM照片，从图中可以看出，在使用本发明方法处理后，复合材料中的第二相固溶充分。

实施例3

本实施例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括如下步骤：

首先对10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料铸锭(TiB₂颗粒的尺寸为20-500nm)进行匀化处理，均匀化温度为550℃，时间为48h，随后空冷。

均匀化之后在565℃进行高温预处理4h，迅速取出水淬，然后将10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料在420℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将热挤压后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料，进行退火处理，其退火温度为380℃，保温时间为8h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将退火处理后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料，在565℃进行短时间高温固溶处理，保温时间为1h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料，进行2％的预拉伸处理，随后在180℃时效6h。

力学性能测试表明，最终10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料的屈服强度为297MPa，抗拉强度为309MPa，延伸率为8.1％。

实施例4

本实施例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括如下步骤：

首先对5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料铸锭(TiB₂颗粒的尺寸为20-500nm)进行匀化处理，均匀化温度为475℃，保温时间为48h，随后空冷。

在均匀化之后进行高温预处理，即在固溶温度为485℃，保温2h，迅速取出水淬，然后将5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料在460℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将热挤压后的5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，进行退火处理，其退火温度为400℃，时间为6h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将退火处理后的5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，在485℃进行短时间高温固溶处理，保温时间为40min，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，进行3％的预拉伸处理，随后在120℃时效4h。

力学性能测试表明，最终5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料的屈服强度为702MPa，抗拉强度为730MPa，延伸率为7.9％。

对比例1

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，包括如下步骤：

首先对3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料铸锭在465℃进行匀化处理24h，随后空冷。

将均匀化后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料在420℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将挤压后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，在475℃进行常规固溶处理70min，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，在120℃时效20h，使其达到峰时效。

力学性能测试表明，最终3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料的屈服强度为638MPa，抗拉强度为653MPa，延伸率为7.2％。

对比例2

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，包括如下步骤：

首先对8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料铸锭在490℃进行匀化处理48h，随后空冷。

将均匀化后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料在420℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将挤压后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料，在500℃进行常规固溶处理4h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料，在180℃时效22h，使其达到峰时效。

力学性能测试表明，最终8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料的屈服强度为436MPa，抗拉强度为543MPa，延伸率为8.9％。

图1a为本对比例中8wt.％TiB₂/2024铝基复合材料经处理后最终的微观组织SEM照片，从图中可以看出，在未使用本发明方法处理时，尽管经过4h的固溶处理，复合材料中的TiB₂增强颗粒与第二相存在明显的团聚，第二相难以固溶充分。

对比例3

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，包括如下步骤：

首先对10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料铸锭在550℃进行匀化处理48h，随后空冷。

将均匀化后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料在450℃进行热挤压，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将挤压后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料，在560℃进行常规固溶处理1h，然后迅速水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料，在180℃时效18h，使其达到峰时效。

力学性能测试表明，最终10wt.％TiB₂/6061铝基复合材料的屈服强度为267MPa，抗拉强度为228MPa，延伸率为7.3％。

对比例4

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，包括如下步骤：

首先对5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料铸锭进行匀化处理，均匀化温度为475℃，保温时间为48h，随后空冷。

在均匀化之后进行高温预处理，在477℃下保温70min后，迅速取出水淬，转移时间小于15s。

将固溶后的5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料，在120℃时效20h，使其达到峰时效。

力学性能测试表明，最终5wt.％TiB₂/7050铝基复合材料的屈服强度为665MPa，抗拉强度为686MPa，延伸率为7％。

分别比较实施例1-4和对比例1-4，可以看出经本发明热处理工艺的3-10wt.％TiB₂增强铝基复合材料的力学性能和疲劳性能都得到明显提升，而采用常规热处理方法并不能获得相同的效果。由此可以看出，本发明热处理方法有效地解决了3-10wt.％TiB₂/铝基复合材料中难以固溶以及析出相不均匀的问题。

通过与对比案例相比较，本发明方法提供的热处理工艺能明显的同时提高复合材料的强度和塑性。

对比例5

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：将3wt.％TiB₂/7050铝基复合材料进行匀化处理后直接进行热挤压处理，无高温预处理过程。

对比例6

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：无退火处理过程，热挤压后直接进行短时间高温固溶处理。

对比例7

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：无短时间高温固溶处理过程，退火处理后直接进行预拉伸处理。

对比例8

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：无预拉伸处理过程，短时间高温固溶处理后直接时效处理。

对比例9

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：在均匀化之后进行高温预处理的温度为450℃。

对比例10

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：热挤压为480℃。

对比例11

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：退火温度为420℃。

对比例12

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：短时间高温固溶处理的温度为450℃。

对比例13

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：短时间高温固溶处理的时间为2h。

对比例14

本对比例涉及一种原位TiB₂纳米颗粒增强铝基复合材料的热处理方法，其具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：预拉伸处理时进行5％的预拉伸处理。

性能测试

表1实施例1和对比例5-14的力学性能测试结果

由表1可知，实施例1得到的铝基复合材料的综合性能均优于对比例5-14。同时，需要说明是，由于材料的成分和TiB₂颗粒含量不同，复合材料的力学性能会有不同；但在基体相同、TiB₂颗粒含量相同的条件下，实施例的性能均优于对比例。

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。