[go: up one dir, main page]

CN109570497A - 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法 - Google Patents

一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109570497A
CN109570497A CN201811607765.6A CN201811607765A CN109570497A CN 109570497 A CN109570497 A CN 109570497A CN 201811607765 A CN201811607765 A CN 201811607765A CN 109570497 A CN109570497 A CN 109570497A
Authority
CN
China
Prior art keywords
powder
composite material
pottery
aluminium composite
ticn
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201811607765.6A
Other languages
English (en)
Inventor
邱丰
董柏欣
杨宏宇
姜启川
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Qingdao Automotive Research Institute Jilin University
Original Assignee
Qingdao Automotive Research Institute Jilin University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Qingdao Automotive Research Institute Jilin University filed Critical Qingdao Automotive Research Institute Jilin University
Priority to CN201811607765.6A priority Critical patent/CN109570497A/zh
Publication of CN109570497A publication Critical patent/CN109570497A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/02—Compacting only
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/1003—Use of special medium during sintering, e.g. sintering aid
    • B22F3/1007—Atmosphere
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C22C1/058—Mixtures of metal powder with non-metallic powder by reaction sintering (i.e. gasless reaction starting from a mixture of solid metal compounds)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/003—Alloys based on aluminium containing at least 2.6% of one or more of the elements: tin, lead, antimony, bismuth, cadmium, and titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
    • B22F2003/208—Warm or hot extruding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • B22F2003/248—Thermal after-treatment

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明公开一种内生多相多尺度陶铝复合材料，所述内生多相多尺度陶铝复合材料的化学组成及其质量百分比为：Al：40～80wt.％；Cu：0～5wt.％；Mg：0～5wt.％；TiCN、AlN和TiB2：20～50wt.％。本发明还提供一种内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末烧结原位内生制备含有多相多尺度TiCN‑AlN‑TiB2颗粒的陶铝复合材料，并优化TiCN‑AlN‑TiB2颗粒的百分含量，实现陶铝复合材料中TiCN‑AlN‑TiB2颗粒的多相多尺度分布。

Description

一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及陶瓷复合加工和制备领域，更具体的是，本发明涉及一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法。
背景技术
近年来，陶瓷颗粒增强金属基复合材料以其优异的物理、化学性能，逐渐代替传统合金，广泛用作工程材料及功能材料。其中，过渡金属碳化物、氮化物、硼化物，具有较高的比强度、较高的硬度及模量、较高的熔点、化学稳定性好、热膨胀系数较低以及良好的电导率等特点，可以作为增强相强化铝合金，或作为合金的异质形核核心，增加形核率，细化合金的凝固组织。大量实验表明，不同尺寸、形貌的陶瓷颗粒在α-Al熔体中所暴露的晶面不同。陶瓷颗粒和熔体界面处的界面能、界面结构以及所暴露的晶面与α-Al熔体的错配度等因素与陶瓷颗粒的尺寸、形貌有着重要联系。陶瓷颗粒与熔体之间错配度低，界面结合稳定，较低的错配度有利于提高颗粒在基体中的润湿性，所以颗粒容易与基体之间实现共格，即陶瓷颗粒可以作为异质形核的核心，促进α-Al的异质形核。此外，颗粒作为增强相强化基体时，其尺寸也对最终的复合材料的综合力学性能有很大影响。陶瓷颗粒的尺寸也会影响其强化效果和细化组织效果。尺寸较大的微米尺寸颗粒会诱发颗粒周围产生应力集中，但是尺寸较大的陶瓷可以有利于合金的形核，有利于细化组织。尺寸较小的陶瓷，在和基体的界面润湿性较好的时候，有利于被枝晶捕获进入晶内，从而在晶内分布起到第二相强化作用，未被枝晶捕获的小尺寸颗粒还可以吸附在固液界面处，从而阻止溶质的扩散，从而阻止枝晶的生长，从而实现控制枝晶生长的作用，而小尺寸颗粒往往都成球状，有利于减小应力集中。因此，多尺度内生陶瓷颗粒的混杂强化有利于提高复合材料的综合力学性能，并且作为强化剂使用的时候，也有利于强化合金的综合性能的提高。
发明内容
本发明的一个目的是设计开发了一种内生多相多尺度陶铝复合材料，其通过原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布。
本发明的另一个目的是设计开发了一种内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末烧结原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布。
本发明所述的有益效果：
(1)本发明提供的内生多相多尺度陶铝复合材料，其通过原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，其中陶瓷颗粒为纳米/亚微米/微米混杂尺度，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，多相陶瓷颗粒在铝基体内稳定存在，界面结合良好，分散均匀，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布。
(2)本发明提供的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末烧结原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，多相陶瓷颗粒在铝基体内稳定存在，界面结合良好，分散均匀，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布，且多相多尺度颗粒稳定存在，内生陶瓷颗粒与铝合金基体不会发生界面反应，颗粒尺寸为纳米、亚微米、微米混杂，不会降低复合材料的塑性，具有重要的应用价值。整体操作简单，节约成本，具有重要的经济效益。
附图说明
图1为对比例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图2为对比例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图3为对比例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图4为对比例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图5为实施例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图6为实施例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图7为实施例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图8为实施例1制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图9为实施例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图10为实施例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图11为实施例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图12为实施例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图13为实施例3制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图14为实施例3制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图15为实施例3制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图16为实施例3制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图17为实施例4制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图18为实施例4制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图19为实施例4制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图20为实施例4制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图21为实施例5制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图22为实施例5制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图23为实施例5制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图24为实施例5制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图25为实施例6制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图26为实施例6制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图27为实施例6制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图28为实施例6制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
图29为对比例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料的X射线衍射分析图。
图30为对比例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌图。
图31为对比例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiCN的尺寸分布图。
图32为对比例2制备的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合材料中TiB2的尺寸分布图。
具体实施方式
下面结合附图对本发明做进一步的详细说明，以令本领域技术人员参照说明书文字能够据以实施。
本发明提供一种内生多相多尺度陶铝复合材料，所述内生多相多尺度陶铝复合材料的化学组成及其质量百分比为：Al：40～80wt.％；Cu：0～5wt.％；Mg：0～5wt.％；TiCN、AlN和TiB2：20～50wt.％。
本发明提供的内生多相多尺度陶铝复合材料，其通过原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，其中陶瓷颗粒为纳米/亚微米/微米混杂尺度，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，多相陶瓷颗粒在铝基体内稳定存在，界面结合良好，分散均匀，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布。
本发明还提供一种内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，包括：
步骤1：取一定量的BN粉末(BN粉的粒度为0.5～1.3μm)，以200～300r/min的速度高速球磨活化处理1.5～3h；
步骤2：取一定量的B4C粉末(B4C粉的粒度为0.5～6.5μm)加入球磨活化处理后的BN粉末中(所述B4C和BN的摩尔比为1:1)，以200～300r/min的速度高速球磨活化处理1.5～3h，得到B4C和BN混合粉末；
步骤3：按比例称取Al粉(铝粉的粒度为13～48μm)、Ti粉(钛粉的粒度为13～45μm)、Cu粉(铜粉的粒度为45μm)、Mg粉(镁粉的粒度为45μm)以及B4C和BN混合粉末，采用ZrO2磨球混合球磨8～48h；
其中，各组分的质量百分含量满足：Al：50～80wt.％，Ti：13.16～32.88wt.％，B4C：4.72～11.81wt.％，BN：2.12～5.31wt.％，Cu：0～5wt.％，Mg：0～5wt.％；所述Ti、B4C和BN的摩尔比为9:2.8:2.8；
其中，所述ZrO2磨球和Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C、BN混合粉末的质量比为8:1；
步骤4：将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末用铝箔包裹，并密封处理置于模具中，在60～100MPa的压力下保压0.5～3min得到致密度为60～75％的冷压圆柱形压坯。
步骤5：将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末制成圆柱形压坯，包好石墨纸置于石墨模具中进行真空烧结(所述石墨模具为中间带有通孔的圆柱形，其内腔直径为32mm)，以25～60K/min的加热速率升温至573K，并进行真空除气10～20min；继续升温至773K时，保温15～25min；
步骤6：以30～60K/min的加热速率继续升温至1173K～1200K，当压力表显示的气压有显著变化后，保温10～30min后停止加热；
步骤7：当温度降至1053K时，对所述圆柱形压坯施加轴向45～75MPa的压力，保压30～90s，在真空中冷却至室温，得到原位多尺度TiCN、AlN和TiB2颗粒的陶铝复合材料；
其中，所述陶铝复合材料中TiCN、AlN和TiB2颗粒的质量分数为20～50wt.％。
步骤8：将所述陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度为673～773K，热处理时间为18～60h；
步骤9：将所述热处理后的陶铝复合材料外侧均匀涂抹挤压润滑剂，所述挤压润滑剂为二硫化钼和高温润滑油混合物，并置于热作模具钢(所述热作模具钢为H13热作模具钢，其内腔直径为30mm)中进行热挤压处理，加热至773K～833K，保温30～60min；
步骤10：保温结束后，对所述陶铝复合材料施加轴向压力进行挤压成型，挤压比为16:1～38:1。
对比例1
本对比例的制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为0.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为0.5μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理2.5h。
步骤1.3：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以200r/min的球磨处理2h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为13μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为13μm，纯度≥99.9wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下：Al粉：85g，Ti粉：10.32g，B4C粉：3.54g，BN粉：1.59g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为50r/min，均匀混合的时间为30h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4：用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在85MPa下保压1min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高36mm，致密度为70％；
(三)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中(所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm)。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为45K/min；温度升高至573K时，进行真空除气10min；
步骤3.3：温度升高至783K时，保温20min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以45K/min升高至1185K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温15min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向70MPa压力，随后保压50s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得到的陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度设置为700K，热处理时间为45h。
布置4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具(为H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm)中；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至803K，保温20min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为24:1。
通过在Al-Ti-B4C-BN体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为15wt.％内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料，图1为对比例1所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图1可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图2-4为对比例1的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为49.29nm，TiB2颗粒平均尺寸为100.2nm。通过该对比例说明当Al含量为85wt.％，并生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为15wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料中的颗粒平均尺寸均为纳米级的，并没有实现颗粒尺度的混杂。
实施例1：
本实例制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为0.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为0.5μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以200r/min的速度高速球磨活化处理2h。
步骤1.2：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以300r/min的球磨处理2h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为13μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为13μm，纯度≥99.9wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：80g、Ti粉：13.16g、B4C粉：4.72g、BN粉：2.12g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为60r/min，均匀混合的时间为24h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在60MPa下保压3min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高40mm，致密度为65％；
(三)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中(所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm)。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为40K/min；温度升高至573K时，进行真空除气10min；
步骤3.3：温度升高至773K时，保温20min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以40K/min升高至1173K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温10min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向55MPa压力，随后保压40s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得到的陶铝复合进行均匀化热处理，热处理温度设置为673K，热处理时间为60h。
步骤4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中(为H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm)；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至823K，保温35min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为32:1。
通过在Al-Ti-B4C-BN体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为20wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料，图5为实施例1所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图5可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、TiB2，TiCN陶瓷相组成。图6-8为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为20wt.％的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为62.49nm，TiB2颗粒平均尺寸为176.44nm。
实施例2：
本实例的制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为3.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为0.5μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理1.5h。
步骤1.3：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以200r/min的球磨处理3h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为23μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为18μm，纯度≥99.9wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下几种配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：70g、Ti粉：19.73g、B4C粉：7.09g、BN粉：3.18g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为30r/min，均匀混合的时间为36h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4：用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在80MPa下保压1.5min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高35mm，致密度为75％；
(三)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中(所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm)。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为25K/min；温度升高至573K时，进行真空除气20min；
步骤3.3：温度升高至773K时，保温15min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以30K/min升高至1180K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温15min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向60MPa压力，随后保压50s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得到的陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度设置为723K，热处理时间为36h。
步骤4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中(为H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm)；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至773KK，保温60min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为16:1；
通过在Al-Ti-B4C-BN体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料，图9为实施例2所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图9可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图10-12为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为77.52nm，TiB2颗粒平均尺寸为248.9nm。
实施例3
本实例的制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为6.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为1.3μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理2.5h。
步骤1.3：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以200r/min的球磨处理2h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为38μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为25μm，纯度≥99.9wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：60g、Ti粉：26.31g、B4C粉：9.45g、BN粉：4.24g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为20r/min，均匀混合的时间为48h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4：用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在100MPa下保压0.5min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高35mm，致密度为75％；
(三)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中(所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm)。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为25～60K/min；温度升高至573K时，进行真空除气10-20min；
步骤3.3：温度升高至773K时，保温15～25min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以30～60K/min升高至1173K～1200K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温10-30min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向45～75MPa压力，随后保压50s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得的陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度设置为673K～773K，热处理时间为18～60h。
步骤4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中(为H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm)；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至773K～833K，保温30～60min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为16:1～38:1；
通过在Al-Ti-B4C-BN体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为40wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料，图13为实施例3所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图13可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图14-16为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为230nm，TiB2颗粒平均尺寸为630nm。
实施例4：
本实例的制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为6.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为1.3μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理1.5h。
步骤1.3：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以250r/min的球磨处理2h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为45μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为45μm，纯度≥99.9wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：50g、Ti粉：32.88g、B4C粉：11.81g、BN粉：5.31g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为80r/min，均匀混合的时间为8h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4：用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在100MPa下保压0.5min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高45mm，致密度为60％；
(三)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为60K/min；温度升高至573K时，进行真空除气10min；
步骤3.3：温度升高至773K时，保温25min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以60K/min升高至1173K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温10min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向75MPa压力，随后保压30s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得到的陶铝复合进行均匀化热处理，热处理温度设置为773K，热处理时间为18h。
步骤4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至803K，保温45min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为38:1；
通过在Al-Ti-B4C-BN体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为50wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶铝复合材料，图17为实施例4所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图17可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图18-20为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为682.9nm，TiB2颗粒平均尺寸为1130nm。
实施例5：
本实例的制备方法包括以下步骤：
(一)粉体球磨活化预处理，具体如下：
步骤1.1：按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为2.6μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为0.5μm，纯度≥99.0wt.％。
步骤1.2：将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理2.5h。
步骤1.3：向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以300r/min的球磨处理1.5h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(二)制备反应压坯，具体如下：
步骤2.1：按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为48μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为45μm，纯度≥99.9wt.％；铜粉的粒度为45μm，纯度≥99.5wt.％；
步骤2.2：将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉以及Cu粉按以下几种配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN-Cu压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：65g、Ti粉：19.73g、B4C粉：7.09g、BN粉：3.18g、Cu粉：5g。
步骤2.3：将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为50r/min，均匀混合的时间为22h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
步骤2.4：用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在70MPa下保压2min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高40mm，致密度为70％；
(三)Al-Ti-B4C-BN-Cu体系压坯原位烧结反应，具体如下：
步骤3.1：将得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
步骤3.2：开始加热，加热速度设置为30K/min；温度升高至573K时，进行真空除气20min；
步骤3.3：温度升高至773K时，保温15min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
步骤3.4：温度继续以30K/min升高至1183K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温10min，随后停止加热。
步骤3.5：待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向45MPa压力，随后保压90s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度TiCN-AlN-TiB2陶瓷颗粒的陶铝复合材料随炉在真空中冷却至室温。
(四)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
步骤4.1：将得到的陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度设置为773K，热处理时间为18h。
步骤4.2：将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中；
步骤4.3：将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至773K～833K，保温30～60min；
步骤4.4：保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为30:1。
通过在Al-Ti-B4C-BN-Cu体系原位内生反应制备出TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度的陶铝复合材料，图21为实施例5所制备的陶铝复合材料的X射线衍射分析，通过图21可知，该陶铝复合材料由α-Al相、Al3Ti、Al2Cu、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图22-24为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成TiCN-AlN-TiB2颗粒的质量分数为30wt.％的陶铝复合材料中TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为103.67nm，TiB2颗粒平均尺寸为334.26nm。
实施例6
本实例的制备方法包括以下步骤：
(1)粉体球磨活化预处理，具体如下：
(1a)按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为1.3μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为1.3μm，纯度≥99.0wt.％。
(1b)将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以250r/min的速度高速球磨活化处理2h。
(1c)向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以250r/min的球磨处理2h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(2)制备反应压坯，具体如下：
(2a)按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为38μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为25μm，纯度≥99.9wt.％；镁粉的粒度为45μm，纯度≥99.5wt.％。
(2b)将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉以及Mg粉按以下几种配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN-Mg压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下，Al粉：65g、Ti粉：19.73g、B4C粉：7.09g、BN粉：3.18g、Mg粉：5g。
(2c)将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为40r/min，均匀混合的时间为18h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
(2d)用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在60MPa下保压3min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高45mm，致密度为60％；
(3)Al-Ti-B4C-BN-Mg体系压坯原位烧结反应，具体如下：
(3a)将步骤(2)中得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
(3b)开始加热，加热速度设置为50K/min；温度升高至573K时，进行真空除气15min；
(3c)温度升高至773K时，保温15min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
(3d)温度继续以40K/min升高至1183K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温10min，随后停止加热。
(3e)待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向55MPa压力，随后保压65s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度(TiCN-AlN-TiB2)/Al陶瓷颗粒的陶铝复合随炉在真空中冷却至室温。
(4)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
(4a)将步骤(3)所得的陶铝复合进行均匀化热处理，热处理温度设置为693KK，热处理时间为48h。
(4b)将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中；
(4c)将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至813K，保温45min；
(4d)保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为38:1；
其中，步骤(2b)中，Al-Ti-B4C-BN-Mg体系内混合粉末的配制中，Ti:B4C:BN的摩尔比均为9:2.8:2.8；
其中，步骤(3)中，所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm；；
其中，步骤(4)中所用的热作模具钢模具的材质为：H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm；
通过在Al-Ti-B4C-BN-Mg体系原位内生反应制备出的含量为30wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶瓷颗粒的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合，图25为实例6所制备的陶铝复合的X射线衍射分析，通过图25可知，该TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合由α-Al相、Al3Ti、Al12Mg17、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图26-28为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成质量分数为30wt.％TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合的TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为50.48nm，TiB2颗粒平均尺寸为170.9nm。
对比例2
一种内生多相多尺度(TiCN-AlN-TiB2)/Al陶铝复合及制备方法,其特征在于，包括以下步骤：
(1)粉体球磨活化预处理，具体如下：
(1a)按B4C和BN的摩尔比为1:1分别称取一定量的B4C和BN粉末备用，其中B4C粉的粒度为6.5μm，纯度≥92.0wt.％；BN粉的粒度为1.3μm，纯度≥99.0wt.％。
(1b)将BN粉放入球磨罐中，用行星式球磨机将BN粉体以300r/min的速度高速球磨活化处理3h。
(1c)向球磨活化预处理的BN粉中加入B4C粉末，并以250r/min的球磨处理1.5h，得到B4C和BN的混合粉末。两次高速球磨活化处理的球料比均为8:1，采用二氧化锆磨球，混合粉体的体积不超过球磨罐容积的1/2；
(2)制备反应压坯，具体如下：
(2a)按一定比例称取Al粉、Ti粉、球磨活化处理后的B4C粉及BN粉备用，其中铝粉的粒度为48μm，纯度≥99.9wt.％；钛粉的粒度为38μm，纯度≥99.9wt.％；
(2b)将铝粉、钛粉、球磨活化处理后的混合B4C和BN粉按以下几种配比配制成100g混合粉末，得到Al-Ti-B4C-BN压坯；其中Ti:B4C:BN的摩尔比为9:2.8:2.8；各组分反应物粉体质量如下：Al：35g，Ti：42.75g，B4C：15.35g，BN：6.90g；所述Ti、B4C和BN的摩尔比为9:2.8:2.8；
(2c)将以上配制好的不同组分的粉料放入球磨罐内，此外罐中预先盛有直径为5mm～22mm的ZrO2球，共6种，每种10个，直径分别为5mm、7mm、11mm、15mm、20mm、22mm，ZrO2球质量共800g；球磨罐安装于行星式混料机中，混料机的转速设置为75r/min，均匀混合的时间为10h；其中氧化锆磨球和混合粉末的质量比是8:1，粉体及氧化锆磨球的总体体积不超过罐体体积的3/4；
(2d)用铝箔包裹上述步骤中混合好的粉体，并做适当的密封处理，随后放入中间带有Φ30mm内腔的不锈钢模具中，模具顶部置有不锈钢压杆，室温下液压机施加以单向轴向压力，随后在80MPa下保压2min得到冷压圆柱形压坯，压坯直径为Φ30，高38mm，致密度为71.5％；
(3)Al-Ti-B4C-BN体系压坯原位烧结反应，具体如下：
(3a)将步骤(2)中得到的圆柱形压坯用石墨纸包好，整体放入中间带有通孔的圆柱形石墨模具中。在压坯顶部放置一高强石墨压杆，固定压坯在模具中的位置。最后将带有固定有圆柱形压坯的石墨模具及石墨压杆整体放入真空热压烧结炉中；关闭炉门，随后抽真空至炉内压力低于100Pa。
(3b)开始加热，加热速度设置为40K/min；温度升高至573K时，进行真空除气15min；
(3c)温度升高至773K时，保温10min，使石墨模具温度与圆柱形压坯温度保持一致。
(3d)温度继续以40K/min升高至1205K时，观察到真空热压烧结炉中的压力计有显著变化后，保温15min，随后停止加热。
(3e)待温度降至1053K时，对圆柱形压坯施加轴向50MPa压力，随后保压40s；反应后并经轴向压力致密化的圆柱形含有内生多相多尺度(TiCN-AlN-TiB2)/Al陶瓷颗粒的陶铝复合随炉在真空中冷却至室温。
(4)TiCN-AlN-TiB2颗粒的热挤压分散及陶铝复合塑性成型：
(4a)将步骤(3)所得的陶铝复合进行均匀化热处理，热处理温度设置为713K，热处理时间为40h。
(4b)将挤压润滑剂均匀地涂抹在均匀化处理后的圆柱形陶铝复合外侧。其中，挤压润滑剂的组成为二硫化钼和高温润滑油混合物；随后将陶铝复合放入热作模具钢模具中；
(4c)将圆柱形陶铝复合和热作模具钢模具放入至热挤压装置中，加热至823K，保温45min；
(4d)保温结束后，对圆柱形陶铝复合施加轴向压力，进行挤压成型；挤压比为18:1；
其中，步骤(2b)中，Al-Ti-B4C-BN体系内混合粉末的配制中，Ti:B4C:BN的摩尔比均为9:2.8:2.8；
其中，步骤(3)中，所述的圆柱形石墨模具内腔直径为Φ32mm；；
其中，步骤(4)中所用的热作模具钢模具的材质为：H13热作模具钢，热作模具钢模具的尺寸为Φ30mm；
通过在Al-Ti-B4C-BN-Mg体系原位内生反应制备出的含量为65wt.％的内生多相微米纳米混杂尺度陶瓷颗粒的TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合，图29为实例6所制备的陶铝复合的X射线衍射分析，通过图29可知，该TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合由α-Al相、Al3Ti、Al12Mg17、TiB2，AlN和TiCN陶瓷相组成。图30-32为Al-Ti-B4C-BN体系中反应生成质量分数为65wt.％TiCN-AlN-TiB2/Al陶铝复合的TiCN、TiB2颗粒形貌与尺寸分布图。通过颗粒尺寸统计图，TiCN陶瓷颗粒平均尺寸为0.75μm，TiB2颗粒平均尺寸为1.38μm。通过对比例2可以看出，生成的陶瓷颗粒含量为65wt.％时，多相陶瓷颗粒几乎全部为微米尺寸颗粒，仅有少量亚微米尺寸颗粒存在，因此不满足制备混杂尺度颗粒的要求。
本发明提供的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末烧结原位内生制备含有多相多尺度TiCN-AlN-TiB2颗粒的陶铝复合材料，并优化TiCN-AlN-TiB2颗粒的百分含量，多相陶瓷颗粒在铝基体内稳定存在，界面结合良好，分散均匀，实现陶铝复合材料中TiCN-AlN-TiB2颗粒的多相多尺度分布，且多相多尺度颗粒稳定存在，内生陶瓷颗粒与铝合金基体不会发生界面反应，颗粒尺寸为纳米、亚微米、微米混杂，不会降低复合材料的塑性，具有重要的应用价值。整体操作简单，节约成本，具有重要的经济效益。
尽管本发明的实施方案已公开如上，但其并不仅仅限于说明书和实施方式中所列运用，它完全可以被适用于各种适合本发明的领域，对于熟悉本领域的人员而言，可容易地实现另外的修改，因此在不背离权利要求及等同范围所限定的一般概念下，本发明并不限于特定的细节和这里示出与描述的图例。

Claims (9)

1.一种内生多相多尺度陶铝复合材料，其特征在于，所述内生多相多尺度陶铝复合材料的化学组成及其质量百分比为：Al：40～80wt.％；Cu：0～5wt.％；Mg：0～5wt.％；TiCN、AlN和TiB2：20～50wt.％。
2.一种内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，包括：
步骤1：将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末制成圆柱形压坯，包好石墨纸置于石墨模具中进行真空烧结，以25～60K/min的加热速率升温至573K，并进行真空除气10～20min；继续升温至773K时，保温15～25min；
其中，所述圆柱形压坯的化学组成及其质量百分比为：Al：50～80wt.％，Ti：13.16～32.88wt.％，B4C：4.72～11.81wt.％，BN：2.12～5.31wt.％，Cu：0～5wt.％，Mg：0～5wt.％；所述Ti、B4C和BN的摩尔比为9:2.8:2.8；
步骤2：以30～60K/min的加热速率继续升温至1173K～1200K，保温10～30min后停止加热；
步骤3：当温度降至1053K时，对所述圆柱形压坯施加轴向45～75MPa的压力，保压30～90s，在真空中冷却至室温，得到原位多尺度TiCN、AlN和TiB2颗粒的陶铝复合材料；
其中，所述陶铝复合材料中TiCN、AlN和TiB2颗粒的质量分数为20～50wt.％。
3.如权利要求2所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，还包括：
步骤4：将所述陶铝复合材料进行均匀化热处理，热处理温度为673～773K，热处理时间为18～60h；
步骤5：将所述热处理后的陶铝复合材料外侧均匀涂抹挤压润滑剂，并置于热作模具钢中进行热挤压处理，加热至773K～833K，保温30～60min；
步骤6：保温结束后，对所述陶铝复合材料施加轴向压力进行挤压成型，挤压比为16:1～38:1。
4.如权利要求2或3所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末制成圆柱形压坯包括：
步骤1：按比例称取Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末，采用ZrO2磨球混合球磨8～48h；
其中，所述ZrO2磨球和Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C、BN混合粉末的质量比为8:1；
步骤2：将Al粉、Ti粉、Cu粉、Mg粉以及B4C和BN混合粉末用铝箔包裹，并密封处理置于模具中，在60～100MPa的压力下保压0.5～3min得到致密度为60～75％的冷压圆柱形压坯。
5.如权利要求4所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述B4C和BN混合粉末的制备包括：
步骤1：取一定量的BN粉末，以200～300r/min的速度高速球磨活化处理1.5～3h；
步骤2：取一定量的B4C粉末加入球磨活化处理后的BN粉末中，以200～300r/min的速度高速球磨活化处理1.5～3h，得到B4C和BN混合粉末；
其中，所述B4C和BN的摩尔比为1:1。
6.如权利要求5所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述B4C粉的粒度为0.5～6.5μm，BN粉的粒度为0.5～1.3μm，铝粉的粒度为13～48μm，钛粉的粒度为13～45μm，铜粉的粒度为45μm镁粉的粒度为45μm。
7.如权利要求3所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述挤压润滑剂为二硫化钼和高温润滑油混合物。
8.如权利要求5或6所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述石墨模具为中间带有通孔的圆柱形，其内腔直径为32mm。
9.如权利要求3或7所述的内生多相多尺度陶铝复合材料的制备方法，其特征在于，所述热作模具钢为H13热作模具钢，其内腔直径为30mm。
CN201811607765.6A 2018-12-27 2018-12-27 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法 Pending CN109570497A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811607765.6A CN109570497A (zh) 2018-12-27 2018-12-27 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811607765.6A CN109570497A (zh) 2018-12-27 2018-12-27 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN109570497A true CN109570497A (zh) 2019-04-05

Family

ID=65932959

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811607765.6A Pending CN109570497A (zh) 2018-12-27 2018-12-27 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN109570497A (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113231647A (zh) * 2021-04-29 2021-08-10 西安建筑科技大学 一种多尺度稀土氧化物强化低活化钢及其制备方法
CN114318070A (zh) * 2021-12-29 2022-04-12 山东迈奥晶新材料有限公司 铝基复合材料及其制备方法
CN116925837A (zh) * 2023-07-19 2023-10-24 浙江理工大学嵊州创新研究院有限公司 一种用于钢-钢摩擦副的复合纳米润滑油的制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6051045A (en) * 1996-01-16 2000-04-18 Ford Global Technologies, Inc. Metal-matrix composites
CN108018442A (zh) * 2017-06-12 2018-05-11 吉林大学 微纳米混杂TiC-TiB2颗粒强化高性能铝合金制备方法
CN108728695A (zh) * 2018-06-27 2018-11-02 南通理工学院 一种多相纳米陶瓷颗粒混杂增强镍基合金及其激光成形方法
CN109055860A (zh) * 2018-09-07 2018-12-21 吉林大学 一种混杂尺度TiCN和TiB2颗粒强韧化低合金钢及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6051045A (en) * 1996-01-16 2000-04-18 Ford Global Technologies, Inc. Metal-matrix composites
CN108018442A (zh) * 2017-06-12 2018-05-11 吉林大学 微纳米混杂TiC-TiB2颗粒强化高性能铝合金制备方法
CN108080811A (zh) * 2017-06-12 2018-05-29 吉林大学 一种含有微纳米TiC-TiB2颗粒铝合金焊丝线材
CN108103338A (zh) * 2017-06-12 2018-06-01 吉林大学 内生微纳米混杂双相陶瓷颗粒强化剂和强化铝合金方法
CN108728695A (zh) * 2018-06-27 2018-11-02 南通理工学院 一种多相纳米陶瓷颗粒混杂增强镍基合金及其激光成形方法
CN109055860A (zh) * 2018-09-07 2018-12-21 吉林大学 一种混杂尺度TiCN和TiB2颗粒强韧化低合金钢及其制备方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113231647A (zh) * 2021-04-29 2021-08-10 西安建筑科技大学 一种多尺度稀土氧化物强化低活化钢及其制备方法
CN114318070A (zh) * 2021-12-29 2022-04-12 山东迈奥晶新材料有限公司 铝基复合材料及其制备方法
CN114318070B (zh) * 2021-12-29 2022-08-12 山东迈奥晶新材料有限公司 铝基复合材料及其制备方法
CN116925837A (zh) * 2023-07-19 2023-10-24 浙江理工大学嵊州创新研究院有限公司 一种用于钢-钢摩擦副的复合纳米润滑油的制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108018442B (zh) 微纳米混杂TiC-TiB2颗粒强化高性能铝合金制备方法
CN109439942B (zh) 一种基于内生纳米TiCxNy颗粒的陶铝复合材料的制备方法
CN109570497A (zh) 一种内生多相多尺度陶铝复合材料及其制备方法
CN103773997B (zh) 一种航空用仪表级碳化硅增强铝基复合材料及其制备方法
CN109321767B (zh) 一种复合强化法制备混杂颗粒增强铝基复合材料的方法
CN109609814A (zh) 一种双尺度陶瓷颗粒混杂高弹性模量高强度铝合金及其制备方法
CN112063869B (zh) 一种氢辅粉末冶金钛基复合材料的制备方法
CN109439940A (zh) 一种大气气氛下热压烧结制备颗粒增强铝基复合材料的方法
CN100453666C (zh) 一种Al2O3颗粒增强铝基复合材料的无压浸渗制备方法
CN109554572A (zh) 一种多尺度陶瓷颗粒混杂高弹性模量高强度铝合金及其制备方法
CN104928511B (zh) 一种热压烧结颗粒增强锌基复合材料及其制备方法
CN111235452A (zh) 一种Ti(C,N)基硬质合金材料及其制备方法
CN109439952B (zh) 一种微纳米混杂尺度多相陶瓷颗粒的制备方法
Ye et al. Preparation of high thermal conductivity shaped diamond/copper composites by isostatic pressing
CN111348919A (zh) 一种TiN-NbC复合材料及其制备方法
CN106544549B (zh) 一种微纳双尺度TiC颗粒增强铝基复合材料的制备方法
CN104928510B (zh) 一种含AlN颗粒的细晶Mg基复合材料的制备方法
CN115341114B (zh) 一种预氧化Ti3AlC2颗粒增强铝基复合材料的制备方法
CN114892045B (zh) 原位自组装核壳结构增强铝基复合材料及其制备方法
CN101353735A (zh) 一种制备复合纳米微粒强韧化烧结钼材料的方法
CN109439951A (zh) 一种基于多相混杂尺度陶瓷颗粒强化剂强化铝硅合金的方法
CN109396422B (zh) 一种小包内纳米颗粒预分散辅助熔体内均匀分散的方法
CN106086500B (zh) 一种制备原位三维连续增强Al基复合材料的方法
CN112979323B (zh) 一种用于增韧氧化锆的非球形镍粉及其制备方法和应用
CN115109959B (zh) 一种双尺度等轴结构的钛合金及其制备方法与应用

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20190405