CN110184492B - 一种TiB2颗粒增强铝基复合材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及金属材料制备技术领域，具体公开了一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料及其制备方法，将原位生成有TiB₂颗粒的Al‑Ti‑B中间合金进行剧烈塑性变形，得到含有纳米及亚微米梯度尺度TiB₂颗粒的Al‑Ti‑B中间合金，其中纳米TiB₂颗粒的尺寸为50～1000nm；将含有纳米TiB₂颗粒的Al‑Ti‑B中间合金作为基体原材料，加入其他合金或合金进行熔炼铸造，得一种颗粒和基体的界面结合好，颗粒分布均匀弥散，综合性能优异的TiB₂颗粒增强铝基复合材料。

Description

一种TiB2颗粒增强铝基复合材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属材料制备技术领域，特别涉及一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料及其制备方法。

背景技术

随着现代科学技术的发展，实际应用中对材料性能的要求变得更加苛刻。特别是在航空航天、兵器制造等高尖端领域，结构材料在要求具备高强度高塑性的同时，还应该具有高的比刚度和比模量。而传统的金属材料，很难满足如此复杂的性能要求。比如，传统的铝合金，虽然其密度小，塑性及加工性能优，但是其绝对强度又不如钢铁材料和钛合金。因此，为满足一些高尖端领域对结构材料的复杂苛刻要求，金属基复合材料应运而生。

在众多金属基复合材料中，颗粒增强铝基复合材料由于其比强度高，比模量大，且可通过改变增强体颗粒的种类、颗粒大小以及体积分数等参数来调整复合材料的性能，以满足不同应用领域的性能要求，受到了广泛的关注与研究。颗粒增强铝基复合材料按照颗粒增强体的引入方法不同，可分为外加颗粒增强(粉末冶金工艺)和原位颗粒增强。

其中原位颗粒增强铝基复合材料是通过铝基体中的熔体反应直接生成的陶瓷颗粒，自生陶瓷颗粒尺寸小(微纳米级别)，且原位自生的陶瓷增强相体积分数往往小于10％，使复合材料由于陶瓷增强相的加入提高强度和模量的同时，能有效保持铝合金基体的塑性及机加工能力；因此，原位颗粒增强铝基复合材料在航空航天及兵器制造领域具有广泛的应用前景。

但原位颗粒增强铝基复合材料的制备过程是控制熔体自生反应和液相凝固的过程，由于自生反应生成的陶瓷颗粒为微纳米级别，大量的微纳米颗粒在铝合金熔体中由于界面能的驱动会团聚在一起，并在后续的凝固过程中被固液界面前沿推移，最终在基体凝固组织的晶界处发生大量团聚，使得原位自生的颗粒尺寸大小分布不均，大颗粒尺寸高达50～70μm，从而大大降低铝基复合材料的塑性。

基于此，本申请提供了一种颗粒分布均匀且颗粒与基体界面结合好的铝基复合材料及其制备方法。

发明内容

本发明提供了一种颗粒分布均匀且颗粒与基体界面结合好的铝基复合材料及其制备方法。

为了达到上述目的，本发明的技术方案为：

一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料，将含有TiB₂纳米颗粒的Al-Ti-B中间合金与其他金属或合金熔炼而成，该材料中TiB₂颗粒尺寸为50～1000nm，TiB₂颗粒弥散分布在铝基体中。

1、本方案中TiB₂颗粒为纳米级，尺寸小使得TiB₂颗粒的形状在宏观上是比较规则的，这就使得凝固过程中TiB₂颗粒与铝基体界面的结合较好，从而使得铝基复合材料的综合性能得到较大的提高。

2、本方案中TiB₂颗粒由于其熔点较高(2950℃)，而铝基材料的熔炼温度通常不超过 800℃，这就使得在熔炼过程中，TiB₂颗粒不会产生熔化，性质和形状均比较稳定，对铝基组织的晶粒起到良好的细化作用，另外TiB₂颗粒由于弥散分布在铝基体中，进一步提高了铝基复合材料的综合性能。

进一步，所述Al-Ti-B中间合金中Ti和B的重量百分比为x:1，其中x>2.2。

有益效果：由于Ti和B完全生成TiB₂的重量比为2.2：1，也就是说在理想情况下，当x＝2.2时，熔体中没有过剩的Ti或B；由于Ti和B在完全生成TiB₂之后，熔体中过剩的Ti 会与Al生成Al₃Ti颗粒，而Al₃Ti颗粒对铝基体的晶粒同样起到了细化的作用，因此将x的值设定为大于2.2，使得熔体中能够形成Al₃Ti颗粒，从而与TiB₂颗粒共同起到细化晶粒的作用。

进一步，所述x≤3。

有益效果：虽然Al₃Ti颗粒对铝基体的晶粒起到了细化的作用，但是发明人发现当x＞3 时，熔体中Ti含量过多，形成了粗大的Al₃Ti颗粒，对铝基材料产生了不良的影响。

进一步，一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：将原位生成有TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金进行剧烈塑性变形，得到含有纳米 TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金，其中纳米TiB₂颗粒的尺寸为50～1000nm；

步骤2：将步骤1中得到的纳米TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金作为基体原材料，加入其他合金或合金进行熔炼铸造，得一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料。

本申请中发明人巧妙的构思：

原位生成有TiB₂颗粒的颗粒增强铝基复合材料，由于采用原位生成的TiB₂颗粒为微纳米级别的，因此颗粒增强铝基复合材料在制备时大量的微纳米颗粒在熔体中受界面能的驱动会团聚在一起，并在后续的凝固过程中被固液界面前沿推移，最终在基体凝固组织的晶界处发生大量团聚，使得原位自生的颗粒尺寸大小分布不均，大颗粒尺寸高达50～70μm，同时大尺寸颗粒的形状不规则，与基体界面的结合性差，这样就使得铝基复合材料的塑性大大的降低。

为了解决上述问题，研发人员主要有两个方向，一是通过控制原位反应过程，使熔体中形成粒径更小(纳米级)，且不会团聚的TiB₂颗粒，但是由于熔体自生反应和液相凝固过程是非常复杂的，难以控制，因此效果不佳；而另一种方式则是将原位生成有TiB₂颗粒的铝基复合材料熔炼铸造之后，再采用剧烈塑性变形的方式来打散团聚的原位TiB₂颗粒。

对于第二种方式，由于公知的合金材料(金属复合材料)中，合金元素的种类越多，材料的塑性加工性能越差，从而对设备工艺以及变形条件要求较为苛刻，很难对颗粒增强铝基复合材料进行大塑性变形，即使通过极端条件得以实施，其加工试样尺寸往往较小，很难得到实际的工程应用。同时对铸态组织进行剧烈塑性变形之后，还需要进行其他比如常化、退火或时效等处理，使制备工艺更加复杂，生产的成本进一步提高。

而本申请的发明人另辟蹊径，先对原位生成有TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金进行剧烈塑性变形，再与其他金属或合金进行熔炼，这样的制备方法：

(1)原位生成有TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金，又称为细化剂，顾名思义通常是在铝基合金熔炼过程中少量加入，以达到晶粒细化的作用，在市场上是比较常见的，因此可以定制不同Ti/B比例的Al-Ti-B中间合金以满足工艺需求。

(2)由于Al-Ti-B中间合金中Al基占比最高，合金元素只有Ti一种，且结合附图1中可知Al-Ti-B中间合金的晶粒较大，这是由于TiB₂颗粒在原位生成过程中大量的团聚，对晶粒细化作用小，而正是由于合金元素少，晶粒粗大，使得对Al-Ti-B中间合金进行剧烈塑性变形更加容易，工艺简单不苛刻。

(3)由于TiB₂颗粒熔点高(2950℃)，因此在与其他金属或合金熔炼时(熔炼温度不超过800℃)不会发生熔化，而采用剧烈塑性变形之后已形成有纳米TiB₂颗粒的中间合金，在与其他金属或者合金熔炼过程中，正是因为纳米TiB₂颗粒熔点高，性质稳定，发生团聚的倾向性小，使得纳米TiB₂颗粒能够均匀分布在铝基组织中，同时纳米级的TiB₂颗粒，对铝基组织的晶粒起到很好的细化作用，从而极大的提高了颗粒增强铝基复合材料的强度，同时还具备良好的塑性。

进一步，所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用高速搅拌摩擦工艺，搅拌针的转速为800～2000r/min，搅拌次数为1～5次。

有益效果：高速搅拌摩擦工艺的基本原理是通过搅拌针的强烈搅拌作用，使被加工材料发生剧烈塑性变形、混合、破碎，实现材料微观结构的致密化、均匀化和细化，采用本方案中的参数能够得到尺寸为50～1000nm的TiB₂颗粒。

进一步，所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用等通道角挤压工艺，通道夹角为90～120 度，循环次数1～5次。

有益效果：等通道角挤压工艺的原理为将多晶材料压入模具中以实现大变形量的剪切变形工艺，主要通过变形过程中的近乎纯剪切的作用，使材料的晶粒得到细化，从而材料的机械和物理性能得到显著改善，采用本方案中的参数能够得到尺寸为50～1000nm的TiB₂颗粒。

进一步，所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用高压扭转工艺，扭转幅度为1～20圈。

有益效果：高压扭转工艺的原理为，在材料的高度方向施加压力的同时，通过主动摩擦作用在其横截面上施加一扭矩，促使材料产生轴向压缩和切向剪切变形的塑性变形工艺，采用本方案中的参数能够得到尺寸为50～1000nm的TiB₂颗粒。

进一步，所述步骤2中熔炼的温度为750～780℃。

有益效果：在熔炼温度下，铝基材料能够完全融化，同时TiB₂颗粒性质不会受到影响。

进一步，所述步骤2中在熔炼的同时进行搅拌。

有益效果：在熔炼过程中进行搅拌的目的在于，使得TiB₂颗粒能够分散在溶体中，这样使得TiB₂颗粒能够在铝基体中更加均匀的分布。

附图说明

图1为实施例1中Al-2.3Ti-B合金原始金相组织图；

图2为实施例1中经剧烈塑性变形后的Al-2.3Ti-B合金的金相组织图；

图3为实施例1得到的TiB₂颗粒增强Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金的金相组织图；

图4为对比例1得到的合金金相组织图；

图5为对比例2得到的合金金相组织图；

图6为实施例1得到的TiB₂颗粒增强Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金的XRD图谱。

具体实施方式

下面通过具体实施方式进一步详细说明：

实施例1

一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料，将含有TiB₂纳米颗粒的Al-Ti-B中间合金与其他金属或合金熔炼而成，该复合材料中TiB₂颗粒弥散分布在铝基体中，TiB₂颗粒尺寸为 50～1000nm；其中Al-Ti-B中间合金中Ti和B的重量百分比为x:1，其中2.2<x≤3，本实施例中x＝2.3；该复合材料的具体制备方法如下：

以制备按重量百分比计成分为Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr(也可写作为 Al-5％Mg-0.5％Mn-0.1％Cr)的TiB₂颗粒增强铝基合金为例，对方法进行详细的说明，即制备100Kg的该合金，则需要纯镁5Kg，Al-10Mn中间合金5Kg，Al-5Cr中间合金2Kg，其余 88Kg为Al-2.3Ti-B中间合金。

一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：准备88Kg原位生成有TiB₂颗粒的Al-2.3Ti-B中间合金，该中间合金中大TiB₂颗粒尺寸为30～50μm，小TiB₂颗粒尺寸为2～5μm，经剧烈塑性变形后得到含有纳米TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金，其中纳米TiB₂颗粒的尺寸为50～1000nm。

步骤2：将步骤1中得到的纳米TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金作为基体原材料，加入5Kg 纯镁，5Kg Al-10Mn中间合金和2Kg Al-5Cr中间合金在750～780℃温度下熔炼铸造，得一种 TiB₂颗粒增强铝基复合材料，即TiB₂颗粒增强的Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金。

步骤1中剧烈塑性变形高速搅拌摩擦工艺，其中高速搅拌摩擦工艺中，搅拌针的转速为 800～2000r/min，搅拌次数为1～5次。

实施例2

与实施例1的区别在于：步骤1中的剧烈塑性变形采用等通道角挤压工艺，通道夹角为 90～120度，循环次数1～5次。

实施例3

与实施例1的区别在于：步骤1中的剧烈塑性变形采用高压扭转工艺，扭转幅度为1～20 圈。

列举2组对比例与实施例1～3得到的TiB₂颗粒增强铝基材料进行对比试验：

对比例1为常规的Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金，即不加含TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金。

对比例2：Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金加入含TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金进行熔炼，不进行剧烈塑性变形。

现对实施例1～3和对比例1～2得到的合金进行检测：

1、金相检测：

采用型号为ECLIPSE MA200，尼康所生产的光学显微镜对实施例1～3和对比例1～2得到的材料进行金相观察，观察结果如图1～5所示：

如图1所示为实施例1～3中采用的Al-2.3Ti-1B中间合金未进行剧烈塑性变形时的原始金相组织，可见该中间合金中TiB₂颗粒的尺寸均为微米级(2～50μm)，且颗粒尺寸大小分布范围大，大颗粒不规则，与基体晶粒之间晶界明显。

而图2为实施例1中Al-2.3Ti-1B中间合金进行剧烈塑性变形后的金相组织结构，可以观察到通过剧烈塑性变形后，TiB₂颗粒的尺寸均为纳米级，且颗粒尺寸大小分布范围窄，TiB₂颗粒弥散分布在基体晶粒中。

图3为实施例1中得到的TiB₂颗粒增强的Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金的金相组织，由图 3可知，在铝基合金熔炼过程中，TiB₂颗粒尺寸未发生改变，同时弥散均匀的分布在铝基体的晶粒中。

图4为对比例1制得合金的金相组织结构图，可观察到未添加Al-Ti-B中间合金(细化剂)得到的合金晶界不明显，同时晶粒粗大。

图5为对比例2制得合金的金相组织结构图，可观察到添加Al-Ti-B中间合金(细化剂) 之后，合金中晶界较为明显，晶粒得到明显的细化，但同时也可观察到TiB₂颗粒主要集中在晶界处，同时部分TiB₂颗粒还在晶界处产生了团聚。

2、XRD表征

采用X射线衍射仪对实施例1～3和对比例1～2得到的合金进行检测，以实施例1得到的TiB₂颗粒增强的Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金为例，其XRD图谱如图6所示，XRD测试结果的衍射峰与金属铝和TiB₂标准PDF卡片的标准峰一一对应，证明在TiB₂颗粒增强的 Al-5Mg-0.5Mn-0.1Cr合金中存在TiB₂增强颗粒。

以上所述的仅是本发明的实施例，方案中公知的具体结构及特性等常识在此未作过多描述。应当指出，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明结构的前提下，还可以作出若干变形和改进，这些也应该视为本发明的保护范围，这些都不会影响本发明实施的效果和专利的实用性。本申请要求的保护范围应当以其权利要求的内容为准，说明书中的具体实施方式等记载可以用于解释权利要求的内容。

Claims (8)

1.一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料，其特征在于：将含有TiB₂纳米颗粒的Al-Ti-B中间合金与其他金属或合金熔炼而成，该材料中TiB₂颗粒尺寸为50～1000nm，TiB₂颗粒弥散分布在铝基体中；

TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：将原位生成有TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金进行剧烈塑性变形，得到含有纳米TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金，其中纳米TiB₂颗粒的尺寸为50～1000nm；

步骤2：将步骤1中得到的纳米TiB₂颗粒的Al-Ti-B中间合金作为基体原材料，加入其他金属或合金进行熔炼铸造，得一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料。

2.根据权利要求1所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料，其特征在于：所述Al-Ti-B中间合金中Ti和B的重量百分比为x:1，其中x>2.2。

3.根据权利要求2所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料，其特征在于：所述x≤3。

4.根据权利要求3所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于：所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用高速搅拌摩擦工艺，搅拌针的转速为800～2000r/min，搅拌次数为1～5次。

5.根据权利要求3所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于：所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用等通道角挤压工艺，通道夹角为90～120度，循环次数1～5次。

6.根据权利要求3所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于：所述步骤1中剧烈塑性变形方式采用高压扭转工艺，扭转幅度为1～20圈。

7.根据权利要求4～6任意一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于：所述步骤2中熔炼的温度为750～780℃。

8.根据权利要求7所述的一种TiB₂颗粒增强铝基复合材料的制备方法，其特征在于：所述步骤2中在熔炼的同时进行搅拌。

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