CN115386754B - 一种二硼化钛增强7系铝合金及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法，利用除气精炼以去除制备的合金化熔体中气体，以避免降低所述铝合金板材的力学性能，通过固溶处理以促进第二相粒子最大程度固溶到基体中，进而保持力学性能，然后通过一级时效处理和三级时效处理，以保证析出的沉淀相弥散、均匀且细小，以保持力学性能，通过二级时效处理以保证在一级时效处理后析出的部分沉淀相回熔，促进Cu、Mg合金元素迁徙至晶界处，便于促进所述合金元素在三级时效处理中晶界处形成较为粗大沉淀相，降低基体与增强体TiB2之间的电势差，改善基体的耐蚀性，实现在保证二硼化钛增强7系铝合金板材的力学性能条件下，降低其应力腐蚀敏感性。

Description

一种二硼化钛增强7系铝合金及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及铝合金材料领域，尤其涉及一种二硼化钛增强7系铝合金及 其制备方法和应用。
背景技术
7系铝合金，即Al-Zn-Mg-Cu合金，因其低密度、高强度、可加工性好， 于20世纪40年代就开始广泛应用于航空航天领域，目前仍在电子器件、汽 车制造、航空航天方面有十分重要的应用。随着现代科技的不断发展，更高 的强度和刚度以及更加优越的综合性能是人们在生产生活中所迫切需要的， 传统的铝合金难以满足要求。研究发现，当含有过渡金属元素的陶瓷颗粒作 为增强体加入到铝合金熔体中时，可以通过晶粒细化强化、载荷传递强化、第二相强化等作用显著增加铝合金的力学性能。因此，铝基复合材料逐步走 进人们的视线，并迅速得到广泛关注。在增强体的选择上，相对于SiC、Al2O3等外加增强体来说，TiB2陶瓷颗粒不仅具有高弹性模量、低的热膨胀系数等 的优点，而且便于以原位自生法引入，熔体中形成的TiB2增强颗粒与基体润 湿良好且不发生反应，有干净的界面。基于这些优点，TiB2作为颗粒增强体 被广泛应用于合成铝基复合材料。
经过几十年的不断研究发展，峰值时效后的TiB2-7系铝基复合材料的强 度、刚度等力学性能已不断接近理论值，而限制其进一步扩展应用的一大原 因是：随着TiB2增强颗粒的引入，所述TiB2-7系铝基复合材料的高应力腐 蚀敏感性的缺陷逐渐暴露，愈发不可忽视。并且全球每年由应力腐蚀引起的 装备失效造成了巨大的经济损失，例如，在装备所述TiB2-7系铝基复合材料 的舰载机时如果长期停靠在潮湿环境中，其受到的腐蚀侵蚀极易造成零件损 坏，需要工人定期检查、维护和修理。因此，如何在保持TiB2-7系铝基复合 材料的原有强度的力学性能条件下，降低其应力腐蚀敏感性，以延长其使用 寿命是现有技术亟需解决的问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种二硼化钛增强7系铝合金板材及其制备方法 和应用，本发明提供的方法，在保持二硼化钛增强7系铝合金板材的原有强 度的力学性能条件下，降低其应力腐蚀敏感性，以延长其使用寿命。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法，包括以下 步骤：
(1)将Al-TiB2复合材料进行加热熔化，得到前驱体熔体；
(2)按照7系铝合金的化学成分组成及质量百分含量，向所述步骤(1) 得到的前驱体熔体中加入剩余合金元素进行稀释重熔，得到合金化熔体；
(3)将所述步骤(2)得到的合金化熔体依次进行除气精炼和第一浇铸， 得到合金铸锭；
(4)将所述步骤(3)得到的合金铸锭进行热轧，得到轧制板材；
(5)将所述步骤(4)得到的轧制板材依次进行固溶处理和多级时效处 理，得到二硼化钛增强7系铝合金板材；
所述多级时效处理包括以下步骤：
首先进行一级时效处理，即于100～140℃下保温20～24h；
然后进行二级时效处理，即于170～220℃下保温24～38min后，水淬处 理；
最后进行三级时效处理，即于100～140℃下保温20～24h。
优选地，所述步骤(1)中Al-TiB2复合材料中TiB2的质量百分含量为 1％～8％。
优选地，所述步骤(1)中Al-TiB2复合材料的制备方法包括以下步骤：
a.在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐后，进行氟盐反应，得到 Al-TiB2熔体；
b.去除所述步骤a得到的Al-TiB2熔体表面的盐渣后，进行吹气精炼，得 到精炼后的Al-TiB2熔体；
c.将所述步骤b得到的精炼后的Al-TiB2熔体进行第二浇铸，得到Al-TiB2复合材料。
优选地，所述步骤a中氟盐反应的温度850～880℃，所述氟盐反应的时 间为25～35min。
优选地，所述步骤b中吹气精炼的温度为830～880℃，所述吹气精炼的 时间为4～10min。
优选地，所述步骤(3)中第一浇铸的温度为740～760℃。
优选地，所述步骤(4)中热轧的温度为410～430℃，所述热轧的总下压 量为85～95％，所述热轧的单道次下压量≤5％。
优选地，所述步骤(5)中固溶处理的温度为460～480℃，所述固溶处理 的时间为45～120min。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的二硼化钛增强7 系铝合金板材。
本发明还提供了上述技术方案所述二硼化钛增强7系铝合金板材在机械 装备轻量化材料中的应用。
本发明提供了一种二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法，将Al-TiB2复合材料进行加热熔化得到Al-TiB2熔体，按照7系铝合金的化学成分组成 及质量百分含量，加入剩余合金元素进行稀释重熔，得到合金化熔体，再进 行除气精炼以去除所述合金化熔体中杂质和杂气，避免后续第一浇铸得到铸 锭凝固时形成气孔而降低所述铝合金板材的力学性能，然后进行第一浇铸， 得到合金铸锭，经热轧，得到轧制板材，再进行固溶处理以促进第二相粒子 (即AlZnMg、MgZn2、AlMgCu等中间合金)最大程度固溶到基体中形成 过饱和态，从而便于在后续多级时效过程中，形成弥散、均匀、细小的沉淀 相(即稳态和亚稳态MgZn2)，进而保持所述铝合金板材的力学性能，其中， 通过控制一级时效处理和三级时效处理的温度和时间，以保证析出的沉淀相 弥散、均匀且细小，以保持所述铝合金板材的力学性能，通过控制二级时效 处理的温度和时间，以保证在一级时效处理后析出的部分沉淀相回熔，促进 Cu、Mg合金元素迁徙至晶界处，便于促进所述合金元素在三级时效处理中 晶界处形成较为粗大沉淀相，一方面可以捕获在晶界通道传播的氢，另一方面可以阻断连续的晶界沉淀相构成的腐蚀通道，同时基体中活泼元素析出有 利于基体电势阴极化，从而降低基体与增强体TiB2之间的电势差，改善基体 的耐蚀性，实现在保证二硼化钛增强7系铝合金板材的力学性能条件下，降 低其应力腐蚀敏感性。实施例的结果显示，本发明实施例1制备的二硼化钛 增强7系铝合金板材在空气中抗拉强度可达601.5MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度仍然达588.8MPa，强度损失低至2.11％，力学性能较好，且 应力腐蚀敏感性低，表明利用本发明中提供的制备方法制备的二硼化钛增强 7系铝合金板材的力学性能受环境影响更低，具有较低的应力腐蚀敏感性。
附图说明
图1为本发明实施例1制备的二硼化钛增强7系铝合金板材的慢拉伸测 试结果图；
图2为本发明实施例2制备的二硼化钛增强7系铝合金板材的慢拉伸测 试结果图；
图3为本发明对比例1制备的增强7系铝合金板材的慢拉伸测试结果图；
图4为本发明对比例2制备的增强7系铝合金板材的慢拉伸测试结果图。
具体实施方式
本发明提供了一种二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法，包括以下 步骤：
(1)将Al-TiB2复合材料进行加热熔化，得到前驱体熔体；
(2)按照7系铝合金的化学成分组成及质量百分含量，向所述步骤(1) 得到的前驱体熔体中加入剩余合金元素进行稀释重熔，得到合金化熔体；
(3)将所述步骤(2)得到的合金化熔体依次进行除气精炼和第一浇铸， 得到合金铸锭；
(4)将所述步骤(3)得到的合金铸锭进行热轧，得到轧制板材；
(5)将所述步骤(4)得到的轧制板材依次进行固溶处理和多级时效处 理，得到二硼化钛增强7系铝合金板材；
所述多级时效处理包括以下步骤：
首先进行一级时效处理，即于100～140℃保温20～24h；
然后进行二级时效处理，即于170～220℃保温24～38min后，进行水淬 处理；
最后进行三级时效处理，即于100～140℃保温20～24h。
在本发明中，若无特殊说明，所采用的原料均为本领域常规市售产品。
本发明将Al-TiB2复合材料进行加热熔化，得到Al-TiB2熔体。
在本发明中，所述Al-TiB2复合材料中TiB2的质量百分含量优选为 1％～8％，更优选为2％～7％，进一步优选为4％～6％。本发明将Al-TiB2复合 材料中TiB2的质量百分含量控制在上述范围内，以避免后续制备的二硼化钛 增强7系铝合金板材中增强体TiB2含量过高而造成熔体粘性增大，铸造难度 增加，以及二硼化钛增强7系铝合金板材的力学性能的下降，从而增大其加 工难度；同时避免增强体TiB2含量过低时而不能充分发挥其作为增强体的作 用。
在本发明中，所述Al-TiB2复合材料的制备方法优选包括以下步骤：
a.在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐后，进行氟盐反应，得到 Al-TiB2熔体；
b.去除所述步骤a得到的Al-TiB2熔体表面的盐渣后，进行吹气精炼，得 到精炼后的Al-TiB2熔体；
c.将所述步骤b得到的精炼后的Al-TiB2熔体进行第二浇铸，得到Al-TiB2复合材料。
本发明优选在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐后，进行氟盐反应， 得到Al-TiB2熔体。
在本发明中，所述铝熔体优选为由纯铝进行加热熔化制备得到。在本发 明中，所述加热熔化的时间优选为70～120min，更优选为80～100min；所述 加热熔化的温度优选为830～870℃，更优选为840～860℃。本发明控制加热 熔化的温度和时间在上述范围内，以保证纯铝充分熔化为铝熔体，呈良好的 熔体状态，便于后续氟盐反应的进行。在本发明中，所述加热熔化的设备优 选为电阻炉。
在本发明中，所述铝熔体在使用前优选进行去除氧化层处理。本发明对 铝熔体在使用前进行去除氧化层处理，有利于净化熔体，减缓因氧化层造成 的铸造缺陷和成分缺陷。
在本发明中，所述含硼和钛的混合氟盐优选由氟硼酸盐和氟钛酸盐组成。 在本发明中，所述氟硼酸盐优选为KBF4和/或NaBF4，更优选为KBF4。在 本发明中，所述氟钛酸盐优选为K2TiF6和/或Na2TiF6，更优选为K2TiF6。在 本发明中，所述氟硼酸盐中硼原子和氟钛酸盐中钛原子的物质的量之比优选 为(1.5～2)：1，进一步优选为1.67:1。本发明将氟硼酸盐中硼原子和氟钛酸盐 中钛原子的物质的量之比控制在上述范围内，有利于保证形成足够量的TiB2增强体，且微过量的Ti促进形成具有网状结构的TiB2增强体的，同时可以 在后续浇铸凝固过程中抑制晶粒生长，从而细化晶粒，作为固溶合金元素增 强材料力学性能。
在本发明中，所述含硼和钛的混合氟盐在使用前优选依次进行研磨和干 燥处理。
本发明对所述研磨的方式没有特殊的限制，采用本领域公知的常用方式 即可。在本发明中，所述干燥的方式优选为烘干。本发明对所述烘干的方式 没有特殊的限制，实现除去研磨后的含硼和钛的混合氟盐中的水分的目的即 可。本发明通过研磨和干燥处理，以避免潮湿状态下的含硼和钛的混合氟盐 将水分带进入铝熔体，引起危险，同时可以使受潮结团、粒径较大的含硼和钛的混合氟盐转变为粒径较小的颗粒，有利于含硼和钛的混合氟盐充分与铝 熔体混合，促进后续氟盐反应的进行。
在本发明中，所述在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐的加料方式优 选为将含硼和钛的混合氟盐均匀撒到铝熔体表面。本发明通过采用上述加料 方式，即将含硼和钛的混合氟盐均匀撒到铝熔体表面，不进行搅拌，利用熔 体和生成增强体的的密度差自行降落，有利于最大程度上避免盐渣的混入， 同时也保证了Ti和B收成率。
在本发明中，所述氟盐反应的温度优选为820～880℃，更优选为 830～870℃，进一步优选为850℃。本发明将氟盐反应的温度控制在上述范围， 以避免氟盐反应的温度过低时，TiB2增强体生成速率过慢，而导致不能生成 足量TiB2增强体颗粒，且残留中间反应产物导致氟盐反应失败，同时避免氟 盐反应的温度过高时，易造成氟硼酸盐的加剧分解，降低硼元素的收成率。 在本发明中，所述氟盐反应的反应时间优选为25～35min，更优选为27～32min，进一步优选为30min。本发明将氟盐反应的时间控制在上述范围，避免氟盐 反应的时间过短时，不能保证氟盐反应的充分发生，且避免氟盐反应的时间 过长时，Ti容易被氧化，不利于保证熔体的洁净度。本发明中氟盐反应进行 过程中，发生如下式1～式3所示的化学反应：
3K2TiF6+13Al＝＝3KAlF4+K3AlF6+3TiAl3 式1；
2KBF4+3Al＝＝2KAlF4+AlB2 式2；
TiAl3+AlB2＝＝TiB2+4Al式3。
得到Al-TiB2熔体后，本发明优选去除所述Al-TiB2熔体表面的盐渣后， 进行吹气精炼，得到精炼后的Al-TiB2熔体。
在本发明中，所述去除所述Al-TiB2熔体表面的盐渣的方式优选将 Al-TiB2熔体表面的盐渣扒出。本发明通过将氟盐反应得到Al-TiB2熔体表面 的氟盐渣扒出，能够避免将氟盐渣卷入Al-TiB2熔体内部，影响后续制备的 Al-TiB2复合材料的质量。
在本发明，所述吹气精炼的气体优选为惰性气体，更优选为氩气。在本 发明中，所述惰性气体优选由Al-TiB2熔体的底部吹入。在本发明中，所述 吹气精炼的温度优选为830～880℃，更优选为840～860℃；所述吹气精炼的 时间优选为4～10min，更优选为5～8min。本发明将吹气精炼的温度和时间控 制在上述范围内，有利于充分净化Al-TiB2熔体，排出Al-TiB2熔体内部对力 学性能有损害的气体和杂质，如氢，同时均匀Al-TiB2熔体成分。在本发明 中，所述吹气精炼时，所述惰性气体的流速优选为0.2～0.3L/min，更优选为 0.25L/min；所述吹气精炼优选在旋转喷吹装置中进行。
在本发明中，所述吹气精炼优选在搅拌的条件下进行；所述搅拌的方式 优选为磁力搅拌；所述搅拌所用转子优选为中空石墨转子；所述搅拌的转速 优选为100～150r/min，更优选为110～130r/min。本发明将搅拌的速率控制在 上述范围，有利于均匀Al-TiB2熔体成分，以及Al-TiB2熔体内部对力学性能 有损害的气体和杂质的排出。
本发明通过吹气精炼能够使精炼后的Al-TiB2熔体的组成分布均匀，同 时避免铝熔体中存在的氢气在后续第二浇铸得到铸锭即Al-TiB2复合材料中 形成气孔，以及导致铸锭呈疏松状态。
得到精炼后的Al-TiB2熔体后，本发明将优选所述精炼后的Al-TiB2熔体 进行第二浇铸，得到Al-TiB2复合材料。
在本发明中，所述第二浇铸时，精炼后的Al-TiB2熔体的温度优选为 700～740℃，更优选为710～730℃。在本发明中，所述第二浇铸的模具优选 为金属模具。在本发明中，所述金属模具在使用前优选进行预热处理。在本 发明中，所述预热处理的温度优选为230～280℃，更优选为250℃；所述预热处理的时间优选为8～25min，更优选为9～20min。本发明将预热处理的温 度和时间控制在上述范围内，有利于减慢熔体凝固速度，减少铸造缺陷。
本发明提供的Al-TiB2复合材料的制备方法结合传统工艺与熔铸技术， 相对于粉末冶金或自蔓延高温合成法来说，成本低、工艺可控性强。
本发明提供的制备方法制备的Al-TiB2复合材料中还有不可避免的杂质。 在本发明中，按质量百分比计，所述Al-TiB2复合材料中的杂质含量优选＜ 0.3％。由于提供所需的元素的原料纯度不可能是100％，因此，Al-TiB2复合 材料中存在少量不可避免的杂质。
得到Al-TiB2复合材料后，本发明将所述Al-TiB2复合材料进行加热熔化， 得到前驱体熔体。
在本发明中，所述加热熔化的时间优选为70～120min，更优选为 90～100min。在本发明中，所述加热熔化的温度优选为720～780℃，更优选 为730～770℃。本发明控制加热熔化的温度和时间在上述范围内，以保证前 驱体熔体的流动性，易于后续加入的剩余合金元素和前驱体熔体中的TiB2增强体稀释重熔。在本发明中，所述加热熔化的设备优选为电阻炉。
得到前驱体熔体后，本发明按照7系铝合金的化学成分组成及质量百分 含量，向所述前驱体熔体中加入剩余合金元素进行稀释重熔，得到合金化熔 体。
在本发明中，所述7系铝合金中的元素配比为最终制备的7系铝合金产 品所需的铝合金牌号和成分要求对应的成分组成及质量百分含量。在本发明 中，所述7系铝合金优选为7075铝合金；所述7075铝合金的成分组成及质 量百分含量优选为：Si≤0.40wt.％，Fe≤0.50wt.％，Cu 1.5wt.％～1.7wt.％， Mg 2.4wt.％～2.7wt.％，Zn 5.6wt.％～6.1wt.％，其余为Al。
在本发明中，所述稀释重熔的时间优选为25～35min，更优选为28～33min， 进一步优选为30min。在本发明中，所述稀释重熔的温度优选为720～780℃， 更优选为730～760℃，进一步优选为750℃。本发明控制稀释重熔的温度在 上述范围内，以范围保证各合金元素的扩散速率达到一定值，利用各合金元 素的均匀扩散，从而保证合金化熔体的成分均匀，避免温度过低不能保证各 元素充分扩散，易造成成分偏析，同时避免温度过高时易造成部分合金元素的烧损和氧化。
得到合金化熔体后，本发明将所述合金化熔体依次进行除气精炼和第一 浇铸，得到合金铸锭。
在本发明中，所述除气精炼过程中，熔体温度优选保持在720～770℃； 所述除气精炼的时间优选为3～7min；所述除气精炼的的方式优选为从底部 吹入流速0.25L/min的Ar气。在本发明中，所述除气精炼的吹气设备优选为 旋转喷吹装置。
在本发明中，所述第一浇铸的温度优选为740～760℃，更优选为 745～755℃，进一步优选为750℃。本发明将第一浇铸的温度控制在上述范围 内，有利于保证熔体流动性，减少铸造缺陷，避免合金元素过度氧化烧损。。 在本发明中，所述第一浇铸所用模具优选为纯铜模具。在本发明中，所述纯 铜模具在使用前优选进行预热处理。在本发明中，所述预热处理的温度优选 为230～280℃，更优选为250℃；所述预热处理的时间优选为8～25min，更优选为9～20min。本发明将预热处理的温度和时间控制在上述范围内，有利 于减慢冷却速度，避免较大的铸造缺陷和成分偏析，促使得到均匀的组织。。
得到合金铸锭后，本发明将所述合金铸锭进行热轧，得到轧制板材。
在本发明中，所述热轧前优选将所述合金铸锭进行预热处理。
在本发明中，所述预热处理的温度优选为400～440℃，更优选为 410～430℃，进一步优选为420℃；所述预热处理的时间优选为1.5～3.5h，更 优选为2～3h，进一步优选为2h。
在本发明中，所述热轧的温度优选为410～430℃，更优选为415～420℃； 所述热轧的轧制总下压量优选为85～95％，更优选为87～93％，进一步优选为 90％；所述热轧的单道次下压量优选≤5％。本发明将热轧的轧制总下压量和 单道次下压量控制在上述范围内，以保证材料的完整性，同时有利于动态回 复的进行。也保证轧板在轧制时与轧辊的顺利咬合。在本发明中，所述热轧的轧辊优选进行均匀涂覆润滑油。
得到轧制板材后，本发明将所述轧制板材依次进行固溶处理和多级时效 处理，得到二硼化钛增强7系铝合金板材。
在本发明中，所述固溶处理的温度优选为460～480℃，更优选为 465～475℃，进一步优选为470℃；所述固溶处理时间优选为45min～120min， 更优选为50～110min，进一步优选为60min。
固溶处理完成后，本发明优选将固溶处理的产物进行水淬处理，在本发 明中，所述水淬处理的转移时长优选不超过2s。
在本发明中，所述多级时效处理包括依次进行的一级时效处理、二级时 效处理和三级时效处理。
在本发明中，所述一级时效处理为升温至100～140℃保温20～24h，更优 选为升温至110～130℃保温21～23h。在本发明中，所述二级时效处理为升温 至170～220℃保温24～38min后，进行水淬处理；更优选为升温至190～210℃ 保温25～35min后，进行水淬处理。在本发明中，所述水淬处理的转移时长 优选≤5s。在本发明中，所述三级时效处理为升温至100～140℃保温20～24h，更优选为升温至110～130℃下保温21～23h。本发明通过控制一级时效处理和 三级时效处理的温度和时间在上述范围，以保证析出的所述沉淀相弥散、均 匀且细小，以保持所述铝合金板材的力学性能，并且通过控制二级时效处理 的温度和时间在上述范围，以保证在一级时效处理后析出的部分沉淀相回熔， 促进Cu、Mg合金元素迁徙至晶界处，便于促进所述合金元素在三级时效处 理中晶界处形成较为粗大沉淀相，一方面可以捕获在晶界通道传播的氢，另一方面可以阻断连续的晶界沉淀相构成的腐蚀通道，促进基体中的活泼元素 析出使基体电势阴极化，降低基体与增强体TiB2之间的电势差，改善基体的 耐蚀性，实现在保证二硼化钛增强7系铝合金板材的力学性能条件下，降低其应力腐蚀敏感性
在本发明中，所述多级时效处理促进基体中Cu、Mg合金元素向晶界迁 移，优化了晶界沉淀的析出相形态，改善导致应力腐蚀因素之一的连续分布 的晶界沉淀相形态，降低基体与增强体之间的电势差，改善基体的耐蚀性。 在保证铝基复合材料的力学性能条件下，降低所述铝基复合材料的应力腐蚀 敏感性。
本发明提供的二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法操作简单，反应 条件温和，适宜规模化生产。
本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的二硼化钛增强7 系铝合金板材。
本发明提供的制备方法制备得到的二硼化钛增强7系铝合金板材，力学 性能优异，且应力腐蚀敏感性低。
本发明提供的制备方法制备的二硼化钛增强7系铝合金板材中还有不可 避免的杂质。在本发明中，按质量百分比计，所述二硼化钛增强7系铝合金 板材中的杂质含量优选＜0.3％。由于提供所需的元素的原料纯度不可能是 100％，因此，二硼化钛增强7系铝合金板材中存在少量不可避免的杂质。
本发明还提供了上述技术方案所述二硼化钛增强7系铝合金板材在机械 装备轻量化材料中的应用。
在本发明中，所述二硼化钛增强7系铝合金板材可以用于制备航空航天 领域、汽车船舶领域或电子产品中使用的机械装备轻量化材料。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整 地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的 实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳 动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
一种二硼化钛增强7系铝合金板材，由如下质量含量的组分组成：TiB2 5wt.％，Cu1.41wt.％，Mg 2.75wt.％，Cr 0.23wt.％，Zn 5.9wt.％，其余成分 为Al和不可避免的杂质。
Al-TiB2复合材料的制备方法：
a.将纯铝在电阻炉中加热到850℃熔化得到铝熔体，去除铝熔体表面的 氧化层后，在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐，在850℃进行氟盐反应 30min；
所述含硼和钛的混合氟盐由KBF4粉末和K2TiF6粉末按二硼化钛增强7 系铝合金板材中TiB2的质量百分含量为5％混合后依次进行研磨均匀和烘干 得到；所述KBF4粉末中的B原子和K2TiF6粉末中的Ti原子的物质的量之 比为1.67:1；
b.将所述步骤a得到的Al-TiB2熔体表面的氟盐渣扒出后，由所述Al-TiB2熔体的底部吹入Ar气，在转速120r/min的搅拌条件、850℃下进行吹气精炼 5min，得到精炼后的Al-TiB2熔体；
c.将所述步骤b得到的精炼后的Al-TiB2熔体静置冷却至720℃，然后快 速进行第二浇铸，得到Al-TiB2复合材料；
所述第二浇铸所用模具为金属模具；所述金属模具在使用前进行预热处 理，所述预热处理的温度为250℃，所述预热处理的时间为20min，所述第 二浇铸的的温度为720℃。
上述二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法：
(1)将上述制备方法制备的Al-TiB2复合材料于750℃电阻炉中进行加 热熔化，得到前驱体熔体；
(2)按照所述二硼化钛增强7系铝合金板材的化学成分组成及质量百 分含量，向所述步骤(1)得到的前驱体熔体中加入剩余合金元素即Zn单质、 Al-Mg中间合金、Cr单质和Cu单质，在750℃进行稀释重熔20min，得到 合金化熔体；
(3)将所述步骤(2)得到的合金化熔体进行除气精炼，然后进行第一 浇铸，得到合金铸锭；
所述第一浇铸所用模具为纯铜模具；所述纯铜模具在使用前进行预热处 理，所述预热处理的温度为250℃，所述预热处理的时间为20min，所述第 一浇铸的温度为750℃；
所述除气精炼过程中，熔体温度保持在720～770℃；所述除气精炼的时 间为5min；所述除气精炼的的方式为从底部吹入流速0.25L/min的Ar气； 所述除气精炼的吹气设备优选为旋转喷吹装置；
(4)将所述步骤(3)得到的合金铸锭在420℃进行热轧，得到轧制板 材；
在所述热轧前将所述合金铸锭置于420℃的热处理炉中进行预热处理2h；
所述热轧的轧制总下压量为90％；
所述热轧的轧辊提取均匀涂覆润滑油；
(5)将所述步骤(4)得到的轧制板材在470℃进行固溶处理1h，然后 快速水淬处理，之后进行多级时效处理，得到二硼化钛增强7系铝合金板材；
所述多级时效处理为：
首先进行一级时效处理，即于120℃保温22h；
然后进行二级时效处理，即于200℃保温30min后，进行水淬处理；
最后进行三级时效处理，即于120℃保温22h。
实施例2
按照实施例1的方法分别制备Al-TiB2复合材料和二硼化钛增强7系铝 合金板材；
与实施例1不同的是，二硼化钛增强7系铝合金板材由如下质量含量的 组分组成：TiB25 wt.％，Cu 1.65wt.％，Mg 2.65wt.％，Cr 0.27wt.％，Zn 5.7 wt.％，其余成分为Al和不可避免的杂质。
对比例1
按照实施例1的方法分别制备Al-TiB2复合材料和增强7系铝合金板材
与实施例1不同的是，在多级时效处理中不进行二级时效处理和三级时 效处理。
对比例2
按照实施例2的方法分别制备Al-TiB2复合材料和增强7系铝合金板材；
与实施例2不同的是，在多级时效处理中不进行二级时效处理和三级时 效处理。
性能测试
将本发明实施例1、2制备的二硼化钛增强7系铝合金板材和对比例1、 2制备的增强7系铝合金板材分别在空气、3.5wt.％NaCl水溶液中进行慢应 变拉伸试验测试，拉伸速率为3×10-7S-1，得到慢拉伸测试结果如图1～4和表 1所示。由图1可知，实施例1制备的二硼化钛增强7系铝合金板材在空气 中抗拉强度可达601.5MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度仍然达 588.8MPa，由图2可知，实施例2制备的二硼化钛增强7系铝合金板材在空气中抗拉强度可达603.0MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度仍然达 576.2MPa，由图3可知，对比例1制备的增强7系铝合金板材在空气中抗拉 强度可达585.1MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度降至511.4MPa，由 图4可知，对比例2制备的增强7系铝合金板材在空气中抗拉强度可达 603.7MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度降至527.9MPa。
表1为实施例1、2和对比例1、2的慢拉伸测试结果数据统计。
表1实施例1、2和对比例1、2的慢拉伸测试结果数据统计
Figure SMS_1
综上可知，本发明实施例1制备的二硼化钛增强7系铝合金板材在空气 中抗拉强度可达601.5MPa，在3.5wt.％NaCl水溶液中抗拉强度仍然达 588.8MPa，强度损失低至2.11％，力学性能较好，且应力腐蚀敏感性低，表 明利用本发明中提供的制备方法制备的二硼化钛增强7系铝合金板材的力学 性能受环境影响更低，具有较低的应力腐蚀敏感性。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普 通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润 饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种二硼化钛增强7系铝合金板材的制备方法，由以下步骤组成：
(1)将Al-TiB2复合材料进行加热熔化，得到前驱体熔体；
(2)按照7系铝合金的化学成分组成及质量百分含量，向所述步骤(1)得到的前驱体熔体中加入剩余合金元素进行稀释重熔，得到合金化熔体；
(3)将所述步骤(2)得到的合金化熔体依次进行除气精炼和第一浇铸，得到合金铸锭；
(4)将所述步骤(3)得到的合金铸锭进行热轧，得到轧制板材；
(5)将所述步骤(4)得到的轧制板材依次进行固溶处理和多级时效处理，得到二硼化钛增强7系铝合金板材；
所述多级时效处理包括以下步骤：
首先进行一级时效处理，即于100~140℃保温20~24h；
然后进行二级时效处理，即于190~210℃保温25~35min后，进行水淬处理；
最后进行三级时效处理，即于100~140℃保温20~24h；
所述步骤(1)中Al-TiB2复合材料中TiB2的质量百分含量为1％~8％。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中Al-TiB2复合材料的制备方法包括以下步骤：
a.在铝熔体表面加入含硼和钛的混合氟盐后，进行氟盐反应，得到Al-TiB2熔体；
b.去除所述步骤a得到的Al-TiB2熔体表面的盐渣后，进行吹气精炼，得到精炼后的Al-TiB2熔体；
c.将所述步骤b得到的精炼后的Al-TiB2熔体进行第二浇铸，得到Al-TiB2复合材料。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤a中氟盐反应的温度850~880℃，所述氟盐反应的时间为25~35min。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤b中吹气精炼的温度为830~880℃，所述吹气精炼的时间为4~10min。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中第一浇铸的温度为740~760℃。
6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中热轧的温度为410~430℃，所述热轧的总下压量为85~95％，所述热轧的单道次下压量≤5％。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)中固溶处理的温度为460~480℃，所述固溶处理的时间为45~120min。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0517854A (ja) * 1991-07-10 1993-01-26 Furukawa Electric Co Ltd:The 導電用高耐熱性アルミニウム合金の製造方法
JP4065758B2 (ja) * 2002-10-23 2008-03-26 住友電気工業株式会社 耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法
CN103014459A (zh) * 2012-12-21 2013-04-03 中南大学 一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法
CN107740013B (zh) * 2017-10-24 2019-10-18 山东南山铝业股份有限公司 航空用铝合金的热处理方法、铝合金板材及其生产方法
CN107723634A (zh) * 2017-10-24 2018-02-23 山东南山铝业股份有限公司 实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材
CN113444940A (zh) * 2021-05-28 2021-09-28 天津忠旺铝业有限公司 一种高强高韧耐蚀7055铝合金中厚板材的制备方法
CN114000005B (zh) * 2021-11-03 2022-05-13 大连理工大学 一种基于TiB2p/Al复合材料的低弧垂大跨越输电导线及其制备方法
CN114318092A (zh) * 2021-12-30 2022-04-12 大连理工大学 一种耐热陶瓷强化变形铝合金及其制备方法
CN114277279A (zh) * 2021-12-31 2022-04-05 大连理工大学 一种二硼化钛增强铝合金及其制备方法和应用

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