本發明涉及金屬基復合材料與鋁合金技術領域，具體涉及一種用于制備高強高塑鋁基復合材料的鋁合金和鋁基復合材料。
背景技術：
2000系列高強鋁合金(Al-Cu-Mg)基復合材料具有高強、高模、輕質的特性，在航空航天、兵器、船舶以及交通運輸等領域具有廣闊的應用前景。然而其延伸率偏低，典型的Al-Cu-Mg基復合材料室溫下延伸率僅為3～6％(D.B.Miracle，Aeronautical applications of metal matrix composites,S.L.Donaldson(Eds.),ASM handbook,Composites，2001年，21卷，1043-1049頁以及D.J.Lloyd，Composites engineering handbook,P.K.Mallick(Ed.),Marcel Dekker Inc.，New York，1997年，560-600頁)，不僅服役安全系數低，而且冷變形加工困難，成為推廣應用的主要障礙。盡管淬火后固溶態具有較高延伸率，但2000系列鋁合金具有極強的自然時效傾向，室溫短期放置即導致延伸率快速下降，因而在淬火軟狀態進行冷變形加工的可能性受到極大限制。
Al-Mg-Si合金(6000系列鋁合金)塑性較好，而且自然時效硬化慢，有利于提高復合材料服役可靠性與變形加工工藝性。根據GB/T3190-2008《變形鋁及鋁合金化學成分》，選取不同種類6000系列合金作為基體，均可制備具有上述特點的復合材料。但商品化的6061 Al、6063 Al等合金強度偏低，所制備的復合材料強度較低，難以滿足工程應用需求。而采用高Mg、Si含量的商用6000系鋁合金為基體，如6082、6111等合金，雖然能提高復合材料強度，但提高程度有限，而且塑性不佳。需要指出，商用鋁合金并不是為鋁基復合材料而設計。首先，商用合金的Mg、Si含量按照Mg/Si＝1.73的方案設計，以避免出現剩余的Mg或Si而降低Mg2Si數量、削弱強化作用。復合材料中添加增強相會由于原材料雜質以及界面反應形成過剩的Si，而且界面反應會導致Mg元素消耗，這些因素導致復合材料強度和塑性難以控制。其次，商用合金中通常含有Mn、Fe、Ti、Zn、Zr等元素，以阻礙晶粒在熱處理過程中粗化，并提高合金抗腐蝕性等。對鋁基復合材料，外加增強相對晶粒在高溫下的粗化具有抑制作用，而且復合材料耐蝕性主要受界面與增強相和基體的電極電位決定，無需增加這些額外的微合金化元素，而且純化的基體能使復合材料的塑性進一步改善。
采用商用高Mg、Si含量的6000系列鋁合金為基體，還存在自然時效“負效應”(停放效應)的問題，即Al-Mg-Si系合金淬火后自然放置數十分鐘至數百小時后人工時效硬化作用減弱的現象。研究表明，Mg、Si之和大于1wt.％的Al-Mg-Si系合金，存在自然時效的負效應(C.D.Marioara等，The influence of temperature and storage time at RT on nucleation of the β″phase in a 6082 Al-Mg-Si alloy，Acta Materialia，2003年，51卷，789-796頁)，使合金元素難以發揮應有的強化作用。通常經過長期自然時效(數千小時)，自然時效負效應會減弱，但仍然顯著低于淬火后立即人工時效的水平，而且長時間存放會增加生產管理難度。實際工況下，淬火后的零件一般不會即時進行人工時效，而需要進行淬火變形校直、冷彎、冷軋以及鈑金等變形加工。這意味著以6000系列鋁合金為基體的復合材料必須面臨自然時效負效應的問題。
現有的6000系列鋁合金研究表明，添加Cu能促進β″相析出并使其細化(T.Saito等，The effects of low Cu additions and predeformation on the precipitation in a 6060 Al-Mg-Si alloy,Metallurgical and Materials Transactions A，2013年，44卷，4124-4135頁；M.Murayama等，The effect of Cu additions on the precipitation kinetics in an Al-Mg-Si alloy with excess Si,Metallurgical and Materials Transactions A，2001年，32卷，239-246頁)，此外Cu還會形成Q′相、L相，具有硬化作用(S.Esmaeili等，On the precipitation-hardening behavior of the Al-Mg-Si-Cu，Metallurgical and Materials Transactions A，2003年，34卷，751-763頁)，因此Cu能補償因自然時效負效應產生的硬度降低。另外，Cu原子在鋁基體中可動性較低，而且與空位結合能較高，自然時效初期硬化較慢，有利于冷變形加工。但復合材料中因增強相與基體存在熱錯配和彈性錯配，導致幾何必需位錯生成，因此人工時效時Mg、Si元素擴散加快，時效析出加速，形成密度低而尺寸大的β″相。另外，位錯對空位的湮滅作用，降低了Mg、Si原子團簇尺寸，使人工時效時β″相形核率降低，加劇其粗化。因此，作為復合材料基體，Cu含量必須優化。
技術實現要素：
針對上述現有技術中的不足，本發明在傳統6000系列鋁合金上進行改進和優化，提供一種用于制備高強高塑鋁基復合材料的鋁合金和鋁基復合材料，限定了基體合金成分并規定了增強相種類和含量，以提高鋁基復合材料的冷變形加工工藝性，并抑制高Mg、Si含量6000系列鋁合金中常見的自然時效負效應。所制備的復合材料具有高強度、高塑性，改善高強度鋁基復合材料的塑性加工性，特別是冷變形加工能力，并且避免6000系列鋁合金常見的自然時效負效應(停放效應)。
為實現上述目的，本發明所采用的技術方案如下：
一種用于制備高強高塑鋁基復合材料的鋁合金，按重量百分含量計，該鋁合金化學成分為：Si：0.3～0.7％；Mg：0.7～1.4％；Cu：0.6～1.2％；Al為余量。
該鋁合金中不添加Fe、Mn、Zn、Ti、Cr等常見的微合金化元素，因降低生產工藝和原材料成本而不能避免時，上述元素作為雜質，按重量百分含量計，單個元素的含量應小于等于0.05％，總和應小于0.2％。
以上述鋁合金作為基體，在鋁合金基體中添加增強相獲得鋁基復合材料，所述增強相為陶瓷相或納米碳材料；當增強相為陶瓷增強相時，陶瓷增強相的體積含量為10～40％，優選15-30％；當增加相為納米碳材料時，納米碳材料的體積含量為0.5～10％，優選為1～5％。所述陶瓷增強相為SiC、Al2O3、B4C、TiC或TiB2等陶瓷顆粒，所述納米碳材料為碳納米管或石墨烯。
在鋁合金基體中添加上述含量及種類的增強相后，所制備的鋁基復合材料擠壓材、軋制材、鍛造以及其它變形加工材，淬火后一年時間內延伸率可保持較高水平，經任意自然時效時間，人工時效后屈服強度可達淬火后直接人工時效的90％以上。
當復合材料中所添加的增強相中含有Si和/或SiO2雜質時，復合材料中鋁合金基體中Si元素含量取偏下限范圍(含量為0.3～0.6wt.％)，以彌補界面反應導致的Si相增加。
當復合材料中所添加的增強相為陶瓷增強相時，復合材料中鋁合金基體中Mg元素含量取偏上限范圍(含量為0.8～1.4wt.％)，以彌補界面反應產生的Mg元素消耗。
該復合材料的鋁合金基體中，Cu元素含量取偏上限成分，含量為0.8～1.2wt.％，以改善增強相所致幾何必需位錯而導致的人工時效時析出相較粗大的不足。
本發明鋁基復合材料可通過以下三種方法制備獲得：
(1)將Si源、Mg源、Cu源和Al源通過熔煉成為母合金，進一步通過攪拌鑄造、浸滲或擠壓鑄造添加增強相制備鋁基復合材料；
(2)將Si源、Mg源、Cu源和Al源通過熔煉成為母合金，經過霧化制粉成為合金粉末，通過粉末冶金工藝添加增強相制備鋁基復合材料；
(3)將Si源、Mg源、Cu源和Al源粉末與增強相機械混合，通過粉末冶金實現合金化、復合化制備鋁基復合材料。
本發明具有以下優點和有益效果：
本發明制備的復合材料相比傳統的6000系列鋁合金，向其中添加SiC、Al2O3、B4C、TiC、TiB2等陶瓷顆粒以及碳納米管、石墨烯等納米碳作為增強相，所制備的復合材料屈服強度明顯提高，可達到相同增強相含量的2000系列鋁合金基復合材料的水平。同時，鋁基復合材料具有良好塑性，可以進行冷變形加工而不開裂。此外，所制備的復合材料自然時效負效應(停放效應)弱，經自然時效后再進行人工時效復合材料強度可達淬火后直接人工時效的強度值。
具體實施方式：
本發明不同于GB/T3190-2008《變形鋁及鋁合金化學成分》中的6000系列合金成分。規定主要合金元素為Si、Mg、Cu，其成分范圍為Si：0.3～0.7wt.％，Mg：0.7～1.4wt.％，Cu：0.6～1.2wt.％，不添加Fe、Mn、Zn、Ti、Cr等常見的微合金化元素，當這些元素作為雜質不可避免時，控制單個元素含量0.05wt.％，總和應小于0.2wt.％。添加增強相制備復合材料時，具體方案舉例如下：
(1)對SiC顆粒增強鋁基復合材料，選用該合金為基體，SiC顆粒表面的SiO2與鋁基體在復合過程中產生界面反應，而且SiC顆粒表面的游離硅使總Si含量增加。Mg與SiO2反應生成MgO、Si，消耗一部分Mg，并進一步增加Si含量。本發明所描述的Mg、Si含量，Si含量優選為0.3～0.6wt.％，Mg含量優選為0.8～1.4wt.％，所制備的鋁基復合材料中析出相Mg2Si得到控制，而不形成過剩Si相，經熱處理后達到預期的強度和延伸率。
(2)對Al2O3顆粒增強鋁基復合材料，選用該合金為基體，Mg與Al2O3發生界面反應形成MgO以及MgAl2O4，消耗一部分Mg。本發明所描述的Mg含量，優選為0.8～1.4wt.％，所制備的鋁基復合材料中析出相Mg2Si含量得以保證，從而在熱處理后達到預期的強度。
(3)該合金為基體制備復合材料時，Cu含量優選為0.8～1.2wt.％，該復合材料淬火后自然時效2周后再進行人工時效，強度可達淬火后立即人工時效峰值強度的90％以上，而不含Cu或Cu含量<0.8wt.％的合金基體所制備的復合材料，即使長期放置，經4000小時自然時效再進行人工時效，強度僅為淬火后立即人工時效峰值的85％。
(4)使用該合金制備復合材料，當超出本發明描述的Mg、Si成分上限添時，如仍選用本發明描述的Cu含量，不能有效補償自然時效負效應，而如果增加Cu含量并超出本發明描述的上限值，合金中會形成過多Q′相，使塑性下降，而且導致合金耐蝕性下降。
(5)該合金中的Mn、Ti、Zn、Cr、Fe等元素總和≤0.2wt.％，合金的塑性延伸率比超出該值時要高，從而為增強相添加后形成的復合材料提供更大的塑性余量。
(6)以該合金制備復合材料，為保證復合材料具有高強度以及良好的塑性，所添加的非連續陶瓷增強相體積含量為15～40％，優選為17～30％；向其中添加碳納米管和石墨烯的體積含量為0.5～10％，優選為1～5％。
為了進一步理解本發明，下面結合實施例對本發明提供的鋁合金及其與增強相復合制備鋁基復合材料的方法進行詳細說明，本發明的保護范圍不受以下實施例的限制。
實施例1
使用含20wt.％Si的Al-Si中間合金錠、Al錠、Mg錠、含50wt.％Cu的Al-Cu中間合金錠在鋁合金熔煉爐中進行熔煉，熔煉溫度750℃，加料順序為Al、Al-Cu、Al-Si、Mg，攪拌均勻并澆注在金屬模具中形成母合金錠。將母合金錠在720℃下重熔，并在1MPa氣壓下通過氬氣霧化，經篩分得到-325目粉末，粉末中Si含量為0.56wt.％，Mg含量為1.22wt.％，Cu含量為0.92wt.％，Fe含量為0.01wt.％，Zn、Ti、Cr、Mn含量檢測不出。將鋁粉末與體積含量17％、平均粒徑5μm的SiC粉末經機械混合，在650℃、15MPa下真空熱壓制成復合材料坯錠。在400℃下進行熱擠壓，擠壓比15：1。在530±5℃下進行淬火，淬火后復合材料延伸率為15％，此時進行拉伸校直，放置2天后在175±5℃時效8小時得到成品。復合材料拉伸性能如下：抗拉強度520MPa，屈服強度420MPa，延伸率為8％。
實施例2
使用含20wt.％Si的Al-Si粉末、純鋁粉末、純鎂粉末、含20wt.％Cu的Al-Cu粉末，每種粉末粒度在120目以下，與體積含量30％、平均粒徑5μm的SiC粉末經機械混合，除去SiC顆粒，合金元素配比為Si：0.42wt.％，Mg含量為1.02wt.％，Cu含量為0.87wt.％，在650℃、20MPa下真空熱壓制成復合材料坯錠。在450℃下進行熱擠壓，擠壓比15：1。在530±5℃下進行淬火，淬火后復合材料延伸率為8％，此時進行拉伸校直，并進行兩周時間的機加工，隨后在175±5℃時效6小時得到成品。復合材料拉伸性能如下：抗拉強度580MPa，屈服強度490MPa，延伸率為3.5％。
實施例3
使用含17wt.％Si的硅鋁明(Al-Si中間合金)、Al錠、Mg錠、含50wt.％Cu的Al-Cu中間合金錠在鋁合金熔煉爐中進行熔煉，熔煉溫度750℃，加料順序為Al、Al-Cu、Al-Si、Mg，攪拌均勻。降溫至620-650℃之間，通過機械攪拌加入平均粒徑為10μm的SiC顆粒，SiC添加量為20wt.％。升溫至700℃攪拌均勻后將復合材料熔體澆注在金屬模具中形成復合材料坯錠。從復合材料坯錠上鉆屑取樣，通過萃取法測試基體合金成分為Si：0.48wt.％，Mg：0.98wt.％，Cu：1.03wt.％。將復合材料坯錠在450℃下鍛造成方坯，鍛造比為1.5：1，之后在500℃下將復合材料分5道次軋制成板材，每道次變形率為10％。將板材在在530±5℃下進行淬火，淬火后復合材料延伸率為12％，淬火后歷時3周內，對板材進行校直并冷軋，冷軋變形率為3％，并進行滾彎。隨即在175±5℃時效6小時得到成品。將滾彎板材在室溫下進行拉伸實驗，拉伸性能如下：抗拉強度560MPa，屈服強度510MPa，延伸率為6％。
除了上述實施例外，通過成分選擇和含量配比本發明還可有其它多重實施方式。凡采用等同或等效變換形成的技術方案，均在本發明要求保護的范圍之內。