本发明涉及铝基复合材料领域，提供了一种不连续增强铝基复合材料的锻件制备工艺方法。
背景技术：
不连续增强铝基复合材料(简记为DRA)因具有轻质、高强、抗疲劳、抗高温蠕变、耐热、耐磨、减振及尺寸稳定等一系列优点，而且制造工艺简单，原材料价格低廉，因而成为国民经济发展和国防安全领域的重要结构材料。发达国家已成功地将DRA用于飞机、汽车、轨道交通等领域，并实现零部件的批量生产，取得显著的经济效益和社会效益(International Materials Reviews,vol.39,No.1(1994)p.1-23)。
塑性成型加工是DRA的关键制备工序。自由锻简单的加工工艺和多样的产品形状和尺寸，使其成为重要的金属材料成型加工方法之一。然而，由于DRA中含有大量的硬质增强相，极大的降低了材料的塑性，使DRA变形加工十分困难。尤其在自由锻造时，锻坯没有模具约束，材料呈单向压应力、双向拉应力状态，变形时容易造成产品开裂。此外，自由锻压时处于非等温条件，给调控DRA复杂的组织如颗粒团聚、晶粒尺寸等带来极大困难。
对于粉末冶金或搅拌铸造制备的DRA坯锭，由于材料未完全致密、增强相与铝基体界面结合不理想，塑性较低，直接进行自由锻，不仅道次变形量受到限制，而且极易产生开裂，降低了自由锻的效率与成材率，同时锻件性能也不够理想。综上，如何减少DRA自由锻造裂纹、调控变形组织并提高锻造效率是DRA自由锻件工业化生产的关键。
然而，目前关于DRA自由锻造工艺的专利较少，仅有一项中国专利(ZL200910241853)涉及颗粒增强铝基复合材料的锻造工艺。该方法是在铝基复合材料坯锭外加钢包套，类似模锻原理，利用钢包套产生约束作用避免锻造裂纹的产生。但该工艺仅适于制备圆盘形的工件，对于其它形状如长方体工件，锻压时钢包套不能完全包覆锻坯，因而并不适用。另外，钢包套需要更大的锻造力，对设备的要求更高。最后，该工艺需要在锻造前加工包套模具，锻造后需机械加工去除包套，增加了产品的生产周期和成本。
挤压变形可明显提高DRA的致密性、改善界面结合并调控颗粒分布，从而大幅度提高DRA的后续塑性加工工艺性。但DRA的变形组织比未增强铝合金复杂，挤压时常形成增强相富集带或贫增强相区，在后续锻造时，裂纹容易在增强相富集区形核，而且微观不均匀的组织给锻造组织调控带来困难，容易降低制品力学性能。因此需要调控挤压温度和速度来调控增强相分布均匀性。已有研究表明高温挤压时铝合金基体极易发生变形，而增强相的流动相对滞后，易导致增强相沿挤压方向发生偏聚，形成链状分布(塑性变形对喷射沉积7090Al/SiCp复合材料SiC分布及组织性能影响，孙有平，湖南大学博士学位论文，2009；挤压处理对SiCp/2014Al复合材料组织及性能的影响，刘小玉，吉林大学硕士学位论文，2015)。锻压变形中，存在增强相再分布和裂纹形核的问题。这与锻压温度、速度和道次变形率相关。已有研究表明高速下锻造，容易产生绝热剪切带，导致组织均匀性变差。而动态再结晶和动态回复温度下锻造易于改善增强相分布(Y.V.R.K.Prasad等，Hot Working Guide，ASM International Materials Park，Ohio44073-0002，ISBN-13:978-1-62708-091-0)。但自由锻为非等温、等应变速率条件，而且对大尺寸锻件，变形均匀性差异巨大，现有的资料数据并未给出自由锻件组织控制方法。
综上所述，本发明提出一种适用于不同形状产品的自由锻工艺，用于DRA锻件的快速、高效与可控制备。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种适用于DRA的锻件制备工艺。采用粉末冶金或搅拌铸造方法制备坯锭，采用热挤压方法制备锻坯，挤压时控制挤压温度和速度进而控制获得均匀的挤压材微观组织。采用优化微观组织的挤压材作为锻坯，进一步控制自由锻的温度和速度，实现DRA锻件的快速、高效与可控制备。该方法不容易产生锻造裂纹，能够大幅提高锻造效率和成品率，适用于不同形状的DRA锻件，并可采用常规的铝合金自由锻生产设备进行，生产成本低。
本发明是通过以下工艺实现的：
一种不连续增强铝基复合材料的锻件制备工艺，其特征在于，步骤如下：
1.坯锭制备：采用粉末冶金或搅拌铸造方法制备DRA坯锭；
2.锻坯制备：采用热挤压方法制备出DRA棒材或矩形材，挤压温度在300-400℃之间，挤压速度在0.2-0.8mm/s；
3.自由锻造：锻坯在空气锤或液压机上自由锻造，每锻造一道次后进行退火，直至锻到所需尺寸。
本发明在挤压时控制挤压温度和速度进而控制挤压材的微观组织，采用优化微观组织的挤压材制成锻坯，通过控制自由锻的温度、变形速率、终锻温度、大幅提高单道次变形量，减少锻造裂纹。
本发明中，所述不连续增强铝基复合材料的铝合金基体为任意牌号的变形铝合金与非商用铝合金，增强相包括但不限于碳化硅、碳化硼、碳化钛、氮化铝、氧化铝、二硼化钛以及碳纳米管中的任何一种。陶瓷增强相颗粒尺寸为1.5-50μm，在复合材料中的体积含量为5-30％；碳纳米管等纳米碳增强相体积含量为0.5-10％。
作为优选的技术方案，采用热挤压方法制备出DRA棒材或矩形材，其中棒材直径为50-450mm，矩形材边长为50-300mm，根据需要截成所需锻坯。
作为优选的技术方案，所述自由锻造的工艺为：锻造温度在420-480℃之间，终锻温度不低于420℃；锻造变形速度为25-40mm/s，每道次锻造变形量20-35％。
作为优选的技术方案，每锻造一道次后进行退火，退火温度在420-480℃之间，保温2-6小时。
本发明的有益效果是：
1.将DRA在较低温度和较慢速度范围内挤压，不仅可避免挤压裂纹的产生，而且铝基体的变形抗力较大，增强相在基体中的运动阻力大，不易形成团聚。
2.挤压锻坯微观均匀性的改善，降低了锻造时裂纹在增强相团聚区域形核的可能性，有利于提高每道次的锻压变形率。
3.较高的温度下锻造，材料塑性较好，有利于提高道次变形率。同时，规定在较高速度下锻造，能增加塑性变形所释放的热量，弥补自由锻时的温度下降，从而控制锻件的温度均匀性。
4.控制终锻温度，可保持DRA始终在较窄温度区间变形，易于控制变形组织，而且高温下材料具有良好的塑性，不易产生微孔、裂纹等缺陷。
综上，本发明所述方法可以在大变形量下锻造而降低缺陷形成，此外可控制组织(如颗粒团聚)，从而提高锻造效率、成品率以及锻件性能。另外，本发明可根据需要锻造成不同形状的产品。
具体实施方式
实施例1
采用粉末冶金方法制备20vol.％SiCp/2009Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ150×3000mm，挤压温度320℃，挤压速度0.2mm/s。将棒材截成φ150×300mm。在480℃保温3小时。采用500吨油压机自由锻造，沿300mm高度方向燉粗，变形速度30mm/s，每道次变形量35％，终锻温度430℃。锻造3道次，每道次之间在480℃保温3小时。工件的锻造尺寸为150×150×230mm。锻造工件表面无开裂。
比较例1
采用粉末冶金方法制备20vol.％SiCp/2009Al坯锭，坯锭尺寸为φ150×300mm。将坯锭在480℃保温3小时。采用500吨油压机自由锻造。沿300mm高度方向燉粗，变形速度30mm/s，道次变形量达15％时坯锭表面有微裂纹产生。将微裂纹打磨消除后，变形速度30mm/s，每道次变形量10％，终锻温度430℃。锻造6道次，每道次之间在480℃保温3小时。将工件锻造成φ210×150mm的圆饼，将圆饼锻造成长方形时，坯锭边缘开裂。
实施例2
采用粉末冶金方法制备30vol.％SiCp/2009Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ350×1500mm，挤压温度350℃，挤压速度0.2mm/s。将棒材截成φ350×350mm。在480℃保温6小时。采用800吨油压机自由锻造。沿350mm高度方向燉粗，每道次变形量20％，变形速度25mm/s，终锻温度430℃。锻造4道次，每道次之间在480℃保温6小时。工件的锻造尺寸为φ550×150mm。锻造工件边缘无裂纹。
比较例2
采用粉末冶金方法制备30vol.％SiCp/2009Al坯锭，坯锭尺寸为φ350×350mm。将坯锭在480℃保温6小时。采用800吨油压机自由锻造。沿350mm高度方向燉粗，变形速度25mm/s，每道次变形量10％，终锻温度430℃。锻造8道次，每道次之间在450℃保温6小时。工件的锻造尺寸为φ550×150mm。锻造工件边缘明显开裂。
实施例3
采用搅拌铸造法制备25vol.％SiCp/2009Al坯锭，采用热挤压方法制备矩形材，尺寸为150×200×3000mm，挤压温度380°，挤压速度在0.2mm/s。将矩形材截成150×200×300mm。在460℃保温4小时。采用800吨油压机自由锻造。沿150mm高度方向锻造，沿200mm宽度方向拔长，变形速度30mm/s，每道次变形量30％，终锻温度420℃。锻造2道次，每道次之间在460℃保温4小时。工件的锻造尺寸为70×350×350mm。锻造工件表面无开裂。
比较例3
采用搅拌铸造法制备25vol.％SiCp/2009Al坯锭，坯锭尺寸为150×200×300mm。将坯锭在460℃保温4小时。采用800吨油压机自由锻造。沿150mm高度方向锻造，沿200mm宽度方向拔长，变形速度30mm/s，道次变形量达15％时坯锭表面有微裂纹产生。将微裂纹打磨消除后，每道次变形量10％，终锻温度420℃，锻造7道次，每道次之间在460℃保温4小时。工件的锻造尺寸为70×350×350mm。长方形的边缘开裂严重。
实施例4
采用粉末冶金方法制备20vol.％SiCp/2009Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ150×3000mm，挤压温度320℃，挤压速度0.2mm/s。将棒材截成φ150×300mm。在480℃保温3小时。采用500吨油压机自由锻造。沿300mm高度方向燉粗，变形速度30mm/s，每道次变形量35％，终锻温度430℃。锻造3道次，每道次之间在480℃保温3小时。工件的锻造尺寸为150×150×230mm。锻造工件表面无开裂。
比较例4
采用粉末冶金方法制备20vol.％SiCp/2009Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ150×3000mm，挤压温度480℃，挤压速度1mm/s。将棒材截成φ150×300mm。在480℃保温3小时。采用500吨油压机自由锻造。沿300mm高度方向燉粗，变形速度30mm/s，道次变形量达20％时坯锭表面有微裂纹产生。将微裂纹打磨消除后，变形速度30mm/s，每道次变形量15％，终锻温度430℃。锻造5道次，每道次之间在480℃保温3小时。工件的锻造尺寸为150×150×230mm。最后一道次锻造时工件表面有微小裂纹。
实施例5
用搅拌铸造方法制备12vol.％Al2O3p/7075Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ50×3000mm，挤压温度340℃，挤压速度在0.5mm/s。将棒材截成φ50×80mm。在450℃保温2小时。采用50吨空气锤自由锻造。沿80mm高度方向燉粗，变形速度40mm/s，每道次变形量30％，终锻温度420℃。锻造3道次，每道次之间在450℃保温2小时。工件的锻造尺寸为40×60×60mm。锻造工件边缘无裂纹。
比较例5
用搅拌铸造方法制备12vol.％Al2O3p/7075Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ50×3000mm，挤压温度340℃，挤压速度在0.5mm/s。将棒材截成φ50×80mm。在350℃保温2小时。采用50吨空气锤自由锻造。沿80mm高度方向燉粗，变形速度40mm/s，道次变形量20％，出现裂纹。将裂纹机械加工掉后，在350℃保温2小时继续锻造，道次变形量15％，锻造5道次，终锻温度420℃。工件的锻造尺寸为40×60×60mm。锻造工件边缘有微小裂纹。
实施例6
采用搅拌铸造方法制备15vol.％B4Cp/6061Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ200×1500mm，挤压温度380℃，挤压速度0.8mm/s。将棒材截成φ200×400mm。在450℃保温5小时。采用500吨油压机自由锻造。沿φ200方向锻扁坯锭，变形速度30mm/s，每道次变形量30％，终锻温度420℃。锻造3道次，每道次之间在450℃保温5小时。工件的锻造尺寸为100×300×400mm。锻造工件表面无裂纹。
比较例6
采用搅拌铸造方法制备15vol.％B4Cp/6061Al坯锭，采用热挤压方法制备棒材，尺寸为φ200×1500mm，挤压温度380℃，挤压速度0.8mm/s。将棒材截成φ200×400mm。在450℃保温5小时。采用500吨油压机自由锻造。沿φ200方向锻扁坯锭，变形速度5mm/s，变形量为15％时，温度为400℃。变形量为20％时，温度为380℃，工件表面开裂。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。