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CN113881873B - 一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法 - Google Patents

一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法 Download PDF

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CN113881873B CN202111086586.4A CN202111086586A CN113881873B CN 113881873 B CN113881873 B CN 113881873B CN 202111086586 A CN202111086586 A CN 202111086586A CN 113881873 B CN113881873 B CN 113881873B
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Abstract

本发明公开了一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法，包括铝基体以及分散在铝基体内的TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相；所述的TiC陶瓷增强相占复合材料总质量的4～8wt.％；所述的ZrC陶瓷增强相占复合材料总质量的6～12wt.％。本发明通过在铝基体中加入ZrC和TiC陶瓷增强相，在激光成形过程中，ZrC和TiC增强相发生固溶，生成高密度跨尺度的(Ti,Zr)C固溶体，发挥不同尺寸固溶体的强化效应，最终起到提升材料力学性能的作用。

Description

一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明属于陶瓷增强铝基复合材料领域，具体是一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法。
背景技术
铝基复合材料因其低密度、高比强度、高比模量、良好的耐磨性、耐腐蚀性及可设计性强等特点，被广泛引用于航空航天、电子、化学等领域。通过选择合适的增强相，铝基复合材料能够获得比基体材料更高的强度和弹性模量。研究表明加入纳米增强相可在提升材料强度的同时，维持原有的延展性。然而纳米颗粒之间存在较强的范德华力，极易发生团聚，导致高含量的纳米颗粒难以在基体中均匀分散，最终影响材料的成形质量及性能。故采用纳米增强相时，增强相的添加量往往受限，最终复合材料的性能提升空间有限，限制了纳米颗粒增强铝基复合材料的工程应用。
发明内容
发明目的：本发明所要解决的技术问题是针对现有技术的不足，提供一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料，以发挥不同尺寸固溶体的强化效应，提升材料力学性能。
为了实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：
一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料，包括铝基体以及分散在铝基体内的TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相；
其中，所述的TiC陶瓷增强相占复合材料总质量的4～8wt.％；
所述的ZrC陶瓷增强相占复合材料总质量的6～12wt.％。
进一步地，所述的TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相的质量分数比为2:3。
优选地，所述的铝基体纯Al，或者Al-Mg合金。
进一步地，本发明还提供上述高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料的制备方法，包括如下步骤：
(1)取基体粉末、TiC陶瓷粉末、ZrC陶瓷粉末通过球磨机在惰性气体保护下进行球磨混合均匀，得到复合粉体；
(2)使用Soildworks软件建立零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对该模型进行分层切片并规划激光扫描路径，将三维实体离散成一系列二维数据，保存并导入选区激光熔化成形设备中；
(3)选区激光熔化成形设备根据步骤(2)所导入的数据，将步骤(1)中的复合粉体逐层熔化并凝固，最终成形目标三维实体零件。
优选地，步骤(1)中，基体为纯Al时，纯度不低于99.9％，基体粉末中粒径分布范围在15～53μm；基体为Al-Mg合金时，Mg含量不高于4.5wt.％，基体粉末粒径分布范围在25～60μm。
优选地，步骤(1)中，所述的TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2～4μm，纯度不低于99％。
优选地，步骤(1)中，所述的ZrC陶瓷粉末粒径分布范围在2～5μm，纯度不低于99.8％。
优选地，步骤(1)中，所述的球磨机采用QM系列行星式球磨机，球料比为2:1，球磨转速为150～250rpm，球磨时间为3～5h。防止因连续球磨时间过长，球磨罐内温度过高，采用单向间隔运行模式，即运行15min，静置5min。该球磨过程要求在惰性气体保护下进行，以防止铝基粉末在球磨过程中被氧化或污染。
优选地，步骤(3)中，使用SLM-150型选区激光熔化设备，该设备主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的铝合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入惰性气体保护气氛。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐层进行扫描，使粉末层发生快速熔化/凝固，从而获得待成形零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，而供粉缸活塞上升一定粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，高能激光束根据切片信息完成第二层粉末扫描以获得待成形零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至待成形零件加工完毕。
优选地，选区激光熔化成形设备采用的激光功率为375～425W，激光扫描速度为800～1200mm/s，扫描间距为60μm，铺粉厚度为30μm，采用分区岛状扫描策略，上述激光参数经工艺优化后确定。可根据铝基复合材料组织及性能特点，合理选择、适当添加铝基复合材料增强相，并采用与前沿的选区激光熔化技术相结合的制备方法，可有效调整陶瓷增强相的形貌、尺寸和分布状态，成功制备出成形质量好、综合性能优异的铝基复合材料。
有益效果：
1、本发明中TiC和ZrC陶瓷颗粒增强铝基复合材料受到激光辐照发生熔化形成熔池时，微米级的TiC与ZrC增强相发生部分熔化，由于Ti、Zr和C元素扩散，TiC和 ZrC陶瓷颗粒中的Ti原子和Zr原子被相互任意比例取代，形成微米级、亚微米级的(Ti, Zr)C固溶体。细小陶瓷颗粒发生完全熔化并分解为Ti、Zr和C原子。当温度大于2000℃时，Ti、Zr、C元素形成完全单一的(Ti,Zr)C固溶体，在随后的快速凝固过程中，以纳米级(Ti,Zr)C固溶体形式析出，弥散分布于Al基体内，最终形成跨尺度固溶陶瓷增强的协同效应，以提高其力学性能。本发明通过ZrC和TiC在高温下的相互作用，在基体内形成跨尺度高密度分布的(Ti,Zr)C固溶体，纳米级(Zr,Ti)C弥散分布在基体中，起到阻碍位错运动的作用，均匀分布的微米和亚微米级的(Zr,Ti)C固溶体起到第二相强化的作用，不同尺寸的(Ti,Zr)C固溶体起到协同强化的效果，提升铝基复合材料的成形质量和性能。
2、本发明中以铝基体以及分散在铝基体内的微米级TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相为原料，将粉末混合后置于QM系列行星式球磨机中进行球磨混粉，通过球磨工艺最终获得陶瓷增强相分布均匀、流动性能良好、激光吸收率高且适用于选区激光熔化成形的复合粉体，且简单并节约成本。采用选区激光熔化技术制备陶瓷增强铝基复合材料不仅缩短生产周期，提高产品生产效率，而且几乎无需后续机加工处理即可成形具有复杂几何形状的零件。选区激光熔化成形时熔池的冷却速度极高，可达103～108 K/s，有效避免传统加工工艺中纳米颗粒团聚，提高零件的力学性能。
3、本发明可通过改变激光功率、激光扫描速度来调整激光能量密度，随着粉床激光能量输入变化，激光与粉床作用形成的熔池热力学和动力学特性也发生改变，通过合理选取激光工艺参数，调整激光能量输入，减少球化效应、孔隙等冶金缺陷产生，获得高成形质量的高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明做更进一步的具体说明，本发明的上述和/ 或其他方面的优点将会变得更加清楚。
图1为实施例1制备的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样的SEM图像。
图2为实施例1制备的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样中跨尺度增强相的示意图。
图3为实施例2制备的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样的SEM像。
图4为对比例1制备的纯铝材料试样的光学图像。
图5为对比例2制备的ZrC增强铝基复合材料试样的SEM像。
具体实施方式
根据下述实施例，可以更好地理解本发明。
以下实施例中，所使用的纯铝基体粉末粒径分布范围在15～53μm，纯度不低于99.9％，Al-Mg合金粉末粒径分布范围在25～60μm，Mg含量不高于4.5wt.％。
所使用的TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2～4μm，纯度不低于99％。
所使用的ZrC陶瓷粉末粒径分布范围在2～5μm，纯度不低于99.8％。
实施例1
(1)将ZrC陶瓷粉末与TiC陶瓷粉末按照各3:2的比例与纯Al粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的20％，球磨混粉制备跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用陶瓷罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的陶瓷磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为200rpm，球磨时间为4h。同时防止因连续球磨时间过长，球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式采用单向间隔运行模式，即运行15min，静置5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中铝基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此数据保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为425W，激光扫描速度为1200mm/s，扫描间距为60μm，铺粉厚度为30μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的ZrC和TiC陶瓷增强铝基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的铝合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一定粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
(4)待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料三维实体零件。按照标准金相试样制备方法对复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的跨尺度(Ti, Zr)C增强铝基复合材料试样无孔隙生成，增强颗粒均匀分布在基体中。对实施例1制备的试样进行SEM分析，见图1。从图中可以看出，(Ti,Zr)C固溶体增强相以微米、亚微米和纳米的形式存在于材料中，形成的跨尺度(Ti,Zr)C增强相示意图见图2。这说明在选区激光熔化成形过程中，ZrC和TiC发生固溶反应，在铝基体中形成跨尺度的固溶体增强相。
将获得的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样进行室温拉伸测试，其抗拉强度可达307.8MPa，是纯铝抗拉强度的3.28倍(纯铝的抗拉强度为94MPa)，具有较高的强度。
实施例2
(1)将ZrC陶瓷粉末与TiC陶瓷粉末按照各3:2的比例与纯铝金属粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的15％，球磨混粉制备跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用陶瓷罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的陶瓷磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为150rpm，球磨时间为5h。同时防止因连续球磨时间过长，球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式采用单向间隔运行模式，即运行15min，静置5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中铝基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此数据保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为400W，激光扫描速度为1000mm/s，扫描间距为60μm，铺粉厚度为30μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的ZrC和TiC陶瓷增强铝基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的铝合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一定粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
(4)待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料三维实体零件。按照标准金相试样制备方法对复相增强铝基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样致密度较高，(Ti,Zr)C固溶体增强相均匀分布在基体中且含量有所降低，其显微组织的SEM像，如图3所示。
将获得的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样进行室温拉伸测试，其抗拉强度可达299MPa，是纯铝抗拉强度的3.18倍(纯铝的抗拉强度为94MPa)。
实施例3
(1)将ZrC陶瓷粉末与TiC陶瓷粉末按照各3:2的比例与Al-Mg合金粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的10％，球磨混粉制备跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合粉体。采用QM系列行星式球磨机内进行球磨混粉操作，该过程采用陶瓷罐，球磨介质为直径6mm、8mm和10mm的陶瓷磨球。球磨工艺参数设定为：球料比为2:1，球磨转速为250rpm，球磨时间为3h。同时防止因连续球磨时间过长，球磨罐内温度过高，球磨时设备运行模式采用单向间隔运行模式，即运行15min，静置5min。该球磨过程要求在氩气保护下进行，以防止球磨过程中铝基粉末被氧化或污染。
(2)目标零件建模及切片处理
在计算机中使用Soildworks软件建立目标零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对三维实体模型进行分层切片和扫描路径规划，将三维实体离散成一系列二维数据，将此数据保存并导入选区激光熔化成形设备中。其中激光工艺参数设定为：激光功率为375W，激光扫描速度为800mm/s，扫描间距为60μm，铺粉厚度为30μm，采用分区岛状扫描策略，相邻层的激光扫描方向旋转角度为37°。
(3)选区激光熔化成形过程
将步骤(1)中制得的ZrC和TiC陶瓷增强铝基复合粉体用于选区激光熔化成形。采用SLM-150型选区激光熔化设备，该系统主要包括YLR-500型光纤激光器、激光成形室、自动铺粉系统、保护气氛装置、计算机控制电路系统以及冷却循环系统。在成形前将经喷砂处理的铝合金基板固定在选区激光熔化成形设备工作台上并进行调平，然后通过密封装置将成形腔密封、抽真空并通入氩气保护气氛(Ar纯度为99.999％，出口压力为30mbar)，保证成形室内的O2含量低于10ppm。典型选区激光熔化成形过程如下：(a)铺粉装置将待加工粉末均匀铺放在成形基板上，激光束根据预先设计好的扫描路径对切片区域逐行进行扫描，使粉层发生快速熔融-固化，从而获得零件的第一个二维平面；(b)计算机控制系统使成形基板下降一个粉层厚度，相反地，使供粉缸活塞上升一定粉层厚度，铺粉装置重新铺设一层待加工粉末，激光束根据切片信息完成第二粉末层扫描以获得零件的第二个二维平面；(c)重复(b)步骤，待加工粉体逐层成形直至零件加工完毕。
(4)待冷却后，将成形基板从设备内取出，利用线切割工艺将零件与基板分离，获得跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料三维实体零件。按照标准金相试样制备方法对复相增强铝基复合材料块体试样进行打磨、抛光及腐蚀处理。该选区激光熔化过程制备的复合材料试样无孔隙生成，固溶增强相含量降低，仍均匀分布在基体中，(Ti,Zr)C 固溶体增强相以微米、亚微米和纳米的形式存在于材料中。
将获得的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样进行室温拉伸测试，其抗拉强度可达465.4MPa，是纯Al-Mg合金抗拉强度的1.22倍(纯Al-Mg合金抗拉强度为382 MPa)。
对比例1
本对比例与实施例1步骤相同，区别在于步骤(1)中，未以ZrC与TiC陶瓷粉末为增强相原料来球磨制备复合粉体，而选用纯铝粉末进行选区激光熔化成形，其显微组织如图4所示。对比图1和图4可发现，对比例1未添加陶瓷增强相的纯铝粉末经过选区激光熔化成形后，因其粉末流动性差、激光吸收率低、易氧化等原因，成形过程中产生大量孔洞等冶金缺陷，导致最终样品的成形质量不高。对比例1制备的纯铝试样抗拉强度为94MPa，相比较实施例1中添加ZrC和TiC陶瓷的得到的跨尺度(Ti, Zr)C增强铝基复合材料，成形质量和拉伸强度明显降低。
对比例2
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(1)中，采用单一ZrC陶瓷粉末与纯Al粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的20％，进行球磨混粉制备复合粉体。本对比例中，在选区激光熔化成形过程中，ZrC陶瓷粉末难以充分熔化，且分散不均匀，形成大量孔隙，同时ZrC陶瓷与铝基体间的浸润性差，最终使得增强相与基体之间的界面结合不佳，如图5，最终影响ZrC/Al复合材料的力学性能。单一ZrC陶瓷粉末增强纯Al样品的抗拉强度仅为175MPa，相比较实施例1中添加ZrC和TiC陶瓷的得到的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料，成形质量和拉伸强度大大降低。
对比例3
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(1)中，采用单一TiC陶瓷粉末纯Al粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的20％，进行球磨混粉制备复合粉体。本对比例中，在选区激光熔化成形过程中，TiC陶瓷粉末难以充分熔化，且分散不均匀，同时未完全熔化的TiC陶瓷颗粒与Al基体之间的界面结合较差，最终使得样品的成形质量差，从而影响TiC/Al复合材料的力学性能。单一 TiC陶瓷粉末增强纯Al样品的抗拉强度仅为203MPa，相比较实施例1中添加ZrC和 TiC陶瓷的得到的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料，拉伸强度大大降低。
对比例4
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(1)中，采用粒径分布范围在10～20μm的ZrC陶瓷粉末与TiC陶瓷粉末，按照各3:2的比例与纯Al粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的20％，进行球磨混粉制备复合粉体。本对比例中，由于原始粉末粒径过大，增强相陶瓷粉末含量过高，使得在选区激光熔化成形过程中，陶瓷粉末难以充分熔化，与铝基体间的浸润性差，导致增强相与基体之间的界面结合差。另一方面，由于复合粉末中存在大尺寸多边形陶瓷颗粒，粉体流动性差，在基板上的铺展不均匀，在选区激光熔化成形过程中，产生大量孔隙等冶金缺陷，基体中仍存在大尺寸陶瓷颗粒，且纳米增强相明显减少，相比较实施例1 中添加ZrC和TiC陶瓷的得到的跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料，成形质量和拉伸强度大大降低。
对比例5
本对比例的具体步骤与实施例1基本一致，不同之处在于：本对比例的步骤(1)中，采用粒径分布范围在40～50nm的ZrC陶瓷粉末与TiC陶瓷粉末，按照各3:2的比例与纯铝金属粉末混合，陶瓷粉末质量占复合粉末总质量的20％，进行球磨混粉制备复合粉体。本对比例中，由于原始纳米粉末颗粒之间存在较强的范德华力，极易发生团聚，球磨无法使陶瓷增强相完全均匀分散在基体中，在选区激光熔化成形过程中产生较多孔隙，最终试样的成形质量差。本对比例中的团聚的陶瓷增强相无法充分固溶，且固溶体集中分布，相比较实施例1中添加ZrC和TiC陶瓷的得到的跨尺度(Ti,Zr)C 增强铝基复合材料，拉伸强度大大降低。
由实施例1和对比例1～5可知，选区激光熔化技术成形跨尺度(Ti,Zr)C增强铝基复合材料试样的孔隙明显减少，成形质量显著改善，增强相均匀分散，抗拉强度维持在较高水平，力学性能得到优化，是原始铝基体材料拉伸强度的1.22～3.28倍。这主要归因于在在选区激光熔化成形过程中TiC与ZrC颗粒在铝基体内发生熔化和固溶反应，形成微米、亚微米、纳米级跨尺度、高密度分布的(Ti,Zr)C固溶体，均匀分布于基体内。纳米级(Zr,Ti)C弥散分布在基体中，可阻碍位错运动，微米和亚微米级的(Zr,Ti) C固溶体均匀分布起到第二相强化的作用，不同尺寸的(Ti,Zr)C固溶体起到协同强化的效果，降低复合材料在熔体快速冷凝过程中发生开裂的趋势，显著提高铝基复合材料的成形质量及力学性能。
本发明提供了一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法的思路及方法，具体实现该技术方案的方法和途径很多，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。本实施例中未明确的各组成部分均可用现有技术加以实现。

Claims (3)

1.一种高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料，其特征在于，包括铝基体以及分散在铝基体内的TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相；
其中，所述的TiC陶瓷增强相占复合材料总质量的4~8 wt.%；
所述的ZrC陶瓷增强相占复合材料总质量的6~12 wt.%；
所述的TiC陶瓷增强相和ZrC陶瓷增强相的质量分数比为2:3；
所述高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料通过如下方法制备得到：
（1）取基体粉末、TiC陶瓷粉末、ZrC陶瓷粉末通过球磨机在惰性气体保护下进行球磨混合均匀，得到复合粉体；
（2）使用Soildworks软件建立零件的三维实体几何模型，然后利用Magics软件对该模型进行分层切片并规划激光扫描路径，将三维实体离散成一系列二维数据，保存并导入选区激光熔化成形设备中；
（3）选区激光熔化成形设备根据步骤（2）所导入的数据，将步骤（1）中的复合粉体逐层熔化并凝固，最终成形目标三维实体零件；
步骤（1）中，基体为纯Al时，纯度不低于99.9%，基体粉末中粒径分布范围在15~53 μm；基体为Al-Mg合金时，Mg含量不高于4.5 wt.%，基体粉末粒径分布范围在25~60 μm；
步骤（1）中，所述的TiC陶瓷粉末粒径分布范围在2~4 μm，纯度不低于99%；
步骤（1）中，所述的ZrC陶瓷粉末粒径分布范围在2~5 μm，纯度不低于99.8%；
步骤（3）中，选区激光熔化成形设备采用的激光功率为375~425W，激光扫描速度为800～1200 mm/s，扫描间距为60 μm，铺粉厚度为30 μm，采用分区岛状扫描策略。
2.根据权利要求1所述的高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料，其特征在于，所述的铝基体为纯Al，或者Al-Mg合金。
3.根据权利要求1所述的高密度跨尺度固溶陶瓷增强铝基复合材料，其特征在于，步骤（1）中，所述的球磨机采用QM系列行星式球磨机，球料比为2:1，球磨转速为150~250 rpm，球磨时间为3~5 h。
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CN115369290B (zh) * 2022-07-08 2023-04-07 南京航空航天大学 一种核壳结构增强改性铝合金材料及其制备方法

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CN110756815A (zh) * 2019-10-22 2020-02-07 华南理工大学 一种铝合金复合粉末及其制备方法与应用
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