本发明涉及金属基复合材料成型加工技术领域，具体涉及一种铝基复合材料板材的轧制方法。
背景技术：
铝基复合材料是在塑性良好的铝合金基体中添加陶瓷、纤维以及碳纳米管等高性能增强相而形成的固相材料，具有高强高模、耐腐蚀、耐疲劳、抗辐照等特性。在航空航天、核工业、交通运输以及国防领域应用前景广阔，特别是航空航天领域使用SiC增强铝基复合材料板材替代传统金属材料，提升了零件刚度和耐疲劳性；核电领域采用B4C增强铝基复合材料板材，替代硼钢等传统含硼材料提高了中子吸收能力。
然而，添加上述增强相后，一方面基体的塑性变形受到约束，使复合材料塑性变形加工特别是轧制变得十分困难，容易产生增强相与界面开裂等问题；另一方面复合材料变形机制变得复杂，变形过程中除了基体晶粒尺寸、织构等变化，更重要的是增强相分布发生变化。铝基复合材料从300～500℃的温度范围内，变形机制会发生从动态回复向动态再结晶以及晶界滑动的转变(Y.V.R.K.Prasad等，Hot Working Guide，ASM International Materials Park，Ohio 44073-0002，ISBN-13:978-1-62708-091-0)。由此，增强相分布、晶粒尺寸和织构产生变化，成为影响板材性能的主要因素。除了轧制温度，轧制变形速率决定变形生热和散热速率，间接影响变形机制。即使采用最优的变形温度，如果不控制轧制速度，仍难以避免缺陷产生，例如经过大变形量轧制仍然产生颗粒团聚(A.El-Sabbagh等，Journal of Materials Processing Technology，2012年，212卷，497-508页)。
针对大型板材，其轧制过程为非等温、非均匀变形，因而有必要制定合理的轧制温度与轧制速度范围。以往研究报道提供的轧制温度和速度范围过于宽泛，而如上所述复合材料组织对变形工艺参数十分敏感，现有数据很难指导实际生产。由于缺乏合理的轧制温度、速度工艺窗口，轧制时很容易导致缺陷产生，特别是大变形量下极易产生裂纹等缺陷。因此，目前资料报道的复合材料板材热轧多局限在5～15％的保守变形率下(中国专利，申请号201310126296.7)，导致生产效率过低，制约了复合材料板材的应用。
此外，轧制时板材厚度方向呈压应力，而轧制方向为拉应力，与挤压时三向为压应力不同，轧制对坯锭中的微孔洞致密化作用有限。因此对致密度不高的复合材料坯锭，如采用粉末冷压后进行无压烧结的坯锭(中国专利，申请号201210155440.5，以及申请号为201410547374.5的公开期专利)，很难通过轧制而获得100％的致密度。同时，轧制拉应力是复合材料板材轧制开裂的主要原因，致密度不高、组织均匀性差的坯锭轧制时更容易发生开裂而降低成材率，甚至形成废品，无法实现高性能复合材料板材的制备。对复合材料坯锭进行挤压是提高致密度和改善复合材料性能的重要手段，因此采用挤压板坯可以提高成材率。但通常挤压板坯截面尺寸较小，难以适用于大尺寸厚板的轧制。如果以粉末冶金或搅拌铸造坯锭直接作为板坯，如前所述，坯锭质量较差，难以满足复合材料大尺寸厚板的高效轧制。
最后，板材终轧状态对后续的热处理强化影响显著。对复合材料，增强相会影响终轧后基体中的位错密度等微观结构特征，因此终轧条件对随后热处理时形成的晶粒度以及第二相分布等因素的影响比未增强的铝合金更为显著，从而影响力学与耐腐蚀性，然而以往的研究报道很少关注于此，因此复合材料板材性能的控制缺乏依据。
技术实现要素：
针对现有技术中铝基复合材料轧制过程中存在的上述不足之处，本发明的目的在于提供一种铝基复合材料板材的轧制方法，该方法中规定了轧制所需的坯锭状态和特征，并提供了细致的轧制方案与关键参数，从而更加准确地控制铝基复合材料板材的组织和性能，并且提高轧制效率，可适用于不同尺寸的板材制备，可以提高板材的性能与成材率，而且特别适用于大尺寸厚板的轧制。
为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种铝基复合材料板材的轧制方法，该方法是针对铝基复合材料坯锭进行轧制，轧制过程包括如下步骤：
(1)对铝基复合材料坯锭采用多方向自由锻压或挤压技术制备成板坯；
(2)在动态再结晶温度区间轧制开坯，其中：开坯变形率为5～25％，优选10～20％，轧制速度为40～80m·min-1，优选50～70m·min-1。
(3)经过步骤(2)轧制后的板材在动态回复温度区间进行轧制；其中：道次变形率为10～35％，优选15～30％，轧制速度30～80m·min-1，优选40～60m·min-1。
(4)接近成品板厚度时(即与成品板厚度相差5-15％时)，改用中低温轧制定尺，终轧变形率控制为5～10％，轧制速度为10～60m·min-1，优选15～40m·min-1。
所述铝基复合材料坯锭采用粉末冶金或搅拌铸造法制备而成，坯锭致密度为96～100％，而且组织与化学成分均匀。
所述铝基复合材料是由基体与增强相组成，基体为任意牌号变形铝合金或改进型铝合金，增强相为陶瓷增强相(SiC、Al2O3、B4C、TiC等)或碳纳米管增强相；如为陶瓷增强相，则陶瓷增强相在铝基复合材料中的体积含量为10～40％；如为碳纳米管增强相，则碳纳米管增强相在铝基复合材料中的体积含量为0.5～10％。
所述动态再结晶温度区间为400～500℃，优选420～480℃；所述动态回复温度区间为300～400℃，优选320～380℃。
步骤(3)轧制过程中，换向轧制时，每次换向的第一道次轧制在动态再结晶温度区间进行，变形量控制在5～20％(该方向进行的其他道次轧制在动态回复温度区间进行)。
步骤(4)中，终轧温度为150～300℃，优选180～250℃。
所轧制的铝基复合材料成品板厚度为1～150mm。
本发明与已经报道的资料文献相比，不同之处在于：
(1)严格控制原始坯锭的质量，并进一步通过挤压或多方向自由锻造提升致密度、改善坯锭组织，从而使板坯性能得到改善，使之能承受轧辊剪切作用产生的剪切与拉应力，因而能在较大变形率下轧制而不开裂。此外，板坯原始质量优良，不需通过轧制来密化，从而能使轧制在较低温度下进行，有利于控制变形组织从而改善材料性能。
(2)除了采用挤压板坯，还使用多方向自由锻造制备板坯。相比挤压板坯，对坯锭直接锻造，可获得大截面尺寸板坯，因而能制备大尺寸厚板。本方法可制备尺寸达150×1500×2000mm的厚板。此外，多方向自由锻坯锭可以降低板坯各向异性，开坯时不容易产生开裂。
(3)采用两段式温度轧制。动态再结晶温度下轧制易于改变增强相取向并减轻织构，从而降低板坯各向异性，避免垂直挤压方向轧制或换向轧制时开裂。而动态回复温度比动态再结晶温度低，基体软化程度相对较小，增强相在基体中的运动阻力较大，因此在大变形率下轧制不易发生增强相偏聚，从而提高板材性能，同时提高轧制效率。
(5)规定了较准确的轧制速度范围，对变形热和散热导致的温升进行控制，并缩小了轧制温度范围，因而能准确地控制变形机制，从而控制变形组织。
(6)终轧温度和速度较低，不仅提高板材表面质量和尺寸精度，而且较小的变形率可避免形成高密度位错，从而抑制后续热处理时可能的异常晶粒长大，避免第二相沿位错线优先形核而形成粗大、不均匀分布的第二相，有利于保证板材的强度、耐疲劳性与耐腐蚀性。此外，终轧变形在较低温度下，小变形率可以避免产生裂纹等缺陷的可能性，特别是高含量增强相的板材，有利于提高成材率。
具体实施方式：
为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的铝合金及其与增强相复合制备铝基复合材料的方法进行详细说明，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。
实施例1
采用平均粒径10μm的SiC颗粒和2009Al粉末共混，SiC颗粒体积含量20％，制备大厚度板材。步骤如下：
(1)使用真空热压或热等静压制坯，致密度为99％～100％，坯锭直径450mm，高度650mm。
(2)使用2000吨液压机沿坯锭轴向自由镦粗至260mm、沿径向将坯锭规方，并机加工成500×800×250mm的方板坯。
(3)板坯在470℃下保温4h，取出沿500mm方向开坯，开坯变形率10-20％，轧制速度60m·min-1。厚度从250mm减至220mm。
(4)开坯后的板重新加热到350℃条件下保温1h，取出沿开坯方向轧制，轧制速度50m·min-1，每道次厚度压下量30％，2道次后轧制成1146×800×110mm板材，道次间在350℃条件下保温0.5h。
(5)将板材冷却加热到200℃下保温1h，取出沿800mm方向轧制，轧制速度20m·min-1，将厚度减至100mm，获得1250×800×100mm的厚板。
(6)将厚板在490℃下固溶1h并淬水，放在2000吨液压机下加压校直消除淬火变形。
上述复合材料板沿任意方向取样测试，抗拉强度达550～580MPa，屈服强度400～420MPa，延伸率5～8％，弹性模量105±1GPa。沿轧制方向测试轴向疲劳强度380MPa(R＝0.1，Kt＝1，50Hz@107)
实施例2
采用平均粒径1.5μm的SiC颗粒和6092Al粉末共混，SiC颗粒体积含量25％，制备宽幅薄板。步骤如下：
(1)使用真空热压或热等静压制坯，致密度为99％～100％，坯锭直径200mm，高度150mm。
(2)使用800吨液压机沿坯锭轴向自由镦粗至55mm、沿径向将坯锭规方，并机加工成500×188×50mm的方板坯。
(3)板坯在480℃下保温2h，取出沿188mm方向开坯，开坯变形率10-20％，轧制速度60m·min-1。厚度从50mm减至45mm。
(4)开坯后的板重新加热到360℃保温2h，取出沿开坯方向轧制，轧制速度50m·min-1，每道次厚度压下量30％，3道次后轧制成500×627×15mm板材，道次间在360℃下保温0.5h。
(5)将板材加热到480℃保温1h，取出换向90°，轧制速度60m·min-1，一道次轧制成624×627×12mm板材。
(6)将板材加热到360℃保温0.5h，沿换向后方向继续轧制，轧制速度50m·min-1，每道次厚度压下量30％，5道次后轧制成3400×627×2.2mm板材。
(7)将板材加热到180℃下保温1h，取出沿3500mm方向轧制，轧制速度20m·min-1，将厚度减至2.0mm，裁剪获得3700×600×2mm的薄板，成材率94％。
(8)将薄板在520℃下固溶1h并淬水，放在多辊校直机上校直消除淬火变形。
上述复合材料板沿任意方向取样测试，抗拉强度达540～580MPa，屈服强度430～480MPa，延伸率4～6％，弹性模量115±1GPa。沿轧制方向测试轴向疲劳强度400MPa(R＝0.1，Kt＝1，50Hz@107)
实施例3
采用平均粒径5μm的B4C颗粒和6063Al粉末共混，B4C颗粒体积含量35％，制备宽幅薄板。步骤如下：
(1)使用真空热压或热等静压制坯，致密度为99％～100％，坯锭直径160mm，高度200mm。
(2)使用800吨液压机沿坯锭轴向自由镦粗至52mm、沿径向将坯锭规方，并机加工成420×190×50mm的方板坯。
(3)板坯在460℃下保温1h，取出沿190mm方向开坯，开坯变形率10-20％，轧制速度60m·min-1。厚度从50mm减至42mm。
(4)开坯后的板重新加热到360℃保温0.5h，取出沿开坯方向轧制，轧制速度45m·min-1，每道次厚度压下量30％，10道次后轧制成420×4300×2.2mm板材，道次间在360℃下保温20min。
(5)将板材加热到180℃保温0.5h，取出沿4300mm方向轧制，轧制速度20m·min-1，将厚度减至2.0mm，裁剪获得4500×400×2mm的薄板，成材率超过89％。
(6)将薄板在400℃下退火4h，放在多辊校直机上校直。
上述复合材料板沿任意方向取样测试，抗拉强度达300～350MPa，屈服强度230～280MPa，延伸率3～5％，浸泡在90℃、浓度25ppm的硼酸水溶液中8000h，无点蚀发生，腐蚀失重率小于0.2％。
实施例4
采用平均粒径10μm的SiC颗粒和2024Al粉末共混，SiC颗粒体积含量15％，制备宽幅薄板。步骤如下：
(1)使用真空热压或热等静压制坯，致密度为99％～100％，坯锭直径420mm，高度500mm。
(2)使用5500吨卧式挤压机将坯锭挤压成截面尺寸为250×40的带板(挤压比约14：1)，将带板切断为250×40×600mm板坯。
(3)板坯在480℃下保温2h，取出沿宽度方向开坯，开坯变形率10-20％，轧制速度60m·min-1。厚度从40mm减至32mm。
(4)开坯后的板重新加热到360℃保温0.5h，取出沿开坯方向轧制，轧制速度50m·min-1，每道次厚度压下量30％，3道次后轧制成1000×600×10mm板材，道次间在360℃下保温0.5h。
(5)将板材加热到480℃保温1h，取出换向90°，轧制速度60m·min-1，一道次轧制成1000×660×9mm板材。
(6)板重新加热到360℃保温0.5h，取出沿宽度方向轧制，轧制速度50m·min-1，每道次厚度压下量30％，3道次后轧制成1000×1850×3.2mm板材，道次间在360℃下保温0.5h。
(7)将板材加热到180℃保温0.5h，取出沿1850mm方向轧制，轧制速度20m·min-1，将厚度减至3.0mm，裁剪获得1900×1000×3mm的薄板，成材率超过95％。
(8)将薄板在490℃下固溶1h并淬水，并使用多辊校直机消除淬火变形，自然时效10天。
上述复合材料板沿任意方向取样测试，抗拉强度达520～540MPa，屈服强度380～420MPa，延伸率5～8％，弹性模量98±1GPa，轴向疲劳强度330MPa(R＝0.1，Kt＝1，50Hz@107)
以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管通过参照本发明的优选实施例已经对本发明进行了描述，但本领域的普通技术人员应当理解，可以在形式上和细节上对其作出各种各样的改变，而不偏离所附权利要求书所限定的本发明的精神和范围。