本发明涉及金属基复合材料与铝合金技术领域，具体涉及一种用于制备高强高塑铝基复合材料的铝合金和铝基复合材料。
背景技术：
2000系列高强铝合金(Al-Cu-Mg)基复合材料具有高强、高模、轻质的特性，在航空航天、兵器、船舶以及交通运输等领域具有广阔的应用前景。然而其延伸率偏低，典型的Al-Cu-Mg基复合材料室温下延伸率仅为3～6％(D.B.Miracle，Aeronautical applications of metal matrix composites,S.L.Donaldson(Eds.),ASM handbook,Composites，2001年，21卷，1043-1049页以及D.J.Lloyd，Composites engineering handbook,P.K.Mallick(Ed.),Marcel Dekker Inc.，New York，1997年，560-600页)，不仅服役安全系数低，而且冷变形加工困难，成为推广应用的主要障碍。尽管淬火后固溶态具有较高延伸率，但2000系列铝合金具有极强的自然时效倾向，室温短期放置即导致延伸率快速下降，因而在淬火软状态进行冷变形加工的可能性受到极大限制。
Al-Mg-Si合金(6000系列铝合金)塑性较好，而且自然时效硬化慢，有利于提高复合材料服役可靠性与变形加工工艺性。根据GB/T3190-2008《变形铝及铝合金化学成分》，选取不同种类6000系列合金作为基体，均可制备具有上述特点的复合材料。但商品化的6061 Al、6063 Al等合金强度偏低，所制备的复合材料强度较低，难以满足工程应用需求。而采用高Mg、Si含量的商用6000系铝合金为基体，如6082、6111等合金，虽然能提高复合材料强度，但提高程度有限，而且塑性不佳。需要指出，商用铝合金并不是为铝基复合材料而设计。首先，商用合金的Mg、Si含量按照Mg/Si＝1.73的方案设计，以避免出现剩余的Mg或Si而降低Mg2Si数量、削弱强化作用。复合材料中添加增强相会由于原材料杂质以及界面反应形成过剩的Si，而且界面反应会导致Mg元素消耗，这些因素导致复合材料强度和塑性难以控制。其次，商用合金中通常含有Mn、Fe、Ti、Zn、Zr等元素，以阻碍晶粒在热处理过程中粗化，并提高合金抗腐蚀性等。对铝基复合材料，外加增强相对晶粒在高温下的粗化具有抑制作用，而且复合材料耐蚀性主要受界面与增强相和基体的电极电位决定，无需增加这些额外的微合金化元素，而且纯化的基体能使复合材料的塑性进一步改善。
采用商用高Mg、Si含量的6000系列铝合金为基体，还存在自然时效“负效应”(停放效应)的问题，即Al-Mg-Si系合金淬火后自然放置数十分钟至数百小时后人工时效硬化作用减弱的现象。研究表明，Mg、Si之和大于1wt.％的Al-Mg-Si系合金，存在自然时效的负效应(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页)，使合金元素难以发挥应有的强化作用。通常经过长期自然时效(数千小时)，自然时效负效应会减弱，但仍然显著低于淬火后立即人工时效的水平，而且长时间存放会增加生产管理难度。实际工况下，淬火后的零件一般不会即时进行人工时效，而需要进行淬火变形校直、冷弯、冷轧以及钣金等变形加工。这意味着以6000系列铝合金为基体的复合材料必须面临自然时效负效应的问题。
现有的6000系列铝合金研究表明，添加Cu能促进β″相析出并使其细化(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页；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页)，此外Cu还会形成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页)，因此Cu能补偿因自然时效负效应产生的硬度降低。另外，Cu原子在铝基体中可动性较低，而且与空位结合能较高，自然时效初期硬化较慢，有利于冷变形加工。但复合材料中因增强相与基体存在热错配和弹性错配，导致几何必需位错生成，因此人工时效时Mg、Si元素扩散加快，时效析出加速，形成密度低而尺寸大的β″相。另外，位错对空位的湮灭作用，降低了Mg、Si原子团簇尺寸，使人工时效时β″相形核率降低，加剧其粗化。因此，作为复合材料基体，Cu含量必须优化。
技术实现要素：
针对上述现有技术中的不足，本发明在传统6000系列铝合金上进行改进和优化，提供一种用于制备高强高塑铝基复合材料的铝合金和铝基复合材料，限定了基体合金成分并规定了增强相种类和含量，以提高铝基复合材料的冷变形加工工艺性，并抑制高Mg、Si含量6000系列铝合金中常见的自然时效负效应。所制备的复合材料具有高强度、高塑性，改善高强度铝基复合材料的塑性加工性，特别是冷变形加工能力，并且避免6000系列铝合金常见的自然时效负效应(停放效应)。
为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种用于制备高强高塑铝基复合材料的铝合金，按重量百分含量计，该铝合金化学成分为：Si：0.3～0.7％；Mg：0.7～1.4％；Cu：0.6～1.2％；Al为余量。
该铝合金中不添加Fe、Mn、Zn、Ti、Cr等常见的微合金化元素，因降低生产工艺和原材料成本而不能避免时，上述元素作为杂质，按重量百分含量计，单个元素的含量应小于等于0.05％，总和应小于0.2％。
以上述铝合金作为基体，在铝合金基体中添加增强相获得铝基复合材料，所述增强相为陶瓷相或纳米碳材料；当增强相为陶瓷增强相时，陶瓷增强相的体积含量为10～40％，优选15-30％；当增加相为纳米碳材料时，纳米碳材料的体积含量为0.5～10％，优选为1～5％。所述陶瓷增强相为SiC、Al2O3、B4C、TiC或TiB2等陶瓷颗粒，所述纳米碳材料为碳纳米管或石墨烯。
在铝合金基体中添加上述含量及种类的增强相后，所制备的铝基复合材料挤压材、轧制材、锻造以及其它变形加工材，淬火后一年时间内延伸率可保持较高水平，经任意自然时效时间，人工时效后屈服强度可达淬火后直接人工时效的90％以上。
当复合材料中所添加的增强相中含有Si和/或SiO2杂质时，复合材料中铝合金基体中Si元素含量取偏下限范围(含量为0.3～0.6wt.％)，以弥补界面反应导致的Si相增加。
当复合材料中所添加的增强相为陶瓷增强相时，复合材料中铝合金基体中Mg元素含量取偏上限范围(含量为0.8～1.4wt.％)，以弥补界面反应产生的Mg元素消耗。
该复合材料的铝合金基体中，Cu元素含量取偏上限成分，含量为0.8～1.2wt.％，以改善增强相所致几何必需位错而导致的人工时效时析出相较粗大的不足。
本发明铝基复合材料可通过以下三种方法制备获得：
(1)将Si源、Mg源、Cu源和Al源通过熔炼成为母合金，进一步通过搅拌铸造、浸渗或挤压铸造添加增强相制备铝基复合材料；
(2)将Si源、Mg源、Cu源和Al源通过熔炼成为母合金，经过雾化制粉成为合金粉末，通过粉末冶金工艺添加增强相制备铝基复合材料；
(3)将Si源、Mg源、Cu源和Al源粉末与增强相机械混合，通过粉末冶金实现合金化、复合化制备铝基复合材料。
本发明具有以下优点和有益效果：
本发明制备的复合材料相比传统的6000系列铝合金，向其中添加SiC、Al2O3、B4C、TiC、TiB2等陶瓷颗粒以及碳纳米管、石墨烯等纳米碳作为增强相，所制备的复合材料屈服强度明显提高，可达到相同增强相含量的2000系列铝合金基复合材料的水平。同时，铝基复合材料具有良好塑性，可以进行冷变形加工而不开裂。此外，所制备的复合材料自然时效负效应(停放效应)弱，经自然时效后再进行人工时效复合材料强度可达淬火后直接人工时效的强度值。
具体实施方式：
本发明不同于GB/T3190-2008《变形铝及铝合金化学成分》中的6000系列合金成分。规定主要合金元素为Si、Mg、Cu，其成分范围为Si：0.3～0.7wt.％，Mg：0.7～1.4wt.％，Cu：0.6～1.2wt.％，不添加Fe、Mn、Zn、Ti、Cr等常见的微合金化元素，当这些元素作为杂质不可避免时，控制单个元素含量0.05wt.％，总和应小于0.2wt.％。添加增强相制备复合材料时，具体方案举例如下：
(1)对SiC颗粒增强铝基复合材料，选用该合金为基体，SiC颗粒表面的SiO2与铝基体在复合过程中产生界面反应，而且SiC颗粒表面的游离硅使总Si含量增加。Mg与SiO2反应生成MgO、Si，消耗一部分Mg，并进一步增加Si含量。本发明所描述的Mg、Si含量，Si含量优选为0.3～0.6wt.％，Mg含量优选为0.8～1.4wt.％，所制备的铝基复合材料中析出相Mg2Si得到控制，而不形成过剩Si相，经热处理后达到预期的强度和延伸率。
(2)对Al2O3颗粒增强铝基复合材料，选用该合金为基体，Mg与Al2O3发生界面反应形成MgO以及MgAl2O4，消耗一部分Mg。本发明所描述的Mg含量，优选为0.8～1.4wt.％，所制备的铝基复合材料中析出相Mg2Si含量得以保证，从而在热处理后达到预期的强度。
(3)该合金为基体制备复合材料时，Cu含量优选为0.8～1.2wt.％，该复合材料淬火后自然时效2周后再进行人工时效，强度可达淬火后立即人工时效峰值强度的90％以上，而不含Cu或Cu含量<0.8wt.％的合金基体所制备的复合材料，即使长期放置，经4000小时自然时效再进行人工时效，强度仅为淬火后立即人工时效峰值的85％。
(4)使用该合金制备复合材料，当超出本发明描述的Mg、Si成分上限添时，如仍选用本发明描述的Cu含量，不能有效补偿自然时效负效应，而如果增加Cu含量并超出本发明描述的上限值，合金中会形成过多Q′相，使塑性下降，而且导致合金耐蚀性下降。
(5)该合金中的Mn、Ti、Zn、Cr、Fe等元素总和≤0.2wt.％，合金的塑性延伸率比超出该值时要高，从而为增强相添加后形成的复合材料提供更大的塑性余量。
(6)以该合金制备复合材料，为保证复合材料具有高强度以及良好的塑性，所添加的非连续陶瓷增强相体积含量为15～40％，优选为17～30％；向其中添加碳纳米管和石墨烯的体积含量为0.5～10％，优选为1～5％。
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
使用含20wt.％Si的Al-Si中间合金锭、Al锭、Mg锭、含50wt.％Cu的Al-Cu中间合金锭在铝合金熔炼炉中进行熔炼，熔炼温度750℃，加料顺序为Al、Al-Cu、Al-Si、Mg，搅拌均匀并浇注在金属模具中形成母合金锭。将母合金锭在720℃下重熔，并在1MPa气压下通过氩气雾化，经筛分得到-325目粉末，粉末中Si含量为0.56wt.％，Mg含量为1.22wt.％，Cu含量为0.92wt.％，Fe含量为0.01wt.％，Zn、Ti、Cr、Mn含量检测不出。将铝粉末与体积含量17％、平均粒径5μm的SiC粉末经机械混合，在650℃、15MPa下真空热压制成复合材料坯锭。在400℃下进行热挤压，挤压比15：1。在530±5℃下进行淬火，淬火后复合材料延伸率为15％，此时进行拉伸校直，放置2天后在175±5℃时效8小时得到成品。复合材料拉伸性能如下：抗拉强度520MPa，屈服强度420MPa，延伸率为8％。
实施例2
使用含20wt.％Si的Al-Si粉末、纯铝粉末、纯镁粉末、含20wt.％Cu的Al-Cu粉末，每种粉末粒度在120目以下，与体积含量30％、平均粒径5μm的SiC粉末经机械混合，除去SiC颗粒，合金元素配比为Si：0.42wt.％，Mg含量为1.02wt.％，Cu含量为0.87wt.％，在650℃、20MPa下真空热压制成复合材料坯锭。在450℃下进行热挤压，挤压比15：1。在530±5℃下进行淬火，淬火后复合材料延伸率为8％，此时进行拉伸校直，并进行两周时间的机加工，随后在175±5℃时效6小时得到成品。复合材料拉伸性能如下：抗拉强度580MPa，屈服强度490MPa，延伸率为3.5％。
实施例3
使用含17wt.％Si的硅铝明(Al-Si中间合金)、Al锭、Mg锭、含50wt.％Cu的Al-Cu中间合金锭在铝合金熔炼炉中进行熔炼，熔炼温度750℃，加料顺序为Al、Al-Cu、Al-Si、Mg，搅拌均匀。降温至620-650℃之间，通过机械搅拌加入平均粒径为10μm的SiC颗粒，SiC添加量为20wt.％。升温至700℃搅拌均匀后将复合材料熔体浇注在金属模具中形成复合材料坯锭。从复合材料坯锭上钻屑取样，通过萃取法测试基体合金成分为Si：0.48wt.％，Mg：0.98wt.％，Cu：1.03wt.％。将复合材料坯锭在450℃下锻造成方坯，锻造比为1.5：1，之后在500℃下将复合材料分5道次轧制成板材，每道次变形率为10％。将板材在在530±5℃下进行淬火，淬火后复合材料延伸率为12％，淬火后历时3周内，对板材进行校直并冷轧，冷轧变形率为3％，并进行滚弯。随即在175±5℃时效6小时得到成品。将滚弯板材在室温下进行拉伸实验，拉伸性能如下：抗拉强度560MPa，屈服强度510MPa，延伸率为6％。
除了上述实施例外，通过成分选择和含量配比本发明还可有其它多重实施方式。凡采用等同或等效变换形成的技术方案，均在本发明要求保护的范围之内。