一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料及其制备方法

摘要

本发明公开了一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料及其制备方法，复合材料由以下质量百分比的组分组成：Si：10.0～12.5％，Cu：3.0～4.0％，Mg：0.7～1.2％，Ni：2.5～3.5％，Fe：0.5～0.7％，Mn：0.20～0.30％，Cr：0.20～0.30％，Sc：0.10～0.15％，Zr：0.13～0.17％，Ti：0.13～0.17％，V：0.08～0.12％，还包括原位内生强化相含量：TiC：1.0～1.5％，TiB2：0.5～0.8％，余量为Al和不可避免的杂质。本发明用于解决现有材料技术中存在的合金高温性能不足等问题，制备方法制备工艺简单，所添加的元素成分简单，不含稀贵金属，铸造性能优良，降低产品生产成本。

权利要求

1.一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：由以下质量百分比的组分组成：Si： 10.0 12.5 %， Cu：3.0 4.0%，Mg：0.7 1.2%，Ni： 2.5 3.5%， Fe： 0.5 0.7%， ~ ~ ~ ~ ~

Mn：0.20 0.30%，Cr： 0.20 0.30%， Sc： 0.10 0.15%， Zr： 0.13 0.17%， Ti： 0.13 0.17%， ~ ~ ~ ~ ~

V： 0.08~0.12%，还包括原位内生强化相含量：TiC： 1.0~1.5 %，TiB2： 0.5~0.8 %，余量为Al和不可避免的杂质；

由以下步骤制备而成：

S1.将工业纯铝锭、镁锭、Al‑Si中间合金和Al‑Cu中间合金预热至160‑180℃，保温30‑

50分钟，按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量，配置合金熔体总量控制在坩埚容量的2/3；

S2.待合金原材料预热后，预留Mg、Al‑Cu中间合金和AlTi合金细化剂、AlZr合金细化剂、AlV合金细化剂，将配置好的合金原料在中频炉中730‑750℃保温熔化，待全部熔化后，熔体温度升至800℃，保持20‑30分钟，确保Al‑Fe中间合金、Al‑Ni中间合金和Al‑Sc中间合金充分熔化；

S3.待合金充分熔化混合均匀后，将合金熔体降温至760‑770℃变质处理，采用ZS‑ABP10复合磷盐变质剂进行变质处理，变质剂加入量按照0.008‑0.010 kg/kg计算，变质完后保持静置20‑30分钟，让熔渣充分上浮，撇去表面浮渣；

S4.待合金变质处理结束后，将温度升高至1150‑1200℃，将预热后Al‑Ti‑C混合粉末预制块用钟罩压入熔体内部，用旋转喷吹石墨转子搅拌，搅拌速度100‑120转/分钟，时间10‑

12分钟，使合金熔体中原位内生TiC强化相得到充分反应；

S5. 待TiC原位内生反应结束后，将温度降低至850‑900℃，将预热后KBF4和K2TiF6混合盐粉末用铝箔包裹，用钟罩压入熔体内部原位反应，用旋转喷吹石墨转子搅拌，搅拌速度

100‑120转/分钟，时间10‑12分钟，使合金熔体中TiB2和TiC内生强化相反应充分和分布均匀；

S6. 待TiB2原位内生反应结束后，加入预留Mg锭、Al‑Cu中间合金降温，调整预留中间合金总量，确保降温后的熔体温度不得低于760℃，静置15‑20分钟；

S7.待Al‑Cu中间合金熔化均匀后，将预留的AlTi细化剂、AlZr细化剂和AlV细化剂加入到熔体中，并搅拌2‑3次，静置20‑30分钟，撇去表面浮渣；

S8. 待合金熔体细化处理结束后，在750‑770℃，采用旋转喷吹工艺对熔体进行除气精炼，除气后静置15‑20分钟，撇去表面浮渣；

S9.挤压铸造模具提前预热至280～350℃，铝合金熔体温度始终保持在740～760℃范围使用，在350吨液压机挤压铸造，保压120‑150s，得到适于挤压铸造高强耐热铝合金铸坯；

S10.将铝合金挤压铸造成形结束后，采用T6热处理，固溶温度500±5℃，保温6小时，

50‑70℃热水淬火；时效温度210±10℃，保温8小时，空冷至室温，得到所述原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料；

所述变质剂加入量按照0.008‑0.010 kg/kg计算是指，每公斤铝基复合材料加入

0.008‑0.010 kg变质剂。

2.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述TiB2内生强化相以纯度99%的KBF4盐和纯度99%K2TiF6盐为原料，所述KBF4盐与K2TiF6盐的质量配比为1.05：1，所述TiC内生强化相以Ti粉和C粉为原料，所述Ti粉与C粉的质量配比为

4：1。

3.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述Al‑Si中间合金为AlSi30；所述Al‑Cu中间合金为AlCu50；所述Al‑Ni中间合金为AlNi20；

所述Al‑Fe中间合金为AlFe20；所述Al‑Sc中间合金为AlSc2中间合金。

4.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述AlTi细化剂为中间合金AlTi10；所述AlZr细化剂为中间合金AlZr10；所述AlV细化剂为中间合金AlV10。

5.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述原位内生TiB2颗粒所需的KBF4和K2TiF6混合盐粉末，低速球磨60‑90分钟混料，转速120‑

150转/分钟，球料比10：1，球磨结束后在160‑200℃，保温30‑50分钟烘干除水汽处理。

6.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述原位内生TiC颗粒所需Ti粉、C粉和Al粉原料，按照质量比4：1：5低速球磨80‑100分钟混料，转速120‑150转/分钟，球料比10：1，球磨结束后，按照预定加入量将混合粉末冷等静压压制成预制块，之后再在180‑220℃，保温30‑50分钟烘干除水汽处理。

7.如权利要求1所述的一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，其特征在于：所述Al‑Fe中间合金、Al‑Ni中间合金和Al‑Sc中间合金熔炼温度在800℃，合金熔体浇铸温度在740～760℃。

说明书

一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于铸造铝基复合材料技术领域，特别是涉及一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料及其制备方法。

背景技术

[0002] 随着我国科技迅猛发展和工业现代化进程深入推进，柴油机作为当今热效率最高、应用最广的动力机械，将长期处于不可替代的主导地位，未来的发展潜力依然十分巨
大。然而，为了应对我国在能源危机和环境保护方面面临着前所未有的挑战，高功率密度、
高负荷和高可靠性势必将成为柴油机今后发展的主攻方向。柴油机活塞作为高频运动部
件，标定转速由2100r/min提高到4200r/min，其喉口部位最高温度已达到350‑420℃，最高
燃烧压力从14MPa提高到22MPa，其工况环境下合金材料的高温机械性能和可靠性将直接影
响整机的技术指标和使用寿命。原位内生双相增强活塞铝基复合材料，具有质量轻、热传导
性好、热膨胀系数小，并具有足够的高温强度、耐磨耐蚀和抗蠕变性能等优良特性，是我国
高功率密度柴油机最有应用价值和产业化前景的材料体系。

[0003] 经检索，公开号为CN200710124776.4的中国发明专利，该专利采用纳米氧化铝颗粒直接加入铝金属熔液，利用超声搅拌的方法使纳米氧化铝颗粒分散在铝熔液中，然后注
入模具，得到轻金属基纳米复合材料。此发明专利纳米颗粒是通过外加的方式进入基体，存
在界面有污染，结合强度低等缺点。公开号为CN201010505574.6的中国发明专利，该专利采
用硼砂类硼化物和K2ZrF6类氟化物粉剂为反应混合盐，用熔体直接反应法在铝熔体内直接
合成制备纳米氧化铝颗粒增强铝基复合材料。由于该反应的反应物和生成物都很复杂，反
应过程中伴随着熔渣的产生和KF气体的释放，存在反应过程复杂，生产过程环境负荷大，有
熔渣产生和气体释放等缺点。朱和国等研究了Al‑TiO2系XD合成铝基复合材料的反应基理
(中国有色金属学报，15(2)，2005，205‑209)，采用纯Al和TiO2粉末，以一定化学计量比进行
配粉，球磨，冷挤压成直径为30mm，高度为10mm左右的压坯，将压坯在1000K左右的真空反应
炉中保温一段时间，冷却到室温，得到Al3Ti和Al2O3同时强化的铝基复合材料。其中强化相
Al3Ti是为粗大的棒状，细小的Al2O3颗粒在小范围偏聚，未呈弥散分布，未能得到理想的铝
基复合材料组织。公开号为CN 108251724 A的中国发明专利，该专利采用较高的Cu/Mg比，
时效热处理后，合金中主要强化相为θ‑Al2Cu相，但其高温强化效果不及δ‑Al3CuNi和T‑
Al9FeNi相，且易长大和粗化，对合金高温力学性能不利。公开号为CN 109402473A的中国发
明专利，该专利涉及一种高Fe含量Al‑Si‑Cu‑Mn‑Ti耐热铝合金，通过增加Fe、Cu和钛元素含
量提高合金耐热性能，该专利铜质量百分比含量高达6.0‑8.0％，铸造过程中容易产生成分
偏析和热裂缺陷，同时过高的Ti元素含量导致针状Al3Ti含量增加，导致合金高温力学和疲
劳性能不足。公开号为CN 103469037 A、CN108103373A、CN 103981410 A的中国发明专利，
采用较低的Cu含量，合金高温强化效果不足，耐高温性能较差。公开号为CN104498785B的中
国发明专利，引入Er、Zr元素，元素固溶度较低，添加量受限，对合金强化效果有限，合金综
合性能不足。

发明内容

[0004] 本发明针对现有高功率密度活塞铝合金材料高温使用性能不足问题，提供一种原位内生TiC、TiB2双相强化高Fe含量Al‑Si‑Cu‑Mg‑Ni‑Fe‑Mn‑Sc耐热铝基复合材料及其制备
方法，以解决现有材料技术中存在的合金高温性能不足等问题。

[0005] 本发明采取的技术方案为：一种原位双相颗粒增强富Fe活塞铝基复合材料，由以下质量百分比的组分组成：Si：10.0～12.5％，Cu：3.0～4.0％，Mg：0.7～1.2％，Ni：2.5～
3.5％，Fe：0.5～0.7％，Mn：0.20～0.30％，Cr：0.20～0.30％，Sc：0.10～0.15％，Zr：0.13～
0.17％，Ti：0.13～0.17％，V：0.08～0.12％，还包括原位内生强化相含量：TiC：1.0～
1.5％，TiB2：0.5～0.8％，余量为Al和不可避免的杂质。

[0006] 进一步地，所述TiB2内生强化相以纯度99％的KBF4盐和纯度99％K2TiF6盐为原料，所述KBF4盐与K2TiF6盐的质量配比为1.05：1，所述TiC内生强化相以Ti粉和C粉为原料，
所述Ti粉与C粉的质量配比为4：1。

[0007] 本发明采取的又一技术方案为：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强耐热铝基复合材料的制备方法，包括如下步骤：

[0008] S1.将工业纯铝锭、镁锭、Al‑Si中间合金和Al‑Cu中间合金预热至160‑180℃，保温30‑50分钟，按合金的成分及化学计量比，计算所需原料的用量，配置合金熔体总量控制在
坩埚容量的2/3；

[0009] S2.待合金原材料预热后，预留Mg、Al‑Cu中间合金和AlTi合金细化剂、AlZr合金细化剂、AlV合金细化剂，将配置好的合金原料在中频炉中730‑750℃保温熔化，待全部熔化
后，熔体温度升至800℃，保持20‑30分钟，确保Al‑Fe中间合金、Al‑Ni中间合金和Al‑Sc中间
合金充分熔化；

[0010] S3.待合金充分熔化混合均匀后，将合金熔体降温至760℃‑770℃变质处理，采用ZS‑ABP10复合磷盐变质剂进行变质处理，变质剂加入量按照0.008‑0.010Kg/KG计算，变质
完后保持静置20‑30分钟，让熔渣充分上浮，撇去表面浮渣；

[0011] S4.待合金变质处理结束后，将温度升高至1150‑1200℃，将预热后Al‑Ti‑C混合粉末预制块用钟罩压入熔体内部，用旋转喷吹石墨转子搅拌，搅拌速度100‑120转/分钟，时间
10‑12分钟，使合金熔体中原位内生TiC强化相得到充分反应；

[0012] S5.待TiC原位内生反应结束后，将温度降低至850‑900℃，将预热后KBF4和K2TiF6混合盐粉末用铝箔包裹，用钟罩压入熔体内部原位反应，用旋转喷吹石墨转子搅拌，搅拌速
度100‑120转/分钟，时间10‑12分钟，使合金熔体中TiB2和TiC内生强化相反应充分和分布
均匀；

[0013] S6.待TiB2原位内生反应结束后，加入预留Mg锭、Al‑Cu中间合金降温，调整预留中间合金总量，确保降温后的熔体温度不得低于760℃，静置15‑20分钟；

[0014] S7.待Al‑Cu中间合金熔化均匀后，将预留的AlTi细化剂、AlZr细化剂和AlV细化剂加入到熔体中，并搅拌2‑3次，静置20‑30分钟，撇去表面浮渣；

[0015] S8.待合金熔体细化处理结束后，在750‑770℃，采用旋转喷吹工艺对熔体进行除气精炼，除气后静置15‑20分钟，撇去表面浮渣；

[0016] S9.挤压铸造模具提前预热至280～350℃，铝合金熔体温度始终保持在740～760℃范围使用，在350吨液压机挤压铸造，保压120‑150s，得到适于挤压铸造高强耐热铝合金
铸坯；

[0017] S10.将铝合金挤压铸造成形结束后，采用T6热处理，固溶温度500±5℃，保温6小时，50‑70℃热水淬火；时效温度210±10℃，保温8小时，空冷至室温，得到所述原位双相颗
粒增强富Fe活塞铝基复合材料。

[0018] 进一步地，所述Al‑Si中间合金为AlSi30；所述Al‑Cu中间合金为AlCu50；所述Al‑Ni中间合金为AlNi20；所述Al‑Fe中间合金为AlFe20；所述Al‑Sc中间合金为AlSc2中间合
金。

[0019] 进一步地，所述AlTi细化剂为中间合金AlTi10；所述AlZr细化剂为中间合金AlZr10；所述AlV细化剂为中间合金AlV10。

[0020] 进一步地，所述原位内生TiB2颗粒所需的KBF4和K2TiF6混合盐粉末，低速球磨60‑90分钟混料，转速120‑150转/分钟，球料比10：1，球磨结束后在160‑200℃，保温30‑50烘干
除水汽处理。

[0021] 进一步地，所述原位内生TiC颗粒所需Ti粉、C粉和Al粉原料，按照质量比4：1：5低速球磨80‑100分钟混料，转速120‑150转/分钟，球料比10：1，球磨结束后，按照预定加入量
将混合粉末冷等静压压制成预制块，之后再在180‑220℃，保温30‑50分钟烘干除水汽处理。

[0022] 进一步地，所述Al‑Fe中间合金、Al‑Ni中间合金和Al‑Sc中间合金熔炼温度在800℃，合金熔体浇铸温度在740～760℃。

[0023] 与现有技术相比，本发明的效果如下：本发明中所述耐热铝基复合材料，采用纳米级层片状TiC和微米级条状TiB2强化相，不同尺度原位内生双相增强铝合金基体组织，副产
物AlF3、KF可通过扒渣去除，可实现内生强化相与基体组织界面纯净稳定性好、颗粒分布均
匀、线膨胀系数小，以及铸造性能优良，可与合金基体中析出高温强化相协同增强复合材料
高温机械性性能。

[0024] (2)本发明中所述耐热铝基复合材料，基体组织通过适当提高Fe、Ni、Cu等元素加入量，增加Al9FeNi、Al15Si2(Fe，Mn)3、Al3CuNi和Al7Cu4Ni等高温支撑强化相含量。本专利
设计合金成分，可使上述高温强化相集中在多元共晶和包晶平台析出，使凝固组织以网状、
花瓣状形貌析出，起到阻碍晶界滑移及位错运动的作用，避免高温组织微应力集中和疲劳
裂纹萌生，综合提高铝基复合材料耐热性能、晶界强度和抗疲劳蠕变能力；

[0025] (3)本发明添加Sc、Zr、Ti等元素，可形成微量热稳定较高的Al3(Sc，Zr)、Al3(Sc，Ti)和Al3(Ti，Zr)等复合弥散强化相，可实现高温下定扎位错，进一步提高合金耐高温性
能。

[0026] (4)本发明铝合金复合材料综合机械性能好，室温抗拉强度为332～386MPa，延伸率0.3‑1.2％；350℃保温30分钟抗拉强度为96～112MPa，延伸率5.5～8.3％，铸造线收缩率
0.8～1.2％，350℃疲劳强度(107次)达到56MPa，大幅度提高铝基复合材料高温使用性能，
扩大了Al‑Si‑Cu系铸造铝合金的应用范围。

[0027] (5)本发明制备方法制备工艺简单，所添加的元素成分简单，不含稀贵金属，铸造性能优良，降低产品生产成本。

附图说明

[0028] 图1是实施例4铝基复合材料中原位自生TiC强化相SEM形貌；

[0029] 图2是实施例4铝基复合材料中原位自生TiB2强化相SEM形貌。

具体实施方式

[0030] 下面结合附图及具体的实施例对发明进行进一步介绍。

[0031] 本发明实施例中采用工业纯铝和纯Mg锭、以及AlSi30、AlCu50、AlNi20、AlFe20、AlMn10、AlSc2中间合金，原位内生TiC强化相以KBF4和K2TiF6混合盐为原材料，低速球磨80
分钟后，在180℃保温50分钟去除水汽和杂质。原位内生TiB2强化相以Ti、C、Al混合粉末原
材料，按照预定质量和比例低速球磨100分钟后，冷等静压成预制块，在200℃保温50分钟去
除水汽和杂质。精炼采用ZS‑ABP10复合磷盐变质剂，细化剂采用AlTi10、AlZr10和AlV10中
间合金，采用中频炉感应熔炼，以及旋转喷吹工艺进行除气精炼。

[0032] 本发明针对TiC、TiB2原位合成温度区间不同，主要采用分步原位合成法：(a)首先，在1150‑1200℃，加入Ti粉和C混合粉末预制块，加入铝基体原位合成纳米级TiC，反应方
程为：Ti(s)+C(s)＝TiC(s)，或者3Al+Ti＝TiAl3(s)，TiAl3+C＝TiC(s)+3Al。根据热力学条
件，TiC原位反应在1100℃以上方能生成；(b)然后，在850‑900℃原位合成微米级TiB2，反应
方程为：K2TiF6+2KBF4＝TiB2+4KF+5F2，或者2K2TiF6+2KBF4+5Al＝Al3Ti+TiB2+6KF+2AlF3
+4F2，反应温度在850‑900℃。

[0033] 通过试验测试和性能分析，本专利所述复合材料及其制备方法，具有更好的TiC和TiB2生成效率，其原因在于反应[Ti]+[C]＝TiC，在1100℃以上才有足够的热力学条件和驱
动力，在在1100℃以下不足以让反应充分进行。

[0034] 本发明通过多次试验测试与组织观察，由于铝合金中纳米TiC颗粒(0.1～0.3um)聚集严重，微米级TiB2颗粒(1～3um)相对容易分散，两者同时原位生成，只有保持TiB2/TiC
重量比在0.5‑0.8范围，TiC才能更易吸附于TiB2表面，实现原位自生强化相在铝基体中均
匀分布，提高材料组织均匀性和耐热性能。相较于单步合成法，单步合成法合成的TiC和
TiB2比例固定，无法满足0.5‑0.8范围的需求。

[0035] 并且，由于本发明TiC和TiB2分别合成，故合成出的TiB2和TiC含量、以及相对比例可以自由设计与调整，更为灵活，且适用性更广。

[0036] 实施例1：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:11.0％，Cu：3.0％，Mg:0.8％，Ni:2.5％，Fe:
0.5％，Mn：0.22％，Sc:0.1％，Cr：0.2，TiC:1.0％，TiB2:0.5％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0037] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在800℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1150℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至850℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在750℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0038] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为750℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0039] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度215℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0040] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为369MPa，延伸率1.2％；350℃保温30分钟抗拉强度为96MPa，
延伸率8.3％；合金线收缩率1.1％。

[0041] 实施例2：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:11.5％，Cu：3.2％，Mg:0.8％，Ni:3.0％，Fe:
0.5％，Mn：0.20％，Sc:0.15％，Cr：0.25，TiC:1.2％，TiB2:0.7％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0042] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在820℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1170℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至870℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在760℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0043] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为750℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0044] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度215℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0045] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为386MPa，延伸率0.8％；350℃保温30分钟抗拉强度为98MPa，
延伸率7.5％；合金线收缩率1.2％。

[0046] 实施例3：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:11.5％，Cu：3.5％，Mg:1.0％，Ni:3.0％，Fe:
0.6％，Mn：0.25％，Sc:0.15％，Cr：0.25，TiC:1.5％，TiB2:0.7％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0047] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在820℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1200℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至880℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在750℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0048] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为760℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0049] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度210℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0050] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为357MPa，延伸率0.9％；350℃保温30分钟抗拉强度为
103MPa，延伸率5.9％；合金线收缩率1.0％。

[0051] 实施例4：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:12.0％，Cu：3.8％，Mg:0.9％，Ni:3.2％，Fe:
0.6％，Mn：0.3％，Sc:0.15％，Cr：0.3，TiC:1.3％，TiB2:0.7％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0052] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在820℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1200℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至880℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在750℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0053] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为770℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0054] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度215℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0055] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为363MPa，延伸率0.9％；350℃保温30分钟抗拉强度为
105MPa，延伸率6.8％；合金线收缩率0.8％，350℃疲劳强度(107次)56MPa。铝基复合材料中
原位自生TiC和TiB2微纳米强化相形貌如图1和图2所示。

[0056] 实施例5：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:12.0％，Cu：3.8％，Mg:0.85％，Ni:3.3％，Fe:
0.7％，Mn：0.3％，Sc:0.12％，Cr：0.25，TiC:1.5％，TiB2:0.8％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0057] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在820℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1200℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至900℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在760℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0058] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为770℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0059] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度215℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0060] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为352MPa，延伸率0.3％；350℃保温30分钟抗拉强度为
112MPa，延伸率5.5％；合金线收缩率1％。

[0061] 实施例6：一种适于挤压铸造的原位内生双相增强高Fe铝基复合材料，总质量50Kg，包括以下成分及其质量百分比含量：Si:12.5％，Cu：4.0％，Mg:1.1％，Ni:3.3％，Fe:
0.7％，Mn：0.3％，Sc:0.15％，Cr：0.25，TiC:1.4％，TiB2:0.8％，余量为Al和不可避免的杂
质，该耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0062] (1)熔炼：按照复合材料各组分的质量百分比进行配料，将配置合金加入中频炉中在800℃熔化，待炉料全部熔化后，降温至760℃进行变质处理，静置25min后扒渣。将温度升
至1200℃进行TiC原位内生反应，搅拌静置12分钟后扒渣，将温度降至900℃进行TiC原位内
生反应，搅拌静置12分钟后加入预留Mg锭和AlCu50中间合金，将熔体温度控制在760‑770℃
范围，静置20min。然后进行细化处理，静置25min。采用旋转喷吹工艺，在760℃对熔体进行
除气精炼10分钟，静置20分钟后撇去表面浮渣；

[0063] (2)挤压铸造：合金熔体浇铸温度为770℃，模具预热300℃，350吨液压机挤压铸造，保温120s后取出铸坯，圆饼铸坯尺寸为Φ160mmX60mm；

[0064] (3)热处理：对铸坯进行固溶+时效处理，在固溶温度500℃，保温6小时，60℃热水中淬火。之后，进行时效处理温度215℃，保温10小时，空冷至室温，得到原位内生双相增强
高Fe铝基复合材料。

[0065] 本实例制备高Fe高Ni含量耐热铝合金，按照GB/T228.1‑2010、GB/T 228.2‑2015等相关标准测试，室温抗拉强度为332MPa，延伸率0.3％；350℃保温30分钟抗拉强度为
109MPa，延伸率5.6％；合金线收缩率0.9％。

[0066] 在铸造铝合金中，过高的Cu含量容易引起比重偏析，进而引起合金热裂倾向。上述六个实施例中，将Cu含量降到5％以下，具体的，Cu含量设计为3.0～4.0％，可以兼顾高温强
韧性的同时，进一步降低合金热裂倾向，具有更好的高温周期载荷适用性。

[0067] 本发明所述的活塞铝合金高温支撑强化相是指Al9FeNi、Al3CuNi和Al7Cu4Ni强化相，它们能在(350℃‑420℃)环境温度稳定工作。通过适量增加Ni:2.5～3.5％、Fe:0.5～
0.7％元素相对含量，使上述高温支撑强化相含量在6.2～9.6％范围本专利所述基体合金
成分，既能最大限度提高合金高温力学性能，同时兼顾合金铸造性能、室温力学性能和延伸
率等性能指标，具有较强的创新和创造性。

[0068] 同时，富Fe耐热相在350℃‑425℃具有优异的耐热性能，然而传统铸造铝合金中Fe元素质量含量一般都是控制在<0.3％，其原因是富Fe耐热相Al5FeSi具有粗大针状相，形貌
较差，容易引起应力集中和疲劳失效。本发明主要针对铝合金基体中富Fe耐热相主要有
Al5FeSi和Al9FeNi两种，T‑Al9FeNI却具有较好的组织形貌(网状或者颗粒状)，富Fe相选择
和组织形貌与合金成分密切相关。本发明在多元合金相图和凝固路径综合计算分析设计的
基础上，进行合金体系成分设计和组织调控，使富Fe相以T‑Al9FeNI形式在共晶和包晶平台
析出，组织形貌为网状或者花瓣状，在高温使用环境最能阻碍位错移动和抑制裂纹萌生作
用。

[0069] 另外，稀土元素虽然在一定程度上可能对提高合金高温性能有效，但是同时会一定程度降低合金高温和室温延伸率，这对活塞合金的高温力学性能和疲劳性能是不利的。
而本发明所述基体合金成分，主要通过增加富Fe、富Ni等高温支撑强化相含量，调控凝固组
织形貌，来提高合金高温力学性能和疲劳性能，不仅能够大大降低合金制备成本，还大幅度
提高合金高温和室温伸长率，增强合金高温疲劳性能，本发明所述铝基复合材料在350℃高
温抗拉强度96～112MPa，延伸率5.5～8.3％，线收缩率0.8～1.2％，350℃疲劳强度56MPa，
具有更好的高温使用性能和疲劳性能。

[0070] 本发明中，增强相设计比重：TiC:1.0～1.5％，TiB2:0.5～0.8％，且具有较高的原位反应合成效率，原位TiB2和TiC增强相在基体中的含量大，具有较高的高温机械性能。

[0071] 本发明所述铝基复合材料在中频炉中感应熔炼，主要由于中频炉感应熔炼具有搅拌功能，同时采用旋转喷吹除气精炼工艺，可以使TiB2、TiC等增强颗粒均匀分布在铝合金
基体中，减少增强颗粒偏聚与成分偏析倾向，提高合金材料组织和性能均匀性，具有一定的
创新性和先进性。本发明所述铝基复合材料采用挤压铸造工艺，大大减少或消除合金铸造
缺陷，提高铝基复合材料力学性能和生产效率。

[0072] 本发明所述铝基复合材料在中频炉中感应熔炼，由于中频炉感应熔炼具有搅拌功能，同时采用旋转喷吹除气精炼工艺，可以使TiB2、TiC等增强颗粒均匀分布在铝合金基体
中，减少增强颗粒偏聚与成分偏析倾向，提高合金材料组织和性能均匀性，具有一定的创新
性和先进性。

[0073] 本发明所述铝基复合材料采用挤压铸造工艺，大大减少或消除合金铸造缺陷，提高铝基复合材料力学性能和生产效率，具有一定的先进性。

[0074] 以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵
盖在本发明的保护范围之内，因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。