权利要求
(1)获得TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料，其中TiB2颗粒增强铝基复合材料中的TiB2颗粒质量分数为3-15%;
(2)将所述TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料分别在坩埚内进行加热得到熔体，熔体保温温度为700-850℃;
(3)将步骤(2)中的两种熔体经过雾化系统形成熔滴，交替沉积在转动的托盘上形成层状微观结构铝基复合材料锭坯，其中沉积铝基复合材料和铝合金的交替时间比为1～3;
(4)将所述的铝基复合材料锭坯经过均匀化退火处理，均匀化退火温度为250-500℃，保温时间为2-12h，随后空冷;
(5)将均匀化退火后的锭坯进行热等静压处理，获得致密度大于等于99%的锭坯，空冷;
(6)步骤(5)所述的锭坯进行塑性成形，所述塑性成形包括轧制或挤压成形;
(7)将步骤(6)挤压或轧制处理后的材料进行固溶处理，所述固溶处理包括加热、保温和水淬步骤;随后进行室温下冷加工变形处理，转移时间间隔小于等于1h，变形量为2%-20%;
(8)将冷加工变形处理后的铝基复合材料进行双级时效处理或单级时效处理。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(1)中，TiB2颗粒尺寸分布为20-2000nm，TiB2颗粒质量分数为3%，6%，或15%。
3.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(2)中，所述TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料的重量比为(1～3)：1。
4.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(4)中，所述退火温度为350℃保温8h。
5.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(5)的热等静压处理为：采用金属包套，压力大于等于100Mpa，热压温度为420-550℃，保压时间为2-8h。
6.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(6)中，所述挤压成形方式为：挤压方向垂直于沉积高度方向，将锭坯于400-460℃保温2-6h后进行热挤压成形。
7.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤(6)中，所述轧制成形的方式为：轧制面垂直于沉积高度方向，将锭坯于400-460℃保温2-6h后进行热轧，单道次轧制下压量为5-20%;将热轧后的铝基复合材料板材进行退火处理，退火温度为300-480℃，保温时间为1-6h;空冷后进行冷轧，板材轧制至目标厚度，冷轧过程中每道次的变形量为1-5%;将冷轧后的板材进行退火处理，退火温度为200-380℃，保温时间为0.5-10h。
8.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述固溶处理包括单级固溶处理或双级固溶处理，所述单级固溶处理的加热温度为470-510℃，保温时间为1-5h，随后迅速水淬，转移时间小于等于15s;所述双级固溶处理的加热温度为470℃保温1h和500℃保温30min，随后迅速水淬，转移时间小于等于15s。
9.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述双级时效处理为120-180℃保温10-60min，再100℃保温96-240h;所述单级时效处理温度为60-120℃，保温时间为120h-720h。
说明书
技术领域
[0001]本发明涉及铝合金材料的制备方法，具体涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，属于铝合金材料技术领域。
背景技术
[0002]铝合金材料是航空主要结构材料之一，但是模量难以突破。材料复合化是提升综合力学性能的有效方法。在铝合金中加入陶瓷颗粒可以显著提升铝合金材料的弹性模量和强度。然而，由于硬质陶瓷颗粒存在易导致材料的塑性降低，一方面是由于陶瓷颗粒界面反应难控制，界面反应产物促使材料提前破坏，韧性降低;另一方面，颗粒尺寸大易引起局部应力集中，会导致颗粒过早地断裂，加速断裂过程。
[0003]因此，利用铝合金熔体中原位反应生成陶瓷颗粒，颗粒形貌规整、尺寸细小、无界面反应等优点，使其具有较好的强度和韧性。但是铝合金熔体中的细小陶瓷颗粒易发生团聚，不利于材料强度、塑性的进一步提升。此外，陶瓷颗粒引入会细化晶粒，不利于韧性的提高。
[0004]采用异质结构设计，可以突破材料强塑性提升瓶颈问题。例如，形成“软”“硬”交替层状异质结构，硬质结构可以提升强度，软组织部分又可以提升塑型和阻碍裂纹扩展，提升断裂韧性。同时，“软”、“硬”区域界面附近会产生背应力，异质结构变形进一步有利于改善强塑性。目前，层状组织结构主要通过累积叠轧的方式制备，但是该方法会引入大量的层状界面，界面处缺陷、夹杂、结合强度难以控制，对板材的表面质量要求高，制备工艺复杂。
发明内容
[0005]针对微纳陶瓷颗粒分布难以分散和强度-韧性难以同步提高的问题，本发明制备一种原位自生颗粒增强铝基复合材料和铝合金组织交替分布的层状异质结构组织，从熔体到铸锭成形过程中形成层状微观结构分布，避免了叠轧技术存在的问题，解决细小颗粒在铝合金中易团聚问题和常规强化机制引起塑性降低的问题，实现弹性模量、强度、延伸率同步提高。
[0006]为了实现上述目的，本发明采用以下技术方案：利用原位自生法制备颗粒增强铝基复合材料熔体，并制备不添加颗粒的铝合金熔体，将所述铝基复合材料熔体与铝合金熔体分别交替经过雾化系统后直接逐层成形，所得复合材料锭坯无分层界面缺陷，然后对锭坯进行热等静压、退火、塑性变形加工、热处理。本发明处理对象为原位自生颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料，其中，铝合金材料中的合金元素与颗粒增强铝基复合材料中的合金元素可以一致，也可以不同，具体包括如下步骤：
[0007](1)获得TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料，其中TiB2颗粒增强铝基复合材料中的TiB2颗粒质量分数为3-15%;
[0008](2)将所述TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料分别在坩埚内进行加热得到熔体，熔体保温温度为700-850℃;
[0009](3)将步骤(2)中的两种熔体经过雾化系统形成熔滴，交替沉积在转动的托盘上形成层状微观结构铝基复合材料锭坯，其中沉积铝基复合材料和铝合金的交替时间比为1～3;
[0010](4)将所述的铝基复合材料锭坯经过均匀化退火处理，均匀化退火温度为250-500℃，保温时间为2-12h，随后空冷;
[0011](5)将均匀化退火后的锭坯进行热等静压处理，获得致密度大于等于99%的锭坯，空冷;
[0012](6)步骤(5)所述的锭坯进行塑性成形，可选择采用轧制或挤压成形;
[0013](7)将步骤(6)挤压或轧制处理后的材料进行固溶处理，所述固溶处理包括加热、保温和水淬步骤;随后进行室温下冷加工变形处理，转移时间间隔小于等于1h，变形量为2%-20%;
[0014](8)将冷加工变形处理后的铝基复合材料进行双级时效处理或单级时效处理。
[0015]优选地，所述步骤(1)中，TiB2颗粒尺寸分布为20-2000nm，TiB2颗粒质量分数为3%，6%，或15%。
[0016]优选地，所述步骤(2)中，所述TiB2颗粒增强铝基复合材料和铝合金材料的重量比为(1～3)：1。
[0017]优选地，所述步骤(3)中，所述铝基复合材料熔体和铝合金熔体，通过自动控制活塞杆交替打开、关闭坩埚底部出液孔，使两种熔体交替流出，再先后经过电磁搅拌和超声雾化系统，交替喷射沉积逐层形成锭坯，交替的时间间隔控制铝合金或铝基复合材料每层的厚度。
[0018]优选地，所述步骤(4)中退火温度为350℃保温8h。
[0019]优选地，所述步骤(5)的热等静压处理为：采用金属包套，压力大于等于100Mpa，热压温度为420-550℃，保压时间为2-8h。
[0020]优选地，所述挤压成形方式为：挤压方向垂直于沉积高度方向，将锭坯于400-460℃保温2-6h后进行热挤压成形。
[0021]优选地，所述轧制成形的方式为：轧制面垂直于沉积高度方向，将锭坯于400-460℃保温2-6h后进行热轧(例1-2为400℃保温6h，例3为460℃保温2h)，单道次轧制下压量为5-20%(例1-2为20%，例3为5%);将热轧后的铝基复合材料板材进行退火处理，退火温度为300-480℃，保温时间为1-6h(例1为300℃保温6h，例2为480℃保温1h，例3为350℃保温4h);空冷后进行冷轧，板材轧制至目标厚度，冷轧过程中每道次的变形量为1-5%;将冷轧后的板材进行退火处理，退火温度为200-380℃，保温时间为0.5-10h。
[0022]优选地，所述固溶处理包括单级固溶处理或双级固溶处理。
[0023]优选地，所述单级固溶处理的加热温度为470-510℃，保温时间为1-5h，随后迅速水淬，转移时间小于等于15s。
[0024]优选地，所述双级固溶处理的加热温度为470℃保温1h和500℃保温30min，
[0025]随后迅速水淬，转移时间小于等于15s(例3为470℃保温1h和500℃保温0.5h)。
[0026]优选地，双级时效处理为120-180℃保温10-60min，再100℃保温96-240h;单级时效处理温度为60-120℃，保温时间为120h-720h。
[0027]本发明提供了一种高模高强高韧层状微观结果铝基复合材料制备方法，提高铝合金材料的弹性模量和强度的同时提高延伸率。
[0028]与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
[0029]本发明提供一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，通过原位自生铝基复合材料和铝合金熔体交替喷射成形、塑性变形和热处理等工艺可实现非均匀陶瓷颗粒分布和非均匀晶粒尺寸分布的层状微观结构，提高铝合金板材模量、强度和疲劳性能，工艺方法简单易操作，所涉及到的材料制备、塑性成形、热处理工艺具备工业化生产条件。本发明中的陶瓷颗粒增强铝基复合材料细晶层可以显著提升铝合金的弹性模量和强度，而铝合金粗晶层可以提升位错容纳能力，降低细晶区的应力集中从而改善塑性，从而提升材料整体的塑性;陶瓷颗粒不仅能提升强度，还能抑制粗晶层的局部滑移带开裂，促进塑性变形均匀性，提升塑性;同时粗晶区与细晶区之间会形成应变梯度，产生应变梯度强化。最终，可以实现模量强度和塑性同时提升的效果。
附图说明
[0030]图1为一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备装置结构示意图;
[0031]图2为一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料微观结构示意图。
具体实施方式
[0032]下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变化和改进。这些都属于本发明的保护范围。
[0033]实施例1
[0034]本实施例涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，包括如下步骤：
[0035](1)首先采用NaBF4和Na2TiF7质量比2:1的混合盐，在850℃下铝熔体中反应生成TiB2颗粒，并通过机械搅拌和超声处理45min，搅拌速度为250转/分，超声强度为2000W/m2，实现铝熔体中生成均匀的TiB2颗粒，其尺寸分布范围为20-2000nm，最终按照合金元素配比制备含有质量分数15%TiB2颗粒的Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr(质量分数，%)铝基复合材料熔体。同时，制备不添加颗粒的Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr(质量分数，%)铝合金熔体。两种材料各自经过精炼、除气处理后浇注成铸锭。
[0036](2)将铝基复合材料铸锭和铝合金铸锭按照相同重量分别置于喷射沉积系统的坩埚中进行加热，熔体保温温度为850℃，同时辅助电磁场系统进行搅拌。
[0037](3)参见图1，通过控制自动控制系统，通过活塞杆打开铝合金坩埚底部开关使熔体流出，经过加热系统、电磁搅拌系统和超声雾化系统后形成熔滴，熔体沉积在旋转盘上，铝合金沉积1min之后，关闭其坩埚底部熔体出口，同时打开铝基复合材料坩埚底部开关，使铝基复合材料经过加热系统、电磁搅拌系统和超声雾化系统形成熔滴并沉积在上一步骤所沉积的铝合金表面，沉积时间为2min。铝基复合材料和铝合金的沉积时间比为2，以此往复进行交替沉积，即可获得层状微观结构铝基复合材料锭坯，锭坯直径480mm，高度800mm。
[0038](4)将沉积所得到的铝基复合材料锭坯进行均匀化退火处理，均匀化退火温度为500℃保温2h，随后空冷。
[0039](5)将均匀化退火后的锭坯进行热等静压处理，采用纯铝包套，压力为100MPa，温度为550℃，保压时间为2h，致密度为99.2%。空冷后按照截面垂直锭坯径向、厚度为高度方向的方式进行锯切铣削制备轧制坯料，铣削完成后，坯料宽度为360mm，坯料高度为300mm。
[0040](6)将铣削之后的铝基复合材料锭坯进行轧制，轧制面垂直于沉积高度方向，轧制开始前在400℃保温6h，单道次轧制下压量为20%，轧制至6mm;将6mm厚铝基复合材料板材进行退火处理，300℃保温6h，空冷后进行冷轧至厚度～2.5mm，每道次压下量为5%，然后将冷轧板进行退火处理，退火温度为200℃，保温时间为10h。
[0041](7)然后将冷轧板材进行单级固溶处理，固溶处理工艺为510℃保温1h，随后迅速水淬，转移时间小于10s;在30min之内转移至轧机，室温冷轧至厚度为2mm，厚度变形量为20%。
[0042](8)最后将板材进行双级时效处理，工艺参数为180℃保温10分钟，再进行100℃保温240h。
[0043]所获得的TiB2颗粒增强Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr铝基复合材料板材微观结构如图2所示，铝合金组织和TiB2颗粒增强铝基复合材料组织在锭坯高度方向上交替分布，而且合金组织晶粒尺寸较大，复合材料区域的晶粒尺寸细小。沿轧制方向室温力学性能测试表明，TiB2颗粒增强Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr铝基复合材料板材的弹性模量为80GPa，屈服强度为480MPa，抗拉强度为610MPa，延伸率为18%。
[0044]实施例2
[0045]本实施例涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，与实施例1方法基本相同，不同之处在于采用的铝基复合材料和铝合金重量比为3，在锭坯沉积制备过程中的铝基复合材料的沉积时间为6min，铝合金材料沉积2min。塑性成形步骤中，热轧后的铝基复合材料板材进行退火处理为480℃保温1h;冷轧后的板材进行退火处理为380℃保温0.5h。冷轧板材固溶处理后冷轧变形10%，轧制2.25mm，再进行单级时效处理，时效温度为120℃保温720h。
[0046]沿轧制方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料板材的弹性模量为84GPa，屈服强度为500MPa，抗拉强度为620MPa，延伸率为16%。
[0047]实施例3
[0048]本实施例涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，包括以下步骤：
[0049](1)首先采用KFB4和K2TiF6混合盐法原位自生制备3wt.%TiB2颗粒增强Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr(质量分数，%)铝基复合材料熔体，TiB2颗粒尺寸分布为20-2000nm;并制备不添加颗粒的Al-6.5Zn-2.0Mg-2.0Cu-0.1Zr(质量分数，%)铝合金熔体;两种材料各自经过精炼、除气处理后浇注成铸锭。
[0050](2)将铝基复合材料铸锭和铝合金铸锭按照相同重量分别置于喷射沉积系统的坩埚中进行加热，熔体保温温度为750℃，同时辅助电磁场系统进行搅拌。
[0051](3)然后通过控制自动控制系统，打开铝合金坩埚底部开关使熔体流出，经过雾化系统后形成熔滴，熔体沉积在旋转盘上，铝合金沉积2min之后，关闭其坩埚底部熔体出口，同时打开铝基复合材料坩埚底部开关，使铝基复合材料经过雾化系统形成熔滴并沉积在上一步骤所沉积的铝合金表面，沉积时间为2min。以此往复进行交替沉积，即可获得层状微观结构铝基复合材料锭坯，锭坯直径480mm，高度800mm。
[0052](4)然后将沉积得到的铝基复合材料锭坯进行匀化退火处理，均匀化退火温度为350℃保温8h，空冷。
[0053](5)将均匀化退火后的锭坯进行热等静压处理，采用纯铝包套，压力为200MPa，温度为420℃，保压时间为8h，致密度为99.2%;空冷后按照截面垂直锭坯径向、厚度为高度方向的方式进行锯切铣削制备轧制坯料，铣削完成后，坯料宽度为360mm，坯料高度为300mm。
[0054](6)将铣削之后的铝基复合材料锭坯进行热轧制，轧制面垂直于沉积高度方向，轧制开始前在460℃保温2h，单道次轧制下压量为5%，轧制至10mm。将10mm厚铝基复合材料板材进行退火处理，350℃保温4h，空冷后进行冷轧至厚度～4.5mm，每道次压下量为1%，然后将冷轧板进行退火处理，退火温度为250℃，保温时间为6h。
[0055](7)然后将冷轧板材进行双级固溶处理，固溶处理工艺为470℃保温1h和500℃保温0.5h，随后迅速水淬，转移时间小于15s;在30min之内转移至轧机，室温冷轧至厚度为4mm，厚度变形量为～10%。
[0056](8)最后将固溶后的板材进行双级时效处理，工艺参数为120℃保温60min，再进行100℃保温96h。
[0057]沿轧制方向室温力学性能测试表明，TiB2颗粒增强铝基复合材料板材的弹性模量为75GPa，屈服强度为740MPa，抗拉强度为800MPa，延伸率为15%。
[0058]实施例4
[0059]本实施例涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，包括如下步骤：
[0060](1)首先采用NaFB4和Na2TiF6混合盐法原位自生制备6wt.%TiB2颗粒增强Al-6.5Zn-2.2Mg-2.2Cu-0.1Zr(质量分数，%)铝基复合材料熔体，TiB2颗粒尺寸分布为20-2000nm，并制备不添加颗粒的Al-6.5Zn-2.2Mg-2.2Cu-0.1Zr(质量分数，%)铝合金熔体两种材料各自经过精炼、除气处理后浇注成铸锭。
[0061](2)将铝基复合材料铸锭和铝合金铸锭按照相同重量分别置于喷射沉积系统的坩埚中进行加热，熔体保温温度为700℃，同时辅助电磁场系统进行搅拌。
[0062](3)然后通过控制自动控制系统，打开铝合金坩埚底部开关使熔体流出，经过雾化系统后形成熔滴，熔体沉积在旋转盘上，铝合金沉积2min之后，关闭其坩埚底部熔体出口，同时打开铝基复合材料坩埚底部开关，使铝基复合材料经过雾化系统形成熔滴并沉积在上一步骤所沉积的铝合金表面，沉积时间为3min。以此往复进行交替沉积，即可获得层状微观结构铝基复合材料锭坯，锭坯直径480mm，高度800mm。
[0063](4)然后将沉积得到的铝基复合材料锭坯进行匀化退火处理，均匀化退火温度为250℃保温12h，空冷。
[0064](5)将均匀化退火后的锭坯进行热等静压处理，采用纯铝包套，压力为200MPa，温度为450℃，保压时间为8h，致密度为99.2%;空冷后沿着铸锭径向方向铣削加工成直径250mm的挤压预制锭坯;
[0065](6)将锭坯在400℃保温6h后挤压成直径15mm的棒材。
[0066](7)然后将挤压棒材进行单级固溶处理，固溶处理工艺为470℃保温5小时，随后迅速水淬，转移时间小于10s;水淬后对棒材进行室温拉伸，转移时间为60min之内，变形量为2%。
[0067](8)最后将挤压棒材进行单级时效处理，工艺参数为60℃保温240h。
[0068]沿挤压方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料棒材的弹性模量为77Gpa，屈服强度为740Mpa，抗拉强度为800Mpa，延伸率为14%。
[0069]实施例5
[0070]本实施例涉及一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法，与实施例4方法基本相同，不同之处在于：所述铝基复合材料在锭坯制备过程中铝基复合材料沉积时间为6min，铝合金材料沉积2min，交替沉积形成锭坯。塑性成形步骤中，将锭坯在460℃保温2h后挤压成形。最后将棒材单级时效处理工艺参数为80℃保温120h。
[0071]沿挤压方向室温力学性能测试表明，Al-6.5Zn-2.2Mg-2.2Cu-0.1Zr复合材料的弹性模量为79GPa，屈服强度为760MPa，抗拉强度为810MPa，延伸率为12%。
[0072]对比例1
[0073]本对比例实施步骤与实施例1基本相同，不同之处在于，锭坯制备过程中铝合金与铝基复合材料交替沉积时间不同，其中铝合金沉积2min，铝基复合材料沉积1min。
[0074]沿轧制方向室温力学性能测试表明，Al-4.5Cu-1.8Mg-0.7Mn-0.1Zr铝基复合材料板材的弹性模量为78GPa，屈服强度为400MPa，抗拉强度为530MPa，延伸率为15%。本对比例材料的弹性模量、强度和延伸率均低于实施例1。
[0075]对比例2
[0076]本对比例实施步骤与实施例1基本相同，不同之处在于，锭坯制备过程中仅沉积铝合金一种材料。
[0077]沿轧制方向室温力学性能测试表明，时效后的铝合金板材的弹性模量为72GPa，屈服强度为360MPa，抗拉强度为550MPa，延伸率为16%。本对比例材料的模量、强度和塑性均低于实施例1。
[0078]对比例3
[0079]本对比例实施步骤与实施例2基本相同，不同之处在于，所得的铝基复合材料板材采用常规时效处理，冷轧板材在固溶处理前不采用退火处理，时效处理参数为180℃时效20h。
[0080]沿轧制方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料板材的弹性模量为84GPa，屈服强度为380MPa，抗拉强度为520MPa，延伸率为12%。本对比例材料与实施例2材料的弹性模量相同，但是本对比例材料的强度和延伸率均显著低于实施例2。
[0081]对比例4
[0082]本对比例实施步骤与实施例4基本相同，不同之处在于，锭坯制备过程中铝合金与铝基复合材料交替沉积时间不同，其中铝合金沉积3min，铝基复合材料沉积2min。
[0083]沿挤压方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料棒材的弹性模量为74GPa，屈服强度为660MPa，抗拉强度为700MPa，延伸率为10%。本对比例材料的弹性模量、强度和延伸率低于实施例4。
[0084]对比例5
[0085]本对比例实施步骤与实施例4基本相同，不同之处在于，锭坯制备过程中仅沉积铝合金一种材料。
[0086]沿挤压方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料棒材的弹性模量为72GPa，屈服强度为620MPa，抗拉强度为680MPa，延伸率为12%。本对比例材料的强度、塑性和弹性模量低于实施例4。
[0087]对比例6
[0088]本对比例实施步骤与实施例5基本相同，不同之处在于，锭坯制备过程中铝合金与铝基复合材料交替沉积时间不同，其中铝沉积6min，铝基复合材料沉积2min。
[0089]沿挤压方向室温力学性能测试表明，时效后的铝基复合材料棒材的弹性模量为74GPa，屈服强度为660MPa，抗拉强度为700MPa，延伸率为9%。本对比例材料的弹性模量、强度和延伸率均显著低于实施例5。
[0090]对比例8
[0091]本对比例实施步骤与实施例3基本相同，不同之处在于，采用的两种材料都不含TiB2陶瓷颗粒，最终板材采用常规时效处理，在180℃保温20h。
[0092]沿轧制方向室温力学性能测试表明，铝基复合材料板材的弹性模量为72GPa，屈服强度为480MPa，抗拉强度为570MPa，延伸率为10%。本对比例材料的强度和延伸率均低于实施例3。
[0093]本申请所述方法可应用于不同合金成分的复合材料制备，通过两种材料交替沉积复合，结合特定的退火处理、冷加工变形处理和时效处理等工艺，可以同时提高弹性模量、屈服强度、拉伸强度、延伸率。
[0094]以上对本发明的具体实施例进行了描述。通过实施例与对比例相比较，本发明方法提供的一种高模高强高韧层状微观结构铝基复合材料制备方法能同时提高铝合金的弹性模量、拉伸强度和延伸率。
[0095]需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变化或修改，这并不影响本发明的实质内容。在不冲突的情况下，本申请的实施例和实施例中的特征可任意相互组合。
说明书附图(2)
