一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法
阅读说明：本技术 一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法 (High-strength high-toughness aluminum-based composite material and heat treatment method ) 是由 陈哲 刘钧 杨清 黎阳 王磊 吴一 汪明亮 王浩伟 于 2021-08-13 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法,所述Al-Zn-Mg-Cu基复合材料为粉末冶金-塑性加工方法制备,其组织内同时具有弥散分布的纳米陶瓷颗粒与细小等轴的晶粒结构。通过本发明中的固溶处理方法能使粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基体内的粗大合金相完全固溶,同时不引起明显的过烧与异常晶粒长大；通过本发明中的时效处理方法,可有效降低粉末冶金制备复合材料内大量存在的晶界区域对铝基体合金相非均匀析出的影响,减少复合材料内部晶界无沉淀析出带的尺寸与面积,并在铝基体内形成细小弥散的合金第二相。本发明热处理后的粉末冶金Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具备优异的力学性能,在航空、航天、交通运输、特种装备制造领域中具有重要的应用价值。(The invention discloses a high-strength high-toughness aluminum-based composite material and a heat treatment method, wherein the Al-Zn-Mg-Cu-based composite material is prepared by a powder metallurgy-plastic processing method, and has nano ceramic particles and fine isometric crystal grain structures which are dispersedly distributed in the structure. The method for the solid solution treatment can lead the coarse alloy phase in the Al-Zn-Mg-Cu matrix prepared by powder metallurgy to be completely solid-dissolved, and simultaneously does not cause obvious overburning and abnormal grain growth; the aging treatment method can effectively reduce the influence of a large amount of grain boundary regions existing in the composite material prepared by powder metallurgy on the non-uniform precipitation of an aluminum matrix alloy phase, reduce the size and the area of a non-precipitation zone of the grain boundary in the composite material, and form a fine and dispersed alloy second phase in an aluminum matrix. The powder metallurgy Al-Zn-Mg-Cu-based composite material after heat treatment has excellent mechanical properties and has important application value in the fields of aviation, aerospace, transportation and special equipment manufacturing.)
技术领域
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法，尤其涉及一种高强高韧纳米陶瓷颗粒增强铝基复合材料及其热处理方法。
背景技术
粉末冶金是指制取金属粉末或用金属粉末与非金属粉末的混合物作为原料，经过成形和烧结，制造金属材料、复合材料以及各种类型制品的工艺技术。运用粉末冶金技术制备的原位自生纳米陶瓷颗粒增强金属基复合材料，拥有弥散分布的纳米级陶瓷颗粒以及均匀细小的晶粒结构，兼具高模量、高强度、高塑性与良好的加工性能，是航空航天、特种装备制造等领域极具潜力的结构材料之一。
粉末冶金工艺包含制粉和烧结两个关键过程。金属粉末在雾化后的凝固过程中，可达到1×103℃/s以上的冷却速度。如此大的冷却速度将有利于原位自生复合材料内陶瓷颗粒的分散与凝固晶粒组织的细化。因此，粉末冶金制备复合材料往往具备弥散分布的纳米陶瓷颗粒(如图1(a)所示)，以及均匀细小的基体晶粒尺寸(通常在5μm以下，如图1(b)所示)；同时，高的冷却速度将提高金属粉末内合金元素的固溶浓度，制备得到高合金化程度的过饱和合金体系。而在随后的致密化烧结过程中，高温高压下的长时间停留(对Al-Zn-Mg-Cu合金粉末而言，其烧结温度往往在450℃以上，保温时间长于3h)，会使金属粉末内的过饱和合金元素脱溶析出，易形成粗大的合金初生相，如图1(c)。此时，常规的铝基复合材料固溶处理制度(如中国专利CN107779796B、CN108611583B)，并不能彻底溶解粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料内的粗大初生相；同时，过高的固溶温度将容易引起粉末冶金复合材料超细小晶粒的异常长大。因此，有必要针对粉末冶金复合材料的组织结构特征发展新的固溶处理工艺。
Al-Zn-Mg-Cu合金时效过程中，合金元素往往会在铝合金晶界处优先形核析出，在铝合金晶界处形成粗大的合金元素第二相，过度消耗掉晶界附近区域铝基体内的合金元素，在铝基体晶界附近形成无沉淀析出带(Precipitation Free Zone,PFZ)，如图1(d)所示。铝合金内PFZ带的形成，将降低铝合金晶界处的强度，容易使铝合金材料在晶界处萌生裂纹；同时，PFZ带还不利于铝合金抗腐蚀性能。但是，由于粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具备细小等轴晶粒结构，在常规时效过程中(如中国专利CN107779796B、CN108611583B)，极易产生大量PFZ带，降低粉末冶金复合材料的使役性能。因此，如何针对粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的组织结构特征，发展适宜的时效热处理制度，也是推广粉末冶金复合材料应用的关键问题之一。
中国专利CN107779796B公开了一种铝基复合材料的热处理方法,所述热处理方法包括将铝基复合材料先进行两段式固溶处理,再进行两段式时效处理的步骤,所述铝基复合材料包括亚微米级TiB2陶瓷颗粒增强Al-Si-Mg合金。然而CN107779796B主要是针对耐高温Al-Si-Mg合金体系，其固溶温度区间(530～555℃)远高于Al-Zn-Mg-Cu基体内大量低熔点合金相(T(AlZnMgCu)相)的熔化温度(460～480℃)，将使粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu复合材料严重过烧；同时，CN107779796B提出的高温长时固溶工艺(保温6～12h)，将使粉末冶金制备复合材料铝基体内的细小晶粒结构发生异常晶粒长大。因此，CN107779796B所公开的热处理方法并不利于粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu复合材料强度和塑性的提升，需要开发一种针对粉末冶金制备高强高韧铝基复合材料的热处理方法。
中国专利CN108611583B公开了一种TiB2颗粒增强铝基复合材料强韧化的热处理方法，包括将所述铝基复合材料进行均匀化处理，然后依次进行高温预处理、热挤压处理、退火处理、短时间高温固溶处理、预变形处理和时效处理。然而CN108611583B主要是针对TiB2颗粒团聚严重的原位自生铸态铝基复合材料的热处理方法。由于原位自生铸态铝基复合材料具备TiB2颗粒团聚、初始晶粒粗大、合金元素偏析严重、大量合金相被TiB2颗粒条带包裹(如CN108611583B附图所示)等组织结构特征，CN108611583B提出了均匀化处理、高温预处理、热挤压处理、退火处理、短时间高温固溶处理、预变形处理和时效处理等复杂热处理流程。而粉末冶金方法制备颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具备弥散分布颗粒、细小晶粒结构、无明显元素偏析，并不需要前期均匀化处理、高温预处理、热挤压处理、退火处理等复杂流程；相反地，前期过多的高温热暴露反而会加剧粉末冶金制备复合材料铝基体内过饱和合金元素的脱溶析出，形成粗大的合金初生相(如图1(c)所示)，并引起初始细小晶粒结构长大，不利于Al-Zn-Mg-Cu基复合材料强韧性的提高。此外，CN108611583B所公开的单级高温短时固溶工艺(478-565℃，0.5-1h)和高温短时时效(120-190℃，3-6h)处理，同样并不适用于粉末冶金方法制备颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料，其热处理后复合材料强塑性也不及本发明专利制备复合材料。
综上所述，粉末冶金制备纳米陶瓷颗粒增强铝基复合材料具备独特的工艺特性与组织结构特征。传统的固溶时效热处理制度已无法满足粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的热处理调控需求。因此，有必要针对粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的组织结构特性，开发出一套优化的热处理制度。
发明内容
为了克服上述现有技术的不足，本发明提供一种针对粉末冶金制备纳米TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的优化热处理方法。通过本发明中的固溶处理方法能使粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基体内的粗大合金初生相完全固溶，同时不引起明显的过烧与异常晶粒长大；通过本发明中的时效处理方法，可有效降低粉末冶金制备复合材料内大量存在的晶界区域对铝基体合金相非均匀析出的影响，减少复合材料内部晶界无沉淀析出带的尺寸与面积，并在铝基体内形成细小弥散的合金第二相。本发明热处理后的粉末冶金Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具备优异的力学性能，在航空航天、交通运输、特种装备制造等关键领域中具有重要的应用价值。
本发明的目的通过以下技术方案来实现：
本发明提供一种复合材料的热加工方法，包括如下步骤：
步骤S1：对粉末冶金-塑性变形后的复合材料进行低温预处理；
步骤S2：将步骤S1处理后的复合材料进行初级固溶处理；
步骤S3：将步骤S2处理后的复合材料进行深度固溶处理；
步骤S4：将步骤S3深度固溶处理后的粉末冶金复合材料进行预变形处理；
步骤S5：将步骤S4处理后的复合材料进行低温时效处理。
优选的，所述步骤S1中，低温预处理的温度为300～400℃，低温预处理时间为2h～10h，退火后以5～10℃/min的速率随炉升温至初级固溶温度。
优选的，所述步骤S2中，初级固溶温度为470～480℃，固溶时间为0.5h～3h，固溶后以5～10℃/min的速率随炉升温至深度固溶温度。
优选的，所述步骤S3中，深度固溶温度为485～495℃，固溶时间为10min～90min，固溶后水淬冷却。
优选的，所述步骤S4中，预变形处理的应变量为1～10％。
优选的，所述步骤S5中，低温时效温度为90～120℃，时效时间为20h～120h。
优选的，所述复合材料包括金属基体及弥散分布于金属基体内的TiB2陶瓷颗粒，所述TiB2颗粒的粒径为10nm～2000nm。
优选的，所述复合材料包括4.0wt.％～8.5wt.％Zn，1.0wt.％～3.5wt.％Mg，1.0wt.％～3.5wt.％Cu，0.05wt.％～0.3wt.％Zr，0wt.％～0.3wt.％Cr，0.9wt.％～13.5wt.％Ti和0.1wt.％～1.5wt.％B，余量为Al。
优选的，所述复合材料采用粉末冶金-塑性加工方法制备，所述复合材料具有细小等轴晶粒结构，所述晶粒的尺寸≤5μm。
通过热处理方法制备的复合材料作为结构材料在航空、航天、交通运输、特种装备制造关键领域中的应用也属于本发明的保护范围。
其中，步骤S1中，低温预处理(300～400℃温度下退火2h～10h)的目的是释放复合材料在塑性加工过程中储备的变形能，以降低粉末冶金复合材料后续高温固溶过程中细小晶粒结构的再结晶与晶粒长大的驱动力，使固溶后的粉末冶金铝基复合材料仍保持原有的细小晶粒结构；同时，低温的预处理也能在一定程度上溶解部分提前析出的低熔点合金初生相，如η(MgZn2)相；
步骤S2中的初级固溶处理(470～480℃温度下固溶0.5h～3h)，是为了溶解掉粉末冶金复合材料铝基体内的低熔点合金相，如T相(AlZnCuMg)；
在步骤S1和S2中，对升温速率的限制(固溶后以5～10℃/min的速率随炉升温至下一级固溶温度)，是为了保持住上一级热处理状态，避免溶解合金相的重复析出，保证后续复合材料的深度固溶效果；
步骤S3中的深度固溶处理(485～495℃温度下固溶10min～90min)，是为了充分溶解掉粉末冶金复合材料在烧结过程中形成的高熔点合金相，如S相(Al2CuMg)等；
通过步骤S1-S3的多级固溶处理，能使粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料内的合金初生相完全固溶，同时不引起明显的过烧与细小晶粒结构的异常长大；
步骤S4中，1～10％的预变形，是为了在粉末冶金复合材料内引入均匀分布的位错结构，使后续复合材料时效过程中合金第二相的形核更均匀；
在步骤S5中，更低的时效处理温度(90～120℃)，是为了减缓预变形后复合材料内遗留位错的回复速率，以及降低合金元素的扩散速率，在铝基体内形成更细小弥散的合金元素第二相；
通过步骤S4和步骤S5，可有效降低粉末冶金制备复合材料内大量存在的晶界区域对铝基体合金相非均匀析出的影响，减少复合材料内部晶界无沉淀析出带的尺寸与面积，并在铝基体内形成细小弥散的合金第二相。
附图说明
图1为背景技术中的粉末冶金-塑性加工制备TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的组织结构图；其中(a)微纳TiB2颗粒的弥散分布；(b)铝基体细小晶粒组织；(c)常规固溶后铝基体残留合金初生相(白色衬度相，如箭头所示)；(d)铝基体内的无沉淀析出带(PFZ)。
图2为本发明实施例1处理后的粉末冶金-塑性加工制备TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的组织结构图；其中(a)固溶处理后复合材料内的微纳TiB2颗粒分布(二次电子像)；(b)固溶处理后复合材料内的微纳TiB2颗粒分布(背散射电子像)；(c)时效热处理后复合材料铝基体内的均匀细小析出相分布(TEM)；(d)本发明实施例1制备TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的拉伸性能曲线(工程应力-工程应变)。
具体实施方式
下面结合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，还可以做出若干调整和改进。这些都属于本发明的保护范围。
下述实施例中复合材料采用如下步骤制得：
首先将粉末冶金制备Al-Zn-Mg-Cu基复合材料在300～400℃，进行退火处理2h～10h，退火结束后以5～10℃/min的速率随炉升温至初级固溶温度；随后将复合材料在470～480℃，进行初级固溶处理0.5h～3h，初级固溶后以5～10℃/min的速率随炉升温至深度固溶温度；最后将复合材料在485～495℃进行深度固溶处理，深度固溶时间为10min～90min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后复合材料进行变形量为1～10％的预变形处理，随后在90～120℃时效处理20h～120h。
实施例1
本实施例1以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到6wt.％TiB2/Al-5.5Zn-2.4Mg-1.6Cu-0.20Cr(7075Al)基复合材料。先将复合材料在350℃，退火处理8h，退火结束后以5℃/min的速率随炉升温至475℃，初级固溶处理2h，初级固溶后以5℃/min的速率随炉升温至485℃进行深度固溶处理，深度固溶时间为30min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行2％预拉伸变形，随后在110℃时效40h。热处理后复合材料的屈服强度660MPa，抗拉强度720MPa，延伸率10％。
图2为本实施例技术处理后的粉末冶金-塑性加工制备TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的组织结构图；其中(a)固溶处理后复合材料内的微纳TiB2颗粒分布(二次电子像)；(b)固溶处理后复合材料内的微纳TiB2颗粒分布(背散射电子像)，图中已无粗大的合金初生相(白色衬度相)存在，说明铝基体内的粗大合金相已完全固溶；(c)时效热处理后复合材料铝基体内的均匀细小析出相分布(TEM)；(d)本发明技术制备TiB2颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu基复合材料的拉伸性能曲线(工程应力-工程应变)。
实施例2
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度720MPa，抗拉强度760MPa，延伸率9％。
对比例1
以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。将复合材料以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度620MPa，抗拉强度690MPa，延伸率9％。
对比例2
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度620MPa，抗拉强度650MPa，延伸率5％。
对比例3
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，固溶后水淬冷却；将初级固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度630MPa，抗拉强度660MPa，延伸率8％。
对比例4
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度640MPa，抗拉强度690MPa，延伸率9％。
对比例5
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形。所得复合材料的屈服强度420MPa，抗拉强度550MPa，延伸率12％。
对比例6
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度580MPa，抗拉强度620MPa，延伸率7％。
对比例7
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在250℃，退火处理5h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度640MPa，抗拉强度690MPa，延伸率9％。
对比例8
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至540℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在100℃时效60h。热处理后复合材料的屈服强度550MPa，抗拉强度580MPa，延伸率4％。
对比例9
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在150℃时效12h。热处理后复合材料的屈服强度600MPa，抗拉强度650MPa，延伸率10％。
对比例10
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在125℃时效3h。热处理后复合材料的屈服强度530MPa，抗拉强度600MPa，延伸率10％。
对比例11
本实施例以粉末冶金-塑性加工工艺制备得到5wt.％TiB2/Al-6.8Zn-2.4Mg-2.3Cu-0.10Zr(7050Al)基复合材料。先将复合材料在380℃，退火处理3h，退火结束后以8℃/min的速率随炉升温至477℃，初级固溶处理1h，初级固溶后以8℃/min的速率随炉升温至490℃深度固溶20min，深度固溶后水淬冷却；将深度固溶处理后的复合材料进行4％预拉伸变形，随后在120℃时效4h后，再在170℃时效6h。热处理后复合材料的屈服强度540MPa，抗拉强度580MPa，延伸率9％。
实施例3
实施例1和2、对比例1-11处理后的复合材料性能测试对比。
需要说明的是，对比例1-11与实施例2相比，均缺少了本发明热处理方法中的其中之一关键步骤，或不在本发明权利要求工艺区间内，详见表1所示。这也导致对比例1-11中的复合材料强度和塑性均不及实施例2所制备复合材料。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1.本发明相比于Al-Zn-Mg-Cu合金的单级固溶处理，多级固溶处理制度能更有效、彻底地溶解合金第二相(如附图2(a)和(b)所示)；
2.本发明相比于Al-Zn-Mg-Cu合金的多级固溶温度，具有更低的一级低温退火温度(<400℃)与更高的深度固溶温度(>485℃)，使难熔合金相完全固溶，又不引起明显的过烧与晶粒长大。这主要是由于设计的第一级低温退火工艺消耗了铝基体内的位错结构，降低了后续高温固溶过程中细小晶粒再结晶长大的驱动力；第一级退火处理和第二级低温固溶温度使低熔点合金相先完全固溶；同时，粉末冶金复合材料内大量弥散纳米陶瓷颗粒(TiB2颗粒)能阻碍细小晶粒结构的异常长大，进而可提高第三级固溶温度，使难熔合金相彻底固溶(如附图2(a)和(b)所示)；
3.本发明相比于传统的Al-Zn-Mg-Cu合金时效制度，具备更低的时效温度(90～120℃)。结合预变形与低温时效的影响，可制备得到细小弥散均匀的合金析出相(如附图2(c)所示)，使粉末冶金Al-Zn-Mg-Cu基复合材料具备超高的强度和塑性(如附图2(d)所示)；
4.本发明相比于先前公开的原位自生铸态颗粒增强铝基复合材料的热处理工艺，由于粉末冶金-塑性加工制备复合材料内无明显元素偏析、无陶瓷颗粒团聚、合金相无颗粒团包裹，本发明具备更简化的热处理流程、更低的固溶温度、更短的固溶时间、更低的时效温度；同时，热处理后复合材料也具备更高的强塑积，在航空航天、特种装备制造领域具有广泛地应用前景。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。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形或修改，这并不影响本发明的实质内容。
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