CN111155012B - 适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金及其制法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金及其制备方法。该适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：Al 1.0~5.0%，RE 1.0~5.0%，Si 0.1~1.0%，Ca 0.1~1.0%，Mn 0.01~0.5%，其余为Mg。本发明的镁合金通过Al、RE、Si、Ca以及Mn等掺杂元素的配伍设计，使该镁合金在保证良好力学性能的基础上，具有高的导热性能的同时，还具有可压铸性，而且压铸流动性高，适于包括3C等超薄件的高良率压铸生产。

Description

适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金及其制法

技术领域

本发明涉及镁合金技术领域，具体涉及一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金及其制备方法。

背景技术

现代工业技术的迅猛发展，尤其是近年来5G通信、3C产品及汽车电子等零部件，对材料的导热性能提出越来越高的要求，以保证和提高产品的寿命及工作稳定性。纯镁的导热系数为158W/m·k，仅次于纯铜和纯铝金属材料，但纯镁的强度较低，通过合金化的方式得到高导热性能的压铸镁合金，对5G通信、3C及汽车产品等需要高散热性能的领域而言具有特殊的发展优势。

但镁合金流动性差造成在成型薄壁件时良品率低、表面质量差等一系列问题。虽然现有的镁合金易于压铸，但对于薄壁、超薄壳体(厚度＜0.6mm)而言，在压铸过程中随着温度的降低，镁合金熔体的动力学粘度显著增大，流动性差的弊端更进一步显现。当前3C产品例如笔记本电脑外壳普遍采用流动性较好的AZ91D镁合金压铸成型，但压铸AZ91D镁合金的导热系数仅为53W/m·k。随着技术进步，笔记本电脑的功能越来越强大，由于笔记本电脑内部空间狭小，在极为有限的空间内布置大量的散热组件(如CPU，硬盘，主板)等。若这些热量无法及时排出，会造成机器的运行速度减慢会死机，有些还会造成内部电子组件的损坏，由此对CPU等电子器件散热提出了更高的要求，尤其对机壳的散热功能提出了挑战。

因此，开发具有高流动性、高导热新型压铸镁合金，对于提高3C等超薄镁制品良品率和散热能力，具有极其重要的意义。

发明内容

本发明的目的在于针对现有技术中存在的缺陷或不足，提供了一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金。该镁合金具有高的导热性的同时，还具备高的流动性，而且具有可压铸性，适于包括3C等超薄件的压铸生产。

本发明的目的还在于提供制备上述所述的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金的方法。

本发明的目的通过如下技术方案实现。

一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 1.0～5.0％，RE 1.0～5.0％，Si 0.1～1.0％，Ca 0.1～1.0％，Mn 0.01～0.5％，其余为Mg。

在优选的实施例中，所述RE为La和Ce中的一种以上。

在优选的实施例中，所述RE为La。

在优选的实施例中，所述RE与Al的质量比为1.0～3.0。

在优选的实施例中，所述Si与RE的质量比为0.10～0.20。

在优选的实施例中，所述Ca与RE的质量比为0.06～0.20。

在优选的实施例中，所述Mn与RE的质量比为0.003～0.10。

制备上述任一项所述的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金的方法，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-RE合金、Mg-Si合金、Mg-Ca及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：熔炉内通入保护气，升温将所述Mg锭熔化后，升温至700～730℃，分批次加入所述Mg-RE合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌均匀；随后加入所述Al锭，熔化后加入所述Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，得到合金熔体；

(3)精炼：静置8～12min后，除气并加入熔剂，在700～710℃精炼处理30～35min；

(4)浇注：精炼结束后，静置1～2h，扒渣，浇注成型，得到适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金。

在优选的实施例中，按占所述合金熔体的质量百分比计，所述熔剂的加入量为0.5～1.0％。

与现有技术相比，本发明具有如下优点和有益效果：

本发明的镁合金通过Al、RE、Si、Ca以及Mn等掺杂元素的配伍设计，使该镁合金在保证良好力学性能(抗拉强度达到240MPa以上，屈服强度达到155MPa以上，延伸率达到5.6％以上)的基础上，具有高的导热性能(导热系数≥112W/m·K，室温)的同时，还具有可压铸性，而且压铸流动性高(浇注流动性超过900mm)，适于包括3C等超薄件的高良率压铸生产。

附图说明

图1为实施例1的镁合金的微观组织电镜扫描图；

图2为对比例1的镁合金的微观组织电镜扫描图；

图3为对比例2的镁合金的微观组织电镜扫描图；

图4为对比例3的镁合金的微观组织电镜扫描图；

图5为对比例4的镁合金的微观组织电镜扫描图；

图6为对比例5的镁合金的微观组织电镜扫描图。

具体实施方式

以下结合具体实施例对本发明的技术方案作进一步详细的描述，提供实施例的目的是使对本发明的公开内容的理解更加透彻全面，本发明的保护范围及实施方式不限于此。并且，除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。在具体实施例中，除非另有解释说明，所使用的技术手段均按照本发明技术领域的技术人员采用的常规手段。

本发明的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 1.0～5.0％，RE 1.0～5.0％，Si 0.1～1.0％，Ca 0.1～1.0％，Mn 0.01～0.5％，其余为Mg。

在优选的实施例中，所述RE为La和Ce中的一种以上。

在优选的实施例中，所述RE与Al的质量比为1.0～3.0。

在优选的实施例中，所述Si与RE的质量比为0.10～0.20。

在优选的实施例中，所述Ca与RE的质量比为0.06～0.20。

在优选的实施例中，所述Mn与RE的质量比为0.003～0.10。

本发明根据各元素在压铸镁合金中所起的作用，尤其是不同元素的协同效应，从材料的物理与化学原理出发，设计各元素的添加种类和添加量，得到本发明的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金。其中，基于对合金导热性能与合金中固溶、析出相作用机制的认识，选择在镁合金中固溶度小的La、Ce稀土元素，以保障镁合金高的导热系数特征，同时利用稀土元素特有的强化、净化和活化作用，在合金凝固过程中形成/析出大量稳定的第二相粒子(金属间化合物)，起到弥散强化的效果。同时，添加Al元素，降低合金熔点和固相线温度，提升潜热以及提高流动性。此外，在镁合金中添加Si元素生成稳定性高的金属间化合物Mg₂Si，强化的同时可以显著改善镁合金的显微组织提升流动性；另一方面，镁合金熔体的流动性与其抗氧化能力密切相关，抗氧化能力越强，熔体的流动性越好，Ca的加入可载合金表面形成CaO层和CaO/MgO混合层组成的致密氧化膜，阻碍了合金的进一步氧化，提高了镁合金的抗氧化能力，从而提高了合金的流动性。

本发明的镁合金通过Al、RE、Si、Ca以及Mn等掺杂元素的配伍设计，使该镁合金在保证良好力学性能(抗拉强度达到240MPa以上，屈服强度达到155MPa以上，延伸率低于10.5％)的基础上，具有高的导热性能(导热系数高，室温下的导热系数≥112W/m.K)的同时，还具有可压铸性，而且压铸流动性高(浇注流动性超过900mm)，适于包括3C等超薄件的高良率压铸生产。其中，压铸成型0.6mm以下超薄笔记本电脑外壳的良品率超过80％。

在具体实施例中，采用的原料如下：

Mg锭：纯度99.5％。Al锭：纯度99.5％。

其中，具体采用的合金型号如下：

Mg-La合金：Mg-20La合金。Mg-Si合金：Mg-20Si合金。Mg-Ca合金：Mg-20Ca合金。Mg-Mn合金：Mg-10Mn合金。Mg-Ce合金：Mg-20Ce合金。

以下结合具体的实施例进行详细说明。

实施例1

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 5.0％，La 5.0％，Si 1.0％，Ca 1.0％，Mn 0.5％，其余为Mg。

制备本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-La合金、Mg-Si合金、Mg-Ca合金及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：坩埚预热后装入Mg锭，通入SF₆+CO₂(体积比1：400)保护气；

升温将所述Mg锭熔化后，升温至710℃，分批次加入所述Mg-La合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌5min；随后加入所述Al锭，熔化后加入所Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，扒渣，得到合金熔体；

(3)精炼：静置8min后，采用石墨转子除气机搅拌除气并同步撒入熔剂(占熔体质量0.2％)覆盖精炼，在710℃精炼处理35min；其中，精炼气体采用Ar气体，转速30r/min，气体流量10L/min；

(4)浇注：精炼结束后，静置1h，扒渣，浇注成锭，得到所述可压铸的高导热阻燃镁合金。

将制备的镁合金锭放入机边炉熔化后，升温至700℃，捞净表面浮渣后，在35MPa的压射比压、3m/s的填充速度下进行压铸成型，其中压铸模具温度为300℃。

实施例2

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 4.0％，La 2.5％，Ce 1.7％，Si 0.8％，Ca 0.7％，Mn 0.2％，其余为Mg。

制备本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-La合金、Mg-Ce合金、Mg-Si合金、Mg-Ca合金及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：坩埚预热后装入Mg锭，通入SF₆+CO₂(体积比1：400)保护气；

升温将所述Mg锭熔化后，升温至700℃，分批次加入所述Mg-La合金、Mg-Ce合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌5min；随后加入所述Al锭，熔化后加入所Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，扒渣，得到合金熔体；

(3)精炼：静置12min后，采用石墨转子除气机搅拌除气并同步撒入熔剂(占熔体质量0.2％)覆盖精炼，在700℃精炼处理30min；其中，精炼气体采用Ar气体，转速30r/min，气体流量10L/min；

(4)浇注：精炼结束后，静置1h，扒渣，浇注成锭，得到所述可压铸的高导热阻燃镁合金。

将制备的镁合金锭放入机边炉熔化后，升温至690℃，捞净表面浮渣后，在35MPa的填充压力、3m/s的填充速度下进行压铸成型，其中压铸模具温度为300℃。

实施例3

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 3.0％，La 3.8％，Si 0.6％，Ca 0.5％，Mn 0.05％，其余为Mg。

制备本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-La合金、Mg-Si合金、Mg-Ca合金及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：坩埚预热后装入Mg锭，通入SF₆+CO₂(体积比1：400)保护气；

升温将所述Mg锭熔化后，升温至730℃，分批次加入所述Mg-La合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌5min；随后加入所述Al锭，熔化后加入所Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，扒渣，得到合金熔体；

(3)精炼：静置10min后，采用石墨转子除气机搅拌除气并同步撒入熔剂(占熔体质量0.2％)覆盖精炼，在700℃精炼处理35min；其中，精炼气体采用Ar气体，转速30r/min，气体流量10L/min；

(4)浇注：精炼结束后，静置1h，扒渣，浇注成锭，得到所述可压铸的高导热阻燃镁合金。

将制备的镁合金锭放入机边炉熔化后，升温至700℃，捞净表面浮渣后，在35MPa的压射比压、3m/s的填充速度下进行压铸成型，其中压铸模具温度为300℃。

实施例4

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 2.0％，Ce 3.0％，Si 0.3％，Ca 0.2％，Mn 0.01％，其余为Mg。

制备本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-Ce合金、Mg-Si合金、Mg-Ca合金及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：坩埚预热后装入Mg锭，通入SF₆+CO₂(体积比1：400)保护气；

升温将所述Mg锭熔化后，升温至700℃，分批次加入所述Mg-Ce合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌5min；随后加入所述Al锭，熔化后加入所Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，扒渣，得到合金熔体；

(3)精炼：静置10min后，采用石墨转子除气机搅拌除气并同步撒入熔剂(占熔体质量0.2％)覆盖精炼，在710℃精炼处理30min；其中，精炼气体采用Ar气体，转速30r/min，气体流量10L/min；

(4)浇注：精炼结束后，静置2h，扒渣，浇注成锭，得到所述可压铸的高导热阻燃镁合金。

将制备的镁合金锭放入机边炉熔化后，升温至700℃，捞净表面浮渣后，在35MPa的压射比压、3m/s的填充速度下进行压铸成型，其中压铸模具温度为300℃。

对比例1

本对比例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 5.2％，La 0.5％，Si 1.2％，Ca 1.1％，Mn 0.6％，其余为Mg。

参照实施例1的制备方法制得本对比例的镁合金，并压铸成型。

对比例2

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 5.2％，La 5.2％，Si 0.01％，Ca0.08％，Mn 0.6％，其余为Mg。

参照实施例1的制备方法制得本对比例的镁合金，并压铸成型。

对比例3

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 5.2％，La 5.8％，Si 0.08％，Ca 1.3％，Mn 0.6％，其余为Mg。

参照实施例1的制备方法制得本对比例的镁合金，并压铸成型。

对比例4

本实施例的适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，按质量百分比计，包括如下组分：

Al 5.2％，La 6.5％，Si 1.5％，Ca 1.5％，Mn 0.6％，其余为Mg。

参照实施例1的制备方法制得本对比例的镁合金，并压铸成型。

对比例5

本实施例的镁合金为AZ91D镁合金。

性能测试

1、微观组织结构观察

对实施例1～4和对比例1～5的镁合金采用电镜进行微观组织结构的观察，观察结果如图1～图6所示。

其中，图1为实施例1的镁合金的微观组织电镜扫描图，实施例2～4的微观组织观察结果参见图1所示。由图1显示可知，实施例1～4的镁合金的合金铸态组织出现大量网络状析出相，同时在晶间析出许多粒状质点相，且分布均匀，该微观组织结构不但有利于提高合金力学性能，减少电子迁移阻力，且有益于合金导热性能提升，同时大幅度提升了合金的成型流动性。

图2为对比例1的镁合金的微观组织电镜扫描图，由图2显示可知，该对比例的镁合金的合金短棒状第二相长大，出现局部聚集态。该微观组织结构容易引起局部应力集中，使合金的力学性能降低；同时，该微观组织结构特征还会增加了电子迁移阻力，使合金的导热性能降低。

图3为对比例2的镁合金的微观组织电镜扫描图，由图3显示可知，对比例2与对比例1相类似，该对比例的镁合金出现尺寸较大的强化相(短棒状第二相)聚集于晶界处的微观组织结构特征，进一步使合金的力学性能与导热性能降低。

图4为对比例3的镁合金的微观组织电镜扫描图，由图4显示可知，相对于对比例1和2，对比例3的镁合金组织中，强化相(即短棒状第二相)分布形态类似，但比例增加，因此合金的强度高于对比例1和对比例2。但是，短棒状第二相比例的增加对自由电子迁移的阻碍增大，由此将导致合金的导热性能进一步下降。

图5为对比例4的镁合金的微观组织电镜扫描图，由图5显示可知，对比例4的合金化程度最高，短棒状第二相的比例最多，对合金的强度贡献更大，而同样的，合金的导热性能下降更大。

图6为对比例5的AZ91D镁合金的微观组织电镜扫描图，由图6显示可知，该镁合金的微观组织具有大量固溶Al的α-Mg基体相和以离异共晶沿晶界析出的粗大Mg₁₇Al₁₂相的出现，显著降低了镁合金的导热系数和力学性能。

2、力学性能测试

对实施例1～4和对比例1～5的镁合金进行力学性能测试(拉伸性能测试参照GB/T228.1-2010)，测试结果如表1所示。

表1实施例1～4和对比例1～5的镁合金的力学性能测试结果

由表1的测试结果可知，实施例1～4的镁合金的整体综合力学性能均优于对比例1～5的镁合金，并明显远优于对比例5中所列的商用AZ91D合金，且塑性均佳，表明本发明的镁合金具有优异的综合力学性能，实用性良好。

3、导热性能测试

对实施例1～4和对比例1～5的镁合金进行导热系数测试(参照标准GB/T 22588-2008闪光法测测量热扩散系数和导热系数，25℃)，测试结果如表2所示。

表2实施例1～4和对比例1～5的镁合金的导热系数测试结果

由表2的测试结果可知，实施例1～4的镁合金的导热系数较高，并均高于对比例1～5的镁合金的导热系数，且与对比例5中所列现有商用AZ91D相比具有很大的优势，表明本发明的镁合金具有良好的导热性能，作为散热材质的实用性佳。

4、压铸性能测试

对压铸的流动长进行测试，测试结果如表3所示。

表3实施例1～4和对比例1～5的镁合金的压铸流动性测试结果

由表3的测试结果可知，实施例1～4的镁合金具有良好的压铸流动性，压铸流动长超过935mm，明显优于对比例1～4的镁合金及对比例5的商用AZ91D合金。

5、压铸粘模观察

实施例1～4和对比例1～5的镁合金在压铸完毕后，开模取出试样时，对各试样的粘模情况进行观察，观察结果如表4所示。

表4实施例1～4和对比例1～5的镁合金的压铸粘模观察结果

由表4的观测结果可知，实施例1～4的镁合金的压铸脱模性良好，不会出现粘模、拉伤现象。表明本发明的镁合金在控制较低稀土元素含量的配伍情况下，在保证良好的压铸流动性同时，仍具有良好的脱模性，有利于工业化生产的实施，实用性佳。

综上可知，本发明的镁合金通过Al、RE、Si、Ca以及Mn等掺杂元素的配伍设计，使该镁合金在保证良好力学性能的基础上，具有高的导热性能的同时，还具有可压铸性，而且压铸流动性高，压铸脱模性良好，适于包括3C等超薄件的高良率压铸生产，在通讯电子类及散热器材中具有非常大的竞争力，作为压铸性能优秀的高导热镁合金材料，具备较大的市场价值。

对于本领域技术人员而言，显然本发明不限于上述示范性实施例的细节，比如在实施例中，La、Ce、Si、Ca及Mn等采用Mg-La合金、Mg-Ce合金、Mg-Si合金、Mg-Ca合金及Mg-Mn合金的形式加入，在其他可选的实施例中，亦可采用其他可行形式的合金或材料的形式加入，而且在不背离本发明的精神或基本特征的情况下，能够以其他的具体形式实现本发明。因此，无论从哪一点来看，均应将实施例看作是示范性的，而且是非限制性的，本发明的范围由所附权利要求而不是上述说明限定，因此旨在将落在权利要求的等同要件的含义和范围内的所有变化囊括在本发明内。

此外，应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施例中的技术方案也可以经适当组合、变更、替换或修改，形成本领域技术人员可以理解的其他实施方式。

Claims (6)

1.一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下组分：Al 5.0％，La5.0％，Si 1.0％，Ca 1.0％，Mn 0.5％，其余为Mg。

2.一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下组分：Al 4.0％，La 2.5％，Ce 1.7％，Si 0.8％，Ca 0.7％，Mn 0.2％，其余为Mg。

3.一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下组分：Al 3.0％，La 3.8％，Si 0.6％，Ca 0.5％，Mn 0.05％，其余为Mg。

4.一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金，其特征在于，按质量百分比计，包括如下组分：Al 2.0％，Ce 3.0％，Si 0.3％，Ca 0.2％，Mn 0.01％，其余为Mg。

5.制备权利要求1～4任一项所述的一种适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金的方法，其特征在于，包括如下步骤：

(1)原料准备：按所述质量百分比，定量配置Mg锭、Al锭、Mg-RE合金、Mg-Si合金、Mg-Ca及Mg-Mn合金原料；

(2)熔化：熔炉内通入保护气，升温将所述Mg锭熔化后，升温至700～730℃，分批次加入所述Mg-RE合金、Mg-Si合金及Mg-Mn合金，熔化后充分搅拌均匀；随后加入所述Al锭，熔化后加入所述Mg-Ca合金，熔化后充分搅拌均匀，得到合金熔体；

(3)精炼：静置8～12min后，除气并加入熔剂，在700～710℃精炼处理30～35min；

(4)浇注：精炼结束后，静置1～2h，扒渣，浇注成型，得到适于压铸超薄件的高流动性高导热稀土镁合金。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，按占所述合金熔体的质量百分比计，所述熔剂的加入量为0.5～1.0％。

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