CN111893350B - 一种高导热变形铝合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高导热变形铝合金，其组成及其各元素含量为：Fe：1.5～2.5％；Co：0.3～0.5％；Zn：0.2～0.5％；Mg：0.2～0.4％；Si：0.15～0.3；余量为Al。本发明还公开了上述铝合金的熔炼制备工艺、均匀化退火工艺以及轧制变形过程，本发明的Al‑Fe系变形铝合金制备过程工艺简便易行，合金元素加入量易于控制，综合性能效果显著，工业生产成本低，具有广泛的适用性。本发明采用Co变质元素改善富Fe相的形貌及其分布，发挥Mg、Zn和Si微量元素合金化的复合强化作用，并采用轧制变形处理消除宏观缺陷和改善组织，解决了合金导热和力学性能互为矛盾的问题，实现了Al‑Fe系变形铝合金导热和力学性能的双重提升，获得可用于5G通讯基站设备的高强度高导热Al‑Fe系变形铝合金。

Description

一种高导热变形铝合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及变形铝合金技术领域，特别是涉及一种高导热并兼具较高强度的变形铝合金及其制备方法。

背景技术

近年来，随着电子通讯技术的快速发展，新一代5G主流基站由室内基带处理单元(BBU)+射频拉远单元(RRU)+天线形式演变成BBU+有源天线处理单元(AAU)形式。AAU的集成程度高，功耗大幅增加，5G单站功耗是4G的2.5～3.5倍，对铝质通信基站外壳、滤波器腔体以及天线振子的散热性能提出更高的要求。目前，针对设备散热性能的提高，除了设备结构优化外，设计并开发高导热高强度的铝质结构件尤为重要。目前，商用1xxx系铝合金由于合金化程度极低而具备较高导热率，其导热率接近纯铝，一般高于220W/(m·K)，但其力学性能较低，抗拉强度一般在100MPa左右，难以满足电子通讯设备组装过程中对其强度性能的要求。商用5xxx系和7xxx系铝合金是常见的高强度铝合金，经过形变强化之后强度可达300以上，最高可超过600MPa，而其导热性能无法达到电子通讯设备的散热要求，其导热系数普遍低于150W/(m·K)。商用6xxx系铝合金常用于制备散热器，其力学性能可超过250MPa，但其导热一般仅达到180W/(m·K)，其力学和导热性能存在进一步提升的空间。对于金属材料，因受强度和导热机制的影响，如何平衡两者之间的关系，设计并开发一种兼具高导热和高强度的新型铝合金是非常关键的技术问题。

实现金属材料强化的方式主要有：细晶强化、固溶强化、形变强化以及第二相强化。结合金属导热的微观机理，晶体缺陷、固溶原子以及第二相均将改变合金的周期性电场，增加电子散射概率，降低传热电子的平均自由程，进而恶化合金的导热性能。值得关注的是，常温下，晶体缺陷对合金的导热性能影响不大。此外，当合金化元素以固溶形式存在时对合金导热性能的恶化程度比其以第二相形式存在时大1个数量级。因此，选择低固溶度的合金化元素以及采用位错强化(轧制变形)手段是高导热高强度变形铝合金开发的途径之一。此外，采用固溶度极低的变质元素来改善第二相形态，是克服铝合金中强化与导热提升相互制约问题的关键，可以实现材料导热和力学性能的同步提升。

中国发明专利申请CN108130456A公开了一种高导热压铸铝合金材料及其制备方法。该申请控制Fe含量为0.8～1.8％，Ni含量为0.2～0.8％，复合微量元素La、Si和Mg，合金的铸态导热率可达224W/(m·K)以上，可采取重力铸造或者高压铸造现实了高导热合金的制备。但是，由于合金化程度较低，且(AlFeSi)相通常以粗大的长针状形式析出，对合金的力学性能十分不利。中国发明专利申请CN107022698A公开了一种高导热压铸铝合金及其制备方法。该技术通过控制合金化元素Si含量为1.0％以下，并选择Fe、Ni和Mg元素作为主加元素，Sr元素作为微量变质元素，合金的铸态导热率可达198W/(m·K)以上，且Al-0.5Si-0.6Fe-2Ni-0.6Mg-0.06Sr的流动性能接近商用铝合金ADC12。但该技术仍未很好地解决合金的力学性能问题，合金的抗拉强度低于120MPa。

中国发明专利CN104619871A公开了一种压铸用高热传导铝合金，该专利将Si含量进一步降低至0.5wt.％以下，添加一定量的Fe(1.2～2.6wt.％)，合金热导率最高可达192W/(m·K)，但合金的抗拉强度和布氏硬度仅有142MPa和34.7HB。该合金获得了优异的导热性能，但力学性能较低，该技术并未综合考量材料的导热和力学性能，单一追求导热性能而导致该技术不满足结构散热器件的强度要求。

上述专利主要涉及一种低Si含量的压铸用高导热铝合金。虽其导热性能可达到200W/(m·K)左右，但其力学性能较低，不能很好地满足当前5G散热器件对其力学性能的要求。变形是提高合金力学性能的有效途径。中国发明专利CN110629084A公开了一种高导热变形铝合金的制备方法，该技术设计Zn的含量为5.0～6.0％，Mg的含量为2.0～3.0％，Cu的含量为1.5％～2.0％，并通过合理设定的固溶处理、挤压处理、时效处理、预变形处理以及退火处理等5道工序，合金最终的导热率仅为140W/(m·K)，其导热率无法满足5G通讯基站正常运作下的散热要求，限制了其在高功耗电子设备领域的应用。

上述部分专利技术涉及了一种低Si含量的含Fe压铸用铝合金材料，具有较高的导热性能。但是其普遍存在富Fe相未能有效变质细化，同时在低Si情况下，往往铸造性能较差，生产效率低，易于产生铸造缺陷，因此性能无法有效提升，强度低下。基于当前通讯领域对铸造铝合金产品力学、导热和铸造流动性等性能的综合要求，目前已有较多提高铸造铝合金导热性的方法，但是仍存在合金的强化与材料导热性能的提升相互制约的问题，限制了这些合金在5G通信结构散热器件的工业应用范围。

发明内容

为了克服现有技术的缺点和不足，本发明提供一种以近共晶Al-Fe合金为基础，基于Co变质，以改善富Fe相的形貌及其分布，并辅以Mg、Zn和Si作为微合金化元素，优选出对合金导热性能影响较小、力学性能提升较为显著的元素进行多元微合金化处理，并对该合金进行热处理后进行轧制变形，获得一种高导热并兼具较高强度的Al-Fe系变形铝合金及其制备方法。

一种高导热兼具较高强度的Al-Fe系变形铝合金，所述的多组元体系及其加入量按质量百分比为：

Fe：1.5～2.5％

Co：0.3～0.7％

Zn：0.2～0.5％

Mg：0.2～0.4％

Si：0.15～0.3％

余量为Al；

所述高导热兼具较高强度Al-Fe系变形铝合金熔炼及其变形工艺包括以下步骤：

一、熔化铝合金。添加元素为Fe。具体步骤为：

根据性能要求设计合金成分，以工业纯Al和Al-20Fe中间合金为原材料，按目标成分配制并熔化铝合金。待合金全部熔化后，充分搅拌使其成分均匀，获得铝合金熔体，静置保温。

二、变质元素进行熔体处理。添加元素为Co。具体步骤为：

除去铝合金熔体表面浮渣，向步骤一熔化的铝合金熔体中加入Al-10Co中间合金，充分搅拌至成分均匀，获得已变质处理的铝合金熔体，静置保温。

三、微量元素合金化。添加元素为Mg、Zn和Si。具体步骤为：

除去已变质处理的铝合金熔体表面浮渣，向步骤二铝合金熔体中加入纯Mg、纯Zn和Al-20Si中间合金，进行微合金化处理，充分搅拌至熔体成分均匀，静置保温。

四、熔体精炼除渣。具体步骤为：

对步骤三处理后的熔体进行精炼除渣处理。加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣，静置保温。除渣后出炉浇铸成型，得到Al-Fe系变形铝合金铸件。

进一步地，浇铸成型的铝合金铸件经均匀化退火处理后，可对退火态Al-Fe系变形铝合金铸件进行室温冷轧形变处理，得到Al-Fe系变形铝合金板材。

可优选地，步骤一中的搅拌时间为2～10min。

可优选地，步骤一和步骤二中的熔化温度均为720～750℃。

可优选地，步骤二中的搅拌时间为5～20min。

可优选地，步骤三中的微合金化处理温度为700～720℃，搅拌时间为2～20min。

可优选地，步骤四中的精炼除渣是利用氮气喷吹法加入精炼剂和除渣剂，精炼剂和除渣剂商业牌号分别为YT-J-1和YT-D-4，按照1：1配料，而后混合均匀，总添加量为熔体重量的1％，控制处理温度为680～700℃，处理的时间为2～10min。

可优选地，其中的均匀化退火处理为：在热处理炉中对铝合金铸件进行加热保温，温度为500℃，保温时间为24h，然后随炉冷却，得到退火态Al-Fe系变形铝合金铸件。

可优选地，其中的室温冷轧形变处理的总轧制形变量为80％，单次轧制形变量为10％，轧制道次为8次。

本发明采用固溶度极低的Fe、Co作为主加元素，Mg、Zn和Si作为微合金化元素，改善富Fe相的形态及其分布，解决导热与力学性能互为矛盾的问题，研发一种高导热兼具高强度的Al-Fe系变形铝合金。

与现有技术相比，本发明通过科学的成分设计，选择固溶度极低的Fe和Co分别作为主加元素和变质元素，辅加Mg、Zn和Si元素，获得一种高导热高强度的Al-Fe系变形铝合金。由于Fe含量位于Al-Fe共晶点附近，该合金具备较好的流动充型性能，可满足工业大批量铸锭的生产，与此同时，采用Mg、Zn和Si元素进行多元微合金化处理，可满足5G通信基站等散热零部件对力学性和导热性能的双重需求。与现有的变形铝合金相比，具有如下突出的优点和有益效果：

(1)本发明设计的合金成功地解决了铝合金的力学性能与导热性能的相互矛盾的问题，通过添加适量的变质元素Co，有效地改善富Fe相的形貌及其分布。通过Co变质和Zn/Mg/Si微合金化后，铸态时合金的最佳导热率高达208W/(m·K)，抗拉强度达150MPa，延伸率为22.5％，硬度为43HBW，比未变质合金的导热率、抗拉强度、延伸率和硬度分别提高了2％、47％、73％和16％。实现了力学和导热性能的双重提升。

(2)本发明中的轧制处理工艺，通过在铝基体中引入高密度位错和减少合金缩孔缩松等铸造缺陷，显著提升合金的导热和力学性能。经塑性变形后，导热率达230W/(m·K)，抗拉强度达223MPa，延伸率为11.0％，硬度为52HBW，与轧制态Al-2Fe合金相比，导热率、抗拉强度、延伸率和硬度分别提高了3％、30％、83％和11％。

(3)本发明合金中Fe含量较高，成分范围是1.5～2.5％，并与Al元素形成冶金反应形成高硬度的富Fe相，对铸造过程的脱模工序十分有利，可适用于工业化大批量生产。

(4)本发明涉及的合金体系配制操作简便易行，加入量易于控制，采用多元复合微合金化处理，无污染物排出，操作性工艺简单，所用合金体系元素成本低廉，综合性能优异。

附图说明

图1为对比例1中铸态Al-2Fe合金的光学显微组织；

图2为对比例1中铸态Al-2Fe合金的XRD衍射图片；

图3为对比例1中轧制态Al-2Fe合金的光学显微组织；

图4为实施例1中铸态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金的光学显微组织；

图5为实施例1中铸态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金的XRD衍射图片；

图6为实施例1中轧制态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金的光学显微组织；

具体实施方式

为进一步说明本发明专利的实施效果和优势，结合附图、对比例和实施例说明本发明高强度高导热铝合金的制备工艺及其组织和性能特点，但本发明的实施方式不限于此。且为更好地理解本发明的创新性，及如何对本发明各个合金元素的选择及其含量范围的确定，其基本原理阐述如下：

Fe：该元素在铝基体中的固溶度极低，对合金的导热影响较小。主要与Al元素进行冶金反应，形成高硬度的富Fe相，对实际铸造生产过程中的脱模工序十分有利。Al-Fe二元合金的共晶点为1.8％Fe，共晶点附近合金的流动性能较佳，因此本发明严格控制Fe的添加量在1.5～2.5％的范围内，保证合金的流动充型性能。然而，长针状的富Fe相严重影响合金的力学性能，该相的尖端部分易作为微裂纹的起源，诱发裂纹生长，致使工件失效，添加适量的变质元素显得尤为重要。

Co：该元素可有效地改变富Fe相的形貌，使富Fe相由粗大的长针状转变为均匀细小的颗粒状，消除富Fe相对合金力学性能的不利影响，从而改善合金的强韧性。且适当的变质处理对合金的导热性能有一定的好处。本发明添加适量的Co进行合金化处理，添加量控制在0.3～0.5％。

Zn：该元素是一种常见的铝合金强化元素，主要以固溶的形式提高合金的力学性能。并且，由于其特殊的电子结构，Zn元素对铝合金的导热性能影响较小。因此，本发明采用Zn作为微量添加元素，进一步提升Al-Fe系合金的力学性能。本发明控制Zn的添加量为0.2～0.5％。

Mg：添加适量的Mg元素可提高铝合金的力学性能和流动性能，Mg可与Zn形成优质的(MgZn)强化相，与位错间进行交互作用，阻碍位错运动，显著提高合金的力学性能。然而，过量的Mg元素将固溶与铝基体中，作为散射源影响自由电子和声子的运动，显著降低合金的导热性能。本发明控制Mg的添加量为0.2～0.4％。

Si：Si能够提高铝合金的铸造流动性并降低收缩率，同时又保证合金的强度和硬度，合金中Si含量过高会导致合金导热性能的降低。例如，常见的商用A356合金(Si含量为6.5～7.5％)的热导率为133.6W/(m·K)，而ADC12合金(Si含量为9.6～12％)的热导率仅有105.8W/(m·K)，均不能满足5G通信时代对高导热铝合金材料的要求。因此，本发明控制Si的添加量为0.15～0.3％。

对比例：Al-2Fe合金

本对比例所用的材料是工业纯铝以及Al-20Fe中间合金，成分按质量百分比为：Fe：2.0％，其余为Al。合金制备工艺流程及其参数如下：

(1)合金熔炼及其铸造

将称量好的工业纯铝进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，加入Al-20Fe中间合金，人工搅拌5min，使其成分均匀，静置保温10min。

用市售YT-J-1精炼剂和YT-D-4除渣剂按1:1的比例混合，并用氮气喷吹法加入到合金熔体进行精炼除渣，静置10min，冷却至680℃后扒渣，然后利用压力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，该铸件的尺寸为100mm×45mm×15mm，待冷却后从铸件取样分析。

(2)均匀化退火

将已制备的铸态Al-2Fe合金进行均匀化退火处理，均匀化温度为500℃，保温时间为24h，冷却方式为随炉冷却，获得成分和组织较均匀的退火态Al-2Fe合金。

(3)退火态合金轧制成型

对退火态Al-2Fe合金进行轧制处理，轧制温度为25℃，总形变量为80％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为8次，获得轧制态Al-2Fe合金，在轧制的板材中取样分析。

对合金的组织进行观测，测试其性能。利用光学显微镜(型号：Lecia DFC，标准：JB/T 7946-2017)观察合金的显微组织。利用布氏硬度计(型号：XHB-3000Z，标准：GB 231-84)测量合金的硬度值。利用闪光导热仪(型号：NETZSCH LFA，尺寸：Φ12.7mm，标准：GB/T22588-2008)测量热导率。利用电子万能材料试验机(型号：AG-X-100KN，标准：GB/T228-2010)获得拉伸曲线。导热性能和力学性能测试方法说明如下。

导热性能测试：

本发明严格按照测试标准ASTM E 1461测试铝合金的热扩散系数，测试仪器为Netzsch LFA-457型激光热导测试仪，样品尺寸为Φ12.7mm×3mm，上下表明使用400目的砂纸打磨且保证样品的平行度。在热扩散系数测试之前需要在其表面喷覆石墨，以增加试样表面的红外发射率以及对光能的吸收比。样品的比热采用Neumann-Kopp准则计算。密度测试采用阿基米德排水法，依据国标GB/T1423-19标准在DH-300型密度天平进行。将以上三个物理量相乘的结果即为合金的导热率。计算公式如下所示：

λ＝α·c_p·ρ

式中，λ为材料的导热率，W/(m·K)；α为材料的热扩散系数，mm²/s；C_p为材料的比热，J/(g·K)；ρ为材料的密度，kg/m³。

力学性能测试：

本发明依据国标GB/T 228.1在Shimadzu AG-X100KN型万能试验机上进行力学性能测试，测试样品通过线切割加工成哑铃状，并使用400目砂纸打磨上下表面，消除缺陷对实验结果的影响。本试验每组合金在拉伸速度为1mm/min、室温(25℃)条件下测试3次，记录应力应变曲线，获得性能数据，并取平均值作为最终测试数据。

根据GB/T 228.1标准进行图像和数据处理，去掉夹持段滑移部分的位移量。试样的标距为25mm，伸长率δ按下面的公式计算：

δ＝(l₁-l₀)/l₀×100％

式中，δ为伸长率，％；l₀为试样的标距长度，mm；l₁试样断后标距部分的长度，mm。

图1和图2分别为对比例Al-2Fe合金的铸态光学显微组织和XRD物相组成。结合微观组织和XRD分析结果可知，Al-2Fe合金的铸态组织主要由初生α-Al相、初生Al₃Fe相和共晶Al₃Fe相组成，初生Al₃Fe相主要呈长针状，对合金的力学性能不利。而共晶Al₃Fe相则沿着晶界分布，呈连续网状分布，包裹着初生α-Al相，对合金中传热电子的***阻碍作用较为显著。图3所示为经过轧制变形后合金的光学显微组织。可见，经轧制，铸态组织中粗大的长针状富Fe相转变为细小均一的球状颗粒，共晶Al₃Fe颗粒均匀地分布于铝基体。

分别测试铸态和轧制变形后合金的导热率，铸态合金的导热率为203W/(m·K)，而轧制变形合金的导热率为223W/(m·K)。对比测试了铸态和轧制态合金的抗拉强度和硬度，铸态时其抗拉强度仅为102MPa，延伸率为13.0％，硬度为37HBW。而轧制后其抗拉强度为171MPa，延伸率为6.0％，硬度为47HBW。与对比例1的铸态Al-2Fe合金相比，本对比例的合金经过冷轧变形之后，导热率提高了9％，抗拉强度提高了68％，硬度提高了27％，而合金经过加工硬化之后，塑性不可避免地降低，与对比例1的铸态Al-2Fe合金相比，延伸率降低了54％。

可见，通过轧制变形处理可同步提升合金的导热和力学性能，有利于解决合金中导热与力学性能相互矛盾的问题。其导热性能十分优异，与现有商用1xxx系变形铝合金的导热率相当，但力学性能仍较低，需进一步提高其力学性能。

本发明基于进一步对对比例合金进行Co变质并辅以微合金化处理，实现力学性能改善。为进一步说明本发明的实施效果，下面结合实施例对本发明进行说明。

实施例1：Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金

本实施例配制的合金组分为Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si，采用工业纯铝、Al-20Fe、Al-10Co、纯Zn、纯Mg和Al-20Si中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Fe：2.0％，Co：0.5％，Zn：0.35％，Mg：0.3％，Si：0.2％，余量为Al。

本实施例合金制备工艺流程与对比例1基本相同，所不同的是合金熔体利用Co进行变质，同时辅以Zn/Mg/Si多元复合微合金化处理，同时工艺参数存在差异。具体如下：

(1)合金熔炼及其铸造

将已称量好的工业纯铝和Al-20Fe中间合金在720℃下熔化。待全部熔化后，人工搅拌5min，静置10min，使其成分均匀。

利用Al-10Co中间合金进行Co合金化处理，按比例加入中间合金，静置保温10min。然后向合金熔体中加入高纯Zn、高纯Mg和Al-20Si中间合金进行微合金化处理。处理温度为720℃，搅拌5min至合金成分均匀，静置保温30min。

用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置2min，冷却至680℃后扒渣，然后利用压力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，该铸件的尺寸为100mm×45mm×15mm，待冷却后从铸件取样分析。

(2)均匀化退火

将已制备的铸态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金进行均匀化退火处理，均匀化温度为500℃，保温时间为24h，冷却方式为随炉冷却，获得成分和组织较均匀的退火态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金。

(3)退火态合金轧制成型

对退火态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金进行轧制处理，轧制温度为25℃，总形变量为80％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为8次，获得轧制态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金，在轧制的板材中取样分析。

对本实施例的铸态微观组织特征、物相组成、轧制成型后的微观组织进行观测和分析，分别如图4-6所示。其中图4为本实施例的光学显微组织，与对比例1相比，经Co变质后，长针状的初生Al₃Fe相转变为细小的颗粒状，且析出短棒状新相。其物相组成如图5所示，依据XRD衍射结果可知，本实施例的合金主要由α-Al、Al₃Fe和Al₂FeCo组成，结合图4的光学显微组织，该短棒状的新相为Al₂FeCo三元相。图5为本实施例轧制成型后的组织，经过冷轧变形后，第二相细小、均匀地分布在铝基体上，短棒状Al₂FeCo相被打碎，主要呈现细小球状。

经测试，本实施例铸态合金导热率为205W/(m·K)，抗拉强度为154MPa，延伸率为21.0％，硬度为44HBW。与对比例1铸态Al-2Fe合金相比，导热率相当，但抗拉强度提高了51％，延伸率提高了62％，硬度提高了19％。本实施例通过添加Co变质元素以及微合金化元素Zn/Mg/Si，协同改善了初生和共晶Al₃Fe相的相貌及其分布，初生Al₃Fe相由长针状转变为细小的颗粒状，呈连续网状的共晶Al₃Fe相被打破，多元微合金化元素主要以固溶的形式存在于铝基体中，起到较佳的固溶强化效果。即本发明实现了力学性能的大幅度提升，获得兼具高导热和良好力学性能的Al-Fe系变形铝合金。

经轧制变形后，本实施例合金导热率为226W/(m·K)，抗拉强度为231MPa，延伸率为10.5％，硬度为54HBW。与对比例1轧制态Al-2Fe合金相比，本实施例的合金经过Co元素变质和Zn/Mg/Si微合金化元素之后，导热率相当，抗拉强度提高了35％，延伸率提高了75％，硬度提高了15％。

因此，本实施例通过轧制变形处理，同步提升Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金的导热和力学性能，解决合金中导热与力学性能相互矛盾的问题，其中，轧制态Al-2Fe-0.5Co-0.35Zn-0.3Mg-0.2Si合金的导热性能十分优异，与现有商用1xxx系变形铝合金的导热率相当，且力学性能达到散热结构件的要求，与现有商用6xxx系变形铝合金的力学性能接近。

实施例2：铸态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金

本实施例合金制备工艺流程与实施例1完全相同，所不同的合金元素含量和具体的制备工艺参数存在差异。具体如下：本实施例配制的合金组分为Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si，采用工业纯铝、Al-20Fe、Al-10Co、高纯Zn、高纯Mg和Al-20Si中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Fe：1.5％，Co：0.3％，Zn：0.5％，Mg：0.4％，Si：0.3％，余量为Al。本实施例合金制备工艺流程与对比例1基本相同，所不同的有Zn/Mg/Si多元复合微合金化处理，同时工艺参数存在差异。具体如下：

(1)合金熔炼及其铸造

将已称量好的工业纯铝和Al-20Fe中间合金在720℃下熔化。待全部熔化后，人工搅拌2min，静置5min，使其成分均匀。利用Al-10Co中间合金进行Co合金化处理，按比例加入中间合金，静置保温5min。然后向合金熔体中加入高纯Zn、高纯Mg和Al-20Si中间合金进行微合金化处理。处理温度为720℃，搅拌10min至合金成分均匀，静置保温60min。

用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置2min，冷却至680℃后扒渣，然后利用压力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，该铸件的尺寸为100mm×45mm×15mm，待冷却后从铸件取样分析。

(2)均匀化退火

将已制备的铸态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金进行均匀化退火处理，均匀化温度为500℃，保温时间为24h，冷却方式为随炉冷却，获得成分和组织较均匀的退火态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金。

(3)退火态合金轧制成型

对退火态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金进行轧制处理，轧制温度为25℃，总形变量为80％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为8次，获得轧制态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金，在轧制的板材中取样分析。

本实施例所制备的合金其组织特征、物相组成与实施例1相似，相比对比例1，其性能提升效果与实施例1也较为接近。具体如下：本实施例铸态合金导热率为208W/(m·K)，抗拉强度为150MPa，延伸率为22.5％，硬度为43BW。与对比例1铸态Al-2Fe合金相比，导热率小幅提升2％，抗拉强度提高了47％，延伸率提高了73％，硬度提高了16％。本发明实现了力学性能的大幅度提升，获得兼具高导热和良好力学性能的Al-Fe系变形铝合金。

经轧制变形后，本实施例合金导热率为230W/(m·K)，抗拉强度为223MPa，延伸率为11.0％，硬度为52HBW。与对比例1轧制态Al-2Fe合金相比，本实施例的合金经过Co元素变质和Zn/Mg/Si微合金化元素之后，导热率提高了3％，抗拉强度提高了30％，延伸率提高了83％，硬度提高了11％。

因此，本实施例通过轧制变形处理，同步提升Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金的导热和力学性能，解决合金中导热与力学性能相互矛盾的问题，其中，轧制态Al-1.5Fe-0.3Co-0.5Zn-0.4Mg-0.3Si合金的导热性能十分优异，与现有商用1xxx系变形铝合金的导热率相当，并具有较高的强度，力学性能可满足散热结构件的要求。

实施例3：Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金

本实施例合金制备工艺流程与实施例1完全相同，所不同的合金元素含量和具体的制备工艺参数存在差异。具体如下：本实施例配制的合金组分为Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si，采用工业纯铝、Al-20Fe、Al-10Co、高纯Zn、高纯Mg和Al-20Si中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Fe：2.5％，Co：0.7％，Zn：0.2％，Mg：0.2％，Si：0.15％，余量为Al。本实施例合金制备工艺流程与对比例1基本相同，所不同的有Zn/Mg/Si多元复合微合金化处理，同时工艺参数也存在差异。具体如下：

(1)合金熔炼及其铸造

将已称量好的工业纯铝和Al-20Fe中间合金在720℃下熔化。待全部熔化后，人工搅拌10min，静置20min，使其成分均匀。利用Al-10Co中间合金进行Co合金化处理，按比例加入中间合金，静置保温20min。然后向合金熔体中加入高纯Zn、高纯Mg和Al-20Si中间合金进行微合金化处理。处理温度为720℃，搅拌2min至合金成分均匀，静置保温10min。

用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置2min，冷却至680℃后扒渣，然后利用压力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，该铸件的尺寸为100mm×45mm×15mm，待冷却后从铸件取样分析。

(2)均匀化退火

将已制备的铸态Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金进行均匀化退火处理，均匀化温度为500℃，保温时间为24h，冷却方式为随炉冷却，获得成分和组织较均匀的退火态Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金。

(3)退火态合金轧制成型

对退火态Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金进行轧制处理，轧制温度为25℃，总形变量为80％，单次轧制变形量为10％，轧制道次为8次，获得轧制态Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金，在轧制的板材中取样分析。

本实施例所制备的合金其组织特征、物相组成与实施例1相似，相比对比例1，其性能提升效果与实施例1也较为接近。具体如下：本实施例铸态合金的导热率为207W/(m·K)，抗拉强度为152MPa，延伸率为19.5％，硬度为44HBW。与对比例1铸态Al-2Fe合金相比，导热率提高了2％，抗拉强度提高了49％，延伸率提高了50％，硬度提高了19％。本发明实现了力学性能的大幅度提升，获得兼具高导热和良好力学性能的Al-Fe系变形铝合金。

经轧制变形后，本实施例合金导热率为229W/(m·K)，抗拉强度为227MPa，延伸率为9.5％，硬度为55HBW。与对比例1轧制态Al-2Fe合金相比，本实施例的合金经过Co元素变质和Zn/Mg/Si微合金化元素之后，导热率提高了3％，抗拉强度提高了33％，延伸率提高了58％，硬度提高了17％。

因此，本实施例通过轧制变形处理，同步提升Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金的导热和力学性能，解决合金中导热与力学性能相互矛盾的问题，其中，轧制态Al-2.5Fe-0.7Co-0.2Zn-0.2Mg-0.15Si合金的导热性能十分优异，与现有商用1xxx系变形铝合金的导热率相当，具有较高的强度性能，可满足散热结构件的要求。

为更方便对比本发明的有益效果，将对比例和实施例中合金的导热率、抗拉强度、延伸率、硬度及其对应的提升幅度均汇总与表1。提升幅度的计算公式为:

式中，为提升幅度，为对比例1中合金各项性能数值，为实施例i中合金各项性能数值。

表1对比例和实施例中各合金的性能

注：提升幅度是合金在相同状态下计算获得的。

本发明的所有实施例均兼具高导热和较高力学性能，特别地，实施例2的综合性能最优，与对比例1的Al-2Fe合金相比，实现了近共晶Al-Fe系变形铝合金导热性能(提高了3％)和力学性能(抗拉强度提高了30％，延伸率提高了83％，硬度提升了11％)的同步提升，完全满足5G时代背景下对通讯基站壳体材料导热和力学性能的双重要求。

本发明的实施方式并不受所述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种高导热变形铝合金，其特征在于：其组成及其各组元的含量为：Fe：1.5～2.5％；Co：0.3～0.5％；Mg：0.1～0.3％；Zn：0.2～0.5％；Si：0.15～0.3％；余量为Al，其 方法步骤为：

一、熔化铝合金，配制工业纯Al和Al-20Fe中间合金原材料，经熔化后，搅拌均匀，静置保温；

二、变质元素进行熔体处理，除去铝合金熔体表面浮渣，向铝合金熔体加入Al-10Co中间合金进行合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

三、微量元素合金化，除去铝合金熔体表面浮渣，向合金熔体加入纯Mg和纯Zn和Al-20Si中间合金，进行微合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

四、熔体精炼除渣，向合金熔体加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣后，静置保温，浇铸成型。

2.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其特征在于：浇铸成型的铝合金铸件经均匀化退火处理后，可对退火态Al-Fe系变形铝合金铸件进行室温冷轧形变处理，得到Al-Fe系变形铝合金板材。

3.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中，步骤一中的搅拌时间为2～10min。

4.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中，步骤一和步骤二中的熔化温度均为720～750°C。

5.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中，步骤二中的搅拌时间为5～20min。

6.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中，步骤三中的微合金化处理温度为700～720°C，搅拌时间为2～20min。

7.根据权利要求1所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中，步骤四中的精炼除渣是利用氮气喷吹法加入精炼剂和除渣剂，精炼剂和除渣剂商业牌号分别为YT-J-1和YT-D-4，按照1：1配料，而后混合均匀，总添加量为熔体重量的1％，控制处理温度为680～700°C，处理的时间为2～10min。

8.根据权利要求2所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中的均匀化退火处理为：在热处理炉中对铝合金铸件进行加热保温，温度为500°C，保温时间为24h，然后随炉冷却，得到退火态Al-Fe系变形铝合金铸件。

9.根据权利要求2所述的一种高导热变形铝合金的制备方法，其中的室温冷轧形变处理的总轧制形变量为80％，单次轧制形变量为10％，轧制道次为8次。

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