CN114351022A

CN114351022A - 一种含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金及其制备方法

Info

Publication number: CN114351022A
Application number: CN202210028442.1A
Authority: CN
Inventors: 李德江; 李子昕; 胡波; 曾小勤
Original assignee: Shanghai Jiaotong University
Current assignee: Shanghai Jiaotong University
Priority date: 2022-01-11
Filing date: 2022-01-11
Publication date: 2022-04-15
Also published as: WO2023133978A1

Abstract

本发明提供了一种含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金，其特征在于，包括：RE，RE在高导热镁合金中的质量分数为4％～16％，且在镁中的极限固溶度≥0.8at.％；Al，Al与RE的原子比在0.3～4；余量为Mg及不可避免的杂质；高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，固溶在镁基体中的RE在第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，第二相包括Mg‑RE相和Al‑RE相，该高导热镁合金在常温下的热导率≥100W/(m·K)。本发明的高导热镁合金与现有的含有高固溶度稀土元素的镁合金相比，导热性能明显提升。本发明还提供了一种制备高导热镁合金的方法。

Description

一种含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及冶金技术领域，尤其涉及一种提升含有高固溶度稀土元素的镁合金的热导率的方法。

背景技术

在航空航天，汽车产业，5G行业等的飞速发展下，要求零部件在具有卓越的力学性能的同时要兼顾散热能力，因此对产品的散热能力和力学性能有了更高的要求。热导率是衡量散热能力的指标。镁合金密度低，比强度和比刚度高，能够同时满足结构和功能等方面的需求，是值得深入研究的材料。

传统的镁合金高温力学性能差，而如Gd，Y，Sm等的稀土元素(Rare EarthElement,RE)由于具有独特的核外电子排布，在Mg基体中具有较大的极限固溶度，并且与Mg的原子半径差存在明显差异，可以起到良好的强化作用，添加高固溶度稀土元素RE进入纯镁后进行合金化，镁合金的力学性能度往往会得到大幅度提升，高温力学性能也会显著改善，但是热导率会迅速下降。

例如，参考文献1公开了一种高强韧的Mg-10Gd-3Y-0.3Zr镁合金，其在铸态下的抗拉强度能达到368MPa，但是其室温热导率在T6热处理下仅约为30W/(m·K)；参考文献2公开了一种镁合金Mg-5Y-4Nd-0.7Zr，其在T6热处理下热导率仅有52W/(m·K)，还公开了一种镁合金Mg-4Y-3Nd-0.7Zr，其在T6热处理下热导率仅有51.3W/(m·K)；参考文献3公开了一种镁合金Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.65Zr，它的室温热导率只有23W/(m·K)。上述镁合金的热导率均难以满足汽车、军工和移动通讯等领域的散热结构件的散热需求。

金属的热导率主要由电子热导率和声子热导率组成，Mg合金化后，通常其热导率会迅速下降。原因是一部分合金元素以固溶原子的形式储存在Mg基体中，固溶原子破坏了Mg基体原有的点阵排列，对于电子和声子实际上是一种散射源，阻碍了电子和声子在晶格内的自由运动，降低了电子和声子的平均自由程，导致热导率明显降低。另一部分合金元素以第二相的形式出现在枝晶间隙，在Mg基体和第二相的界面处会产生小部分的晶格畸变，成为电子和声子的另一种散射源，但是相比于固溶原子，第二相造成的晶格畸变要小得多。有研究指出，固溶原子与第二相相比对热导率的影响相差能够到达一个数量级，镁合金中固溶原子量对热导率的影响最明显。所以在设计开发高导热镁合金的时候，通常不考虑固溶度高的稀土元素，而是尽可能选择固溶度低的稀土元素，如La，Ce，Pr，Nd等，以避免牺牲镁合金的热导率。

实践中可以进一步通过时效析出的方式，将溶解在Mg基体中的固溶原子以第二相的形式析出，来适度提升Mg合金的热导率。例如，CN105177474A公开了一种提高金属合金导热性能的方法，对镁合金采用时效处理以提升其导热性能，但是该方法对热导率的提升大约仅有20％，且时效需耗费大量的时间。

因此，需要一种能快速释放在Mg基体中含有的高固溶度的稀土原子的方法，将合金元素由固溶原子转化为第二相的形式存在。

参考文献1：陈长江.发动机活塞用耐热稀土镁合金的开发研究[D].上海:上海交通大学，2010。

参考文献2：Materials Science and Engineering A,2002,302(1):37-45。

参考文献3：Journal of Alloys and Compounds,2009,487:560-563。

发明内容

基于现有技术中存在的含有高固溶度稀土元素的镁合金存在的热导率低的问题，本发明提供了含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金及其制备方法，本发明的镁合金在含有高固溶度稀土元素的情况下，仍然能保持高热导率，采用本发明的制备方法，能够显著提升含有高固溶度稀土元素的镁合金的热导率。

本发明的第一方面，提供了一种含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金，包括：RE，RE在高导热镁合金中的质量分数为4％～16％，且在镁中的极限固溶度≥0.8at.％；Al，Al与RE的原子比在0.3～4；余量为Mg及不可避免的杂质；高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，固溶在镁基体中的RE在第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，第二相包括Mg-RE相和Al-RE相；高导热镁合金在常温下的热导率≥100W/(m·K)。

在本发明中，高固溶度RE是指在Mg基体中的极限固溶度在0.8at.％以上的稀土元素。本发明出现的“极限固溶度”是指在镁基体中所能溶解的溶质原子的最大含量。但是，如上，固溶原子对合金的热导率有很大伤害，通常如果镁合金中掺有具有很高固溶度的稀土元素，其热导率可以低至50W/(m·K)以下，具体值取决于稀土元素的类型及其在合金中的含量等。

本发明要控制在镁中具有高固溶度的RE在镁合金中的质量分数为4％～16％，为了确保获得的高导热镁合金具有所需的热导率，如果RE过多，那么引入Al后大量生成第二相也会对镁合金的热导率造成伤害。根据选用的稀土元素的具体类型，控制镁合金中Al与RE的原子比在0.3～4。在本发明的镁合金中需要足量的Al以充分置换固溶在Mg基体中的RE原子，但如果Al加入量过大也会以固溶的形式存在于镁基体中，不利于镁合金热导率的提升。

本发明的高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，其中第二相指的是分散在镁基体中以晶体形式存在的相，镁合金中除了第二相以外的相定义为第一相，第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，要控制固溶在镁基体中的RE尽可能少，使固溶的RE在第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，确保合金中的RE尽可能以第二相而不是固溶原子的形式存在。具体地，稀土元素至少能形成包括Mg-RE相和Al-RE相在内的第二相。在未引入Al之前，RE可以与Mg形成Mg-RE相，但是由于本发明中选用的是在镁中具有高固溶度的稀土元素，因而RE更倾向于在固溶在Mg基体中；在引入Al之后，Al能将固溶在Mg基体中的RE置换出来以Al-RE第二相的形式存在，从而减小由于RE固溶对合金热导率带来的影响，使本发明中镁合金的热导率能大幅提升至100W/(m·K)以上。

进一步地，控制第二相的晶体颗粒尺寸在5～10μm。第二相应当越细越密集越好，过于粗大会导致合金的热导率降低。

可选地，上述稀土元素RE为Sm，Y，Gd，Dy和Er中的至少一种。

这些稀土元素在Mg基体中室温下的极限固溶度以原子数百分比计分别为0.99％，3.6％，4.53％，5.2％，6.9％。

示例性地，Sm原子主要和Al原子形成Al₁₁Sm₃相，Y原子主要和Al原子形成Al₂Y相，Gd原子主要和Al原子形成Al₂Gd相，Dy原子主要和Al原子形成Al₂Dy相，Er原子主要和Al原子形成Al₂Er相。

表1示例性地给出了上述RE中Sm、Y、Gd与Mg和Al的等原子比液相混合焓。可以看出，Al原子和Sm、Y、Gd的等原子比液相混合焓远低于Mg原子和Sm、Y、Gd的等原子比液相混合焓，按照能量越低系统越稳定的原理，混合焓越低，两种元素越容易结合形成第二相，形成的第二相也越稳定，因此Al能将固溶在Mg基体中的高固溶度稀土原子RE置换出来，形成Al-RE相。

表1.

进一步地，上述高导热镁合金还包括Ni，如此，镁合金的微观组织还包括Al-Ni颗粒相，Al-Ni相属于第二相。

Ni是一种难熔金属，微量的Ni添加至含有Al的高导热镁合金中，能和Al形成Al-Ni孕育剂作为Al-RE相的异质形核基底，可以有效细化Al-RE相的密集程度，防止第二相过于粗大，避免热导率降低。

进一步地，Ni在高导热镁合金中的质量分数控制在0.05％～0.3％。过量的Ni会与合金中的Al优先反应，导致Al的消耗，这样能与RE反应的Al减少而无法将固溶的RE原子从Mg基体中充分释放。

本发明的第二方面，提供了一种高导热镁合金的制备方法，包括，S1：在780～820℃和保护气氛中，向熔融的Mg-RE合金中加入Al，搅拌、静置，得到熔融的高导热镁合金；S2：将熔融的高导热镁合金转移至模具中，以100～200K/s的冷却速度冷至室温，获得高导热镁合金；高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，固溶在镁基体中的RE在第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，第二相包括Mg-RE相和Al-RE相。

本发明中要向镁合金中引入Al以提高含有高固溶度稀土元素的镁合金的导热性能，在加入Al之前，要先获得Mg-RE合金。Mg-RE合金按照现有技术的方法制备即可，具体地，按照所需的量称量所需原料，将工业纯镁锭放入坩埚中，并通入保护气体，在高温下将纯镁熔化，然后加入稀土元素，形式不限于Mg-RE中间合金，在体系中引入RE元素后对熔融的金属液进行充分地搅拌、静置，趁热将熔融的Mg-RE合金浇铸至模具中，待金属液凝固之后即得到相应的Mg-RE合金。

在本发明中，选用的RE为Sm，Y，Gd，Dy和Er中的至少一种，由于它们在Mg中的极限固溶度较大(在0.8at.％以上)，因此针对本发明期望的特定合金体系中选用的RE元素，在本发明的含量条件下，RE在制得的Mg-RE合金中几乎是以固溶形式存在于Mg基体中，极少形成第二相。具体地，随着上述RE在镁合金中的含量增加，RE会优先固溶在Mg基体中，当含量达到一定量时会以第二相的形式在镁基体中析出。

需要控制Al的加入温度在780～820℃，控制温度高于780℃可以使Al充分与Mg-RE融合，配合搅拌和静置能使Al最大程度上置换固溶在Mg基体中的RE原子；若温度过低，由于Al和RE结合能力较强，Al和RE会过早的形核长大，防止Al-RE相在凝固过程中长的过于粗大。控制温度在820℃以内有利于节能。

采用本发明的制备方法，无需经过时效处理，在浇铸之后即可得到本发明期望的含有Al和RE的镁合金，现有技术中对镁合金的时效处理通常需要几十小时到上百小时不等，本发明的制备方法与之相比可以大幅度地节约镁合金的制备时间，提高生产效率。

本发明在上述S1中，还要向所述熔融的Mg-RE合金中加入Ni。

如上，由于Ni在Mg基体中难溶，可以起到细化第二相晶粒的作用，因此在本发明的高导热镁合金的制备过程中，可以加入Al和Ni，Ni的加入顺序不受限制，可以在Al之前或之后加入。

进一步地，在本发明中Al的加入形式包括纯Al、Mg-Al合金或Al-RE合金中的至少一种，本发明对Al的加入形式不作限制。

进一步地，本发明中Ni的加入形式为Mg-Ni合金。

进一步地，本发明中要控制上述搅拌的时间10～15min，控制上述静置的时间15～30min。搅拌时间过短，Al不能充分置换出以固溶原子形式存在于镁基体中的稀土元素，搅拌时间过长会导致大量稀土元素的烧损、增加成本。控制静置时间在15min以上可以进一步确保固溶在镁基体中的RE被充分置换出来，但不宜超过30min，否则造成第二相沉淀，使合金的组织不均匀。

将获得的熔融的Mg-RE-Al合金转移至模具中后，要控制合金以100～200K/s的冷却速度冷至室温。冷速过慢会使第二相长大，不利于提高热导率；冷速过快会导致大量的固溶原子来不及释放出来，依旧保留在Mg基体内，无法充分形成第二相。

进一步地，采用水冷对模具进行冷却，以控制合金的冷却速度。

上述反应需要在保护气氛中进行，具体地，在本发明中，保护气氛为SF₆和CO₂的混合气体，其中SF₆和CO₂的体积比优选为60：1。

进一步地，控制Ni的加入形式为Mg-Ni合金。

综上，采用本发明的制备方法制备高导热镁合金，由于在合金体系中引入了Al，并且严格控制合金化反应的温度、搅拌和静置的时间以及合金的冷却速度等，使得含有高固溶度的稀土元素在Mg基体中的固溶量低，能够显著提升本发明中含有高固溶度稀土元素的镁合金的热导率。

附图说明

图1示出本发明实施例1中Mg-Sm合金的微观组织照片；

图2示出本发明实施例1中Mg-Sm-Al合金的微观组织照片；

图3示出本发明实施例1中图1的Sm原子面扫元素分布照片；

图4示出本发明实施例1中图2的Sm原子面扫元素分布照片；

图5示出本发明实施例1中Mg-Sm-Al合金放大的Al₁₁Sm₃相照片；

图6示出本发明实施例2中Mg-Sm-Al-Ni合金放大的Al₁₁Sm₃相照片；

图7示出本发明对比例1中Mg-Sm-Al-Ni合金的Sm原子面扫元素分布照片；

图8示出本发明对比例2中Mg-Sm-Al-Ni合金的微观组织照片；

图9示出本发明对比例3中Mg-Sm-Al-Ni合金的微观组织照片。

具体实施方式

以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

下面将结合具体的实施例对本发明的高固溶度稀土镁合金及其制备方法做进一步地解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1

在本实施例中选择Sm作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Sm-Al，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Sm合金。

其中，Sm的质量分数为4％。具体通过以下步骤获得：

步骤1-1、首先按照合金成分及化学计量比，考虑Sm在熔炼过程中的烧损，将所需的原料，包括工业纯镁锭和Mg-Sm中间合金去除氧化层并放入烘箱于200℃预热。将刷好脱模剂的坩埚一并放入烘箱烘干；

步骤1-2、将工业纯镁锭放入坩埚中，在通有SF₆和CO₂的混合气体(体积比为60：1)的保护气氛中升温至760℃，待纯镁熔化后，加入Mg-Sm中间合金。充分搅拌15min，静置25min，扒渣，浇铸至模具中，待熔融的金属液凝固完全后，取出铸锭，制备出相应的Mg-Sm合金。

步骤2：制备Mg-Sm-Al合金。

考虑到加Al过程中的温度更高，因此在Mg-Sm熔融金属液的制备过程中，Sm的烧损相比步骤1略高，只需确保制备得到的Mg-Sm-Al合金中Sm的质量分数为4％即可，其余步骤同步骤1。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1、通过步骤1获得熔融的Mg-Sm金属液后，向其内将Al以纯Al的方式添加至Mg-RE合金熔体中充分搅拌，静置15min，温度升温至780℃；

步骤2-2、充分搅拌10min，静置15min，使熔体充分孕育，在20min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为130K/s。

步骤2-3，开模，取出Mg-Sm-Al合金。

Sm原子主要和Al原子形成Al₁₁Sm₃相，因此，在平衡凝固条件下，2.64wt.％的Al能将4wt.％的Sm完全置换出来，在实际的操作过程中，无法达到理想的平衡凝固条件，因此当Al含量在0～2.64wt.％的范围内时，热导率能够达到一个峰值，此时Sm元素在这种高导热镁合金Mg-Sm-Al中会分别以固溶原子态、Mg-Sm相(Mg₄₁Sm₅相)、Al-Sm相(Al₁₁Sm₃相)存在。

取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.64％制备出具有不同Al含量的Mg-4Sm-xAl铸锭。

表2示出本实施例中高导热镁合金Mg-Sm-Al(Mg-4Sm-xAl)的热导率以及热导率提升幅度和固溶在Mg基体中的Sm原子含量随合金中Al加入量的变化，以及Mg-4Sm在常温下的热导率为84.1W/(m·K)，以该数值的热导率提升幅度为0，计算得到其他引入Al后获得的Mg-4Sm-xAl合金的热导率提升幅度。

表2.

从表2中可以看出，Al的加入对Mg-Sm合金的热导率提升作用明显，图1示出Mg-Sm合金的金相组织照片，图2示出Mg-Sm-1.5Al合金的金相组织照片，图3为图1的Sm原子面扫元素分布图，图4为图2的Sm原子面扫元素分布图。图1和图3主要分布着含有固溶Sm原子的Mg基体和Mg₄₁Sm₅相，从图2和图4可以看出Al加入使得固溶在Mg基体中的Sm原子含量显著降低，同时第二相在合金中的比例明显提升，因而导致了合金热导率的提升。

实施例2

在本实施例中选择Sm作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Sm-Al-Ni，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Sm合金，其中，Sm的质量分数为4％。具体通过以下步骤获得：

步骤1-1同实施例1。

步骤1-2、将工业纯镁锭放入坩埚中，在通有SF₆和CO₂的混合气体(体积比为60：1)的保护气氛中升温至760℃，待纯镁熔化后，加入Mg-Sm中间合金。充分搅拌12min，静置27min，扒渣，浇铸至模具中，待熔融的金属液凝固完全后，取出铸锭，制备出相应的Mg-Sm合金。

步骤2：制备Mg-Sm-Al-Ni合金。考虑到加Al过程中的温度更高，因此在Mg-Sm熔融金属液的制备过程中，Sm的烧损相比步骤1略高，只需确保制备得到的Mg-Sm-Al-Ni合金中Sm的质量分数为4％即可，其余步骤同步骤1。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：通过步骤1获得熔融的Mg-Sm金属液后，向其内将Al以Mg-Al中间合金的方式添加至Mg-Sm合金熔体中充分搅拌，静置15min，温度升温至780℃；

步骤2-2：将质量分数为0.1％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为130K/s。

步骤2-3，开模，取出Mg-Sm-Al-Ni合金。

本实施例在合金中加入了质量分数为0.1％的Ni，取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.64％制备出拥有不同Al含量的Mg-4Sm-xAl-0.1Ni铸锭。

表3示出本实施例中高导热镁合金Mg-Sm-Al-Ni(Mg-4Sm-xAl-0.1Ni)的热导率以及热导率提升幅度随合金中Al加入量的变化。Mg-4Sm-0.1Ni在常温下的热导率为79.2W/(m·K)，以该数值的热导率提升幅度为0，计算得到其他引入Al后获得的Mg-4Sm-xAl-0.1Ni合金的热导率提升幅度。

表3.

从表3中可以看出，Ni的加入对消耗了一部分Al，使Mg-Sm-Al-Ni合金的热导率于实施例1中的Mg-Sm-Al合金相比略有下降，但是在本实施例的测试中，Mg-Sm-Al-Ni合金依然能高达130.7W/(m·K)。图5示出实施例1中Mg-Sm-Al合金放大的Al₁₁Sm₃相照片，图6示出本实施例中Mg-Sm-Al-Ni合金放大的Al₁₁Sm₃相照片，对比可知Ni的加入使得Al₁₁Sm₃相细化，相间距变得更密集，在第二相含量与实施例1相当的情况下，热导率的提升幅度明显更高。

对比例1

选择Sm作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Sm-Al-Ni，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Sm合金，具体工艺同实施例2。

步骤2：制备Mg-Sm-Al-Ni合金。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：同实施例2。

步骤2-2：将质量分数为1.0％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为130K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Sm-Al-Ni合金。

本对比例在合金中加入了质量分数为1.0％的Ni，取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.64％制备出拥有不同Al含量的Mg-4Sm-xAl-1Ni铸锭。

表4.

从表4中可以看出，与实施例2相比，Ni的大量加入使Mg-Sm-Al合金的热导率稍有下降。过量的Ni会消耗大量的Al，使得原本要和Sm原子结合的Al原子减少，造成最终固溶在基体的Sm原子更多。图7示出本对比例的Mg基体中Sm原子面扫元素分布图，相比实施例2，基体中的Sm原子略有增多，因此导致热导率有所降低。

对比例2

步骤1：制备Mg-Sm合金，具体工艺同实施例2。

步骤2：制备Mg-Sm-Al-Ni合金。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：同实施例2。

步骤2-2：将质量分数为0.1％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至金属型模具中，通过热电偶读取冷却速率为35K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Sm-Al-Ni合金。

本对比例控制Mg-Sm-Al-Ni合金的冷却速度为35K/s，取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.64％制备出拥有不同Al含量的Mg-4Sm-xAl-0.1Ni铸锭。

表5.

从表5中可以看出，与实施例2相比，控制Mg-4Sm-xAl-0.1Ni合金的冷却速度为35K/s，对该合金的热导率的提升作用不明显。

图8示出本对比例中Mg-4Sm-1.5Al-0.1Ni合金的微观组织照片，可以看出，本对比例的镁合金的第二相与实施例1和实施例2相比，第二相含量更高，过多的第二相使镁合金的力学性能下降。

对比例3

步骤1：制备Mg-Sm合金，具体工艺同实施例2。

步骤2：制备Mg-Sm-Al-Ni合金。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：同实施例2。

步骤2-2：将质量分数为0.1％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内，提起止流阀柄，将Mg-Sm-Al-Ni金属液通过甩带坩埚并经过喷嘴喷出至急冷辊上，获得Mg-Sm-Al-Ni合金，读取冷却速率为510K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Sm-Al-Ni合金。

本对比例控制Mg-Sm-Al-Ni合金的冷却速度为510K/s，取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.64％制备出拥有不同Al含量的Mg-4Sm-xAl-0.1Ni铸锭。

表6.

从表6中可以看出，与实施例2相比，控制Mg-4Sm-xAl-1Ni合金的冷却速度为510K/s，会导致镁合金的热导率偏低。这只由于冷却速度过快造成大量的固溶Sm原子留在Mg基体中来不及释放出来。

图9示出本对比例中Mg-4Sm-1.5Al-0.1Ni合金的微观组织照片，可以看出，与实施例1和实施例2相比，第二相的比例明显变小。

实施例3

在本实施例中选择Y作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Y-Al-Ni，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Y合金，其中，Y的质量分数为4％。具体通过以下步骤获得：

步骤1-1：首先按照合金成分及化学计量比，考虑到Y在熔炼过程中的烧损，将所需的原料，包括工业纯镁锭和Mg-Y中间合金去除氧化层并放入烘箱于200℃预热。将刷好脱模剂的坩埚一并放入烘箱烘干；

步骤1-2：将工业纯镁锭放入坩埚中，在通有SF₆和CO₂的混合气体(体积比为60：1)的保护气氛中升温至760℃，待纯镁熔化后，加入Mg-Y中间合金。充分搅拌15min，静置30min，扒渣，浇铸至模具中，待熔融的金属液凝固完全后，取出铸锭，制备出相应的Mg-Y合金。

步骤2：制备Mg-Y-Al-Ni，其中，考虑到加Al过程中的温度更高，在Mg-Y熔融金属液的制备过程中，Y的烧损相比步骤1会略高，在投料步骤要确保制备得到的Mg-Y-Al-Ni合金中Y的质量分数为4％即可，其余步骤同步骤1。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：通过上述步骤1获得熔融的Mg-Y金属液后，将质量分数为0.03％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌15min，温度升温至800℃；

步骤2-2：向熔体内将Al以Al-RE中间合金的方式添加至Mg-Y合金熔体中充分搅拌13min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为150K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Y-Al-Ni合金。

步骤2：制备Mg-Y-Al-Ni合金。

Y原子主要和Al原子形成Al₂Y相，因此，在平衡凝固条件下，2.42wt.％的Al能将4wt.％的Y完全置换出来，在实际的操作过程中，无法达到理想的平衡凝固条件，因此当Al含量在0～2.42wt.％的范围内时，热导率能够达到一个峰值，此时Y元素在这种高导热镁合金Mg-Y-Al-Ni中会分别以固溶原子态、Mg-Y相(Mg₂₄Y₅相)、Al-Y相(Al₂Y相)存在。

取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.42％制备出拥有不同Al含量的Mg-4Y-xAl-Ni铸锭。

表7示出本实施例中高导热镁合金Mg-Y-Al-Ni(Mg-4Y-xAl-0.03Ni)的热导率以及热导率提升幅度和固溶的Y原子含量随合金中Al加入量的变化。Mg-4Y-0.03Ni在常温下的热导率为60.8W/(m·K)，以该数值的热导率提升幅度为0，计算其他引入Al后获得的Mg-4Y-xAl-0.03Ni合金的热导率提升幅度。

表7.

添加Al至Mg-4Y合金中，热导率可提升114％，最高热导率可达130.1W/(m·K)，远高于CN107604228B中公开的镁合金AZ91D的热导率53W/(m·K)和部分低固溶度的镁合金Mg-4Ce-2Al-0.5Mn热导率105W/(m·K)。

实施例4

在本实施例中选择Gd作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Gd-Al-Ni，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Gd合金，其中，Gd的质量分数为10％。具体通过以下步骤获得：

步骤1-1、首先按照合金成分及化学计量比，考虑到Gd在熔炼过程中的烧损，将所需的原料，包括工业纯镁锭和Mg-Gd中间合金去除氧化层并放入烘箱于200℃预热。将刷好脱模剂的坩埚一并放入烘箱烘干；

步骤1-2：将工业纯镁锭放入坩埚中，在通有SF₆和CO₂的混合气体(体积比为60：1)的保护气氛中升温至760℃，待纯镁熔化后，加入Mg-Gd中间合金。充分搅拌15min，静置30min，扒渣，浇铸至模具中，待熔融的金属液凝固完全后，取出铸锭，制备出相应的Mg-Gd合金。

步骤2：制备Mg-Gd-Al-Ni合金。考虑到加Al过程中的温度更高，在Mg-Gd熔融金属液的制备过程中，Gd的烧损相比步骤1略高，只需确保制备得到的Mg-Gd-Al-Ni合金中Gd的质量分数为10％即可，其余步骤同步骤1。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：通过步骤1获得熔融的Mg-Gd金属液后，将质量分数为0.5％的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌12min，温度升温至800℃；

步骤2-2：向熔体内将Al以Al-RE中间合金的方式添加至Mg-Gd合金熔体中充分搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置20min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为130K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Gd-Al-Ni合金。

Gd原子主要和Al原子形成Al₂Gd相，因此，在平衡凝固条件下，3.43wt.％的Al能将10wt.％的Gd完全置换出来，在实际的操作过程中，无法达到理想的平衡凝固条件，因此当Al含量在0～3.43wt.％的范围内时，热导率能够达到一个峰值，此时Gd元素在这种高导热镁合金Mg-Gd-Al-Ni中会分别以固溶原子态、Mg-Gd相(Mg₅Gd相)、Al-Gd相(Al₂Gd相)存在。

取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，1.5％，2％，2.5％，3％，3.43％制备出拥有不同Al含量的Mg-10Gd-xAl-0.5Ni铸锭。

表8示出本实施例中高导热镁合金Mg-Gd-Al-Ni(Mg-10Gd-xAl-0.5Ni)的热导率以及热导率提升幅度随合金中Al加入量的变化。Mg-10Gd-0.5Ni在常温下的热导率为50.1W/(m·K)，以该数值的热导率提升幅度为0，计算其他引入Al后获得的Mg-10Gd-xAl-0.5Ni合金的热导率提升幅度。

表8.

添加Al至Mg-10Gd合金中，热导率可提升137％，最高热导率可达118.5W/(m·K)，远高于CN107604228B中公开的镁合金AZ91D的热导率53W/(m·K)和部分低固溶度的镁合金Mg-4Ce-2Al-0.5Mn热导率105W/(m·K)。

实施例4

在本实施例中选择Gd和Y共同作为在Mg基体中含有高固溶度的稀土元素来制备高导热镁合金Mg-Gd-Y-Al-Ni，具体的制备过程如下：

步骤1：制备Mg-Gd-Y合金，其中，Gd的质量分数为10％，Y的质量分数为3％。具体通过以下步骤获得：

步骤1-1：首先按照合金成分及化学计量比，考虑Gd和Y在熔炼过程中的烧损，将所需的原料，包括工业纯镁锭和Mg-Gd中间合金，Mg-Y中间合金去除氧化层并放入烘箱于200℃预热。将刷好脱模剂的坩埚一并放入烘箱烘干；

步骤1-2：将工业纯镁锭放入坩埚中，在通有SF₆和CO₂的混合气体(体积比为60：1)的保护气氛中升温至760℃，待纯镁熔化后，加入Mg-Gd中间合金和Mg-Y中间合金。充分搅拌15min，静置30min，扒渣，浇铸至模具中，待熔融的金属液凝固完全后，取出铸锭，制备出相应的Mg-Gd-Y合金。

步骤2：制备Mg-Gd-Y-Al-Ni，其中，考虑到加Al过程中的温度更高，在Mg-Gd-Y熔融金属液的制备过程中，Gd和Y的烧损相比步骤1略高，确保制备Mg-Gd-Y-Al-Ni的Gd的质量分数为10％，Y的质量分数为3％即可，其余步骤同步骤1。具体通过以下步骤获得：

步骤2-1：通过步骤A1和B1获得熔融的Mg-Gd-Y金属液后，将质量分数为0.2的Ni以Mg-Ni中间合金的方式添加至熔体中，充分搅拌15min，温度升温至800℃；

步骤2-2：向熔体内将Al以纯Al的方式添加至Mg-Gd-Y合金熔体中充分搅拌15min，对熔体进行电磁震荡处理，使微量的Ni与Al快速形成Al-Ni孕育剂，静置25min，使熔体充分孕育，30min内浇铸至水冷的模具中，通过热电偶读取冷却速率为180K/s。

步骤2-3：开模，取出Mg-Gd-Y-Al-Ni合金。

步骤2：制备Mg-Gd-Y-Al-Ni合金。

如上所述，在平衡凝固条件下，3.43wt.％的Al能将10wt.％的Gd完全置换出来，1.82wt.％的Al能将3wt.％的Y完全置换出来。在实际的操作过程中，无法达到理想的平衡凝固条件，因此当Al含量在0～5.25wt.％的范围内时，热导率能够达到一个峰值。

取Al的质量分数分别为0，0.2％，0.5％，1％，2％，3％，4％，4.5％，5％，5.25％制备出拥有不同Al含量的Mg-10Gd-3Y-xAl-0.2Ni铸锭。

表9示出本实施例中高导热镁合金Mg-10Gd-3Y-xAl-0.2Ni的热导率以及热导率提升幅度和固溶的Gd、Y原子含量随合金中Al加入量的变化。Mg-10Gd-3Y-0.2Ni在常温下的热导率为34.4W/(m·K)，以该数值的热导率提升幅度为0，计算其他引入Al后获得的Mg-10Gd-3Y-xAl-0.2Ni合金的热导率提升幅度。

表9.

添加Al至Mg-10Gd-3Y合金中，热导率可提升216％，最高热导率可达108.6W/(m·K)，说明即使是多种RE混合的镁合金，添加Al也能大幅度提升热导率。

本发明对镁合金中添加的含有高固溶度的稀土元素的种类不作限制，只要能实现对具有这种稀土元素的镁合金的热导率的大幅提升以及满足本发明期望的性能如热导率即可。

虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了图示和描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims

1.一种含有高固溶度稀土元素的高导热镁合金，其特征在于，包括：

RE，RE在所述高导热镁合金中的质量分数为4％～16％，且在镁中的极限固溶度≥0.8at.％；

Al，Al与RE的原子比在0.3～4；

余量为Mg及不可避免的杂质；

所述高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，所述第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，所述固溶在镁基体中的RE在所述第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，所述第二相包括Mg-RE相和Al-RE相；

所述高导热镁合金在常温下的热导率≥100W/(m·K)。

2.根据权利要求1所述的高导热镁合金，其特征在于，所述第二相的晶体颗粒尺寸为5～10μm。

3.根据权利要求1所述的高导热镁合金，其特征在于，所述RE包括Sm，Y，Gd，Dy和Er中的至少一种。

4.根据权利要求1所述的高导热镁合金，其特征在于，还包括Ni，Ni在所述高导热镁合金中的质量分数为0.05％～0.3％；所述微观组织还包括Al-Ni颗粒相。

5.一种高导热镁合金的制备方法，其特征在于，包括：

S1：在780～820℃和保护气氛中，向熔融的Mg-RE合金中加入Al，搅拌、静置，得到熔融的高导热镁合金；

S2：将所述熔融的高导热镁合金转移至模具中，以100～200K/s的冷却速度冷至室温，获得所述高导热镁合金；

所述高导热镁合金的微观组织包括第一相和第二相，所述第一相包括Mg基体和固溶在镁基体中的RE，所述固溶在镁基体中的RE在所述第一相中的原子数百分比为0.05～0.2％，所述第二相包括Mg-RE相和Al-RE相。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，在所述S1中，还要向所述熔融的Mg-RE合金中加入Ni。

7.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于，Al的加入形式包括纯Al、Mg-Al合金或Al-RE合金中的至少一种。

8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，Ni的加入形式为Mg-Ni合金。

9.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于，控制所述搅拌的时间10～15min，控制所述静置的时间15～30min。

10.根据权利要求5或6所述的制备方法，其特征在于，所述制备方法满足下述工艺中的至少一项：

采用水冷对所述模具进行冷却；

所述保护气氛为SF₆和CO₂。