WO2023241077A1 - 一种高强高导热镁合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强高导热镁合金及其制备方法，其成分重量百分比为：Zn：5.0～8.0％；Al：0.5～3.0％，Cu：0.5～3.0％，Zr：0.1～1％；Mn：0～1％，Sr：0～1％，La：0.5～3％，Ce：0.5～3％，余量包含Mg以及不可避免的杂质。本发明解决了现有镁合金无法同时兼顾高导热性和高强度的问题；该镁合金的热导率为125～135W/(m·K)，屈服强度为192～216MPa，伸长率为7～10％，可制造出变形工艺无法制造的结构复杂镁合金产品。本发明制备方法成本低廉，便于规模化量产，可广泛用于制备航空航天、3C产品、汽车零部件领域的散热/导热组件。

Description

一种高强高导热镁合金及其制备方法 技术领域
本发明涉及镁合金材料成型技术领域，特别涉及一种高强高导热镁合金及其加工方法。
背景技术
镁是常见工程应用中最轻的金属材料，其密度为1.738g/cm3，约为铝的2/3、钢的1/4，具有比强度高、比刚度高等结构材料的优势。同时，镁及镁合金还具备如电磁屏蔽效能高、阻尼性能好以及导热性能优异等功能材料的特点，被认为是一种极具发展前景的结构-功能一体化材料，因此，镁及镁合金也是航空航天、轨道交通、汽车零部件及3C产品等领域轻量化的优选材料。
纯镁室温下的热导率约为154.5W/(m·K)，然而经过合金化作为结构材料使用时热导率显著降低，如常用压铸镁合金Mg-9Al-1Zn(AZ91)和Mg-6Al-0.5Mn(AM60)的热导率分别为51.2W/(m·K)和60.6W/(m·K)，又如商业牌号铸态Mg-6Zn-1Zr(ZK61)镁合金，其导热系数115W/(m·K)。同时，以上材料的屈服强度大都在150-180Mpa，无法同时兼具高力学性能和高导热性能，越来越无法满足镁合金产品高性能需求。
中国专利CN109136699B公开了“高导热镁合金、逆变器壳体、逆变器及汽车”，制备出Mg-Al-Zn-Mn-La-Ce-Nd-Sr-Cu铸造镁合金，该合金的热导率大于110W/(m·K)，但是屈服强度小于160MPa，伸长率为5％。中国专利CN111286658A公开了“一种可压铸的高导热阻燃镁合金及其制备方法”，制备出Mg-Al-RE-Ca压铸镁合金，该合金的热导率大于120W/(m·K)，屈服强度140～180MPa。以上两种合金具有较高的导热性能，但是屈服强度方面与商业牌号压铸AZ91D相比并未显著提高，中国专利CN110195180A公开了“一种高导热压铸镁合金及其制备方法”，制备出Mg-Al-La-Sr-Mn压铸镁合金，该合金的热导率108～122W/(m·K)，屈服强 度大于190～210MPa，伸长率为大于6～12％。该合金导热性能和力学性能优异，但其中加入大量稀土元素，导致合金成本较高。
镁合金产品成型工艺分为变形与铸造两大类，变形镁合金性能优异，但是工艺复杂，成本较高，且无法制备形状外形复杂的镁合金产品。与变形工艺相比，铸造类成型技术如压铸技术具有制造成本低廉，且可以成型复杂结构产品的优势，但是压铸产品内部孔隙率较高，导致产品力学性能下降，另外压铸工艺也无法精确制造超薄壁厚类镁合金产品。半固态触变注射成型技术是一种比压铸技术更具潜力的镁合金铸造类成型技术，它是将处于半固态的镁合金浆料搅拌均匀后喷射充型模具以形成产品。与传统压铸镁合金产品相比，半固态触变注射成型镁合金内部缺陷少，组织致密，力学性能及导热性能更加优异，同时其较低线性收缩比可以制备壁厚范围变化较大的镁合金产品。
中国专利CN109136699B公开了“高导热镁合金、逆变器壳体、逆变器及汽车”，制备出Mg-Al-Zn-Mn-La-Ce-Nd-Sr-Cu铸造镁合金，其化学成分质量百分比为：Al：2.0～4.0％，Mn：0.1～0.3％，La：1.0～2.0％，Ce：2.0～4.0％，Nd：0.1～1％，Zn：0.5～2％，Ca：0.1～0.5％，Sr：0.1％，Cu≤0.1％，其余为Mg。该合金的热导率大于110W/(m·K)，但是屈服强度小于160MPa，伸长率为5％。虽然其具有较高的热导率，但是屈服强度低，不能满足航空航天器件及交通工具领域对于散热系统结构材料的高强韧高导热要求。
中国专利CN111286658A公开了“一种可压铸的高导热阻燃镁合金及其制备方法”，制备出Mg-Al-RE-Ca压铸镁合金，其化学成分质量百分比为：Al：2.5～4.5％，La或Ce：2.0～6.0％，Sm或Y：0.05～0.5％，Ca：0.01～0.45％，其余为Mg。该合金的热导率大于120W/(m·K)，屈服强度140～180MPa。该合金导热性能优异，但力学性能并未显著优于常规压铸镁合金AZ91，且合金中加入了大量的稀土元素，导致合金成本很高。
中国专利CN110195180 A公开了“一种高导热压铸镁合金及其制备方法”，制备出Mg-Al-La-Sr-Mn压铸镁合金，其化学成分质量百分比为：Al：5～7％，La：5～8％，Sr：0.3～1％，Mn:0.2～0.5％，其余为Mg和不可避免的杂质元素。该合金的热导率108～122W/(m·K)，屈服强度大于190～210MPa，伸长率为大于6～12％。该合金导热性能和力学性能优异， 但其中加入大量稀土元素，导致合金成本较高。
现有技术，公开文献“AZ91D镁合金半固态触变注射组织与工艺研究”，制备出Mg-Al-Zn半固态触变注射成型合金，其化学成分Al质量分数8.3％，Zn质量分数0.54％，Mn质量分数0.14％，其余为Mg。该合金的热导率小于60W/(m·K)，屈服强度未提及，伸长率约为8％。该合金无法同时兼顾优异力学性能与导热性能，应用领域受限。
近年来对于高强高导热镁合金的需要越来越迫切，如笔记本电脑外壳、手机外壳、汽车中央显示屏背板等产品需要其材质兼顾优异的导热性能和力学性能，以保证产品具有高的工作稳定性和使用寿命。而这类产品通常具有复杂外形结构，考虑到成本因素，压铸成型工艺是理想选择。但是目前常用商业压铸镁合金如AZ91D、AM60B等热导率小于70W/(m·K)，屈服强度小于160MPa，因此无法同时兼顾导热性能和力学性能，因此急需开展新型镁合金成分设计及新型成型技术研究，以发展高强高导热镁合金产品。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强高导热镁合金及其制备方法，解决现有镁合金无法同时兼顾高导热性和高强度的问题；该镁合金的热导率为125～135W/(m·K)，屈服强度为192～216MPa，伸长率为7～10％；且可制造出变形工艺无法制造的结构复杂镁合金产品，该工艺成本低廉，便于规模化量产，可广泛用于制备航空航天、3C产品、汽车零部件领域的散热/导热组件。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种高强高导热镁合金，其成分重量百分比为：Zn：5.0～8.0％；Al：0.5～3.0％，Mn：0～1％，Sr：0～1％，La：0.5～3％，Ce：0.5～3％，余量包含Mg以及不可避免的杂质。
一种高强高导热镁合金，其成分重量百分比为：Zn：5.0～8.0％；Cu：0.5～3.0％，Zr：0.1～1％；Mn：0～1％，Sr：0～1％，La：0.5～3％，Ce：0.5～3％，余量包含Mg以及不可避免的杂质。
本发明所述镁合金的热导率为125～135W/(m·K)，屈服强度为 192～216MPa，伸长率为7～10％。
在本发明所述高强高导热镁合金的成分设计中：
镁合金力学性能的强化机制主要为固溶强化、第二相强化及细晶强化，其中，固溶强化及第二相强化是通过在Mg基体中引入异种元素以提高力学性能，然而异种元素的引入会降低镁合金的热导率，通常异种元素以固溶原子存在时，对镁合金热导率的负面影响远远高于以第二相形式存在时对热导率的影响。另外，不同异种元素固溶于镁合金基体中对其热导率的影响也不尽相同。
本发明的成分设计方案一采用Mg-Zn-Al设计，通过加入对热导率负面影响较小的固溶元素Zn，使其通过固溶强化方式提高镁合金的力学性能；Al元素的加入可以降低半固态触变注射成型产品的热裂倾向，同时与Mn、La、Ce及Sr形成第二相以提高镁合金的力学性能，且第二相的存在形式显著降低了对材料热导率的负面影响。通过控制合金元素的种类以及含量，以使得材料兼具高强度和高导热的特点。
Zn元素在Mg中具有固溶强化效果，同时与Mg形成的Mg-Zn第二相具有显著的第二相强化效果，Zn也是一种弱的细化晶粒剂，可获得较细的显微组织，从而提高镁合金的力学性能。Zn在Mg中以固溶原子形式存在时其对镁合金热导率的负面影响较小。因此以Mg-Zn体系为基础可开发高导热镁合金。
另外，研究发现Zn含量小于3％时，半固态触变注射成型镁合金的热裂倾向严重且半固态浆料的流动性不好，导致材料力学性能较差；添加过多的Zn元素容易在镁合金中形成网状粗大的第二相，恶化材料的韧性和塑性，同时也会降低合金的导热性能。因此，本发明中Zn元素百分含量为5～8％。
Al元素在Mg中也具有显著的固溶强化效果，然而以固溶原子形式存在的Al元素会明显降低镁合金的热导率，本发明通过控制各元素含量使Al元素与La、Ce、Sr及Mn形成Al11La3、Al11Ce3、Al4Sr及Al8Mn5第二相，这些第二相不仅可以提高镁合金的力学性能，同时以第二相形式存在 时对热导率的负面影响较小。另外，Al元素可以减小Mg-Zn合金两相温度区间，提高半固态浆料的流动性，降低镁合金的热裂倾向。本发明中Al元素的百分含量为0.5～3％。
Mn元素可以细化镁合金显微组织，同时通过控制Fe含量以提高耐蚀性能。另外，Mn与Al形成的适量的第二相Al8Mn5可以进一步提高镁合金的力学性能。少量的Mn对镁合金导热性能负面影响较小且降低铸态镁合金的热裂倾向，因此本发明中Mn元素百分含量不超过1％。
La和Ce属于廉价稀土元素，可以细化镁合金显微组织、净化合金熔体。尤其与Al形成的稀土第二相Al11La3、Al11Ce3可以显著提高镁合金的力学性能，通过控制Al、La和Ce在镁合金中形成第二相可以降低各元素对热导率的负面影响，以保证镁合金兼具优异导热性能和力学性能。添加过多的La和Ce会提高材料成本和降低热导率，因此本发明中La和Ce的质量百分数为0.5～3％。
少量的Sr可以显著细化镁合金的晶粒尺寸，尤其当合金中含有Al时，形成的Al-Sr第二相在细化镁合金尺寸的同时可以起到第二相强化作用。Al-Sr第二相使Al元素以第二相形式存在于镁合金中，降低了Al元素对镁合金热导率的负面影响，因此本发明中Sr的质量百分数不超过1％。
本发明的成分设计方案二采用Mg-Zn-Cu-Zr设计，通过加入对热导率负面影响较小的固溶元素Zn，使其通过固溶强化方式提高镁合金的力学性能；Cu元素对热导率负面影响较小且降低半固态触变注射成型产品的热裂倾向，并且与Mg和Zn形成Mg-Zn-Cu第二相以提高材料的力学性能；Zr元素可以显著细化晶粒并提高镁合金的力学性能。通过控制合金元素的种类以及含量，以使得材料兼具高强度和高导热的特点。
Zn元素在Mg中具有固溶强化效果，同时与Mg形成的Mg-Zn第二相具有显著的第二相强化效果，Zn也是一种弱的细化晶粒剂，可获得较细的显微组织，从而提高镁合金的力学性能。Zn在Mg中以固溶原子形式存在时其对镁合金热导率的负面影响较小。因此以Mg-Zn体系为基础可开发高导热镁合金。
另外，研究发现Zn含量小于3％时，半固态触变注射成型镁合金的热裂倾向严重且半固态浆料的流动性不好，导致材料力学性能较差；添加过 多的Zn元素容易在镁合金中形成网状粗大的第二相，恶化材料的韧性和塑性，同时也会降低合金的导热性能。因此，本发明中Zn元素百分含量为5～8％。
Cu元素固溶于Mg中时对其热导率的负面影响较小，同时可以降低Mg-Zn合金的热裂倾向，提高半固态浆料的流动性。另外，Cu与Mg及Zn元素形成MgZnCu第二相，在保证热导率的同时进一步提高镁合金的力学性能。过多的Cu元素会降低镁合金的耐蚀性，因此本发明中Cu元素的百分含量为0～3％。
Zr元素加入后显著细化Mg-Zn合金中的晶粒尺寸，通过细晶强化方式提高镁合金的力学性能，少量添加不会对镁合金导热性能产生显著影响，因此，本发明中Zr的质量百分数不超过1％。
Mn元素可以细化镁合金显微组织，同时通过控制Fe含量以提高耐蚀性能。少量的Mn对镁合金导热性能负面影响较小且降低铸态镁合金的热裂倾向，因此本发明中Mn元素百分含量不超过1％。
La和Ce属于廉价稀土元素，可以细化镁合金显微组织、净化合金熔体。与Mg形成的稀土第二相Mg12La、Mg12Ce可以显著提高镁合金的力学性能，通过控制La和Ce在镁合金中形成第二相可以降低其对热导率的负面影响，以保证镁合金兼具优异导热性能和力学性能。添加过多的La和Ce会提高材料成本并降低热导率，因此本发明中La和Ce的质量百分数为0.5～3％。
少量的Sr可以显著细化镁合金的晶粒尺寸，起到细晶强化作用优化镁合金力学性能，少量的Sr对镁合金热导率负面影响较小，因此本发明中Sr的质量百分数不超过1％。
本发明中Zn含量控制在5～8％时，使得半固态浆料的流动性较好，热裂倾向也较小，同时避免了粗大的网状Mg-Zn第二相恶化材料性能，Al元素和Cu元素可以显著提高半固态浆料的流动性并降低热裂倾向，通过控制La、Ce、Sr、Mn元素含量可以与Al形成第二相提高材料力学性能，并降低对热导率的负面影响。Zr元素显著细化Mg-Zn合金的晶粒尺寸，提高材料力学性能。精确控制各元素在Mg中的含量，在提高镁合金力学性能的基础上，最大程度降低异种元素对镁合金导热性能的负面影响，同 时保证合金与半固态触变注射成型技术具有良好的适应性，尽可能发挥出半固态触变注射成型的优势，最终制备出兼顾导热性能和力学性能的半固态触变注射成型镁合金产品。
本发明在不添加大量价格高昂稀土元素的前提下，解决现有镁合金无法同时兼顾高导热性和高强度的问题。该镁合金的热导率为125～135W/(m·K)，屈服强度为192～216MPa，伸长率为7～10％；同时，本发明采用半固态触变注射成型技术进行加工，其产品性能显著优于压铸等铸造镁合金产品，且可制造出变形工艺无法制造的结构复杂镁合金产品。该工艺成本低廉，便于规模化量产，可广泛用于制备航空航天、3C产品、汽车零部件领域的散热/导热组件。
本发明所述的高强高导热镁合金的制备方法，其包括以下步骤：
1)配料
以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce和Mg-Sr中间合金为原料，按上述成分进行配料；
2)熔炼
将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至700～720℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化形成熔体，然后升温至750～770℃，再依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce和Mg-Sr中间合金中的一种或几种加入到所述熔体中，待合金完全熔化后，搅拌15～20min，再加入镁合金熔剂精炼10～15min，除去表面浮渣，最后在720～760℃保温20～30min，浇铸成镁合金铸锭；
3)镁合金粒子加工
将镁合金铸锭置于造粒机中，加工成镁合金粒子；
4)半固态触变注射成型
将镁合金粒子置于半固态触变注射成型设备的料筒中加热至560～620℃，使其成为镁合金半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，控制螺杆转速在200～250r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型为半固态金属件，注射速度为2～5m/s；模具温度300～350℃；模具真空度为30～100mbar。
优选的，步骤2)中，所述镁合金熔剂为RJ-4熔剂、RJ-5熔剂或RJ-6熔剂，优选RJ-5熔剂。
优选的，步骤3)中，所述镁合金粒子的粒径为0.5～1.2mm。
优选的，步骤4)中，所述半固态浆料的固相率控制在体积百分数20～60％
在本发明所述高强高导热镁合金的加工方法中：
与现有压铸镁合金相比，本发明采用半固态触变注射成型工艺，获得的镁合金致密度高、孔隙率低，因此其力学性能和导热性能明显提高，同时可制备形状更加复杂的镁合金产品。半固态触变成型技术要求其合金半固态浆料既要有足够的流动性，以填充复杂的模具型腔，同时热裂倾向小，以保证材料具有致密的显微组织和优异的力学性能。
本发明在半固态触变注射成型工艺中，设定料筒温度在560～620℃，半固态浆料的固相率为20～60％，此固相率下，半固态浆料的流动性良好，同时降低了合金充型过程中的热裂倾向，使材料具备较高的力学性能和导热性能。料筒温度过高使固相率太低，合金性能较差，料筒温度太低时固相率太高，半固态浆料流动性较差，无法完整充型模具。注射速度为2～5m/s，注射速度太低，材料无法完整充型，注射速度太高，材料孔隙率较高，力学性能和导热性能都会降低。
控制螺杆转速在200～250r/min，以保证半固态浆料中的固相液相分布均匀。
模具温度设置在300～350℃，此温度范围内合金充型完整，裂纹气孔等缺陷大幅度降低，使合金具有优异的性能。
模具真空度设定范围为30～100mbar，降低充型产品内的缺陷，提高产品性能。
本发明的有益效果：
本发明所述高强高导热镁合金由常规合金元素Zn、Al或Cu及Zr作为基本元素，添加少量的La、Ce、Mn、Sr元素，通过固溶强化、第二相强化及细晶强化提高材料的力学性能，同时，通过加入对镁合金热导率损害较小的固溶元素Zn、Cu元素或精确控制合金元素Al、La、Ce、Mn、 Sr的配比使其在镁基体中以第二相形式存在最终保证合金具有较高的导热性能；另外，添加少量的廉价稀土元素La和Ce以保证性能的前提下尽可能降低了材料成本。本发明获得的镁合金同时兼顾高导热性和高力学性能，镁合金导热系数≥125W/(m·K)、屈服强度≥190MPa、伸长率≥7％。
本发明在成分设计上控制Zn、Al、Cu元素含量，选择添加Sr、Zr、Mn、La、Ce等元素进行多元合金化，在保证镁合金具有高的力学性能和导热性能的基础上，使合金的半固态浆料具有良好的流动性，保证在采用半固态触变注射成型工艺进行成型时能够填充复杂的模具型腔，制造出结构复杂的镁合金产品，同时制备出的材料孔隙、热裂纹等缺陷较少，可以用于制作航空航天电子器件、3C产品以及交通工具等散热/导热系统的复杂结构件。
本发明采用半固态触变注射成型技术，通过控制料筒温度、注射速度、搅拌速度和模具温度以及模具真空度，在保证半固态浆料良好流动性的同时降低了材料中的孔隙和裂纹等缺陷，制造出性能优异的镁合金产品，其性能优于传统压铸等铸造镁合金，且工艺成本低廉，便于规模化量产。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明的技术方案作详细说明，本实施例在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
本发明实施例的镁合金成分参见表1，余量包含Mg以及不可避免的杂质。实施例的制备工艺参数参见表2，表3为实施例镁合金的性能参数。
实施例1
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：5.2wt％Zn，0.5wt％Al，1.0wt％Sr，0.5wt％La，0.5wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至705℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至750℃，依次将纯Zn锭、纯 Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌15min，再加入RJ-6熔剂精炼15min，除去表面浮渣，最后在750℃保温20min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.5mm×1mm×6mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至570℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为230r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为2m/s；模具温度300℃；模具真空度55mbar。
实施例2
1)设计选取高塑性导热镁合金的成分含量为：7.9wt％Zn，2.5wt％Al，0.3wt％Mn，0.7wt％Sr，1.5wt％La，1.6wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至715℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至770℃，将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌18min，再加入RJ-4熔剂精炼13min，除去表面浮渣，最后在755℃保温25min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.8mm×0.9mm×5.1mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至565℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为250r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为4.3m/s；模具温度330℃；模具真空度85mbar。
实施例3
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：6wt％Zn，1.5wt％Al， 1.0wt％Mn，0.5wt％Sr，1.1wt％La，0.9wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La及Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至706℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至765℃，依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La及Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌15min，再加入RJ-6熔剂精炼12min，除去表面浮渣，最后在750℃保温22min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.7mm×1.2mm×6mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至605℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为245r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为5m/s；模具温度310℃；模具真空度60mbar。
实施例4
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：7.1wt％Zn，2.9wt％Al，0.2wt％Mn，0.3wt％Sr，2wt％La，1.2wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至708℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至770℃，依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌16min，再加入RJ-6熔剂精炼15min，除去表面浮渣，最后在745℃保温23min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为1.2mm×1.2mm×4.5mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至590℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为200r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具 中成型成半固态件，注射速度为3.1m/s；模具温度307℃；模具真空度100mbar。
实施例5
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：5.0wt％Zn，2.1wt％Al，0.5wt％Mn，0.1wt％Sr，2.9wt％La，0.8wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至700℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至750℃，依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌16min，再加入RJ-5熔剂精炼12min，除去表面浮渣，最后在730℃保温30min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.7mm×1.2mm×5mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至620℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为205r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为4.5m/s；模具温度335℃；模具真空度95mbar。
实施例6
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：6.3wt％Zn，3wt％Al，0.9wt％Mn，0.9wt％La，2.5wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至705℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至755℃，依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌18min，再加入RJ-5熔剂精炼11min，除去 表面浮渣，最后在740℃保温20min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.9mm×0.9mm×5.5mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至585℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为220r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为2.5m/s；模具温度305℃；模具真空度30mbar。
实施例7
1)设计选取高强高导热镁合金的成分含量为：5.1wt％Zn，1wt％Cu，0.3wt％Zr，0.6wt％Mn，0.6wt％La，1.5wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至720℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至760℃，依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌15min，再加入RJ-5熔剂精炼15min，除去表面浮渣，最后在730℃保温25min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.5mm×1.1mm×5.2mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至600℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为210r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为3.8m/s；模具温度320℃；模具真空度35mbar。
实施例8
1)设计选取高塑性导热镁合金的成分含量为：6.2wt％Zn，2wt％Cu，0.6wt％Zr，0.1wt％Mn，0.8wt％Sr，0.7wt％La，0.6wt％Ce，其余为Mg， 以纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至700℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至755℃，依次将纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌20min，再加入RJ-5熔剂精炼15min，除去表面浮渣，最后在750℃保温25min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.7mm×0.8mm×6mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至610℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为246r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为4.2m/s；模具温度350℃；模具真空度90mbar。
实施例9
1)设计选取高塑性导热镁合金的成分含量为：8wt％Zn，3.0wt％Cu，1.0wt％Zr，0.6wt％Sr，1.2wt％La，0.7wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至710℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至760℃，依次将纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌20min，再加入RJ-5熔剂精炼11min，除去表面浮渣，最后在760℃保温25min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.9mm×1.0mm×4.1mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至560℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为215r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具 中成型成半固态件，注射速度为4.9m/s；模具温度325℃；模具真空度75mbar。
实施例10
1)设计选取高塑性导热镁合金的成分含量为：6.9wt％Zn，0.5wt％Cu，0.7wt％Zr，0.8wt％Mn，0.2wt％Sr，1wt％La，2wt％Ce，其余为Mg，以纯Mg锭、纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金为原料，按此设计的镁合金成分的重量百分比进行配料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至720℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化，然后升温至750℃，依次将纯Zn锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-Sr、Mg-La、Mg-Ce中间合金加入到熔化好的熔体中，待合金完全熔化后，充分搅拌17min，再加入RJ-5熔剂精炼13min，除去表面浮渣，最后在725℃保温28min，浇铸成镁合金铸锭；
3)将镁合金铸锭放置在造粒机中，加工出尺寸为0.7mm×1.2mm×5.8mm的镁合金粒子；
4)将镁合金粒子放入半固态触变注射成型设备的料筒中加热至595℃，使其成为半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，螺杆转速取为240r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型成半固态件，注射速度为4.1m/s；模具温度340℃；模具真空度40mbar。
对比例1
选取镁合金的成分百分含量为：9wt％Al，1wt％Zn，其余为Mg；
以纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭为原料，按上述元素质量百分数设计配比合金。在CO2+SF6气体保护的坩埚炉中加入纯Mg锭、升温至725℃待其完全熔化后，将温度升高到750℃后依次加入纯Al锭、纯Zn锭，等到合金完全熔化后充分搅拌12分钟，再加入RJ-5熔剂精炼16分钟，除去表面浮渣，在750℃保温静置20分钟，转移至压铸机保温炉；在镁合金压铸机上压铸，熔体温度650℃，模具温度300℃得到AZ91D压铸件。
对比例2
选取镁合金的成分百分含量为：6wt％Al，0.5wt％Mn，其余为Mg；
以纯Mg锭、纯Al锭、Mg-Mn中间合金为原料，按上述元素质量百分数设计配比合金。在CO2+SF6气体保护的坩埚炉中加入纯Mg锭、升温至725℃待其完全熔化后，将温度升高到760℃后依次加入纯Al锭、Mg-Mn中间合金，等到合金完全熔化后充分搅拌15分钟，再加入RJ-5精炼18分钟，除去表面浮渣，在750℃保温静置20分钟，最后浇铸成镁合金铸锭。转移至压铸机保温炉；在镁合金压铸机上压铸，熔体温度660℃，模具温度290℃得到AM60B压铸件。
对比例1、2分别选用商业牌号AZ91D与AM60，此两种牌号合金的成型工艺为传统压铸工艺。而本发明采用高强高导热镁合金设计原理，成型工艺为半固态注射成型工艺。
由表3可知，本发明镁合金的热导率≥125W/(m·K)，屈服强度≥190MPa。
本发明获得的镁合金较传统的AZ91D镁合金和AM60B镁合金，屈服强度和抗拉强度均得到明显提升，热导率也得到了明显提高。
而传统的压铸AZ91D镁合金和压铸AM60B镁合金是以Al为主要合金元素，起到固溶强化和第二相(Mg17Al12)强化效果以提高材料的强度，同时添加少量的Zn和Mn进一步提高材料的综合力学性能；然而这种强化效果有限，且Al元素固溶于镁基体时显著降低材料的热导率。
另外，压铸镁合金由于气孔率较高，致密度较低，因此其综合力学性能较差。从表3对比例中可以看出，压铸AZ91D镁合金和压铸AM60B镁合金热导率均小于65W/(m·K)，屈服强度小于155MPa。
表1 合金化学成分  单位：重量百分比％

表2 半固态注射成型工艺参数
表3 合金力学性能及导热性能

Claims (7)

  1. 一种高强高导热镁合金，其成分重量百分比为：Zn：5.0～8.0％；Al：0.5～3.0％，Mn：0～1％，Sr：0～1％，La：0.5～3％，Ce：0.5～3％，余量包含Mg以及不可避免的杂质。
  2. 一种高强高导热镁合金，其成分重量百分比为：Zn：5.0～8.0％；Cu：0.5～3.0％，Zr：0.1～1％；Mn：0～1％，Sr：0～1％，La：0.5～3％，Ce：0.5～3％，余量包含Mg以及不可避免的杂质。
  3. 如权利要求1或2所述的高强高导热镁合金，其特征在于，所述镁合金的热导率为125～135W/(m·K)，屈服强度为192～216MPa，伸长率为7～10％。
  4. 如权利要求1或2或3所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征是，包括以下步骤：
    1)配料
    以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce和Mg-Sr中间合金为原料，按权利要求1或2所述成分进行配料；
    2)熔炼
    将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，升温至700～720℃，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全熔化形成熔体，然后升温至750～770℃，再依次将纯Zn锭、纯Al锭、Mg-Cu、Mg-Zr、Mg-Mn、Mg-La、Mg-Ce和Mg-Sr中间合金中的一种或几种加入到所述熔体中，待合金完全熔化后，搅拌15～20min，再加入镁合金熔剂精炼10～15min，在720～760℃保温20～30min，浇铸成镁合金铸锭；
    3)镁合金粒子加工
    将镁合金铸锭置于造粒机中，加工成镁合金粒子；
    4)半固态触变注射成型
    将镁合金粒子置于半固态触变注射成型设备的料筒中加热至560～620℃，使其成为镁合金半固态浆料，同时利用螺杆剪切装置对半固态浆料施加剪切力，控制螺杆转速在200～250r/min；剪切完成后将镁合金半固态浆料注射至模具中成型为半固态金属件，注射 速度为2～5m/s；模具温度300～350℃；模具真空度为30～100mbar。
  5. 如权利要求4所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征是，步骤2)中，所述镁合金熔剂为RJ-4熔剂、RJ-5熔剂或RJ-6熔剂，优选RJ-5熔剂。
  6. 如权利要求4所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征是，步骤3)中，所述镁合金粒子的粒径为0.5～1.2mm。
  7. 如权利要求4所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征是，步骤4)中，所述半固态浆料的固相率控制在体积百分数20～60％。
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