CN111485146A - 一种高导热高强度低Si铸造铝合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高导热高强度低Si铸造铝合金及其制备方法；其原料组分组成为：2.5～4.5％Si；2.0～3.0％Zn；0.8～1.2％Fe；0.2～0.4％Mg；0.1～0.3％Co；0.03～0.1％Sr；0.02％～0.05％B；0.05～0.15％RE；余量为Al；制备方法包括高温熔化铝合金、辅加元素及微量元素多元复合合金化处理、精炼除渣、铸造成型。本发明充分发挥Mg和Co元素辅合金化，Sr、B和RE元素微合金化的复合协同作用，解决了合金的强化和材料导热性能的提升相互制约的问题，实现了铸造铝合金导热性能和力学性能的同步提升，获得兼具高导热和高强度的通讯散热类器件用低Si铸造铝合金材料。

Description

一种高导热高强度低Si铸造铝合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及铸造铝合金技术领域，特别是涉及一种高导热高强度低Si铸造铝合金及其制备方法。

背景技术

随着新能源汽车、电子产品和信息通信等行业的迅速发展，设备的小型化、轻量化和集成化程度越来越高，对材料的性能要求也越来越高。铸造铝合金由于具备优良的铸造性能和力学性能等特点，同时兼具低成本、低密度和可成型复杂薄壁零部件等优点，被广泛应用于汽车零部件、消费电子产品、通信器件(如基站散热器)的压铸生产。当前，铝合金铸造通讯产品中应用最广泛的是ADC12合金，其基础成分为Al-Si共晶(Si含量在11～12％)，但其热导率仅96W/(m·K)，远不及纯铝的一半。随着5G通信时代的到来，电子产品和通信设备的单位体积运行功率和发热量越来越高，这要求材料不仅要具备高的强度还需要较高的散热性能，以往单一的性能已经无法满足当前技术的发展要求。因此，如何保证铸造铝合金力学性能的前提下，大幅提高合金的导热性能是非常关键的技术问题。

铸造铝合金产品一般通过在铝基体中引入固溶原子、析出强化相或中间相来强化铝合金。而根据金属导热的微观机制分析，铝合金中晶体点阵中缺陷、固溶原子或析出相会造成电场周期发生变化，从而导致导热电子的散射几率增加，降低电子的平均自由程，导致合金的导热性能下降。因此，通常认为，铝合金的强化与材料导热性能的提升构成矛盾，如何同时提高铸造铝合金的导热性能与强度(力学性能)是迫切需要解决的关键技术难题。其中对铝合金的导热、力学和铸造性能进行平衡优化，适当降低Si含量是高导热铝合金开发的途径之一。同时优化选择对导热抑制较小，并可显著提高合金强度的元素进行多元复合微合金化处理，是克服铝合金的强化与材料导热性能相互制约问题的关键，实现合金的导热、力学和铸造性能同步提升的有效途径。

中国发明专利申请CN103526082A公开了一种高导热率铸造铝合金及其制备方法。该技术通过降低合金元素Si含量至5.0～7.5％，辅以添加微量的B、Ti和Zr等元素，合金铸态下的热导率达160W/(m·K)。但是，该方法中合金强化元素较少，仅含有Mg(0.25～0.5％)、Fe(<0.2％)和Cu(<0.2％)，导致合金力学性能较低，铸态下抗拉强度仅为135MPa，延伸率仅为2.8％。该技术虽然获得导热率较高的合金，但是其铸态力学性能较差，不能满足5G通信时代下对结构散热器件的强度需求，限制了其在工业上的应用范围。

中国发明专利CN10461971B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；因单一追求导热性能而导致力学性能较低，不满足结构散热器件的强度要求。

中国发明专利申请CN105177368A提供了一种高导热高导电的压铸稀土铝合金及其制备方法。该申请控制Si含量为0.5～2.0wt.％，Fe含量0.2～0.6wt.％，复合多种稀土元素La、Ce和Y，合金的热导率达162W/(m·K)，抗拉强度为221MPa。该方法尝试对铝合金的导热和力学性能进行平衡优化，基本上克服了这两种性能相互制约的问题。但是，该申请为保证材料较高的导热性能，其Si和Fe含量较低，低含量的Si元素将显著降低合金的流动充型性能，低含量的Fe元素将影响压铸制品的脱模性能，严重影响了工业生产的效率；更重要的是，该申请公开的合金中稀土元素的种类及含量较多，成本较高，不利于工业生产的推广使用。

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，本发明提供一种兼具高导热和高强度以及优异的铸造流动性，满足5G通信对结构散热器件的导热、力学性能和制造性能高要求的高导热高强度低Si铸造铝合金及其制备方法。

本发明目的通过如下技术方案实现：

一种高导热高强度低Si铸造铝合金，其原料组分组成为：2.5～4.5％Si；2.0～3.0％Zn；0.8～1.2％Fe；0.2～0.4％Mg；0.1～0.3％Co；0.03～0.1％Sr；0.02％～0.05％B；0.05～0.15％RE；余量为Al；该铸造铝合金通过以下步骤制备：

(1)熔化铝合金：以工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、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，搅拌均匀，获得铝合金熔体，静置保温；

(2)辅加元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(1)熔化的铝合金熔体中加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，搅拌均匀，获得低Si铸造铝合金熔体，静置保温；

(3)微量元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(2)所得的合金熔体中加入Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金的一种或多种，进行微合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

(4)熔体精炼除渣：对步骤(3)处理后的熔体加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣处理，静置保温，扒渣后出炉浇铸成型。

为进一步实现本发明目的，优选地，步骤(1)和(2)所述的熔化的温度为720～750℃。

优选地，步骤(1)、(2)、(4)所述的静置保温的时间为5～20min。

优选地，步骤(3)所述的静置保温的时间为10～60min。

优选地，步骤(1)所述的搅拌的时间为2～10min；步骤(2)所述的搅拌的时间为5～20min；步骤(3)所述的搅拌的时间为2～20min。

优选地，步骤(3)所述的微合金化处理的温度为700～720℃。

优选地，步骤(4)所述的精炼除渣是利用氮气喷吹法加入精炼剂和除渣剂进行。

优选地，所述的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，混合均匀，精炼剂和除渣剂总添加量为熔体重量的1％。

优选地，所述的精炼除渣控制处理温度为680～700℃，处理的时间为2～10min。

一种高导热高强度低Si铸造铝合金的制备方法，包括如下步骤：

(1)熔化铝合金：工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、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，搅拌均匀，获得铝合金熔体，静置保温；

(2)辅加元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(1)熔化的铝合金熔体中加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，搅拌均匀，获得低Si铸造铝合金熔体，静置保温；

(3)微量元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(2)所得的合金熔体中加入Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金的一种或多种，进行微合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

(4)熔体精炼除渣：对步骤(3)处理后的熔体加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣处理，静置保温，扒渣后出炉浇铸成型。

本发明基于主加元素+辅加元素+微合金化元素的多元复合合金化思路，设计并解决铸造铝合金导热与力学、铸造流动性能相互制约的问题，开发一种兼具优异导热性能、优良力学性能和良好铸造流动性的低Si铸造铝合金材料。一般铸造Al-Si合金中Si的质量分数通常为5～22％，但是，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。Zn固溶在Al中会抑制Si在Al中的溶解度，导致固溶在α-Al中的Si元素析出，从而间接地提高Al-Si合金的导热性能。铸造过程中常添加一定量的Fe元素,可以形成高硬度的富Fe相，提高铸造生产的脱模能力，但其在合金熔体凝固过程中会形成长针状的富Fe相，严重影响合金的力学性能，尤其是延伸率。添加Co可消除富Fe相对铝合金强度和塑性的不利影响，显著提高铸造铝合金的力学性能。少量Mg可以跟Al-Si系铸造铝合金中的Si生成Mg₂Si，明显提高铝合金的强度。但是，过量Mg的加入会固溶在Al基体中，显著降低合金的导热性能。

与现有技术相比，具有如下突出的优点和有益效果：

1)本发明主加合金元素Si、Zn和Fe，辅加Mg和Co元素，并添加微量的Sr、B和RE元素，低Si铝合金铸造流动性能较佳，流动性达到了ADC12的85％以上，具有优良的铸造流动性，适用于压铸生产复杂结构的散热零部件；同时各元素协同配合，平衡合金的强度和导热性能，完全满足通讯复杂薄壁散热器件工业生产对铝合金铸造性能的要求，获得一种高导热高强度低Si铸造铝合金材料。

2)本发明在合金中添加Sr、B和RE元素进行微合金化处理。其中，Sr的作用是变质粗大的板状共晶Si相为细小的短棒状，减少Si相对传热电子的散射，从而显著提高合金的导热性能。微量B元素则能与V、Ti、Cr等过渡族杂质元素形成高熔点难熔化合物并沉淀析出，降低过渡族元素对自由电子的影响，提高合金的导热性能。RE元素的加入，能够与Si和Fe元素形成多元化合物沉淀下来，降低共晶Si相和富Fe相对合金性能的不利影响，从而同时改善合金的导热和力学性能。

3)本发明公开的合金很好地解决了铝合金的强化与材料导热性能的提升相互制约的问题，抗拉强度达到了280MPa，延伸率达到了10％，热导率最高超过180W/(m·K)，比ADC12合金的抗拉强度、延伸率和热导率分别提高了17％、180％和70％，实现了强度、塑性和导热性的同步提升，适用于5G时代通信行业对高强度散热类零部件的工业生产。

4)本发明合金中Fe含量较高，最高达1.2％，将形成高硬度的富Fe相，有利于铸造生产的脱模，提高了工业生产效率，适合实现工业化批量生产。

5)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ADC12合金的光学显微组织。

图2为实施例2中Al-2.5Si-2Zn-1.2Fe-0.2Mg-0.2Co-0.03Sr/0.05B合金的光学显微组织。

具体实施方式

为更好地说明本发明的实施效果，选择两种商业合金作为对比例，结合附图和实施例和对比例说明本发明制备工艺过程、组织和性能特点。本专利所涉及测试包括有导热性能测试、力学性能测试和流动充型性能测试。

导热性能测试

使用闪光法测试铝合金的热扩散系数，热扩散系数按照ASTM E 1461标准进行，测式仪器为Netzsch LFA-457型激光热导测试仪，测试样品采用线切割机将铸件加工成Φ12.7mm×3mm的小圆片，并用砂纸将试样表面磨光滑，且保证试样两端面平行，采用酒精除去试样表面杂质。测试时需要在圆片表面需涂上一层石墨，增加试样表面的红外发射率以及对光能的吸收比。

比热按照ASTM E 1269标准进行测试，测试仪器为Netzsch DSC-204型差示扫描量热仪，坩埚材料为Al，样品尺寸为Φ5mm×2mm，要求两面光滑而且平行。密度测试采用阿基米德排水法，按照GB/T 1423-19标准在DH-300型密度天平进行。将热扩散系数、比热以及密度三者相乘的结果即为材料的热导率。计算公式如下所示：

λ＝α·c_p·ρ

式中，λ为材料的热导率，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，g/cm³。

力学性能测试

本研究采用Shimadzu AG-X100KN型万能试验机进行拉伸测试，测试方法及试样尺寸按照GB/T 228.1标准进行，拉伸试样由本实验制备的铸件经线切割加工而成，测试前需要用砂纸将试样表面打磨光滑，去除缺陷造成应力集中的影响。测试时先将试样放入试验机夹头内，把试样夹紧固定好。然后程序里设置好试验参数，包括试样材料、宽度、厚度、拉伸速率等，然后点击开始键进行拉伸试验。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。

流动充型性能测试

金流动性的测定采用常用的金属型单螺旋流动性测试模具，将熔化后的合金经精炼除气、扒渣后，浇注到预热200℃的螺旋形流动性测试模具中。待模具冷却后，打开模具，用卷尺测量浇铸出的流动性试样的长度。在相同浇注条件(浇注温度、模具温度)下，浇注后得到的流动性试样长度值越大，合金的铸造流动性能就越好。

对比例1：ADC12合金

本对比例所用的材料是应用最为广泛的商用ADC12铸造铝合金。其成分按重量百分比为：Si：9.6～12％，Fe<1.3％，Cu：1.5～3.5％，Mg<0.3％，Mn<0.5％，Zn<1.0％，Ni<0.5％，Sn<0.3％，余量为Al。

将称量好的ADC12合金进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温20min。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。将熔体浇到螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

为了表征上述合金的组织和性能特性，利用光学显微镜(型号：Lecia DFC，标准：JB/T7946-2017)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。利用闪光导热仪(型号：NETZSCH LFA，尺寸：Φ12.7mm，标准：GB/T 22588-2008)测量热导率。

图1为ADC12合金的光学显微组织。如图所示，ADC12组织主要由初生α-Al相、共晶组织(共晶α-Al相、共晶Si相)和富Fe相组成。其中，初生α-Al相呈现发达的树枝晶状，大量的共晶Si相呈粗大的针状、板条状分布，而富Fe相呈针状分布，并与共晶Si相相互搭接。粗大的Si、Fe相将对自由电子造成强烈的散射作用，电子的平均自由程减小，恶化合金的导热性能。经测量，本对比例合金的抗拉强度达244.4MPa，延伸率为3.8％，力学性能相对较好。该合金中Si含量达到12％，因此导热性能较差，热导率只有105.8W/(m·K)。但该合金的流动性能优异，铸造流动长度达到760mm(以该合金的流动性为100％，表征下述对比例和实施例合金的流动性能)，适合于复杂薄壁通讯器件的重力铸造和压力铸造批量生产，但不能满足5G通信时代下对材料散热能力的需求。

对比例2：A356合金

本对比例所用的材料是商用A356铸造铝合金，成分按重量百分比为：Si：6.5～7.5％，Fe<0.12％，Cu<0.1％，Mg：0.3-0.45％，Mn<0.05％，Zn<0.05％，Ti<0.2％，余量为Al。A356合金的熔炼工艺和铸造成型工艺与对比例1相近。所不同的是熔化温度为720℃，冷却至680℃后扒渣，然后利用重力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

A356合金的铸态组织主要由初生α-Al相、共晶Si相组成，其光学的显微组织与ADC12合金的光学显微组织与类似，但因合金中Si、Fe含量降低，合金中粗大的Si、Fe相数量相应减少，对合金中传热电子的自由运动阻碍减弱。经测量，本对比例合金的抗拉强度为220.3MPa，延伸率为6.2％，铸造流动长度为645mm，流动性相当于85％ADC12，合金的力学性能(如抗拉强度和延伸率)和铸造流动性能一般。事实上，合金的铸造流动性达到85％ADC12是符合实际生产要求的，例如本对比例A356合金已被广泛应用于复杂结构铸件的工业生产。此外，该合金中Si含量下降到7％，热导率可达133.6W/(m·K)，与对比例1的ADC12合金相比，导热性能较好，但仍不能满足5G通信时代下对材料散热能力的需求。

对比例3：Al-2.5Si-2Zn-0.8Fe合金

本对比例所用的材料是工业纯Al，高纯Zn，Al-20Si和Al-10Fe中间合金，成分按重量百分比为：Si：2.5％，Zn：2％，Fe：0.8％，余量为Al。该合金的熔炼工艺和铸造成型工艺与对比例1相近。所不同的是熔化温度为730℃，冷却至680℃后扒渣，然后利用重力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

Al-2.5Si-2Zn-0.8Fe合金的铸态组织主要由初生α-Al相、共晶Si相和富Fe相组成，其光学的显微组织与ADC12合金的光学显微组织类似，但因合金中Si的含量进一步降低至2.5％，粗大的Si相数量明显减少，对合金中传热电子的自由运动阻碍作用明显减弱。经测量，本对比例合金热导率可达160.1W/(m·K)，基本满足5G通信时代下对材料散热能力的需求。但因合金中的元素较少，含量较低，其力学性能较差，抗拉强度仅为168.2MPa。合金的铸造流动性能也较差，铸造流动长度仅为606mm，流动性仅相当于80％ADC12，不满足于复杂结构铸件的工业生产。因此通过对比例比较发现，降低合金中元素(特别是Si)的含量，可以明显提高合金的热导率，但会导致合金力学性能的明显降低，不能满足5G通信时代下对结构散热器件的强度需求。即当前的材料均未解决合金导热性能和材料强度相互制约的问题，不能满足兼具优异的导热性能和良好的力学性能的要求，限制了此类合金在5G通信时代结构散热器件的应用范围。

实施例1：Al-3.5Si-2.5Zn-1Fe-0.3Mg-0.2Co合金

本实施例配制的合金组分为Al-3.5Si-2.5Zn-1Fe-0.3Mg-0.2Co，采用工业纯铝、高纯Zn、高纯Mg、Al-20Si、Al-20Fe和Al-10Co中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Si：3.5％，Zn：2.5％，Fe：1％，Mg：0.3％，Co：0.2％，余量为Al。

将已称量好的工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、Al-20Fe中间合金在750℃下熔化。待全部熔化后，加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，人工搅拌5min，使其成分均匀，静置保温20min。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℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

经测量，合金的热导率为165.2W/(m·K)，相比于对比例1中的ADC12，热导率提高了56％，满足5G通信时代下对材料散热能力的需求。抗拉强度为223.3MPa，延伸率为6.5％，铸造流动长度为609mm，流动性相当于80％ADC12。与对比例3相比，本实施例添加了辅加元素Mg和Co，生成Mg₂Si，Co变质了Fe相，解决了导热性能和力学性能相互制约的问题，实现了这两种性能的同步提升，获得兼具良好导热、力学和铸造流动性能的低Si铸造铝合金材料。

实施例2：Al-4.5Si-2Zn-1Fe-0.4Mg-0.1Co-0.1Sr合金

本实施例的熔炼工艺和参数与实施例1相同，与实施例1所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料。本实施例配制的合金组分为Al-4.5Si-2Zn-1Fe-0.4Mg-0.1Co-0.1Sr，采用工业纯铝、高纯Zn、高纯Mg、Al-20Si、Al-20Fe、Al-10Co和Al-10Sr中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Si：4.5％，Zn：2％，Fe：1％，Mg：0.4％，Co：0.1％，Sr：0.1％，余量为Al。

将已称量好的工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、Al-20Fe中间合金在750℃下熔化。待全部熔化后，加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，人工搅拌5min，使其成分均匀，静置保温10min。向合金熔体中加入Al-10Sr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15min。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℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

经测量，合金的铸造流动长度达到了685mm，流动性相当于90％ADC12，完全满足工业生产对合金铸造流动性能的要求。合金的抗拉强度为266.4MPa，延伸率为5.6％，力学性能优异。合金中Si含量降低至4.5％，热导率提高到173.5W/(m·K)，导热性能得到了显著提高。与对比例1的ADC12合金相比，本实施例的合金铸造流动性能相当(90％ADC12)，热导率提高了64％，抗拉强度提高了9％，延伸率提高了47％。本实施例解决了在不降低合金力学性能和铸造流动性能的前提下，大幅提高合金的导热性能，实现了合金的导热和力学性能同步提升，获得兼具优异的导热性能、优良的力学性能和铸造流动性能的低Si铸造铝合金。

本实施例的合金具有优异的导热性能，提高了通信设备单位体积的散热能力，从而保证通信信号传输的稳定性。同时，合金优良的力学性能则可以满足设备安装时的强度要求，并提高设备在户外环境长期使用的可靠性。而优良的铸造性能则可以保证复杂薄壁通信器件批量生产的工业效率和铸造质量。即本发明的合金完全满足5G通信时代下对结构散热器件的综合性能的要求。

实施例3：Al-2.5Si-2Zn-1.2Fe-0.2Mg-0.2Co-0.03Sr-0.05B合金

本实施例的熔炼工艺和参数与实施例1相同，与实施例1所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料。本实施例配制的合金组分为Al-2.5Si-2Zn-1.2Fe-0.2Mg-0.2Co-0.03Sr-0.05B，所用原材料包括：工业纯铝、高纯Zn、高纯Mg、Al-20Si、Al-20Fe、Al-10Co、Al-10Sr和Al-3B中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Si：2.5％，Zn：2％，Fe：1.2％，Mg：0.2％，Co：0.2％，Sr：0.03％，B：0.05％，余量为Al。

将已称量好的工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、Al-20Fe中间合金在740℃下熔化。待全部熔化后，加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，人工搅拌5min，使其成分均匀，静置保温10min。向合金熔体中加入Al-10Sr和Al-3B中间合金进行微合金化处理。处理温度为730℃，搅拌10min至合金成分均匀，静置保温20min。用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置2min，冷却至700℃后扒渣，然后利用重力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

本发明在合金熔体中添加Sr和B元素进行微合金化处理，可以充分发挥两种元素的微合金化协同作用，从而得到兼具优异导热性能和优良力学性能的铸造铝合金材料。图2为该合金的光学显微组织。合金组织中初生α-Al相明显细化，由粗大发达的树枝状晶转变为细小等轴树枝状晶粒。共晶Si相也变成细小的颗粒，弥散分布在初生α-Al相的晶界处。

经测量，合金的铸造流动长度为646mm，流动性相当于85％ADC12，抗拉强度为255.3MPa，延伸率为10.5％，完全满足通讯散热器件工业生产对材料铸造流动性和力学性能的要求。该合金中Si含量进一步降低至2.5％，热导率提高到180.3W/(m·K)，导热性能优异。与对比例1的ADC12合金相比，本实施例在不降低合金力学性能的前提下，大幅提高了合金的热导率(提高了70％)。即本发明克服了合金导热性能和力学性能相互制约的问题，获得兼具优良的导热性能、力学性能和铸造流动性能的低Si铸造铝合金材料。

实施例4：Al-3.5Si-3Zn-0.8Fe-0.3Mg-0.1Co-0.05Sr-0.15RE合金

本实施例的熔炼工艺和参数与实施例1相同，与实施例1所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料。本实施例配制的合金组分为Al-3.5Si-3Zn-0.8Fe-0.3Mg-0.1Co-0.05Sr-0.15RE，所用原材料包括：工业纯铝、高纯Zn、高纯Mg、Al-20Si、Al-20Fe、Al-10Co、Al-10Sr和Al-10RE中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Si：3.5％，Zn：3％，Fe：0.8％，Mg：0.3％，Co：0.1％，Sr：0.05％，RE：0.15％，余量为Al。

将已称量好的工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、Al-20Fe中间合金在750℃下熔化。待全部熔化后，加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，人工搅拌10min，使其成分均匀，静置保温10min。向合金熔体中加入Al-10Sr和Al-10RE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20min。用精炼剂和除渣剂进行精炼除渣，静置5min，冷却至700℃后扒渣，然后利用重力铸造方法成型。将熔体浇铸至预热到200℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样分析。

本发明在合金熔体中添加Sr和RE元素进行微合金化处理，合金的光学显微组织与图2实施例3的光学显微组织类似。经测量，合金的热导率为176.8W/(m·K)，抗拉强度为272.6MPa，延伸率为7.5％，铸造流动长度为669mm，流动性相当于88％ADC12。该合金中含有一定量的Mg和Co，并配合微量Sr和RE的协同微合金化作用，同时改善了合金的导热、力学和铸造性能。与对比例1的ADC12合金相比，本实施例的合金热导率提高了67％，抗拉强度提高了11.5％，延伸率提高了1倍，即本发明实现了铸造铝合金导热性能和力学性能的同步提升，获得的低Si铸造铝合金兼具优异的导热性能和良好的力学性能，同时具有优良的铸造流动性能。

实施例5：Al-4Si-2.5Zn-1.2Fe-0.4Mg-0.2Co-0.05Sr-0.02B-0.05RE合金

本实施例的熔炼工艺和参数与实施例1相同，与实施例1所不同的是需要根据成分配比要求称量原材料。本实施例配制的合金组分为Al-4Si-2.5Zn-1.2Fe-0.4Mg-0.2Co-0.05Sr-0.02B-0.05RE，所用原材料包括：工业纯铝、高纯Zn、高纯Mg、Al-20Si、Al-20Fe、Al-10Co、Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金进行配制，成分按重量百分比为：Si：4％，Zn：2.5％，Fe：1.2％，Mg：0.4％，Co：0.2％，Sr：0.05％，B：0.02％，RE：0.05％，余量为Al。

将已称量好的工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、Al-20Fe中间合金在750℃下熔化。待全部熔化后，加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，人工搅拌10min，使其成分均匀，静置保温20min。向合金熔体中加入Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金进行微合金化处理，处理温度为720℃，搅拌15min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10min，冷却至700℃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℃的螺旋式流动性试验模具内，凝固冷却后测量试样的长度。剩下的熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中，铸件壁厚为5mm，待冷却后从铸锭取样。

该合金的光学显微组织与图1实施例2的光学显微组织类似。经测量，合金的热导率为178.5W/(m·K)，铸造流动长度为700mm，流动性相当于92％ADC12，抗拉强度为285.7MPa，延伸率为9.8％。该合金充分发挥Sr、B和RE三种元素的协同微合金化作用，Sr变质Si相，B沉淀杂质，RE净化熔体，同时改善了合金的导热、力学和铸造流动性能。与对比例1的ADC12合金相比，本实施例解决了合金的导热性能和力学性能相互制约的问题，实现了铸造铝合金导热性能(提高了69％)和力学性能(抗拉强度提高了17％，延伸率提高了1.6倍)的同步提升。即本发明的低Si铸造铝合金兼具优异的导热性能和力学性能，同时具有良好的铸造性能，完全满足5G通信时代下对结构散热器件的综合性能的需求。

本发明的所有实施例均兼具良好导热、力学和铸造流动性能；如实施例5与对比例1的ADC12合金相比，实现了铸造铝合金导热性能(提高了69％)和力学性能(抗拉强度提高了17％，延伸率提高了1.6倍)的同步提升，且流动性相当于92％ADC12，完全满足大规模化压铸制备条件。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热导率、流动性和力学性能汇总与表1。

表1对比例和实施例中各合金的性能

对比例中对比例3所得合金导热、铸造性能和力学性能综合相对较好，但还是难以兼顾，抗拉强度仅有168.2Mpa，难以满足5G通信对结构散热器件的力学性能要求。本发明实施例所得合金真正实现了合金导热、铸造性能和力学性能兼顾，与现有合金产品相比也具有明显优势。如与中国发明专利申请CN103526082A的Al-Si-Mg-Fe-Cu合金相比，本发明实施例5导热性能提高了12％，抗拉强度提高了112％，延伸率是其的3.5倍；与中国发明专利申请CN10461971B的Al-Fe-Si合金相比，导热性能为其的93％，但抗拉强度是其的2倍；与中国发明专利申请CN105177368A的Al-Fe-Si-La-Ce-Y合金相比，导热性能提高了10％，抗拉强度提高了29％，流动充型性能显著优于该合金。

本发明克服现有技术难以同步提升合金导热和力学性能的瓶颈问题，通过多组元协同强化及变质，充分发挥各元素的协同作用，改善铝合金的微观组织形貌，同步提升合金的导热和力学性能，完全满足通讯复杂薄壁散热器件工业生产对铝合金铸造性能的要求，具有广阔的应用前景。

本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，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，均应为等效的替换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，其原料组分组成为：2.5～4.5％Si；2.0～3.0％Zn；0.8～1.2％Fe；0.2～0.4％Mg；0.1～0.3％Co；0.03～0.1％Sr；0.02％～0.05％B；0.05～0.15％RE；余量为Al；该铸造铝合金通过以下步骤制备：

(1)熔化铝合金：以工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、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，搅拌均匀，获得铝合金熔体，静置保温；

(2)辅加元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(1)熔化的铝合金熔体中加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，搅拌均匀，获得低Si铸造铝合金熔体，静置保温；

(3)微量元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(2)所得的合金熔体中加入Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金的一种或多种，进行微合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

(4)熔体精炼除渣：对步骤(3)处理后的熔体加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣处理，静置保温，扒渣后出炉浇铸成型。

2.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(1)和(2)所述的熔化的温度为720～750℃。

3.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(1)、(2)、(4)所述的静置保温的时间为5～20min。

4.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(3)所述的静置保温的时间为10～60min。

5.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(1)所述的搅拌的时间为2～10min；步骤(2)所述的搅拌的时间为5～20min；步骤(3)所述的搅拌的时间为2～20min。

6.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(3)所述的微合金化处理的温度为700～720℃。

7.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，步骤(4)所述的精炼除渣是利用氮气喷吹法加入精炼剂和除渣剂进行。

8.根据权利要求7所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，所述的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，混合均匀，精炼剂和除渣剂总添加量为熔体重量的1％。

9.根据权利要求1所述的高导热高强度低Si铸造铝合金，其特征在于，所述的精炼除渣控制处理温度为680～700℃，处理的时间为2～10min。

10.权利要求1-9任一项所述的高导热高强度低Si铸造铝合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤：

(1)熔化铝合金：以工业纯铝、高纯Zn、Al-20Si、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，搅拌均匀，获得铝合金熔体，静置保温；

(2)辅加元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(1)熔化的铝合金熔体中加入高纯Mg和Al-10Co中间合金，搅拌均匀，获得低Si铸造铝合金熔体，静置保温；

(3)微量元素合金化：扒去铝合金熔体表面浮渣，向步骤(2)所得的合金熔体中加入Al-10Sr、Al-3B和Al-10RE中间合金的一种或多种，进行微合金化处理，搅拌均匀，静置保温；

(4)熔体精炼除渣：对步骤(3)处理后的熔体加入精炼剂和除渣剂，进行精炼除渣处理，静置保温，扒渣后出炉浇铸成型。

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