Al-Si系合金、其制备方法及5G通信基站的散热件

摘要

本公开提供一种Al‑Si系合金、其制备方法及5G通信基站的散热件。所述Al‑Si系合金包括Al、Si、Fe以及TiCB@TiBC粒子，基于100wt％的所述Al‑Si系合金，Si的含量为4.0wt％‑14.0wt％、Fe的含量为0.1wt％‑1.2wt％，所述TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。根据本公开的Al‑Si系合金可具有改善的导热性能、抗拉强度、屈服强度以及成型性能。

权利要求

1.一种Al‑Si系合金，其特征在于，所述Al‑Si系合金包括Al、Si、Fe以及TiCB@TiBC粒子，基于100wt％的所述Al‑Si系合金，Si的含量为4.0wt％‑14.0wt％、Fe的含量为

0.1wt％‑1.2wt％，

所述TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。

2.根据权利要求1所述的Al‑Si系合金，其特征在于，所述核部中的C含量高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量低于所述壳部中的B含量，所述B掺杂型TiCB由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。

3.根据权利要求1或2所述的Al‑Si系合金，其特征在于，所述Al‑Si系合金还包含AlN粒子。

4.根据权利要求3所述的Al‑Si系合金，其特征在于，所述TiCB@TiBC粒子和所述AlN粒子为纳米级别。

5.根据权利要求3所述的Al‑Si系合金，其特征在于，所述AlN粒子按照短链状或串状分布。

6.根据权利要求1所述的Al‑Si系合金，其特征在于，所述Al‑Si系合金还包括Mn、Mg、Zn和Cu中的至少一种，其中，基于100wt％的所述Al‑Si系合金，Mn的含量为0.05wt％‑

0.5wt％、Mg的含量为0.1wt％‑0.45wt％、Zn的含量为小于等于0.1wt％、Cu的含量为

0.02wt％‑4.5wt％。

7.一种Al‑Si系合金，其特征在于，所述Al‑Si系合金包括Al、Si、TiCB@TiBC粒子和AlN粒子，所述TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。

8.一种根据权利要求1所述的Al‑Si系合金的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括：

制备包括Al、Si和Fe的合金熔体；

在所述合金熔体中添加TiCB‑Al晶种合金，所述TiCB‑Al晶种合金包括所述TiCB@TiBC粒子。

9.根据权利要求8所述的制造方法，其特征在于，所述TiCB‑Al晶种合金中不含TiAl3相。

10.根据权利要求8所述的制造方法，其特征在于，所述TiCB‑Al晶种合金的添加量为所述合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％，基于100wt％的所述TiCB‑Al晶种合金，所述TiCB@TiBC粒子的含量为0.5wt％‑5.0wt％。

11.根据权利要求8所述的制造方法，其特征在于，所述制造方法还包括在所述合金熔体中添加Al‑N系晶种合金，所述Al‑N系晶种合金包括AlN粒子，所述Al‑N系晶种合金的添加量为所述合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％，基于100wt％的所述Al‑N系晶种合金，所述AlN粒子的含量为0.5wt％‑10.0wt％。

12.根据权利要求11所述的制造方法，其特征在于，将所述合金熔体的温度调整至740℃‑760℃后，同时添加所述Al‑N系晶种合金及所述TiCB‑Al晶种合金，保温10min‑15min。

13.根据权利要求12所述的制造方法，其特征在于，所述制造方法还包括：在保温10min‑15min后，调整合金熔体温度至730℃‑750℃，对合金熔体进行精炼处理

15min‑30min，然后调整熔体温度至580℃‑730℃，进行压铸得到合金材料；

对所述合金材料进行人工时效热处理，在140℃‑220℃保温180min‑480min后空冷。

14.一种5G通信基站的散热件，其特征在于，所述散热件包括根据权利要求1‑7中任一项所述的Al‑Si系合金。

说明书

Al‑Si系合金、其制备方法及5G通信基站的散热件

技术领域

[0001] 本公开涉及金属材料领域，具体涉及Al‑Si系合金、其制备方法及5G通信基站的散热件。

背景技术

[0002] 5G通信技术的推广和应用，对全产业链变革提出了更高的要求。据实测数据统计，5G通信基站单站的功耗约是4G通信基站单站的功耗的2.5‑3.5倍，这就意味着基站发热量
的陡增，如何解决其导热、散热的问题成为行业关注的焦点。

[0003] 另外，通信基站通常会安装在室外或野外的高处，其各零部件的体积、重量对设备的安装便捷性是至关重要的，同时体积和重量也是影响散热的边界条件和关键因素。

[0004] Al‑Si系合金由于密度低、导热性能优良、比强度高、充型能力好以及耐蚀性好等优势成为5G通信基站的散热件(例如，有源天线处理单元(AAU)的散热壳体、5G通信基站的
滤波器的散热壳体等)的首选材料。

[0005] 然而，通过传统的成分优化调控、晶粒细化、施加外场等手段，难以使现有的Al‑Si系合金同时满足5G通信基站的散热件提出的高导热、高强度以及高气密性、高精度各项指
标的严苛要求。

发明内容

[0006] 本公开提供一种具有改善的导热性能、抗拉强度、屈服强度以及成型性能的Al‑Si系合金、其制备方法及5G通信基站的散热件。

[0007] 根据本公开的一方面，提供一种Al‑Si系合金，所述Al‑Si系合金包括Al、Si、Fe以及TiCB@TiBC粒子，基于100wt％的所述Al‑Si系合金，Si的含量为4.0wt％‑14.0wt％、Fe的
含量为0.1wt％‑1.2wt％，所述TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型TiCB，
所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占
据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。
根据本公开的Al‑Si系合金，通过在Al‑Si系合金中添加TiCB@TiBC粒子，可改善Al‑Si系合
金的导热性能、抗拉强度、屈服强度和成型性能，从而使其适合于用作5G通信基站的散热件
的材料。

[0008] 可选地，所述核部中的C含量可高于所述壳部中的C含量，所述核部中的B含量可低于所述壳部中的B含量，所述B掺杂型TiCB由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。

[0009] 可选地，所述Al‑Si系合金还可包含AlN粒子。通过在Al‑Si系合金中添加AlN，板片状的共晶硅变为颗粒状，且分布更加均匀，这有利于减少电子运输阶段板片状共晶硅对电
子的散射作用，从而有利于导热性能提升。

[0010] 可选地，所述TiCB@TiBC粒子和所述AlN粒子可以为纳米级别。纳米级别的TiCB@TiBC粒子和AlN粒子可有效调控热处理过程中时效相的析出、分布及构型，大幅提高力学性
能、导热性能及加工性能。

[0011] 可选地，所述AlN粒子可按照短链状或串状分布。短链状或串状构型的AlN也作为线性增强相，能够起到良好的载荷传递强化作用，提高材料强度，且不损害塑韧性。

[0012] 可选地，所述Al‑Si系合金还可包括Mn、Mg、Zn和Cu中的至少一种，其中，基于100wt％的所述Al‑Si系合金，Mn的含量为0.05wt％‑0.5wt％、Mg的含量为0.1wt％‑
0.45wt％、Zn的含量为小于等于0.1wt％、Cu的含量为0.02wt％‑4.5wt％。

[0013] 根据本公开的另一方面，提供一种Al‑Si系合金，所述Al‑Si系合金包括Al、Si、TiCB@TiBC粒子和AlN粒子，所述TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，所述核部包含B掺杂型
TiCB，所述壳部包覆所述核部的至少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原
子占据TiCx晶体的C空位而形成的TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x
＜1。

[0014] 根据本公开的另一方面，提供一种如上所述的Al‑Si系合金的制造方法，所述制造方法包括：制备包括Al、Si和Fe的合金熔体；在所述合金熔体中添加TiCB‑Al晶种合金，所述
TiCB‑Al晶种合金包括所述TiCB@TiBC粒子。

[0015] 可选地，所述TiCB‑Al晶种合金中不含TiAl3相。

[0016] 可选地，所述TiCB‑Al晶种合金的添加量为所述合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％，基于100wt％的所述TiCB‑Al晶种合金，所述TiCB@TiBC粒子的含量为0.5wt％‑
5.0wt％。

[0017] 可选地，所述制造方法还可包括在所述合金熔体中添加Al‑N系晶种合金，所述Al‑N系晶种合金包括AlN粒子，所述Al‑N系晶种合金的添加量为所述合金熔体的总重量的
0.1wt％‑10.0wt％，基于100wt％的所述Al‑N系晶种合金，所述AlN粒子的含量为0.5wt％‑
10.0wt％。

[0018] 可选地，将所述合金熔体的温度调整至740℃‑760℃后，同时添加所述Al‑N系晶种合金及所述TiCB‑Al晶种合金，保温10min‑15min。

[0019] 可选地，所述制造方法还可包括：在保温10min‑15min后，调整合金熔体温度至730℃‑750℃，对合金熔体进行精炼处理15min‑30min，然后调整熔体温度至580℃‑730℃，进行
压铸得到合金材料；对所述合金材料进行人工时效热处理，在140℃‑220℃保温180min‑
480min后空冷。

[0020] 根据本公开的又一方面，提供一种5G通信基站的散热件，所述散热件包括根据如上所述的Al‑Si系合金。

[0021] 根据本公开，通过在Al‑Si系合金中添加TiCB@TiBC粒子，可改善Al‑Si系合金的导热性能、抗拉强度、屈服强度和成型性能，从而使其适合于用作5G通信基站的散热件的材
料。

[0022] 根据本公开，通过在Al‑Si系合金中添加AlN，有利于提高导热性能。

附图说明

[0023] 通过以下结合附图进行的详细描述，本公开的以上和其它方面、特征及其它优点将被更清楚地理解，在附图中：

[0024] 图1A和图1B是根据本公开的实施例的TiCB@TiBC粒子的电子探针元素分析，图1C是示出根据本公开的实施例的TiCB@TiBC粒子的模型图；

[0025] 图2A是根据本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合金的微观组织，图2B是通过对图2A的微观组织进行面扫描分析而获得的元素含量分布图；

[0026] 图3A是示出根据对比示例的未添加TiCB@TiBC粒子的Al‑Si系合金的晶粒组织，图3B是示出根据本公开的实施例的其中添加TiCB@TiBC粒子的Al‑Si系合金的晶粒组织；

[0027] 图4是示出图3B中的多元硼化物的面扫描元素分析图；

[0028] 图5A是示出根据对比示例的未添加AlN的Al‑Si系合金的微观组织，图5B是示出根据本公开的实施例的其中添加AlN的Al‑Si系合金的微观组织；

[0029] 图6A是根据本公开的实施例的Al‑Si系合金中的AlN的透射电子显微镜图像，图6B是图6A中的AlN的电子衍射分析。

具体实施方式

[0030] 在下文中，将参照附图如下描述本公开的实施例。

[0031] 然而，本公开可按照许多不同的形式例示并且不应被解释为限于在此阐述的具体实施例。更确切地说，提供这些实施例使得本公开将是彻底的和完整的，并且将要把本公开
的范围充分地传达给本领域技术人员。

[0032] 应理解的是，当在说明书中使用术语“包括”和/或“包含”时，其列举存在所陈述的材料和/或成分，但不排除存在或添加一种或更多种其它材料和/或成分。

[0033] Al‑Si系合金

[0034] 根据本公开的实施例的Al‑Si系合金可包括Al和Si。根据本公开的一个实施例，基于100wt％的Al‑Si系合金，Si的含量可以为4.0wt％‑14.0wt％。

[0035] 另外，根据本公开的一个实施例，Al‑Si系合金还可包括合金化元素，例如，Al‑Si系合金还可包括Fe、Mn、Mg、Zn和Cu中的至少一种。基于100wt％的Al‑Si系合金，Fe的含量可
以为0.1wt％‑1.2wt％，Mn的含量可以为0.05wt％‑0.5wt％，Mg的含量可以为0.1wt％‑
0.45wt％，Zn的含量为小于等于0.1wt％、Cu的含量为0.02wt％‑4.5wt％。

[0036] 根据本公开的实施例，Al‑Si系合金还可包含TiCB@TiBC粒子。Al‑Si系合金中的TiCB@TiBC粒子可通过在制造Al‑Si系合金的过程中加入TiCB‑Al晶种合金而引入。具体地，
可在合金溶体(例如，包括Al、Si、Fe、Mn、Mg、Zn和Cu的合金熔体)中加入TiCB‑Al晶种合金。

[0037] 根据本公开的实施例，TiCB‑Al晶种合金的添加量可以为合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％。基于100wt％的TiCB‑Al晶种合金，TiCB@TiBC粒子的质量百分比可以为
0.5wt％‑5.0wt％。

[0038] 以下，将参照图1A至图2B描述根据本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合金。

[0039] 根据本公开的实施例，TiCB‑Al晶种合金可包括Al基体以及分散在Al基体上的TiCB@TiBC粒子，TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包覆核部的至
少一部分并包含TiBC三元相，其中，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的
TiCB相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相，其中，x＜1。

[0040] 图1A和图1B示出了利用场发射扫描电子显微镜对TiCB‑Al晶种合金中的TiCB@TiBC粒子进行的成分分析。其中，图1B是沿着图1A的白色线条进行的线扫描分析，示出了
Ti、C和B三种元素的含量根据位置的变化情况。

[0041] 如图1A所示，TiCB‑Al晶种合金包括Al基体以及分散在Al基体上的粒子。如图1B所示，通过对该粒子进行电子探针元素分析，可看出该粒子包含Ti、C和B三种元素。

[0042] 另外，从图1B还可看出，从该粒子的外侧到内侧，C含量的变化趋势大体上与B元素的变化趋势相反。例如，在该粒子的外周，C含量较少，而B元素含量较多，甚至达到峰值水
平；而在该粒子的内部，C含量较多，甚至达到峰值水平，而B含量较少。也就是说，核部中的C
含量高于壳部中的C含量，而核部中的B含量低于壳部中的B含量。

[0043] 这表明在该粒子的核部包含B掺杂型TiCB，B掺杂型TiCB是指B原子占据TiCx(由于TiCx中存在C空位，因此x＜1)晶体的C空位而形成的TiCB相；而该粒子的壳部包含TiBC三元
相，TiBC三元相是指由Ti、B和C组成的三元相。因此，根据本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合
金包括TiCB@TiBC(核@壳)粒子。

[0044] 应理解的是，B掺杂型TiCB与TiBC三元相是两种完全不同的相。B掺杂型TiCB是通过B原子占据TiCx晶体的C空位而形成的，因此B掺杂型TiCB还保留TiCx晶体的晶格结构。而
TiBC三元相是由Ti、B和C组成的三元相，其不具有TiCx的晶体结构，因此与TiCB的晶格结构
不同。

[0045] 根据本发明的实施例，B掺杂型TiCB可由TiCxBy表示，其中，0.72＜x＜0.81，0＜y＜0.17。通常，根据熔体法制备的TiCx中的x的范围满足0.72＜x＜0.81。另外，考虑到在不破
坏TiCx的晶格结构的情况下的B的最大掺杂量，根据本公开的实施例的y满足0＜y＜0.17。

[0046] 应理解的是，本公开通过图1B仅意图证实TiCB@TiBC的核壳结构，而不意图限定本公开中的B掺杂型TiCB中的B的掺杂量以及TiBC三元相中的Ti、B和C的含量。事实上，即使在
相同成分的TiCB‑Al晶种合金中，对于不同的TiCB@TiBC粒子，TiCB中的B的掺杂量以及TiBC
三元相中的Ti、B和C的含量也有可能不同。

[0047] 根据本公开的实施例，基于100wt％的TiCB‑Al晶种合金，TiCB@TiBC粒子的含量可以为0.5wt％‑5.0wt％。可选地，基于100wt％的TiCB‑Al晶种合金，TiCB@TiBC粒子的含量可
以为1.12wt％‑4.62wt％。

[0048] 如图1A所示，TiCB@TiBC粒子为纳米级别，具体地，TiCB@TiBC粒子的直径介于50nm‑800nm之间，弥散分布于铝基体上。“TiCB@TiBC粒子的直径介于50nm‑800nm之间”是指TiCB‑
Al晶种合金中的每个TiCB@TiBC粒子的最大直径也在上述范围内，而未超出上述范围。

[0049] 图1C示意性地示出了根据本公开的实施例的TiCB@TiBC粒子的模型图。从图1C可看出，TiCB@TiBC粒子包括核部和壳部，核部包含B掺杂型TiCB，壳部包含TiBC三元相。应理解
的是，图1C仅是示意性地示出了TiCB@TiBC粒子的核壳结构，核部和壳部的大小以及比例不
受图1C的模型的限制。另外，TiCB@TiBC粒子的形貌也不受图1C的模型的限制。

[0050] 应理解的是，在图1C中，TiCB@TiBC粒子的壳部完全包覆核部。然而，本公开不限于此，TiCB@TiBC粒子的壳部可能仅包覆核部的一部分。

[0051] 图2A是根据本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合金的微观组织，图2B是通过对图2A的微观组织进行面扫描分析而获得的元素含量分布图，示出了图2A中的各个位置的元素含
量分布。根据图2B中的元素分布可看出，TiCB@TiBC粒子中的核部和壳部中的C和B的元素分
布情况。

[0052] 如图2B所示，在TiCB@TiBC粒子中，核部中的C含量高于壳部中的C含量，核部中的B含量低于壳部中的B含量。另外，即使是同一个TiCB@TiBC粒子，壳部的各个部分的B含量也
可能不是均匀的，并且壳部的各个部分的厚度也可能不是均匀的。此外，壳部可完全包覆核
部，或者壳部可仅包覆核部的一部分。

[0053] 根据本公开的实施例，TiCB‑Al晶种合金可不包含TiAl3相，从而避免在将TiCB‑Al晶种合金加入到合金熔体中时由于游离Ti的含量增加导致强度降低。

[0054] 根据本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合金的制造方法可包括：(1)准备0.64wt％‑75.00wt％的Al‑Al3BC中间合金、0.06wt％‑7.77wt％的海绵钛以及余量的工业纯铝，其中，
Al‑Al3BC中间合金中的Al3BC为Al‑Al3BC中间合金的总重量的3.0wt％‑15.0wt％；(2)将工
业纯铝和Al‑Al3BC中间合金熔化并升温至850℃‑1300℃；(3)加入海绵钛，在海绵钛溶解后
进行保温，保温时间为5min‑60min，以获得熔体；(4)浇注熔体以获得TiCB‑Al晶种合金。

[0055] 应理解的是，上述制造方法是制造TiCB‑Al晶种合金的一个示例，本公开的实施例的TiCB‑Al晶种合金不受上述制造方法的限制。

[0056] 图3A是示出根据对比示例的未添加TiCB@TiBC粒子的Al‑Si系合金的晶粒组织，图3B是示出根据本公开的实施例的其中添加TiCB@TiBC粒子的Al‑Si系合金的晶粒组织。

[0057] 根据本公开的实施例，在图3B中，通过在Al‑Si系合金中添加TiCB‑Al晶种合金而引入TiCB@TiBC粒子。

[0058] 从图3A和图3B可看出，与未添加TiCB@TiBC粒子的Al‑Si系合金的晶粒组织相比，通过在Al‑Si系合金添加TiCB@TiBC粒子，TiCB@TiBC粒子可作为α‑Al的晶核，改善α‑Al晶粒
的枝晶尺寸和形貌，从而提高抗拉强度和屈服强度。另外，由于改善了α‑Al晶粒的枝晶尺寸
和形貌，可提高合金熔体的流动性能、成型性能和铸件的表面质量与一致性，提高致密度，
减少缩松、缩孔等缺陷，降低因这些缺陷对导热性能的不利影响。

[0059] 图4是示出图3B中的多元硼化物的面扫描元素分析图。从图4可看出，TiCB@TiBC粒子的富B壳层(即，壳部的TiBC)吸附熔体中的Cr、V、Zr、Nb、Mo等微量过渡族元素形成了多元
硼化物，从而避免这些过渡族元素以固溶的形式存在于合金基体中降低导热性能。

[0060] 也就是说，根据本公开的实施例，通过在Al‑Si系合金中添加TiCB@TiBC粒子，可从以下三个方面改善Al‑Si系合金的导热性能、抗拉强度、屈服强度和成型性能，从而使其适
合于用作5G通信基站的散热件的材料。

[0061] 第一，TiCB@TiBC粒子可作为α‑Al的晶核，从而改善α‑Al晶粒的枝晶尺寸和形貌，从而提高抗拉强度和屈服强度，并提高合金熔体的流动性能、成型性能和铸件的表面质量
与一致性，提高致密度，减少缩松、缩孔等缺陷，降低因这些缺陷对导热性能的不利影响。第
二，TiCB@TiBC粒子的富B壳层能够吸附熔体中的Cr、V、Zr、Nb等微量过渡族元素形成多元硼
化物，避免这些过渡族元素以固溶的形式存在于合金基体中降低导热性能。也就是说，通过
在Al‑Si系合金中添加TiCB@TiBC粒子，可提高导热性能。第三，TiCB@TiBC粒子为纳米级别，
纳米级的TiCB@TiBC粒子可有效调控热处理过程中时效相的析出、分布及构型，大幅提高力
学性能、导热性能及加工性能。

[0062] 根据本公开的实施例的Al‑Si系合金还可包含AlN粒子。根据本公开的实施例，AlN粒子可通过在制造Al‑Si系合金的过程中加入包含AlN粒子的Al‑N系晶种合金而引入。具体
地，可在包括Al、Si、Fe、Mn、Mg、Zn和Cu的合金熔体中加入Al‑N系晶种合金。

[0063] 根据本公开的实施例，Al‑N系晶种合金的添加量可以为合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％。基于100wt％的Al‑N系晶种合金，AlN粒子的质量百分比可以为
0.5wt％‑10.0wt％。

[0064] 图5A是示出根据对比示例的未添加AlN的Al‑Si系合金的微观组织，图5B是示出根据本公开的实施例的其中添加AlN的Al‑Si系合金的微观组织。如图5B所示，与未添加AlN的
Al‑Si系合金的微观组织相比，通过在Al‑Si系合金中添加AlN，板片状的共晶硅变为颗粒
状，且分布更加均匀，这有利于减少电子运输阶段板片状共晶硅对电子的散射作用，从而有
利于导热性能提升。

[0065] 图6A是根据本公开的实施例的Al‑Si系合金中的AlN的透射电子显微镜图像，图6B是图6A中的AlN的电子衍射分析。如图6A中的灰黑色区域所示，AlN粒子可以为短链状或串
状，也就是说，多个AlN粒子可按照短链状或串状分布。短链状或串状构型的AlN也作为线性
增强相，能够起到良好的载荷传递强化作用，提高材料强度，且不损害塑韧性。

[0066] 此外，根据本公开的实施例，Al‑N系晶种合金中的AlN粒子的尺寸可以为纳米级别，这可有效调控热处理过程中时效相的析出、分布及构型，大幅提高力学性能、导热性能
及加工性能。

[0067] 根据本公开的实施例，Al‑Si系合金中可能还含有一些其它杂质元素。基于Al‑Si系合金的总重量，上述Al‑Si系合金中的其它杂质元素中的每种小于等于0.05wt％，其它杂
质元素的总重量小于等于0.25wt％。

[0068] Al‑Si系合金的制造方法

[0069] 以下，将描述根据本公开的实施例的Al‑Si系合金的制造方法。然而，应理解的是，根据本公开的实施例的Al‑Si系合金不受以下描述的制造方法的限制，通过其它方法制造
的具有以上描述的结构的Al‑Si系合金也在本公开的保护范围内。

[0070] 首先，按照以上描述的Al‑Si系合金中的各个成分的质量百分比，准备原材料。例如，可准备纯铝、纯硅、铁剂、锰剂、纯镁、纯锌、纯铜等，以及Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种
合金。

[0071] 然后，可制备合金溶体，例如，可根据需要，制备包括Al、Si、Fe、Mn、Mg、Zn和Cu的合金熔体。

[0072] 具体地，在制备包括Al、Si、Fe、Mn、Mg、Zn和Cu的合金熔体的步骤中，可首先向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至730℃‑750℃时向熔体中加入纯硅，待完全溶解后，升温至780
℃‑820℃，添加铁剂、锰剂和纯铜，并施加阶段性搅拌操作至完全溶解，然后调整熔体温度
至720℃‑750℃，添加纯镁、纯锌使其溶解并搅拌促进熔体均匀化。

[0073] 接下来，在合金熔体中添加TiCB‑Al晶种合金，TiCB‑Al晶种合金包括TiCB@TiBC粒子。根据本公开的实施例，TiCB‑Al晶种合金的添加量可以为合金熔体的总重量的0.1wt％‑
10.0wt％，基于100wt％的TiCB‑Al晶种合金，TiCB@TiBC粒子的含量可以为0.5wt％‑
5.0wt％。由于以上已经对TiCB‑Al晶种合金和TiCB@TiBC粒子进行了详细的描述，因此为了
避免冗余，在此将省略其它重复的说明。

[0074] 根据本公开的实施例，还可在合金熔体中添加Al‑N系晶种合金，Al‑N系晶种合金包括AlN粒子，Al‑N系晶种合金的添加量为合金熔体的总重量的0.1wt％‑10.0wt％，基于
100wt％的Al‑N系晶种合金，AlN粒子的含量为0.5wt％‑10.0wt％。由于以上已经对Al‑N系
晶种合金和AlN粒子进行了详细的描述，因此为了避免冗余，在此将省略其它重复的说明。

[0075] 根据本公开的实施例，可将Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种合金同时添加到合金熔体中。具体地，对合金熔体进行取样检验，成分合格后，将合金熔体的温度调整至740℃‑
760℃后，同时添加Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种合金，保温10min‑15min。

[0076] 根据本公开的实施例，在添加Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种合金并保温10min‑15min后，调整合金熔体温度至730℃‑750℃，对合金熔体进行精炼处理15min‑30min。再次
检验合金成分，合格后调整熔体温度至580℃‑730℃，进行压铸得到合金材料。

[0077] 接下来，可对合金材料进行人工时效热处理，在140℃‑220℃保温180min‑480min后空冷。

[0078] 根据上述制造方法制造的压铸Al‑Si系合金可用作5G通信基站的散热件，例如，5G通信基站的AAU的散热壳体、5G通信基站的滤波器的散热壳体等。然而，根据上述制造方法
制造的压铸Al‑Si系合金的应用领域不限于此，例如，还可用作新能源汽车的散热壳体等。

[0079] 此外，应理解的是，虽然以上描述了采用压铸和人工时效热处理来制造Al‑Si系合金，然而，也可根据Al‑Si系合金的具体应用选择其它成型方式(例如，铸造)和其它热处理
方式(例如，固溶时效热处理)来制造以上描述的Al‑Si系合金。

[0080] 以下，将具体描述根据本公开的Al‑Si系合金及其制造方法的四个具体实施例。

[0081] 实施例1

[0082] (1)按以下质量百分比：硅9.5，铁0.45，锰0.26，镁0.32，锌0.08，铜0.06以及余量的铝，准备好Al‑Si系合金所需的原料：纯铝、纯硅、铁剂、锰剂、纯镁、纯锌、纯铜，以及占以
上合金总重量的2.0wt％的TiCB‑Al晶种合金。TiCB‑Al晶种合金中的TiCB@TiBC的质量分数
为2.4wt％。

[0083] (2)向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至740℃时向熔体中加入纯硅，待完全溶解后，升温至790℃，添加铁剂、锰剂和纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解。调整熔体温度
至725℃，添加纯镁、纯锌使其溶解并搅拌促进熔体均匀化。

[0084] (3)对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，调整熔体温度至740℃，添加TiCB‑Al晶种合金，并施加搅拌，保温10min。

[0085] (4)调整熔体温度至730℃，对熔体进行精炼处理20min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至700℃，进行压铸得到合金材料。然后对合金材料进行人工时效热处理：
170℃保温400min后空冷，得到根据本公开的实施例的Al‑Si系合金。

[0086] 实施例2

[0087] (2)按以下质量百分比：硅6.5，铁0.6，锰0.25，镁0.4，锌0.06，铜0.05以及余量的铝，准备好Al‑Si系合金所需的原料：纯铝、纯硅、铁剂、锰剂、纯镁、纯锌、纯铜以及占以上合
金总重量的1.0wt％的TiCB‑Al晶种合金。TiCB‑Al晶种合金中TiCB@TiBC的质量分数为
2.5wt％。

[0088] (2)向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至730℃时向熔体中加入纯硅，待完全溶解后，升温至800℃，添加铁剂、锰剂和纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解。调整熔体温度
至730℃，添加纯镁、纯锌使其溶解并搅拌促进熔体均匀化。

[0089] (3)对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，调整熔体温度至745℃，添加TiCB‑Al晶种合金，并施加搅拌，保温12min。

[0090] (4)调整熔体温度至740℃，对熔体进行精炼处理20min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至630℃，进行压铸得到合金材料。然后对合金材料进行人工时效热处理：
195℃保温280min后空冷，得到根据本公开的实施例的Al‑Si系合金。

[0091] 实施例3

[0092] (1)按以下质量百分比：硅12.8，铁0.33，锰0.12，镁0.28，锌0.07，铜0.06以及余量的铝，准备好Al‑Si系合金所需的原料：纯铝、纯硅、铁剂、锰剂、纯镁、纯锌、纯铜，以及占以
上合金总重量的2.5wt％的Al‑N系晶种合金及占以上合金总重量的2.8wt％的TiCB‑Al晶种
合金。Al‑N系晶种合金中AlN的质量分数为6.0wt％，TiCB‑Al晶种合金中TiCB@TiBC的质量
分数为3.6wt％。

[0093] (2)向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至740℃时向熔体中加入纯硅，待完全溶解后，升温至800℃，添加铁剂、锰剂和纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解。调整熔体温度
至730℃，添加纯镁、纯锌使其溶解并搅拌促进熔体均匀化。

[0094] (3)对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，调整熔体温度至740℃，添加Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种合金，并施加搅拌，保温15min。

[0095] (4)调整熔体温度至735℃，对熔体进行精炼处理25min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至590℃，进行压铸得到合金材料。然后对合金材料进行人工时效热处理：
185℃保温320min后空冷，得到本公开的实施例的Al‑Si系合金。

[0096] 实施例4

[0097] (1)按以下质量百分比：硅9.0，铁0.1，锰0.15，镁0.1，锌0.05，铜2.9以及余量的铝，准备好Al‑Si系合金所需的原料：纯铝、纯硅、铁剂、锰剂、纯镁、纯锌、纯铜，以及占以上
合金总重量的3.0wt％的Al‑N系晶种合金及占以上合金总重量的2.5wt％的TiCB‑Al晶种合
金。Al‑N系晶种合金中AlN的质量分数为5.0wt％，TiCB‑Al晶种合金中TiCB@TiBC的质量分
数为3.0wt％。

[0098] (2)向熔炼炉中加入纯铝，升温熔化至745℃时向熔体中加入纯硅，待完全溶解后，升温至800℃，添加铁剂、锰剂和纯铜，期间施加阶段性搅拌操作至完全溶解。调整熔体温度
至735℃，添加纯镁、纯锌使其溶解并搅拌促进熔体均匀化。

[0099] (3)对以上合金熔体进行取样检验，成分合格后，调整熔体温度至740℃，添加Al‑N系晶种合金及TiCB‑Al晶种合金，并施加搅拌，保温15min。

[0100] (4)调整熔体温度至735℃，对熔体进行精炼处理25min，再次检验合金成分，合格后调整熔体温度至705℃，进行压铸得到合金材料。然后对合金材料进行人工时效热处理：
180℃保温600min后空冷，得到本公开的实施例的Al‑Si系合金材料。

[0101] 根据本公开的实施例的Al‑Si系合金，可至少取得以下描述的有益效果。

[0102] 通过在Al‑Si系合金中添加TiCB@TiBC粒子，可通过改善α‑Al晶粒的枝晶尺寸和形貌、形成吸附熔体中的Cr、V、Zr、Nb等微量过渡族元素的多元硼化物，来改善Al‑Si系合金的
导热性能、抗拉强度、屈服强度和成型性能，从而使其适合于用作5G通信基站的散热件的材
料。另外，TiCB@TiBC粒子可以是纳米级的，纳米级的TiCB@TiBC粒子可有效调控热处理过程
中时效相的析出、分布及构型，大幅提高力学性能、导热性能及加工性能。

[0103] 通过在Al‑Si系合金中添加AlN，板片状的共晶硅变为颗粒状，且分布更加均匀，这有利于减少电子运输阶段板片状共晶硅对电子的散射作用，从而有利于导热性能提升。另
外，AlN粒子可以为短链状或串状。短链状或串状构型的AlN也作为线性增强相，能够起到良
好的载荷传递强化作用，提高材料强度，且不损害塑韧性。此外，Al‑N系晶种合金中的AlN粒
子的尺寸可以为纳米级别，这可有效调控热处理过程中时效相的析出、分布及构型，大幅提
高力学性能、导热性能及加工性能。

[0104] 虽然已表示和描述了本公开的一些实施例，但本领域技术人员应该理解，在不脱离由权利要求及其等同物限定其范围的本公开的原理和精神的情况下，可以对这些实施例
进行修改。