一种高强度高导热镁合金的制备方法

摘要

一种高强度高导热镁合金的制备方法，涉及一种镁合金的制备方法。本发明是要解决现有的镁合金的力学与导热性能的不兼容的技术问题，而提供一种高强度高导热镁合金的制备方法。本发明制备的Mg‑Zn‑Ca三元合金是一种新型的高强高导热变形镁合金，所采用的所有材料成本都相对廉价；合金元素锌和镁钙中间合金的熔点都很低，制备成本较小。该Mg‑Zn‑Ca合金经过较为简单的熔炼、均匀化处理、热挤压工艺，即可获得高的强度与热导性能。

权利要求

1.一种高强度高导热镁合金的制备方法，其特征在于高强度高导热镁合金的制备方法是按以下步骤进行的：

一、将纯镁锭加热至760℃，待镁锭全部熔化后，降温至720℃，加入纯锌粒和镁钙中间合金，然后在720℃保温15min，随后搅拌2分钟以保证合金溶液充分混合；得到混合熔体；将混合熔体在720℃静置10min后加入精炼剂，在720℃充分搅拌2min，将精炼后得到的表面残渣去除，随后将熔体降温至710℃并保温10分钟，去除表面残渣，然后浇入金属型模具中得到镁合金铸锭；

所述的精炼剂是由覆盖剂RJ‑6和CaF2组成，覆盖剂RJ‑6和CaF2的质量比为19:1；精炼剂的加入量是8克的精炼剂对应每千克的合金；

步骤一的全过程始终通入流动的混合气体，所述的混合气体是由99vol.％的CO2和

1vol.％的SF6组成；

所述的镁合金铸锭中各个元素按重量百分比的组成为：Zn为3.15％，Ca为1.45％，其余为Mg；

步骤一中所述的镁钙中间合金中钙的重量百分数为20％；

步骤一中浇铸所用的模具为钢制模具，且浇铸前模具在200℃先预热60min；

二、用线切割将步骤一得到的镁合金铸锭加工至直径40毫米，高50毫米的棒材，然后进行均匀化热处理，随后放入水中进行淬火，得到均匀化铸锭；

所述的均匀化热处理的工艺条件为：在氩气气氛下先在320℃热处理8h，然后在430℃热处理16h；

三、将均匀化铸锭进行预热，然后进行等温挤压，放入水中进行淬火处理，得到Mg‑

3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材；

所述的预热的温度为300℃；

‑1

所述的等温挤压的工艺参数为：挤压比为16:1，挤压速度为0.1mm·s ，挤压温度为300℃；

所述的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的屈服强度为375.1MPa，极限抗拉强度2

为379.7MPa，垂直于挤压方向的热扩散系数为77.8mm /s，垂直于挤压方向的热导率为

140.04W/(m·K)。

说明书

一种高强度高导热镁合金的制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种镁合金的制备方法。

背景技术

[0002] 在如今全球发达的商品贸易与交通运输背景下，镁合金作为一种最轻的金属结构3
材料(密度≈1.74g/cm)在节能减排和提高能源利用效率等方面的贡献不容忽视。相比于
其他轻质材料，诸如塑料、陶瓷和木材等，镁合金在热导性能上独具优势。另一方面，随着电
子器件不断向小型化、轻量化和高性能方向发展，其功率密度不断增加、单位体积的发热量
越来越大，因而在可移动电子产品和电动汽车等领域产生了巨大的散热需求。但是，目前广
泛使用的商用镁合金如AM60和AZ91虽然拥有良好的成型和室温力学性能，但是其散热能力
并不理想，其热导率值只有61W/(m·K)和53W/(m·K)，远远低于纯镁的热导率156W/(m·
K)。而普遍使用的增强镁合金力学性能的手段(细晶强化、第二相强化、固溶强化和织构强
化)都会不同程度地降低其导热性能。这种力学与导热性能的不兼容性严重阻碍了高强度
高导热镁合金的设计与开发。

发明内容

[0003] 本发明是要解决现有的镁合金的力学与导热性能的不兼容的技术问题，而提供一种高强度高导热镁合金的制备方法。

[0004] 本发明的高强度高导热镁合金的制备方法是按以下步骤进行的：

[0005] 一、将纯镁锭加热熔化为镁液后，加入纯锌粒和镁钙中间合金，继续加热至熔化，得到混合熔体；将混合熔体进行精炼除气、除渣和保温静置，随后降温至700～720℃进行浇
铸，即得到镁合金铸锭；

[0006] 步骤一的全过程通入流动的混合气体，所述的混合气体是由99vol.％的CO2和1vol.％的SF6组成；

[0007] 所述的镁合金铸锭中各个元素按重量百分比的组成为：Zn为4％～6％，Ca为0.1％～2％，其余为Mg；

[0008] 二、对步骤一得到的镁合金铸锭进行均匀化热处理，随后淬火，得到均匀化铸锭；

[0009] 所述的均匀化热处理的工艺条件为：在保护气氛下先在320℃～400℃热处理6h～8h，然后在430℃～500℃热处理16h～18h；

[0010] 三、将均匀化铸锭进行预热，然后进行等温挤压，淬火，得到镁合金材料；

[0011] 所述的预热的温度为180℃～350℃；

[0012] 所述的等温挤压的工艺参数为：挤压比为(12～25):1，挤压速度为0.01mm·s‑1～‑1
25mm·s ，挤压温度为180℃～350℃。

[0013] 在材料制备过程中，合理的均匀化热处理温度可以有效地去除铸锭内部的元素偏析，消除枝晶界面元素偏聚。若热处理温度过高会造成过烧现象；若热处理温度过低则不能
完全消除偏析影响。对于本发明的Mg‑Zn‑Ca合金而言，当Zn占主要元素而Ca为微量添加时，
其第二相主要为MgZn相，宜采取320℃8h+430℃16h的均匀化处理工艺；当Zn含量较少而Ca
含量较多时，其第二相主要为W相(Ca2Mg6Zn3相)和Mg2Ca相，宜采取400℃6h+500℃18h的均
匀化处理工艺。

[0014] 在材料制备过程中，合理的热挤压温度和之前的预热会得到具有合适晶粒尺寸的挤压棒材，且具有均匀的组织结构。若热挤压温度过高，则会造成挤压棒材晶粒粗大，使得
材料强度降低；若热挤压温度过低，则会造成材料再结晶不完全，一般会表现出较低的韧
性。

[0015] 本发明制备的Mg‑Zn‑Ca三元合金是一种新型的高强高导热变形镁合金，所采用的所有材料成本都相对廉价；合金元素锌和镁钙中间合金的熔点都很低，制备成本较小。该
Mg‑Zn‑Ca合金经过较为简单的熔炼、均匀化处理、热挤压工艺，即可获得高的强度与热导性
能。

[0016] 本发明提供一种力学与导热性能兼优的非稀土镁合金制备方法，以拓宽镁合金的应用范围，所制得的镁合金棒材屈服强度不小于250MPa，极限抗拉强度不小于300MPa，垂直
于挤压方向的热导率不低于130W/(m·K)，本发明的材料的力学与热导的综合性能十分优
异。

附图说明

[0017] 图1为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第一金相照片；

[0018] 图2为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第二金相照片；

[0019] 图3为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的第一金相照片；

[0020] 图4为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的第二金相照片；

[0021] 图5为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第一SEM图；

[0022] 图6为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第二SEM图；

[0023] 图7为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的第一SEM图；

[0024] 图8为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的第二SEM图；

[0025] 图9为工程应力‑应变曲线；

[0026] 图10为屈服强度与热导率数据图。

具体实施方式

[0027] 具体实施方式一：本实施方式为一种高强度高导热镁合金的制备方法，具体是按以下步骤进行的：

[0028] 一、将纯镁锭加热熔化为镁液后，加入纯锌粒和镁钙中间合金，继续加热至熔化，得到混合熔体；将混合熔体进行精炼除气、除渣和保温静置，随后降温至700～720℃进行浇
铸，即得到镁合金铸锭；

[0029] 步骤一的全过程通入流动的混合气体，所述的混合气体是由99vol.％的CO2和1vol.％的SF6组成；

[0030] 所述的镁合金铸锭中各个元素按重量百分比的组成为：Zn为4％～6％，Ca为0.1％～2％，其余为Mg；

[0031] 二、对步骤一得到的镁合金铸锭进行均匀化热处理，随后淬火，得到均匀化铸锭；

[0032] 所述的均匀化热处理的工艺条件为：在保护气氛下先在320℃～400℃热处理6h～8h，然后在430℃～500℃热处理16h～18h；

[0033] 三、将均匀化铸锭进行预热，然后进行等温挤压，淬火，得到镁合金材料；

[0034] 所述的预热的温度为180℃～350℃；

[0035] 所述的等温挤压的工艺参数为：挤压比为(12～25):1，挤压速度为0.01mm·s‑1～‑1
25mm·s ，挤压温度为180℃～350℃。

[0036] 具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同的是：步骤一中所述的镁钙中间合金中钙的重量百分数为15％～25％。其他与具体实施方式一相同。

[0037] 具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同的是：步骤一中浇铸所用的模具为钢制模具，且浇铸前模具在150℃～250℃先预热30min～120min。其他与具体实
施方式一或二相同。

[0038] 具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同的是：步骤二中所述的保护气氛为氩气气氛。其他与具体实施方式一至三之一相同。

[0039] 具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式四不同的是：步骤三中所述的等温‑1
挤压的工艺参数为：挤压比为1:16，挤压速度为0.1mm·s ，挤压温度为300℃。其他与具体
实施方式四相同。

[0040] 用以下试验对本发明进行验证：

[0041] 试验一：本试验为一种高强度高导热镁合金的制备方法，具体是按以下步骤进行的：

[0042] 一、将纯镁锭加热至760℃，待镁锭全部熔化后，降温至720℃，加入纯锌粒和镁钙中间合金，然后在720℃保温15min，随后搅拌2分钟以保证合金溶液充分混合；得到混合熔
体；将混合熔体在720℃静置10min后加入精炼剂，在720℃充分搅拌2min，将精炼后得到的
表面残渣去除，随后将熔体降温至710℃并保温10分钟，去除表面残渣，然后浇入金属型模
具中得到镁合金铸锭；

[0043] 所述的精炼剂是由覆盖剂RJ‑6和CaF2组成，覆盖剂RJ‑6和CaF2的质量比为19:1；精炼剂的加入量是8克的精炼剂对应每千克的合金；

[0044] 步骤一的全过程始终通入流动的混合气体，所述的混合气体是由99vol.％的CO2和1vol.％的SF6组成；

[0045] 所述的镁合金铸锭中各个元素按重量百分比的组成为：Zn为3.15％，Ca为1.45％，其余为Mg；(原子含量为锌Zn:1.2at.％，钙Ca:0.9at.％)

[0046] 步骤一中所述的镁钙中间合金中钙的重量百分数为20％；

[0047] 步骤一中浇铸所用的模具为钢制模具，且浇铸前模具在200℃先预热60min；

[0048] 二、用线切割将步骤一得到的镁合金铸锭加工至直径40毫米，高50毫米的棒材，然后进行均匀化热处理，随后放入水中进行淬火，得到均匀化铸锭；

[0049] 所述的均匀化热处理的工艺条件为：在氩气气氛下先在320℃热处理8h，然后在430℃热处理16h；

[0050] 三、将均匀化铸锭进行预热，然后进行等温挤压，放入水中进行淬火处理，得到Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材；

[0051] 所述的预热的温度为300℃；

[0052] 所述的等温挤压的工艺参数为：挤压比为16:1，挤压速度为0.1mm·s‑1，挤压温度为300℃。

[0053] 本试验得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材晶粒尺寸在1□m～2□m，屈2
服强度375.1MPa，极限抗拉强度379.7MPa，垂直于挤压方向的热扩散系数77.8mm /s,垂直
于挤压方向的热导率140.04W/(m·K)。

[0054] 试验二：与试验一相比，步骤一中所述的镁合金铸锭中各个元素按重量百分比的组成为：Zn为3.92％，Ca为0.96％，其余为Mg。其它与试验一相同。

[0055] 试验三：与试验一相比，步骤三中所述的预热的温度为250℃，挤压温度为250℃。其它与试验一相同。

[0056] 试验四：与试验一相比，步骤三中所述的挤压速度为1mm·s‑1。其它与试验一相同。

[0057] 试验五：与试验一相比，步骤三中所述的挤压比为12:1。其它与试验一相同。

[0058] 对比例1：

[0059] Mg‑Zn二元合金，其元素成分为锌Zn：5.46wt.％(其原子含量为锌Zn：2.1at.％，基本等于试验1中所添加Zn、Ca元素原子含量之和)，剩余部分为镁Mg；具体的制备工艺如下：

[0060] 一、铸造

[0061] 首先，将纯镁锭置入坩埚中，升温至760℃，待镁锭全部熔化后，降温至720℃，加入纯锌粒和镁钙中间合金，静置15分钟。随后搅拌2分钟以保证合金溶液充分混合；熔体静置
10分钟后加入精炼剂充分搅拌2分钟，将精炼后得到的表面残渣去除；随后将熔体在710℃
保温10分钟，去除表面残渣，然后浇入金属型模具中得到铸态的Mg‑5.46wt.％Zn合金；

[0062] 所述的精炼剂是由覆盖剂RJ‑6和CaF2组成，覆盖剂RJ‑6和CaF2的质量比为19:1；精炼剂的加入量是8克的精炼剂对应每千克的合金；

[0063] 步骤一的全过程始终通入流动的混合气体，所述的混合气体是由99vol.％的CO2和1vol.％的SF6组成；

[0064] 步骤一中所述的镁钙中间合金中钙的重量百分数为20％；

[0065] 步骤一中浇铸所用的模具为钢制模具，且浇铸前模具在200℃先预热60min；

[0066] 二、均匀化

[0067] 首先，将得到的Mg‑5.46wt.％Zn镁合金铸锭加工至挤压尺寸；均匀化处理工艺为：320℃8h+430℃16h，结束后将其放入水中进行淬火处理；热处理过程中采用氩气作为保护
气；

[0068] 三、热挤压

[0069] 首先，将均匀化处理后的Mg‑5.46wt.％Zn镁合金铸锭在300℃温度下预热30分钟，同时将16:1的热挤压模具升温并于300℃下保温，随后采用挤压速度0.1mm/s进行挤压；挤
压之后得到的棒材直接放入水中进行淬火处理得到最终的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材。

[0070] 对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材晶粒尺寸在6～8m，屈服强度为2
178.3MPa，极限抗拉强度为293.8MPa，垂直于挤压方向的热扩散系数68.6mm/s，垂直于挤
压方向的热导率为123.48W/(m·K)。可知，对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的强度
和热导率都显著低于本发明中提出的Mg‑Zn‑Ca合金。

[0071] 图1为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第一金相照片，图2为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第二金相照片，图3为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑
1.45wt.％Ca挤压棒材的第一金相照片，图4为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca
挤压棒材的第二金相照片，结果表明，在适当调整镁合金Zn/Ca原子比后，其显微组织发生
巨大转变。试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca棒材拥有更加细小的晶粒，从而能
够极大的提高其强度。

[0072] 图5为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第一SEM图，图6为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材的第二SEM图，图7为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％
Ca挤压棒材的第一SEM图，图8为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材的第
二SEM图，可知试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca中存在更多的大块第二相，经
EDS分析得知，其主要为Ca2Mg6Zn3相，这种相的生成消耗了基体中的固溶原子，从而降低了
基体中固溶原子含量，减少其对晶格畸变的负面作用，提高了热导率。

[0073] 图9为工程应力‑应变曲线，其中的曲线1为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材，曲线2为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材，可以看出试验一制备的
Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％Ca挤压棒材拥有远高于相同工艺下对比例1的强度。

[0074] 图10为屈服强度与热导率数据图，其中的1为对比例1得到的Mg‑5.46wt.％Zn挤压棒材，且左边的为屈服强度，右边为热导率；2为试验一得到的Mg‑3.15wt.％Zn‑1.45wt.％
Ca挤压棒材，且左边的为屈服强度，右边为热导率。试验一制备的Mg‑3.15wt.％Zn‑
1.45wt.％Ca挤压棒材拥有远高于相同工艺下对比例1的热导性能。