CN114318097B - 一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种兼具高导热和高强度的Mg‑Zn‑La合金及其制备方法，其合金成分的质量百分比为：Zn的含量为6.18‑6.43wt.％，La的含量为0.32‑0.55wt.％，余量为Mg及其它不可避免的杂质。该合金添加微量稀土元素La后，形成微米级颗粒状的强化相τ₁‑Mg₂₈Zn₂₀La₄相，弥散分布于晶界上；固溶+时效处理后，产生纳米级棒状β₁’‑Mg₄Zn₇和盘状β₂’‑MgZn₂析出相，分布于α‑Mg基体中。这两者会阻碍位错滑移，提高合金屈服强度，同时降低Zn在Mg基体中的固溶度，减小晶格畸变对热导率的影响，提高合金热导率。所得的Mg‑Zn‑La合金室温热导率为150.2‑155.3W/(m·K)，合金屈服强度为164.9‑172.1MPa。该镁合金在较高屈服强度的基础上，具有优异的导热性能；同时减轻产品重量，降低生产成本，可用于电子器件等散热结构材料。

Description

一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法

技术领域

本发明涉及有色金属材料技术领域，具体涉及一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金及其制备方法，应用于镁合金技术领域。

背景技术

随着新能源汽车、航空航天以及电子设备等产业的不断发展，高功率电子元器件的数量和密度不断增加，使得设备在运行时需要及时释放产生的热量，以保证设备的可靠性与稳定性。镁及镁合金具有密度小、比强度高及热导率高等优点，在散热结构材料中具有巨大的应用潜力。纯镁室温热导率约为158W/(m·K)，纯铝室温热导率约为237W/(m·K)，镁的比热导率(单位质量的热导率)与铝相当。然而，铸态纯镁的抗拉强度仅为98MPa，难于满足结构材料的使用需求。

为了提高镁的力学性能，常常对纯镁进行合金化，但合金元素的加入会降低镁的热导率。一般认为，合金元素的加入，会与镁形成固溶体或第二相，固溶体和第二相均会降低镁合金的热导率。其原因在于：固溶原子会导致晶格畸变，使其对电子的散射作用增强，阻碍电子在晶格内的自由运动，减小电子的平均自由程；第二相相界会阻碍电子和声子的运动，第二相越多，分布越弥散，界面密度越大，对热扩散的阻碍也越大。加入合金元素不同，其降低程度也不同，在常用合金元素中，Al元素对镁合金的热导率影响最大，而Zn元素对镁合金的热导率影响较小，但总体呈下降趋势，即随合金元素含量的增加，镁合金的热导率显著降低。例如，商用镁合金AM60B、AZ91D力学性能较好，但其室温热导率均较低，AM60B合金室温热导率约为62W/(m·K)，AZ91D合金室温热导率仅为51W/(m·K)；而商用ZM51合金室温热导率约为98W/(m·K)，铸态Mg-6Zn-Cu室温热导率可达121.3W/(m·K)。因此，在Mg-Zn系合金中，添加合金元素以改善镁合金导热性能具有巨大的应用潜力。

Mg-Zn系合金相比于Mg-Al系和Mg-RE系合金具有更优良的导热性能，但存在铸造性能差、力学性能不佳等问题。一般而言，添加合金元素可以改善Mg-Zn系合金铸造性能和力学性能，然而添加过多的合金元素又会降低合金的导热性能。针对Mg-Zn系合金力学性能和导热性能之间存在的矛盾点，添加合适的合金元素并优化T6热处理工艺可以同时提升Mg-Zn系合金的热导率和屈服强度。现有文献1，2013年，重庆大学潘虎成等《镁合金导热性能的研究》，博士论文，将Mg-6Zn合金进行T6热处理后，其热导率由114.3W/(m·K)提升至125.1W/(m·K)，添加1.5wt.％Cu后，并经过T6热处理后，合金热导率可达132.9W/(m·K)。专利公开号为CN107164672B的中国专利公开了一种超高导热镁合金，该合金含有0.01-1.0wt.％Zn，0.01-0.2wt.％Cu，0.01-0.095wt.％Ag，余量为Mg。经过变形加工和T6热处理后，该合金热导率可达140-148W/(m·K)。因此，Cu和Ag元素的添加可以有效改善Mg-Zn系合金的导热性能，但由于合金中含有Ag，材料成本较高，且Ag的加入会减低合金的耐蚀性；此外，此制备方法需要采用变形加工处理，工艺复杂，生产效率低。

基于上述问题，由于稀土元素既可以提高镁合金熔体流动性而改善镁合金的铸造性能，又能增强合金的耐蚀性，故可作为合金元素添加至Mg-Zn系合金。专利公开号为CN107043880A中国专利文献公开了一种稀土导热镁合金及其制备方法，该合金成分为：Mn含量为0.2-1.0wt.％，Zn含量为0.5-3.0wt.％，Nd含量为0.5-2.0wt.％，余量为Mg，经过熔炼、铸造、均匀化处理、热挤压加工及时效处理后，获得抗拉强度为250-350MPa及热导率为110-120W/(m·K)的稀土导热镁合金。该稀土镁合金热导率偏低，只与T6热处理的Mg-6Zn合金相当，其主要原因在于稀土元素Nd的含量偏高，合金中会形成大量的Mg₃Nd相和T₂-(Mg,Zn)₉₂Nd₈相等第二相，其相界增多，不利于热扩散；另一方面，该合金经过热挤压变形加工后，合金中存在大量织构，也会增加电子和声子的散射几率，降低合金热导率。专利公开号为CN110819863 B中国专利公开了一种低稀土高导热镁合金及其制备方法，该合金成分为：5.0-7.0wt.％Gd，0.5-2.0wt.％Er，3.0-7.0wt.％Zn，0.5-1.0wt.％Zr，余量为Mg。其在一定温度和时间下进行固溶+时效处理，可获得热导率为136.9W/(m·K)的稀土镁合金。但是，该合金的稀土元素含量超过Zn含量，实际属于高稀土镁合金。一方面，Gd在镁基体中的最大固溶度为23.5wt.％，Gd的含量过高，其在基体中的固溶度偏高，同时第二相也增多，这两者都不利于声子和电子的运动，不利于提高合金热导率；另一方面，Gd、Zr的密度大、成本高，不利于降低镁合金重量。

综上所述，目前公开专利文献中，在Mg-Zn系合金中，添加的稀土含量偏高，其合金第二相偏多，相界偏多，阻碍热扩散；Gd、Nd、Er固溶度偏大，Gd、Nd在镁基体中的最大固溶度分别为23.5wt.％、3.63wt.％，固溶度越大的溶质原子可以导致更大地晶格畸变，进而降低合金热导率。这些稀土镁合金具有良好的力学性能，但是其导热性能并不出色，主要原因在于第二相和固溶度的增加可以实现固溶强化和第二相强化，但同时也会阻碍声子和电子的运动，降低合金的导热性能。因此，在合金力学性能的使用要求下，为了提升Mg-Zn系合金的导热性能，必须解决以下技术问题：

(1)降低Zn和稀土元素在Mg基体中的固溶量，以减小晶格畸变对热导率的影响；

(2)减小Mg-Zn系中第二相的生成，以减少相界面对热运动的阻碍作用；

(3)增加纳米级析出相的数量，以增加析出相对位错滑移的阻碍作用。

上述这些问题成为急需解决的技术问题。

发明内容

为了解决现有技术问题，本发明的目的在于克服已有技术存在的不足，提供一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，本发明合金具有更优良导热性能，具有更多纳米级析出相，更少的第二相，相界更少，质量更高，提高应用范围。本发明方法简单，降低使用成本。

为达到上述目的，本发明采用如下发明构思：

本发明需要设计一种降低稀土含量以提高合金热导率的Mg-Zn-La合金：

首先，为了降低溶质原子在镁基体中的固溶度，一方面，添加固溶度低的稀土元素，作为轻稀土元素La，其在镁基体中的最大固溶度仅为0.07wt.％，La可作为Mg-Zn系合金的添加元素，以减少固溶度对热导率的影响。

其次，针对第二相的生成，一方面，减少合金元素的添加量，设计的Mg-Zn-La合金中La含量小于0.55wt.％；另一方面，减少合金中的物相种类，设计的Mg-Zn-La合金只含有τ₁+α-Mg两相。另一方面，通过时效处理，促进β₁’-Mg₄Zn₇相和β₂’-MgZn₂相的析出，降低Zn在镁基体中的固溶度，实现Zn的脱溶；

最后，随着时效的进行，纳米级的β₁’-Mg₄Zn₇和β₂’-MgZn₂析出相数量增加，阻碍位错滑移运动，实现析出强化，提高合金屈服强度。

根据上述发明构思，本发明采用如下技术方案：

一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，Mg-Zn-La合金成分和成分质量百分比含量为：Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La的含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质；Mg-Zn-La合金经过固溶和时效处理后，形成纳米级棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和纳米级盘状β₂’-MgZn₂相并分布于α-Mg基体中，微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相弥散分布于α-Mg晶界。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金中沿[0001]_Mg方向的棒状β₁’-Mg₄Zn₇析出相的平均长度和平均直径分别为236.2±76.5nm、15.7±4.5nm。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金中盘状β₂’-MgZn₂析出相的平均直径为25.7±8.4nm。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金中微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相的平均直径为1.2±0.3μm。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金在热处理后，β₁’-Mg₄Zn₇和β₂’-MgZn₂的析出，使Zn在α-Mg基体中的固溶度降为3.62-3.80wt.％。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金晶粒尺寸为61.6-69.8μm。

优选地，本发明Mg-Zn-La合金室温热导率为150.2-155.3W/(m·K)，Mg-Zn-La合金屈服强度为164.9-172.1MPa。

一种本发明兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)制备Mg-17La中间合金：

以纯度不低于99.99％的纯Mg、纯度不低于99.99％的纯La作为原料，采用真空感应熔炼法制备Mg-17La中间合金；

(2)熔炼Mg-Zn-La合金：

将纯度不低于99.99％的纯Mg、纯度不低于99.99％的纯Zn以及在所述步骤(1)中制备的Mg-La中间合金作为合金原料，采用井式电阻炉为熔炼炉进行合金原料熔炼；

所述镁合金原料组成及质量百分比为：

Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg，其中La以Mg-17La中间合金形式加入，其熔炼过程为：

首先，将电阻炉的温度设定为不低于600℃，并将打磨好的原材料预热至不低于300℃，除去水汽；待电阻炉的温度升到不低于600℃后，将纯镁放入炉内的刚玉坩埚中，同时向炉内通入SF₆和CO₂混合保护气体，当炉内纯镁完全熔化且熔体温度稳定在700℃后，加入纯Zn和Mg-17La中间合金，持续搅拌熔体至少1min，升温至不低于720℃，并保温至少30min，使合金元素充分反应；

然后打开炉盖，缓慢撒入精炼剂，并持续搅拌1-2min，继续升温至不低于740℃，进行精炼至少30min；精炼完成后，将井式电阻炉断电，将熔体温度降至不高于720℃时，用打渣勺除去熔体表面的熔渣，浇铸至模具温度不高于300℃的低碳钢模具中，获得Mg-Zn-La合金铸锭；

(3)固溶处理：

使用铝箔包裹Mg-Zn-La合金铸锭，以减少合金氧化，然后放入箱式电阻炉中，随炉升温，固溶温度为不低于400℃，固溶时间至少为6h，最后将合金进行水淬处理；

(4)时效处理：

将固溶处理后的Mg-Zn-La放入四甲基甘油中，并放入箱式电阻炉进行时效处理，时效温度不低于200℃，时效时间为5-20h，从而制备高导热Mg-Zn-La合金。

优选地，在所述步骤(1)中，Mg-17La中间合金原料组成及其重量百分比为：La的含量不高于17wt.％，余量为Mg；Mg-17La中间合金熔炼过程如下：

首先，将纯Mg切成体积不大于3×4×5cm的长方体块状，将纯La切割成尺寸不大于0.5×0.5×0.5cm块状，并且将所有纯金属表面的氧化皮打磨干净，以免熔炼过程中引入氧化物夹杂，将纯Mg和纯La放入真空感应熔炼炉中；

在熔炼前，对熔炼炉的腔体进行至少三次的洗气，每次使用机械泵抽真空至绝对压力不高于0.3MPa；最后一次洗气完成后，向腔内充入Ar气直至腔内压力大于大气压10-20Pa，以避免外部空气进入炉腔发生氧化；将电流调整至不低于200A保温至少5min，待坩埚烧红后，将电流调整至不低于220A保温4-5min，至坩埚中的金属全部熔化，再调整电流至230-240A，保温至少2min，观察流动性达到浇铸要求后，将合金熔体浇铸入铜模中；熔炼和浇铸的整个过程反复颠倒熔炼至少三遍，以保证成分均匀，每次颠倒熔炼后，都用砂纸去除铸锭表面氧化膜，从而制备Mg-17La中间合金。

优选地，在所述步骤(2)中，精炼剂成分的质量百分比组成为：BaCl₂含量为35-43wt.％，CaF₂含量为2-5wt.％，余量为KCl。

解决上述技术问题，本发明技术方案具有明显的效果，并能进行验证。

1.通过Mg-Zn-La体系热力学数据库计算400℃下的等温截面相图，设计了两个位于τ₁+α-Mg两相区的Mg-Zn-La导热合金，相图中标注的实验布点为Mg-Zn-La合金的设计成分，如图1所示。基于热力学相图计算，Mg-6.18Zn-0.55La合金的τ₁相分数为2.27wt.％，Zn在镁基体中的固溶度为5.73wt.％；对于Mg-6.18Zn-0.55La合金而言，τ₁相在177℃左右析出，并在177-400℃的温度范围内能够稳定存在。因此，本发明的Mg-Zn-La合金在400℃下固溶处理，并在200℃下时效处理。通过时效不同的时间，测定时效硬化曲线，如图2所示，为时效处理时间的选择提供实验依据。

2.为了得到一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金及其制备方法，首先采用真空感应熔炼法制备Mg-17La中间合金，然后熔炼Mg-Zn-La合金并浇铸成型，最后在一定温度和时间下进行固溶+时效处理，即可获到一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金。

本发明通过构建Mg-Zn-La相图和热导率热力学数据库，设计Mg-Zn-La体系导热合金的成分范围，同时根据热力学数据库计算相同的物相组成下，进一步降低稀土含量以提高合金热导率，对两个合金成分为Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La合金进行有效验证。

本发明兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金成分的质量百分比为：Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La的含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg及其它不可避免的杂质。该合金添加微量稀土元素La后，形成微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相，弥散分布于晶界上；固溶+时效处理后，产生纳米级棒状β₁’-Mg₄Zn₇和盘状β₂’-MgZn₂析出相，分布于α-Mg基体中。这两者会阻碍位错滑移，提高合金屈服强度，同时降低Zn在Mg基体中的固溶度，减小晶格畸变对热导率的影响，提高合金热导率。所得的Mg-Zn-La合金室温热导率为150.2-155.3W/(m·K)，合金屈服强度为164.9-172.1MPa。该镁合金在较高屈服强度的基础上，具有优异的导热性能；同时减轻产品重量，降低生产成本，可用于电子器件等散热结构材料。

本发明与现有技术相比较，具有如下显而易见的突出实质性特点和显著优点：

1.本发明降低稀土含量以提高合金热导率，设计了高性能Mg-Zn-La合金；

2.本发明对铸态Mg-Zn-La合金进行固溶+时效处理工艺，通过析出强化提高合金屈服强度；通过棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和块状β₂’-MgZn₂相的析出，使Zn在α-Mg基体中的固溶度由5.58-5.73wt.％降低至3.62-3.80wt.％，实现Zn的脱溶，从而降低Zn的固溶对合金热导率的影响，进而提高合金导热性能。所设计的Mg-Zn-La合金室温热导率为150.2-155.3W/(m·K)，合金屈服强度为164.9-172.1MPa。在满足力学性能使用要求的基础上，获得高导热性能的Mg-Zn-La合金；

3.相较于重稀土及高稀土导热镁合金，本发明的Mg-Zn-La合金降低了稀土元素的使用量，减少第二相τ₁相的生成，减少相界，极大地提高Mg-Zn-La合金的热导率；相较于Mg-6Zn合金，微量稀土元素的添加有效地改善合金的铸造性能，同时提升了力学性能和导热性能。此外，La为轻稀土元素，且稀土添加量少，可以有效降低使用成本；

4.本发明基于Mg-Zn-La相图和热导率热力学数据库设计合金成分，有效减少了试错法产生的实验成本；本发明与现有技术相比具有更优良的导热性能，降低了使用成本，提高了应用范围，具有广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明优选实施例Mg-Zn-La合金体系400℃下等温截面成分布点图。

图2为本发明优选实施例Mg-Zn-La合金的时效硬化曲线。

图3为本发明优选实施例固溶态和时效态Mg-Zn-La合金的室温热导率。

图4为本发明优选实施例固溶态和时效态Mg-Zn-La合金室温屈服强度。

图5为本发明优选实施例时效态Mg-Zn-La合金的TEM和HRTEM图。

图6为本发明不同Mg合金体系的力学-热传导的趋势图。

具体实施方式

本发明通过实施例，并结合说明书附图对本发明内容作进一步详细说明。各实施例和对比例中所涉及合金成分及其物相组成，见表1。

表1.实施例及对比例合金成分及其物相组成

本发明Mg-Zn-La合金中沿[0001]_Mg方向的棒状β₁’-Mg₄Zn₇析出相的平均长度和平均直径分别为236.2±76.5nm、15.7±4.5nm。

本发明Mg-Zn-La合金中盘状β₂’-MgZn₂析出相的平均直径为25.7±8.4nm。

本发明Mg-Zn-La合金中微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相的平均直径为1.2±0.3μm。

本发明Mg-Zn-La合金在热处理后，β₁’-Mg₄Zn₇和β₂’-MgZn₂的析出，使Zn在α-Mg基体中的固溶度降为3.62-3.80wt.％。

本发明Mg-Zn-La合金晶粒尺寸为61.6-69.8μm。通过图6可知，Mg-Zn-La合金的综合性能优于现有的不含La的Mg-Zn系合金、Mg-Al系合金、Mg-Mn系合金、Mg-Ce-Zn系合金的综合性能。

以下结合具体的实施例子对上述方案做进一步说明，本发明的优选实施例详述如下：

实施例1

在本实施例中，一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，Mg-Zn-La合金成分的质量百分比含量为：Zn的含量为6.43wt.％，La的含量为0.32wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质。采用固溶+时效处理工艺，制备获得一种热导率和屈服强度分别为150.2W/(m·K)和164.9MPa的Mg-Zn-La合金。

一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)制备Mg-17La中间合金：以纯度为99.99％的纯Mg和纯度为99.99％的纯La作为原料，采用真空感应熔炼法制备Mg-17La中间合金。

(2)熔炼Mg-Zn-La合金：原料为99.99％的纯Mg、99.99％的纯Zn以及步骤(1)制备的Mg-17La中间合金，熔炼用炉为井式电阻炉。所述镁合金原料组成及质量百分比含量为：Zn的含量为6.43wt.％，La的含量为0.32wt.％，余量为Mg，其中La以Mg-17La中间合金的形式加入。其熔炼过程为：首先，将电阻炉的温度首次设定为600℃，并将打磨好的原材料预热至300℃，除去水汽；待电阻炉的温度升到600℃后，将纯镁放入炉内的刚玉坩埚中，同时向炉内通入SF₆和CO₂混合保护气体，当炉内纯镁完全熔化且熔体温度稳定在700℃后，加入纯Zn和Mg-17La中间合金，持续搅拌熔体1min，升温至720℃，并保温30min，使合金元素充分反应。然后打开炉盖，缓慢撒入精炼剂，并持续搅拌1-2min，继续升温至740℃精炼30min。精炼完成后，将井式电阻炉断电，熔体温度降至720℃时，用打渣勺除去熔体表面的熔渣，浇铸至300℃预热的低碳钢模具中，获得Mg-Zn-La合金铸锭。

(3)固溶处理：使用铝箔包裹Mg-Zn-La合金铸锭，以减少合金氧化，然后放入箱式电阻炉中，随炉升温，固溶温度为400℃，固溶时间为6h，最后将合金进行水淬处理。

(4)时效处理：将固溶处理后的Mg-Zn-La合金放入四甲基甘油中，并一起放入箱式电阻炉进行时效处理，时效温度为200℃，时效时间为5h，即可制备高导热Mg-Zn-La合金。

(5)导热性能测试：合金热导率计算公式为：λ＝αρC_p，式中，λ为合金的热导率，α为合金的热扩散系数，ρ为合金的密度，C_ρ为合金的比热容。由于实验测定的热容与计算热容间的误差不大，故合金热容和密度均采用热力学数据库计算获得的数值；对于热处理后的Mg-Zn-La合金室温下的热扩散系数，则采用激光闪射法测定，其激光导热仪型号为耐驰LFA467。热扩散系数测试样品的取样区域为距铸锭底部5mm处，首先，使用线切割切取尺寸为Ф10×3mm的样品；然后，使用800目砂纸打磨去除样品表面的氧化皮；再依次使用1500目以及2000目砂纸打磨，以保证样品的厚度均匀且表面光滑，最终获得直径为10mm、厚度≤3mm的圆柱形标准试样。

(6)拉伸性能测试：拉伸实验样品按GB/T16865-2013要求，将试样加工成狗骨头状的矩形标准试样，其标距为25.0mm，厚度为4.0mm，宽度为6.0mm。标距截面的晶粒数约为10000个，符合拉伸测定要求。采用Instron5982万能试验机对固溶态和时效态合金进行拉伸性能测定，拉伸速率为1mm/min。为减少实验误差，每个合金测试三个平行样。

实施例2

本实施例与实施例一基本相同，特别之处在于：

在本实施例中，一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，Mg-Zn-La合金成分的质量百分比含量为：Zn的含量为6.18wt.％，La的含量为0.55wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质。采用固溶+时效处理工艺，制备获得一种热导率和屈服强度分别为155.3W/(m·K)和172.1MPa的Mg-Zn-La合金。

一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，包括以下步骤：

(1)制备Mg-17La中间合金：以纯度为99.99％的纯Mg和纯度为99.99％的纯La作为原料，采用真空感应熔炼法制备Mg-17La中间合金。

(2)熔炼Mg-Zn-La合金：原料为99.99％的纯Mg、99.99％的纯Zn以及步骤(1)制备的Mg-17La中间合金，熔炼用炉为井式电阻炉。所述镁合金原料组成及质量百分比含量为：Zn的含量为6.18wt.％，La的含量为0.55wt.％，余量为Mg，其中La以Mg-17La中间合金的形式加入。其熔炼过程为：首先，将电阻炉的温度首次设定为600℃，并将打磨好的原材料预热至300℃，除去水汽；待电阻炉的温度升到600℃后，将纯镁放入炉内的刚玉坩埚中，同时向炉内通入SF₆和CO₂混合保护气体，当炉内纯镁完全熔化且熔体温度稳定在700℃后，加入纯Zn和Mg-17La中间合金，持续搅拌熔体1min，升温至720℃，并保温30min，使合金元素充分反应。然后打开炉盖，缓慢撒入精炼剂，并持续搅拌1-2min，继续升温至740℃精炼30min。精炼完成后，将井式电阻炉断电，熔体温度降至720℃时，用打渣勺除去熔体表面的熔渣，浇铸至300℃预热的低碳钢模具中，获得Mg-Zn-La合金铸锭。

(3)固溶处理：使用铝箔包裹Mg-Zn-La合金铸锭，以减少合金氧化，然后放入箱式电阻炉中，随炉升温，固溶温度为400℃，固溶时间为6h，最后将合金进行水淬处理。

(4)时效处理：将固溶处理后的Mg-Zn-La合金放入四甲基甘油中，并一起放入箱式电阻炉进行时效处理，时效温度为200℃，时效时间为20h，即可制备高导热Mg-Zn-La合金。

(5)导热性能测试：所采用的测试手段及计算方法与实施例1中相同，未作特别说明的操作步骤与实施例1相同。

(6)拉伸性能测试：拉伸实验标准样品及测试参数与实施例1中相同，未作特别说明的操作步骤与实施例1相同。

对比例

一种未添加微量稀土元素的Mg-Zn合金，Mg-Zn合金成分的质量百分比含量为：Zn的含量为6.25wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质。

一种未添加微量稀土元素的Mg-Zn合金的制备方法中，包括以下步骤：

(1)原料准备：以纯度为99.99％的纯Mg和纯度为99.99％的纯Zn作为原料，按上述合金成分进行配料。

(2)合金熔炼：首先，将电阻炉的温度首次设定为600℃，并将打磨好的原材料预热至300℃，除去水汽；待电阻炉的温度升到600℃后，将纯镁放入炉内的刚玉坩埚中，同时向炉内通入SF₆和CO₂混合保护气体，当炉内纯镁完全熔化且熔体温度稳定在700℃后，加入纯Zn，持续搅拌熔体1min，升温至720℃，并保温30min，使合金元素充分反应。然后打开炉盖，缓慢撒入精炼剂，并持续搅拌1-2min，继续升温至740℃精炼30min。精炼完成后，将井式电阻炉断电，熔体温度降至720℃时，用打渣勺除去熔体表面的熔渣，浇铸至300℃预热的低碳钢模具中，获得Mg-Zn合金铸锭。

(3)固溶处理：使用铝箔包裹Mg-Zn合金铸锭，以减少合金氧化，然后放入箱式电阻炉中，随炉升温，固溶温度为400℃，固溶时间为6h，最后将合金进行水淬处理。

(4)时效处理：将固溶处理后的Mg-Zn合金放入四甲基甘油中，并一起放入箱式电阻炉进行时效处理，时效温度为200℃，时效时间为5h。

(5)导热性能测试：具体的测试手段及计算方法与实施例1中相同，未作特别说明的操作步骤与实施例1相同。

(6)拉伸性能测试：拉伸实验标准样品及测试参数与实施例1中相同，未作特别说明的操作步骤与实施例1相同。

将实施例和对比例进行对比分析，可以得到以下结论：

(1)固溶态Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La合金的热导率分别为122.4±0.4W/(m·K)和124.4±0.4W/(m·K)，高于Mg-6.25Zn合金的100.7±0.2W/(m·K)。时效处理后，时效态Mg-Zn-La合金的热导率较固溶态合金提升显著，Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La合金的热导率150.2±0.3W/(m·K)和155.3±0.6W/(m·K)，增长幅度为27.8-30.9W/(m·K)，如图3所示。其原因在于时效处理后，棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和盘状β₂’-MgZn₂相从镁基体中析出，使Zn在α-Mg基体中的固溶度由5.58-5.73wt.％降低至3.62-3.80wt.％，实现Zn的脱溶，减少晶格畸变对热导率的影响，进而获得优异的导热性能。

(2)固溶态Mg-6.25Zn、Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La屈服强度分别为60.9M Pa、64.9MPa和79.3MPa。添加La元素后，尽管La在α-Mg基体中的固溶度有限，但固溶处理后仍然存在的τ₁相对合金起到第二相强化的作用，从而合金的屈服强度得到一定的提升。时效处理5-20h后，Mg-Zn和Mg-Zn-La合金晶粒尺寸未发生明显长大，其晶粒尺寸分别为67.4±4.9μm、69.8±7.4μm和61.6±5.6μm，其晶粒尺寸较小，根据霍尔-佩奇公式，理论上合金屈服强度较优异。实验表明，在200℃下时效处理5-20h后，时效态Mg-6.25Zn、Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La的最大屈服强度分别可达160.9MPa、164.9MPa和172.1MPa，如图4所示。相比于固溶态合金，时效态合金屈服强度提升显著，其屈服强度分别提升了164％、150％和148％。其原因在于棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和盘状β₂’-MgZn₂相从镁基体中析出，析出相的产生会阻碍位错滑移，提高合金的屈服强度。

(3)时效处理后，Mg-Zn-La合金存在沿[0001]_Mg方向的棒状β₁’析出相以及盘状β₂’析出相，Mg-Zn-La合金中棒状β₁’析出相的平均长度和平均直径分别为236.2nm、15.7nm。时效过程中，β₁’-Mg₄Zn₇相和β₂’-MgZn₂相形成伴随溶质元素脱溶，提升Mg-Zn-La合金的热导率。时效处理后，Mg-Zn-La合金中，

和(0001)_Mg的错配度为0.76％，如图5所示。随着时效的进行，β₁’相与α-Mg基体仍然呈共格关系，晶格畸变提升，对热导率影响有限。

综上所述，如图1-图4可知，本发明上述实施例通过构建Mg-Zn-La相图和热导率热力学数据库设计Mg-Zn-La体系导热合金的成分范围，在τ₁+α-Mg两相内，进一步降低稀土含量以提高合金热导率，设计了两个合金成分为Mg-6.43Zn-0.32La和Mg-6.18Zn-0.55La合金。按照以下合金成分的质量百分比备料：Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La的含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质。其熔炼过程包括原料准备、Mg-La中间合金的制备、Mg-Zn-La合金熔炼及浇铸成型。然后，对铸态Mg-Zn-La合金进行固溶+时效处理，一方面，通过析出强化提高合金屈服强度；另一方面，通过棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和块状β₂’-MgZn₂相的析出，降低Zn原子在镁基体中的固溶度，实现Zn的脱溶，降低Zn的固溶对合金热导率的影响，从而提高合金导热性能。所设计的Mg-Zn-La合金室温热导率为150.2-155.3W/(m·K)，合金屈服强度为164.9-172.1MPa。在满足力学性能使用要求的基础上，获得高导热性能的Mg-Zn-La合金。相较于重稀土及高稀土导热镁合金，本发明上述实施例的Mg-Zn-La合金降低了稀土元素的使用量，减少了第二相τ₁相的生成，减少相界，利于热扩散，极大地提高了Mg-Zn-La合金的热导率。相较于Mg-6Zn合金，添加微量稀土元素La有效地改善合金的铸造性能，同时提升了力学性能和导热性能。此外，La为轻稀土元素，且稀土添加量少，可以有效降低使用成本，易于商用推广。

上面结合附图对本发明实施例进行了说明，但本发明不限于上述实施例，还可以根据本发明的发明创造的目的做出多种变化，凡依据本发明技术方案的精神实质和原理下做的改变、修饰、替代、组合或简化，均应为等效的置换方式，只要符合本发明的发明目的，只要不背离本发明的技术原理和发明构思，都属于本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：Mg-Zn-La合金成分和成分质量百分比含量为：Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La的含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg和其它不可避免的杂质；Mg-Zn-La合金经过固溶和时效处理后，形成纳米级棒状β₁’-Mg₄Zn₇相和纳米级盘状β₂’-MgZn₂相并分布于α-Mg基体中，微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相弥散分布于α-Mg晶界；所述Mg-Zn-La合金室温热导率为150.2-155.3W/(m·K)，Mg-Zn-La合金屈服强度为164.9-172.1MPa。

2.根据权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：Mg-Zn-La合金中沿[0001]_Mg方向的棒状β₁’-Mg₄Zn₇析出相的平均长度和平均直径分别为236.2±76.5nm、15.7±4.5nm。

3.根据权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：Mg-Zn-La合金中盘状β₂’-MgZn₂析出相的平均直径为25.7±8.4nm。

4.根据权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：Mg-Zn-La合金中微米级颗粒状的强化相τ₁-Mg₂₈Zn₂₀La₄相的平均直径为1.2±0.3μm。

5.根据权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：所述Mg-Zn-La合金在热处理后，β₁’-Mg₄Zn₇和β₂’-MgZn₂的析出，使Zn在α-Mg基体中的固溶度降为3.62-3.80wt.％。

6.根据权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金，其特征在于：所述Mg-Zn-La合金晶粒尺寸为61.6-69.8μm。

7.一种权利要求1所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)制备Mg-17La中间合金：

以纯度不低于99.99％的纯Mg、纯度不低于99.99％的纯La作为原料，采用真空感应熔炼法制备Mg-17La中间合金；

(2)熔炼Mg-Zn-La合金：

将纯度不低于99.99％的纯Mg、纯度不低于99.99％的纯Zn以及在所述步骤(1)中制备的Mg-La中间合金作为合金原料，采用井式电阻炉为熔炼炉进行合金原料熔炼；

Mg-Zn-La合金原料组成及质量百分比为：

Zn的含量为6.18-6.43wt.％，La含量为0.32-0.55wt.％，余量为Mg，其中La以Mg-17La中间合金形式加入，其熔炼过程为：

首先，将电阻炉的温度设定为不低于600℃，并将打磨好的原材料预热至不低于300℃，除去水汽；待电阻炉的温度升到不低于600℃后，将纯镁放入炉内的刚玉坩埚中，同时向炉内通入SF₆和CO₂混合保护气体，当炉内纯镁完全熔化且熔体温度稳定在700℃后，加入纯Zn和Mg-17La中间合金，持续搅拌熔体至少1min，升温至不低于720℃，并保温至少30min，使合金元素充分反应；

然后打开炉盖，缓慢撒入精炼剂，并持续搅拌1-2min，继续升温至不低于740℃，进行精炼至少30min；精炼完成后，将井式电阻炉断电，将熔体温度降至不高于720℃时，用打渣勺除去熔体表面的熔渣，浇铸至模具温度不高于300℃的低碳钢模具中，获得Mg-Zn-La合金铸锭；

(3)固溶处理：

使用铝箔包裹Mg-Zn-La合金铸锭，以减少合金氧化，然后放入箱式电阻炉中，随炉升温，固溶温度为不低于400℃，固溶时间至少为6h，最后将合金进行水淬处理；

(4)时效处理：

将固溶处理后的Mg-Zn-La放入四甲基甘油中，并放入箱式电阻炉进行时效处理，时效温度不低于200℃，时效时间为5-20h，从而制备高导热Mg-Zn-La合金。

8.根据权利要求7所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，其特征在于：在所述步骤(1)中，Mg-17La中间合金原料组成及其重量百分比为：La的含量不高于17wt.％，余量为Mg；Mg-17La中间合金熔炼过程如下：

首先，将纯Mg切成体积不大于3×4×5cm的长方体块状，将纯La切割成尺寸不大于0.5×0.5×0.5cm块状，并且将所有纯金属表面的氧化皮打磨干净，以免熔炼过程中引入氧化物夹杂，将纯Mg和纯La放入真空感应熔炼炉中；

在熔炼前，对熔炼炉的腔体进行至少三次的洗气，每次使用机械泵抽真空至绝对压力不高于0.3MPa；最后一次洗气完成后，向腔内充入Ar气直至腔内压力大于大气压10-20Pa，以避免外部空气进入炉腔发生氧化；将电流调整至不低于200A保温至少5min，待坩埚烧红后，将电流调整至不低于220A保温4-5min，至坩埚中的金属全部熔化，再调整电流至230-240A，保温至少2min，观察流动性达到浇铸要求后，将合金熔体浇铸入铜模中；熔炼和浇铸的整个过程反复颠倒熔炼至少三遍，以保证成分均匀，每次颠倒熔炼后，都用砂纸去除铸锭表面氧化膜，从而制备Mg-17La中间合金。

9.根据权利要求7所述兼具高导热和高强度的Mg-Zn-La合金的制备方法，其特征在于：在所述步骤(2)中，精炼剂成分的质量百分比组成为：BaCl₂含量为35-43wt.％，CaF₂含量为2-5wt.％，余量为KCl。

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