一种5G通讯大型散热腔体用高导热铝合金材料及其流变压铸成型方法

技术领域

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种适用于5G通讯大型薄壁散热腔体流变压铸的高导热铝合金材料及其流变压铸成型方法。

背景技术

通讯行业由4G向5G发展，呈现高集成、大功率趋势。5G单站功耗是4G的2.5-3.5倍。从热设计角度看，则是基站发热量增加，温度控制的难度陡然上升。因此，对高导热大型薄壁轻量化散热腔体需求迫切。

4G基站用散热腔体一般采用Al-8Si系列材料制备，导系数一般在140-160W/（m.K）,可以满足4G散热壳体散热和压铸成形性要求。目前5G基站用散热腔体采用Al-6Si系列材料制备，导热系数一般在160-180W/(m.K)，还无法完全满足基站散热要求，尤其是由于合金中Si含量降低导致材料流动性能下降，无法实现大型薄壁散热腔体的压铸成形技术要求。同时，5G基站由于集成度高，重量增加，对散热腔体的性能也提出了一定要求，一般的本体性能要求为：抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV。因此，在原有材料基础上，优化开发一种可以同时满足散热性要求、大型薄壁腔体成型性要求、本体力学性能要求的新型高导热铝合金材料及其压铸成型技术需求迫切。

发明内容

针对现有技术存在的缺陷，本发明的目的在于提供一种高导热的铝合金材料成分及其熔炼、压铸成型工艺，并通过后续的热处理强化，综合满足5G通讯基站对高导热散热腔体的需求。

为了达到上述目的，本发明基于传统材料进行了大量的实验研究。研究中发现，Si元素是影响材料流动成型能力的主要元素。Si元素含量越高，材料的流动充型能力越强，同时材料的凝固收缩趋势越小，有利于大型薄壁压铸产品的尺寸精度保持。但是Si元素含量的提高会导致材料导热性能的下降。Mg元素是主要的强化元素。Mg元素含量越高，材料力学性能越高，但同样的，Mg元素的添加会导致材料导热性能的下降。Fe元素和Mn元素主要起到缓解材料压铸成型过程中的粘模问题。但Fe元素和Mn元素的添加都会降低材料的导热性能。通过大量研究发现，Fe元素对材料导热性能的降低有限，而Mn元素会显著恶化材料导热性能。Sr元素起到变质共晶Si作用，可以同时提高材料的导热性能和力学性能，是高导热铝合金材料必不可少的添加元素。为了解决上述材料力学性能、成型能力与导热性能之间的矛盾，本发明创造性的引入了含RE元素的精炼剂对材料进行熔体处理，通过精炼处理，既起到了进一步净化熔体的目的，又通过微量RE元素的作用，进一步变质材料微观组织，起到同时提高材料力学性能和导热性能的作用。为了缓解散热腔体薄壁充型对模具的冲蚀问题以及大型薄壁腔体压铸后变形问题，本发明又创造性的引入了流变压铸成型的方法，即在铝合金熔体压铸前进行外场作用下的熔体处理，可以起到显著降低材料铸造温度的作用，通过降低材料铸造温度，显著改善模具冲蚀和产品变形问题。通过熔体外场作用，形成近球状微观组织，改变合金熔体充型机制，在降低熔体温度的同时并不降低熔体的流动充型能力。为了进一步提高散热腔体的导热能力，本发明又创造性的引入了高温时效热处理的方法，通过时效热处理改变材料中的溶质元素分布。通过大量的实验研究，优化了热处理工艺参数，在有限降低材料力学性能的前提下显著提高材料的导热性能。据此，本发明采用的技术方案如下：

本发明的第一方面，是提供一种5G散热腔体流变压铸成型用的高导热铝合金材料，所述的高导热铝合金材料的合金成分以质量百分比计包括：Si 8-9％、Mg 0.1-0.3%、Fe0.6-1.0％，Sr0.02-0.05%，余量为铝。

其中，所述的高导热铝合金材料的合金成分还可包括不可避免的杂质元素，每种杂质元素含量≤0.01%，杂质元素总量≤0.15%。

上述成分的铝合金材料在熔炼制备过程中需要采用特殊的含RE元素的精炼剂进行精炼处理。具体的说，本发明第二方面，是提供一种本发明的第一方面所提供的5G散热腔体流变压铸成型用高导热铝合金材料的制备方法，其熔炼过程为：

（1）按照上面所述的合金成分范围（Sr元素除外）配置原材料，完全熔化后升温至710-730℃温度区间，加入熔体质量分数0.05-0.2%的含RE精炼剂，搅拌1-5分钟，使其与合金熔体均匀反应；

在上述步骤（1）中，所述搅拌可以是机械搅拌、电磁搅拌、超声处理、气体扰动等各种方式。

（2）加入含RE精炼剂后进行后续正常的惰性气体旋转喷吹除气处理；

（3）除气处理后以Al-Sr中间合金形式加入Sr元素，满足上述成分含量要求，加入Sr元素后搅拌1-5分钟，使其熔炼均匀，再次进行惰性气体旋转喷吹除气处理，静置后浇注成合金锭待用。

在上述熔炼过程中，一定要先加入含RE精炼剂再加入Al-Sr中间合金，否则会导致Sr元素大量烧损。加入含RE精炼剂和加入Al-Sr中间合金后一定要各进行一次惰性气体旋转喷吹除气处理，可以显著提高熔体的纯净度以及变质效果。

进一步，上述冶炼方法中，还包括：

（4）对步骤（3）所制备的高导热铝合金材料，在压铸现场重熔，进行后续压铸成型，所述重熔过程中最高熔体温度优选的控制在750℃以内，最高不要超过780℃，否则将造成Sr元素的大量烧损以及熔体含氢量的明显提升；

（5）重熔后在650-680℃温度区间进行保温；合金熔体在压铸前进行外场作用下的熔体处理，具体的外场熔体处理方式可以是机械搅拌、电磁搅拌、超声处理、气体扰动等各种方式，通过外场作用的熔体处理形成异质形核核心，促进后续压铸成型过程中形成近球晶的微观组织，提升熔体压铸成型流动性；

（6）外场处理后熔体温度保持在620-640℃温度范围内，稍高于材料的液相线温度（液相线温度大概为610-615℃），保证熔体可以顺利浇注入压铸机料杯。在保证顺利浇注的前提下尽量获得低的浇注温度，以便改善模具冲蚀问题，提高产品尺寸精度。

采用上述高导热合金材料以及流变压铸成型方法制备的散热腔体产品，通过高温时效热处理方法进一步提高导热性能。

上述冶炼方法中，还包括（7）将压铸件在340-350℃范围内时效热处理13-15分钟，时效热处理后在空气中自然冷却到室温。

与现有的合金材料以及成型方法对比，本发明具有如下优势：

1、采用本发明材料成分及成型方法制备的产品本体性能可以稳定达到：导热系数180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求；

2、采用本发明材料成分及成型方法可以实现大型薄壁散热腔体产品的稳定流变压铸成型，提高模具寿命和产品尺寸精度，很好的控制产品制备成本，有重要的工业应用价值。

附图说明

图1为未使用RE精炼剂的共晶Si的变质效果。

图2为使用RE精炼剂的共晶Si的变质效果。

图3 微观组织对比。其中，左图为液态压铸典型微观组织，右图为液态压铸典型微观组织。

具体实施方式

本发明提供了一种高导热铝合金材料成分及其流变压铸制备方法，该铝合金材料的合金成分以质量百分比计为：Si 8-9％、Mg 0.1-0.3%、Fe 0.6-1.0％，Sr0.02-0.05%，余量为铝，其中还包括不可避免的杂质元素，每种杂质元素含量≤0.01%，杂质元素总量≤0.15%。该铝合金材料在制备过程中需要采用特殊的含RE元素的精炼剂进行精炼处理。具体的熔炼过程为：按照合金成分范围（Sr元素除外）配置原材料，完全熔化后升温至710-730℃温度区间，加入熔体质量分数0.05-0.2%的含RE精炼剂，搅拌1-5分钟，进行后续正常的惰性气体旋转喷吹除气处理。除气处理后以Al-Sr中间合金形式加入Sr元素，满足上述成分含量要求，加入Sr元素后搅拌1-5分钟，再次进行惰性气体旋转喷吹除气处理，静置后浇注成合金锭待用。

上述方法制备的高导热铝合金材料，在压铸现场重熔，进行后续压铸成型。重熔过程中最高熔体温度控制在750℃以内，重熔后在650-680℃温度区间进行保温。合金熔体在压铸前进行外场作用下的熔体处理，具体的外场熔体处理方式可以是机械搅拌、电磁搅拌、超声处理、气体扰动等各种方式。外场处理后熔体温度保持在620-640℃温度范围内，浇注入压铸机料杯进行后续流变压铸成型。

上述高导热合金材料以及流变压铸成型方法制备的散热腔体产品，进行高温时效热处理。将压铸件在340-350℃范围时效热处理13-15分钟。时效热处理后在空气中自然冷却到室温。

采用本发明材料成分及成型方法制备的产品本体性能可以稳定达到：导热系数180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求。

实施例

利用上述方法制备不同Si含量的合金材料，通过机械搅拌的方法进行熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在350℃进行13分钟的高温时效热处理。热处理后的材料性能如下表1所示。

表1 不同Si含量高导热材料成分及流变压铸和高温时效热处理后的性能

由表1可见，在本发明成分范围内，随着材料Si元素含量的提高，材料力学性能变化不大，材料的导热系数稍有下降。在Si元素含量8-9%范围内，材料经过流变压铸和高温时效热处理后性能都稳定达到：导热系数≥180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100M断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求。

实施例

利用上述方法制备不同Mg含量的合金材料，通过电磁搅拌的方法进行熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在345℃进行14分钟的高温时效热处理。热处理后的材料性能如下表2所示。

表2 不同Mg含量高导热材料成分及流变压铸和高温时效热处理后的性能

由表2可见，在本发明成分范围内，随着材料Mg元素含量的提高，材料抗拉强度、屈服强度和硬度都有明显上升趋势，材料的断后伸长率稍有下降，但变化不显著。材料的导热系数明显下降。在Mg元素含量0.1-0.3%范围内，材料经过流变压铸和高温时效热处理后性能都稳定达到：导热系数≥180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求。

实施例

利用上述方法制备不同Fe含量的合金材料，通过超声振动的方法进行熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在340℃进行15分钟的高温时效热处理。热处理后的材料性能如下表3所示。

表3 不同Fe含量高导热材料成分及流变压铸和高温时效热处理后的性能

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由表3可见，在本发明成分范围内，随着材料Fe元素含量的提高，材料力学性能变化不明显，材料的导热系数有一定下降趋势。在Fe元素含量0.6-1.0%范围内，材料经过流变压铸和高温时效热处理后性能都稳定达到：导热系数≥180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求。

实施例

利用上述方法制备不同Sr含量的合金材料，通过气体扰动的方法进行熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在350℃进行15分钟的高温时效热处理。热处理后的材料性能如下表4所示。

表4 不同Sr含量高导热材料成分及流变压铸和高温时效热处理后的性能

由表4可见，在本发明成分范围内，随着材料Sr元素含量的提高，材料力学性能变化不明显，硬度稍有下降趋势，材料的导热系数有一定上升趋势。在Sr元素含量0.02-0.05%范围内，材料经过流变压铸和高温时效热处理后性能都稳定达到：导热系数≥180W/(m.K)，抗拉强度≥220MPa，屈服强度≥100MPa，断后伸长率≥4%，硬度≥70HV，完全满足5G散热腔体的性能要求。

对比例1

利用上述方法制备高导热合金材料，但是在材料制备过程中不添加稀土精炼剂进行精炼处理。制备好的合金材料经过外场作用下的熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在350℃进行15分钟的高温时效热处理。热处理后的材料成分和性能如下表5所示。

表5 RE精炼剂对流变压铸高导热材料高温时效热处理后性能的影响

由表5对比可见，在高导热材料熔炼过程中如果不加入含RE精炼剂进行精炼处理，流变压铸后材料的断后伸长率和导热系数都明显下降，部分指标无法满足5G散热腔体的性能要求。因此，在本发明高导热铝合金材料熔炼过程通过含RE精炼剂进一步精炼合金熔体是一种非常有效的提高材料断后伸长率和导热系数的手段，如图1所示。系统分析RE精炼剂对提升材料导热性能的原因，如图2所示。在较低放大倍数条件下虽然没有发现明显的变质效果差异（已经加入Sr进行变质），但是更微观的组织分析显示，RE精炼剂的使用可以进一步细化共晶Si的微观组织，也许是提升材料导热性能的主要原因。

对比例2

利用上述方法制备高导热合金材料，但是材料微量合金元素Mn超标。制备好的合金材料经过外场作用下的熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内。流变压铸后的产品在350℃进行15分钟的高温时效热处理。热处理后的材料成分和性能如下表6所示。

表6 微量元素Mn对流变压铸高导热材料高温时效热处理后性能的影响

由表6对比可见，微量Mn元素对高导热材料的导热系数有显著影响，Mn元素超过本发明设定范围，流变压铸后材料的力学性能虽然没有明显变化，但材料的导热系数严重恶化。因此，微量元素，尤其是对导热系数有显著影响的微量元素如Mn等，在高导热材料的成分控制中需要特别注意。

对比例3

利用本发明方法制备高导热合金材料。制备好的合金材料重熔后分别采用：1)经过外场作用下的熔体处理，处理后温度控制在620-640℃范围内流变压铸成型、2)在650-680℃范围内不经过外场作用直接压铸成型、3)不经过外场作用在620-640℃范围内直接压铸成型。三种状态下压铸5G散热腔体产品（外形尺寸∽500x1000mm，齿高∽80mm，齿顶厚∽1mm，单边拔模斜度0.5°），压铸后的产品及模具状况如下表7所示。

表7 熔体处理状态对产品及模具的影响

由表7对比可见，如果不采用本发明所使用的流变压铸方法，直接在较高液态温度下进行压铸成型，虽然也可以实现5G散热腔体产品的量产，但模具寿命显著降低，而且成型产品的尺寸精度明显下降，这将导致模具成本的提高以及产品整形成本的提高。如果不采用外场作用下的熔体处理，而是直接进行低温浇注，由于温度过低，导致齿片末端充型不良问题，无法实现连续稳定生产。对比可见，采用本发明的流变压铸成型方法可以很好的控制5G散热腔体的生产成本。如图3所示，是典型的液态压铸微观组织和本发明采用的流变压铸微观组织。对比可见，液态压铸微观组织为典型的树枝晶组织，而流变压铸由于外场熔体处理，产生大量的近球形微观组织，这些近球形组织的存在提升了浆料的流动充型能力，可以实现5G腔体的低温流变压铸成型。

对比例4

利用本发明方法制备5G散热腔体产品，制备好的产品分别采用不同的时效工艺进行热处理，热处理后产品的典型本体性能如下表8所示。

表8 不同高温时效热处理状态对产品本体性能的影响

由表8对比可见，采用不同的高温时效热处理工艺会对产品本体性能产品明显的影响。如果热处理温度较低（300℃），产品的力学性能较高，但是对产品的导热系数提高有限，无法完全满足产品要求；如果热处理时间较长，产品的导热系数会呈现上升趋势，但是产品的本力学性能恶化显著，抗拉强度、屈服强度、硬度都明显下降，无法满足产品强度要求。因此，采用本发明的高温时效热处理工艺也是保障综合满足5G腔体产品力学性能要求和导热性要求的重要手段。

对比例5

利用本发明的高导热合金材料及流变压铸成型方法制备典型尺寸的5G散热腔体产品（外形尺寸∽500x1000mm，齿高∽80mm，齿顶厚∽1mm，单边拔模斜度0.5°），产品成型良好，成品率可以稳定在90%以上，且产品本体性能指标完全满足要求。对比采用Al-6Si-Sr材料，虽然应用Al-6Si-Sr高导热材料制备的压铸产品本体性能也能满足5G腔体的要求，但是Al-6Si-Sr无法实现上述大尺寸（外形尺寸∽500x1000mm，齿高∽80mm，齿顶厚∽1mm，单边拔模斜度0.5°）5G腔体的完整成型，存在远端充型不满以及叶片顶端充型不良的问题。因此，将材料的Si元素含量控制在本发明的8%以上，是实现大尺寸薄壁5G散热腔体稳定成型的关键因素之一。