一种高强超高导热压铸稀土镁合金及其制备方法

技术领域

本发明属于压铸稀土镁合金材料技术领域，涉及一种压铸稀土镁合金及其制备方法，尤其涉及一种高强超高导热压铸稀土镁合金及其制备方法。

背景技术

镁及镁合金是目前应用的最轻金属结构材料，密度仅是钢铁的1/5，钛合金的约1/3，铝合金的2/3。因此，镁合金是目前最理想的减重材料之一。市场上90％以上的镁合金产品都是由压铸工艺制备的，目前压铸镁合金在电子3C壳体方面占据了主要市场，但是在汽车、航空航天、轨道交通等零部件市场的应用还很有限，其主要原因是其相对强度不高且功能性性能较弱。另外，随着电子3C行业的发展，对压铸镁合金壳体的性能要求也在提高，要求更高的刚度，更高的导热性能等。在强度方面，压铸镁合金的强度普遍在250MPa左右，明显低于压铸铝合金的280～300MPa左右；在导热方面，传统压铸AZ91D镁合金的导热系数在60W/(m·K)左右，而目前新开发的高导热压铸镁合金的导热系数提升到了110W/(m·K)左右，但仍然明显低于目前市场上广泛应用的第二代高导热铝合金的导热系数(160W/(m·K)左右)。因此，要想实现镁合金在多个领域内的广泛应用，必须开发兼具高强和高导热的新型压铸镁合金。

目前，AZ91D压铸镁合金占据了压铸镁合金80％以上的市场，该合金具有优异的压铸性能、成形性能和力学性能，室温下合金的屈服强度在150～160MPa，抗拉强度在240～270MPa，延伸率在3～6％；但是该合金的导热性能较差，导热系数仅为50～60W/(m·K)。因此其较低的屈服强度和低的导热性能已经无法满足电子3C市场新的需求。另外，随着新能源汽车、5G/6G通讯等的快速发展，在追求轻量化的同时，对材料的力学性能和导热性能也提出了新的要求，比如要求镁合金材料屈服强度大于190MPa，延伸率大于6％，导热系数大于120W/(m·K)。经过几十年的研究，研究人员又开发出了一系列高导热镁合金，如：Mg-Zn系，Mg-Mn系，Mg-Zn-Ag系以及Mg-Ag-RE和Mg-Al-RE系镁合金，这些合金相比于传统AZ91D镁合金具有更高的导热性能，如Mg-Zn合金的导热系数可以达到120W/(m·K)以上，而Mg-Mn系合金的导热系数可以达到140W/(m·K)以上，但是绝大部分高导热镁合金的压铸性能较差，具有严重的热裂倾向，而含Ag的镁合金成本太高，无法广泛应用。目前新开发的高导热压铸镁合金Mg-Al-RE系合金具有良好的冷室压铸性能、优异的力学性能和较好的导热性能；但是该合金的室温屈服强度和AZ91D合金相当，导热系数一般在110～120W/(m·K)，仍然无法完全满足市场的需求。

因此，要想实现压铸镁合金的广泛应用，需要开发一种更为适宜的在强度和导热性能上，同时大幅提高的新型压铸镁合金，这是压铸镁合金发展的必然趋势，也是业内诸多研究人员亟待解决的问题之一。

发明内容

有鉴于此，本发明要解决的技术问题在于提供一种压铸稀土镁合金及其制备方法，特别是一种高强超高导热压铸稀土镁合金。本发明提供的压铸镁合金在室温下的屈服强度大于190MPa，抗拉强度大于275MPa，延伸率大于6％，且导热系数大于160W/(m·K)，具有较高的强度和导热性能。

本发明提供了一种压铸稀土镁合金，所述压铸稀土镁合金中包括η-Al

所述η-Al

所述η-Al

所述η-Al

优选的，所述η-Al

所述η-Al

所述η-Al

所述η-Al

所述小部分贯穿晶界的η-Al

优选的，所述针状的η-Al

所述针状的η-Al

所述η-Al

所述压铸稀土镁合金还具有半共格的η-Al

本发明提供了一种压铸稀土镁合金，按质量百分比包括：

Al：3.5wt％～6.2wt％；

La：3wt％～6.5wt％；

Sm：1.5wt％～3.5wt％；

Y：0.1wt％～0.5wt％；

Te：0.03wt％～0.4wt％；

Mn：0wt％～0.5wt％；

余量的镁；

其中，(La+Sm)/Al的质量比大于1.1且小于1.3。

优选的，所述压铸稀土镁合金中还包括杂质元素；

所述杂质元素总量小于0.05wt％；

所述杂质元素包括Si、Fe、Ni、Cu和Be中的一种或多种；

所述压铸稀土镁合金为高强压铸镁合金；

所述压铸稀土镁合金为超高导热压铸镁合金。

本发明提供了一种压铸稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

1)将镁源、铝源、镧源、钐源、钇源和碲源进行熔炼，得到合金液；

2)将上述步骤得到的合金液进行高压铸造，得到压铸稀土镁合金。

优选的，所述镁源包括镁；

所述铝源包括铝；

所述镧源包括镁镧中间合金；

所述钐源包括镁钐中间合金；

所述钇源包括镁钇中间合金；

所述碲源包括镁碲中间合金。

优选的，所述熔炼的温度为700～730℃；

所述熔炼的时间为小于等于15小时；

所述步骤1)具体为：

11)将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；

12)将上述步骤得到的第一混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液；

13)将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

优选的，所述步骤1)中还包括锰源；

所述锰源包括镁锰中间合金；

所述步骤1)具体为：

1a)将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；

1b)将上述步骤得到的第一混合金属液和锰源混合，得到第二混合金属液；

1c)将上述步骤得到的第二混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液；

1d)将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

优选的，所述进行高压铸造的合金液的温度为690～710℃；

所述高压铸造的方式包括冷室高压铸造；

所述高压铸造的压射压力为80～160MPa；

所述高压铸造的压射速度为6～10m/s；

所述高压铸造的增压时间为12～18ms；

所述高压铸造的保压压力为40～70MPa；

所述高压铸造的保压时间为8～15s。

本发明提供了一种压铸稀土镁合金，所述压铸稀土镁合金中包括η-Al

实验结果表明，本发明提供的高强高导热压铸稀土镁合金在室温下的屈服强度大于190MPa，抗拉强度大于275MPa，拉伸断裂伸长率大于6％，室温导热系数大于160W/(m·K)。

附图说明

图1为本发明实施例1～3制备的高强超高导热压铸稀土镁合金的工程应力应变曲线；

图2为本发明实施例1制备的高强超高导热压铸稀土镁合金的背电子散射扫描电镜照片；

图3为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

图4为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

图5为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

具体实施方式

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为了进一步说明本发明的特征和优点，而不是对发明权利要求的限制。

本发明所有原料，对其来源没有特别限制，在市场上购买的或按照本领域技术人员熟知的常规方法制备的即可。

本发明所有原料，对其纯度没有特别限制，本发明优选采用分析纯或压铸镁合金制备领域常规的纯度要求。

本发明所有原料，其牌号和简称均属于本领域常规牌号和简称，每个牌号和简称在其相关用途的领域内均是清楚明确的，本领域技术人员根据牌号、简称以及相应的用途，能够从市售中购买得到或常规方法制备得到。

本发明所用工艺，其简称均属于本领域常规简称，每个简称的具体步骤和常规参数在其相关领域内均是清楚明确的，本领域技术人员根据简称，能够以常规方法进行实现。

本发明提供了一种压铸稀土镁合金，所述压铸稀土镁合金中包括η-Al

所述η-Al

所述η-Al

所述η-Al

在本发明中，所述η-Al

在本发明中，所述η-Al

在本发明中，所述η-Al

在本发明中，所述η-Al

在本发明中，所述小部分贯穿晶界的η-Al

在本发明中，所述针状的η-Al

在本发明中，所述针状的η-Al

在本发明中，所述η-Al

在本发明中，所述压铸稀土镁合金还优选具有半共格的η-Al

本发明提供了一种压铸稀土镁合金，按质量百分比包括：

Al：3.5wt％～6.2wt％；

La：3wt％～6.5wt％；

Sm：1.5wt％～3.5wt％；

Y：0.1wt％～0.5wt％；

Te：0.03wt％～0.4wt％；

Mn：0wt％～0.5wt％；

余量的镁；

其中，(La+Sm)/Al的质量比大于1.1且小于1.3。

在本发明中，所述Al的加入量为3.5wt％～6.2wt％，可以为4.0wt％～6.0wt％，优选为4.5wt％～5.5wt％。

在本发明中，所述La的加入量为3wt％～6.5wt％，可以为3.5wt％～6.0wt％，优选为4.0wt％～5.5wt％。

在本发明中，所述Sm的加入量为1.5wt％～3.5wt％，可以为1.9wt％～3.1wt％，优选为2.3wt％～2.7wt％。

在本发明中，所述Y的加入量为0.1wt％～0.5wt％，可以为0.15wt％～0.45wt％，优选为0.2wt％～0.4wt％，更优选为0.25wt％～0.35wt％。

在本发明中，所述Te的加入量为0.03wt％～0.4wt％，可以为0.1wt％～0.35wt％，优选为0.15wt％～0.3wt％，更优选为0.2wt％～0.25wt％。

在本发明中，所述Mn的加入量为0wt％～0.5wt％，可以为0.1wt％～0.4wt％，优选为0.2wt％～0.3wt％。

在本发明中，(La+Sm)/Al的质量比大于1.1且小于1.3，更优选为大于等于1.12且小于等于1.28，更优选为大于等于1.15且小于等于1.25，更优选为大于等于1.17且小于等于1.23。

在本发明中，所述压铸稀土镁合金中还优选包括杂质元素。

在本发明中，所述杂质元素总量优选小于0.05wt％，更优选0.04wt％，更优选0.03wt％。

在本发明中，所述杂质元素优选包括Si、Fe、Ni、Cu和Be中的一种或多种，更优选为Si、Fe、Ni、Cu或Be。

在本发明中，所述压铸稀土镁合金优选为高强压铸镁合金。

在本发明中，所述压铸稀土镁合金优选为超高导热压铸镁合金。

本发明为完整和细化整体技术方案，更好的保证压铸稀土镁合金的结构和组成，进一步提高压铸稀土镁合金的强度和导热性能，上述高强超高导热压铸稀土镁合金具体可以为以下组成：

一种高强超高导热压铸镁合金，包括：

3.5～6.2wt％的Al，3～6.5wt％的La，1.5～3.5wt％的Sm，0.1～0.5wt％的Y，0.03～0.4wt％的Te，0～0.5wt％的Mn，(La+Sm)/Al质量比大于1.1且小于1.3，杂质元素Si，Fe、Ni、Cu、Be等的总量小于0.05wt％，余量为镁。

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金中含有Al和La，在熔体凝固过程中二者会结合形成与基体呈半共格关系的且具有优异导热性能的η-Al

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金包括3.5～6.2wt％的Al。在本发明中，所述Al在所述高强超高导热压铸镁合金中的质量含量优选为3.8～5.5wt％。本发明提供的高强超高导热压铸镁合金中Al的含量使所述合金熔体具有非常好的流动性能，进而使本发明提供的高强超高导热镁合金可使用压铸的方法制备结构复杂的压铸件。

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金包括3～6.5wt％的La。在本发明中，所述La在所述高强超高导热压铸镁合金的质量含量优选为3～5wt％。在本发明中，所述La可以和上述技术方案所述的Al共同作用，进一步提高合金液的流动性，同时还可以显著改善合金熔体的抗氧化性能，使本发明提供的高强超高导热压铸镁合金具有更好的铸造品质。另外，La与Al在凝固过程中可以形成η-Al

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金包括1.5～3.5wt％的Sm。在本发明中，所述Sm在所述高强超高导热镁合金中的质量含量优选为1.8～2.7wt％。在本发明中，所述Sm能够进一步提高合金熔体流动性和抗氧化性，并促进在凝固过程中η-Al

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金包括0.1～0.5wt％的Y。在本发明中，所述Y在所述高强超高导热镁合金中的质量含量优选为0.2～0.3wt％。在本发明中，所述Y能够显著提高合金熔体的抗氧化性，并在凝固过程中在与Al强力结合形成Al

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金包括0.03～0.4wt％的Te。在本发明中，所述Te在所述高强超高导热镁合金中的质量含量优选为0.1～0.2wt％。在本发明中，所述Te能够显著改善熔体质量，降低气体含量，并倾向于偏聚到界面处，提高基体的导热性能和合金的塑性。

本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金还可以包含常见合金元素Mn，但Mn的添加会对合金的塑性和导热性能有一定程度的不利影响。

在本发明中，所述高强超高导热压铸镁合金优选包括：3.5～6.2wt％的Al，3～6.5wt％的La，1.5～3.5wt％的Sm，0.1～0.5wt％的Y，0.03～0.4wt％的Te，0～0.5wt％的Mn，(La+Sm)/Al质量比大于1.1且小于1.3，杂质元素Si，Fe、Ni、Cu、Be等的总量小于0.05wt％，余量为镁。

本发明提供了一种压铸稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

1)将镁源、铝源、镧源、钐源、钇源和碲源进行熔炼，得到合金液；

2)将上述步骤得到的合金液进行高压铸造，得到压铸稀土镁合金。

本发明首先将镁源、铝源、镧源、钐源、钇源和碲源进行熔炼，得到合金液。

在本发明中，所述镁源优选包括镁。

在本发明中，所述铝源优选包括铝。

在本发明中，所述镧源优选包括镁镧中间合金。

在本发明中，所述钐源优选包括镁钐中间合金。

在本发明中，所述钇源优选包括镁钇中间合金。

在本发明中，所述碲源优选包括镁碲中间合金。

在本发明中，所述熔炼的温度优选为700～730℃，更优选为705～725℃，更优选为710～720℃。

在本发明中，所述熔炼的时间优选为小于等于15小时，更优选为小于等于13小时，更优选为小于等于11小时。

在本发明中，所述步骤1)具体优选为：

11)将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；

12)将上述步骤得到的第一混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液；

13)将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

本发明首先将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液。

在本发明中，所述步骤1)中还优选包括锰源。

在本发明中，所述锰源优选包括镁锰中间合金。

本发明再将上述步骤得到的第一混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液。

本发明最后将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

在本发明中，所述步骤1)具体优选为：

1a)将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；

1b)将上述步骤得到的第一混合金属液和锰源混合，得到第二混合金属液；

1c)将上述步骤得到的第二混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液；

1d)将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

本发明首先将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液。

本发明再将上述步骤得到的第一混合金属液和锰源混合，得到第二混合金属液。

本发明然后将上述步骤得到的第二混合金属液与碲源混合后，得到第三混合金属液。

本发明最后将上述步骤得到的第三混合金属液与铝源再次混合后，得到合金液。

本发明最后将上述步骤得到的合金液进行高压铸造，得到压铸稀土镁合金。

在本发明中，所述进行高压铸造的合金液的温度优选为690～710℃，更优选为694～706℃，更优选为698～702℃。

在本发明中，所述高压铸造的方式优选包括冷室高压铸造。

在本发明中，所述高压铸造的压射压力优选为80～160MPa，更优选为90～150MPa，更优选为100～140MPa，更优选为110～130MPa。

在本发明中，所述高压铸造的压射速度优选为6～10m/s，更优选为6.5～9.5m/s，更优选为7～9m/s，更优选为7.5～8.5m/s。

在本发明中，所述高压铸造的增压时间优选为12～18ms，更优选为13～17ms，更优选为14～16ms。

在本发明中，所述高压铸造的保压压力优选为40～70MPa，更优选为45～65MPa，更优选为50～60MPa。

在本发明中，所述高压铸造的保压时间优选为8～15s，更优选为9～14s，更优选为10～13s，更优选为11～12s。

本发明为完整和细化整体技术方案，更好的保证压铸稀土镁合金的结构和组成，进一步提高压铸稀土镁合金的强度和导热性能，上述高强超高导热压铸稀土镁合金的制备方法具体可以包括以下步骤：

高强超高导热压铸镁合金的制备方法，包括以下步骤：

1)将镁源、铝源、镧源、钐源、钇源、碲源(或锰源)进行熔炼，得到合金液；

2)将所述合金液进行高压铸造，得到高强超高导热镁合金，所述高强超高导热镁合金包括：

3.5～6.2wt％的Al，3～6.5wt％的La，1.5～3.5wt％的Sm，0.1～0.5wt％的Y，0.03～0.4wt％的Te，0～0.5wt％的Mn，(La+Sm)/Al质量比大于1.1且小于1.3，杂质元素Si，Fe、Ni、Cu、Be等的总量小于0.05wt％，余量为镁。

具体的，所述步骤1)中熔炼的温度为700℃～730℃。

具体的，所述步骤1)中高压铸造的熔体温度为690℃～710℃。

具体的，所述步骤1)具体为：

将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；

将所述第一混合金属液和锰源混合得到第二混合金属液，如不添加锰则没有第二混合金属液；

将所述第一混合金属液(或第二混合金属液)与碲源混合，得到第三混合金属液；

将所述第三混合金属液与铝源混合，得到合金液。

具体的，所述步骤2)中高压铸造为冷室高压铸造，压射压力：80-160MPa，压射速度为：6-10m/s，增压时间为12-18ms，保压压力40-70MPa，保压时间8-15s。

具体的，所述步骤2)中高压铸造的合金熔体转移至横浇道前采用刮面处理。

具体的，所述步骤2)中高压铸造得到的合金样品为板状样品，样品面尺寸没有特殊限制，厚度为：0.4～8mm。

更进一步的，

本发明将镁源、铝源、镧源、钐源、碲源(或其他合金元素源)进行熔炼，得到合金液。在本发明中，所述熔炼的温度优选为710℃～730℃，最优选为720℃。本发明对所述熔炼的方法没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的金属熔炼的技术方案即可。本发明优选在保护性气体的条件下进行所述熔炼。本发明对所述保护性气体的种类和来源没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的制备镁合金时使用的保护性气体即可，可由市场购买获得。在本发明中，所述保护性气体优选为SF

本发明优选将镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼，得到第一混合金属液；将所述第一混合金属液和其他合金元素源混合，得到第二混合金属液，然后将第一混合金属液(或第二混合金属液)与碲源混合得到第三混合金属液，最后将第三混合金属液与铝源合金得到合金液。本发明对熔炼所述镁源、铝源、镧源、钐源、钇源的方法没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的金属熔炼的技术方案即可。在将所述镁源、镧源、钐源和钇源进行熔炼之前，本发明优选将所述镁源、镧源、钐源和钇源进行预热。在本发明中，所述镁源、镧源、钐源和钇源预热的温度优选为180℃～400℃，更优选为240℃～360℃，最优选为300℃。

得到第一混合金属液后，本发明优选将所述第一混合金属液和锰源混合，得到第二混合金属液；在本发明中，所述第一混合金属液和锰源的混合温度优选为710℃～730℃，更优选为720℃～730℃，最优选为725℃。在本发明中，所述第一混合金属液和锰源的混合时间优选为8分钟～15分钟，更优选为10分钟～12分钟；如果不添加锰源，则没有第二混合金属液。

得到第一或者第二混合金属液后，本发明优选将所述第一混合金属液(或第二混合金属液)和碲源混合，得到第三混合金属液；在本发明中，所述第一混合金属液(或第二混合金属液)和碲源的混合温度优选为710℃～720℃，更优选为710℃～715℃，最优选为710℃。在本发明中，所述第一或第二混合金属液和碲源的混合时间优选为8分钟～15分钟，更优选为8分钟～10分钟。

得到第三混合金属液后，本发明优选将所述第三混合金属液和铝源混合，得到合金液；在本发明中，所述第三混合金属液和铝源的混合温度优选为710℃～730℃，更优选为715℃～725℃，最优选为720℃。在本发明中，所述第一或第二混合金属液和碲源的混合时间优选为8分钟～15分钟，更优选为8分钟～10分钟。

在本发明中，所述铝源优选为高纯铝(99.98％)。在本发明中，所述镁源优选为高纯镁(99.99％)。本发明对所述铝源和镁源的来源没有特殊的限制，可由市场购买获得。在本发明中，所述镧源优选为镁-镧中间合金。在本发明中，所述钐源优选为镁-钐中间合金。在本发明中，所述钇源优选为镁-钇中间合金。在本发明中，所述碲源优选为镁-碲中间合金。在本发明中，所述锰源优选为镁-锰中间合金。在本发明中，所述镁镧中间合金中镧的质量分数优选为15～30wt％，更优选为15-20wt％。在本发明中，所述镁钐中间合金中钐的质量分数优选为15～30wt％，更优选为15-20wt％。在本发明中，所述镁钇中间合金中钇的质量分数优选为15～30wt％，更优选为15-20wt％。在本发明中，所述镁碲中间合金中碲的质量分数优选为0.7～3wt％，更优选为1.5-2wt％。在本发明中，所述镁锰中间合金中锰的质量分数优选为2～7wt％，更优选为3-4wt％。

在本发明中，本发明对所述镧源、钐源、钇源、碲源和锰源的来源没有特殊的限制，采用本领域技术人员熟知的上述种类的源即可，可由市场购买获得。在本发明的实施例中，所述镧源、钐源、钇源、锰源和碲源分别为中国科学院长春应用化学研究所提供的镁-镧中间合金、镁-钐中间合金、镁-钇中间合金、镁-碲中间合金、镁-锰中间合金。

得到合金液后，可以向所述合金液中通入氩气进行精炼。在本发明中，优选不精练。本发明优选将合金液静置。在本发明中，所述静置的时间优选为30分钟～45分钟，所述静置时熔体温度优选为700-710℃。

在将所述镁源、铝源、镧源、钐源、钇源、碲源、锰源进行熔炼之前，本发明优选将所述镁源、铝源、镧源、钐源、钇源、碲源、锰源预热。在本发明中，所述镁源、铝源、镧源、钐源、钇源、碲源、锰源预热的温度优选为180℃～400℃，更优选为240℃～360℃，最优选为300℃。

得到合金液后，本发明将所述合金液采用冷室压铸机进行高压铸造，得到高强超高导热压铸镁合金，所述高强超高导热压铸镁合金包括：3.5～6.2wt％的Al，3～6.5wt％的La，1.5～3.5wt％的Sm，0.1～0.5wt％的Y，0.03～0.4wt％的Te，0～0.5wt％的Mn，(La+Sm)/Al质量比大于1.1且小于1.3，杂质元素Si，Fe、Ni、Cu、Be等的总量小于0.05wt％，余量为镁。

在本发明中，所述压铸熔体温度优选为690℃～730℃，更优选为695℃～715℃，最优选为695℃～705℃。在本发明中，所述压铸为冷室高压铸造，参数设置为：压射压力：80-160MPa，压射速度为：6-10m/s，增压时间为12-18ms，保压压力40-70MPa，保压时间8-15s。

在本发明中，高压铸造中，将合金熔体转移至横浇道前采用刮面处理。高压铸造的合金样品为板状样品，样品面尺寸60mm×120mm，厚度0.4mm，3mm或者8mm。其他压铸参数和条件采用本领域技术人员熟知的镁合金压铸的技术方案即可，保障压铸样品的质量和成品率。

在本发明中，本发明对所述压铸模具预热温度优选180-300℃，更优选为220℃～270℃，最优选为240℃～260℃。

在本发明中，所述高强超高导热压铸镁合金包括3.5～6.2wt％的Al，3～6.5wt％的La，1.5～3.5wt％的Sm，0.1～0.5wt％的Y，0.03～0.4wt％的Te，0～0.5wt％的Mn，(La+Sm)/Al质量比大于1.1且小于1.3，杂质元素Si，Fe、Ni、Cu、Be等的总量小于0.05wt％，余量为镁。

本发明可控制上述技术方案所述镁源、铝源、镧源、钇源、碲源(和锰源)的用量得到所述成分的高强超高导热压铸镁合金。

本发明上述内容提供了一种高强超高导热压铸稀土镁合金及其制备方法。本发明设计的具有特定组成和微观结构的压铸稀土镁合金，是一种高强超高导热压铸稀土镁合金，镁合金中含有Al和La，熔化后在凝固过程中会成形针状的η-Al

将本发明提供的高强超高导热压铸镁合金按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试其在室温下的力学性能。实验结果为，在室温下拉伸屈服强度大于190MPa，抗拉强度大于275MPa，拉伸断裂伸长率大于6％；按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其在室温下的导热性能，室温导热系数大于160W/(m·K)。

为了进一步说明本发明，以下结合实施例对本发明提供的一种压铸稀土镁合金及其制备方法进行详细描述，但是应当理解，这些实施例是在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制，本发明的保护范围也不限于下述的实施例。

本发明以下实施例所用到的原料均为市售商品，所用的镁为高纯镁，所用铝为高纯铝，所用镁镧中间合金中镧的质量分数为20wt％，所用的镁钐中间合金中钐的质量分数为20wt％，所用的镁钇中间合金中钇的质量分数为20wt％，所用的镁锰中间合金中锰的质量分数为4wt％，所用的镁碲中间合金中碲的质量分数为1.5wt％。

实施例1

将19225g的高纯镁、1200g的高纯铝、4800g的镁镧中间合金、2400g的镁钐中间合金、375g的镁钇中间合金、2000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力：120MPa，压射速度为：8m/s，增压时间为13ms，保压压力60MPa，保压时间8s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例1得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例1得到的高强超高导热镁合金包括：3.92wt％的Al，3.11wt％的La，1.55wt％的Sm，0.23wt％的Y，0.09wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.02wt％，余量为镁。

将本发明实施例1得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行了力学性能测试和扫描照片观察，结果分别如图1和图2所示。

参见图1，图1为本发明实施例1～3制备的高强超高导热压铸稀土镁合金的工程应力应变曲线。

参见图2，图2为本发明实施例1制备的高强超高导热压铸稀土镁合金的背电子散射扫描电镜照片。

由图1和图2可以看出，本发明实施例1得到的高强超高导热压铸稀土镁合金力学性能优异，组织细小且均匀，第二相相比于传统Mg-Al-RE系合金更加细小。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为198±3MPa，抗拉强度287±7MPa，断裂伸长率为7.2±0.5％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。实验结果为，室温下导热系数为171±3W/(m·K)。

实施例2

将19900g的高纯镁、1050g的高纯铝、4500g的镁镧中间合金、2250g的镁钐中间合金、300g的镁钇中间合金、2000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力160MPa，压射速度：10m/s，增压时间为18ms，保压压力70MPa，保压时间8s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例2得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例2得到的高强超高导热镁合金包括：3.45wt％的Al，3.01wt％的La，1.44wt％的Sm，0.18wt％的Y，0.09wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

将本发明实施例2得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行了力学性能测试(如图1所示)和扫描照片观察。

可以看出，本发明实施例2得到的高强超高导热压铸稀土镁合金力学性能优异。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为193±3MPa，抗拉强度278±3MPa，断裂伸长率为8.1±0.8％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为164±3W/(m·K)。

实施例3

将14740g的高纯镁、1860g的高纯铝、7500g的镁镧中间合金、3600g的镁钐中间合金、300g的镁钇中间合金、2000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为700-705℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力80MPa，压射速度为：6m/s，增压时间为12ms，保压压力50MPa，保压时间10s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例3得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例3得到的高强超高导热镁合金包括：6.18wt％的Al，5.01wt％的La，2.37wt％的Sm，0.19wt％的Y，0.09wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

将本发明实施例3得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行了力学性能测试，结果如图1所示。可以看出，本发明实施例3得到的高强超高导热压铸稀土镁合金力学性能优异。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为202±4MPa，抗拉强度283±6MPa，断裂伸长率为6.8±0.7％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为170±4W/(m·K)。

实施例4

将15390g的高纯镁、1860g的高纯铝、9750g的镁镧中间合金、2250g的镁钐中间合金、150g的镁钇中间合金、600g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为700-705℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力120MPa，压射速度为：8m/s，增压时间为15ms，保压压力60MPa，保压时间10s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例4得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例4得到的高强超高导热镁合金包括：6.14wt％的Al，6.38wt％的La，1.46wt％的Sm，0.08wt％的Y，0.03wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

对本发明实施例4得到高强超高导热压铸稀土镁合金进行表征。

参看图3，图3为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

参看图4，图4为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

由图3和4可以看出，本发明制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中具有均匀且细化的针状η-Al

参看图5，图5为本发明实施例4制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

由图5可以看出，本发明制备的高强超高导热压铸稀土镁合金中η-Al

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为199±5MPa，抗拉强度280±5MPa，断裂伸长率为7.0±0.9％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为165±3W/(m·K)。

实施例5

将11390g的高纯镁、1860g的高纯铝、6750g的镁镧中间合金、5250g的镁钐中间合金、750g的镁钇中间合金、4000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为700-705℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力130MPa，压射速度为：9m/s，增压时间为15ms，保压压力60MPa，保压时间12s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例5得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例5得到的高强超高导热镁合金包括：6.11wt％的Al，4.46wt％的La，3.48wt％的Sm，0.47wt％的Y，0.19wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为201±5MPa，抗拉强度282±6MPa，断裂伸长率为6.6±0.6％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为166±3W/(m·K)。

实施例6

将13300g的高纯镁、1200g的高纯铝、4800g的镁镧中间合金、2400g的镁钐中间合金、300g的镁钇中间合金、8000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力120MPa，压射速度为：10m/s，增压时间为15ms，保压压力60MPa，保压时间10s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例6得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例6得到的高强超高导热镁合金包括：3.97wt％的Al，3.16wt％的La，1.52wt％的Sm，0.16wt％的Y，0.37wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.02wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为194±3MPa，抗拉强度282±6MPa，断裂伸长率为9.0±1.3％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为176±5W/(m·K)。

实施例7

将16950g的高纯镁、1200g的高纯铝、4800g的镁镧中间合金、2400g的镁钐中间合金、300g的镁钇中间合金、600g的镁碲中间合金、3750g镁锰中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力140MPa，压射速度为：9m/s，增压时间为16ms，保压压力60MPa，保压时间8s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明实施例7得到的高强超高导热压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明实施例7得到的高强超高导热镁合金包括：3.95wt％的Al，3.14wt％的La，1.49wt％的Sm，0.15wt％的Y，0.03wt％的Te，0.42wt％的Mn，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为194±4MPa，抗拉强度282±7MPa，断裂伸长率为7.6±0.8％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为163±3W/(m·K)。

对比例1

将19750g的高纯镁、1350g的高纯铝、4500g的镁镧中间合金、2250g的镁钐中间合金、150g的镁钇中间合金、2000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力150MPa，压射速度为：9m/s，增压时间为115ms，保压压力60MPa，保压时间10s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明对比例1得到的压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明对比例1得到的镁合金包括：4.43wt％的Al，2.95wt％的La，1.44wt％的Sm，0.07wt％的Y，0.09wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为176±3MPa，抗拉强度272±5MPa，断裂伸长率为11.2±1.6％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为132±3W/(m·K)。

对比例2

将13900g的高纯镁、1050g的高纯铝、7500g的镁镧中间合金、5250g的镁钐中间合金、300g的镁钇中间合金、2000g的镁碲中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力120MPa，压射速度为：8m/s，增压时间为15ms，保压压力60MPa，保压时间15s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明对比例2得到的压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明对比例2得到的镁合金包括：3.42wt％的Al，4.89wt％的La，3.41wt％的Sm，0.17wt％的Y，0.09wt％的Te，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为202±5MPa，抗拉强度251±9MPa，断裂伸长率为4.7±0.8％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为112±4W/(m·K)。

对比例3

将20550g的高纯镁、1200g的高纯铝、6000g的镁镧中间合金、2250g的镁锰中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为700-705℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力130MPa，压射速度为：9m/s，增压时间为16ms，保压压力70MPa，保压时间12s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明对比例3得到的压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明对比例3得到的镁合金包括：3.97wt％的Al，3.92wt％的La，0.24wt％的Mn，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为165±4MPa，抗拉强度257±5MPa，断裂伸长率为12.1±1.7％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为119±4W/(m·K)。

对比例4

将19050g的高纯镁、1200g的高纯铝、4500g的镁镧中间合金、3000g的镁钐中间合金、2250g的镁锰中间合金预热到300℃。首先将预热的高纯镁、镁镧中间合金、镁钐中间合金和镁钇中间合金放入预热到300℃的坩锅中，向所述坩埚中通入SF

将上述静置后的合金液在275吨锁模力的冷室压铸机上进行压铸，得到高强超高导热压铸稀土镁合金，所述压铸的温度为695-700℃，所述压铸模具温度为240±20℃，所述压铸的压射压力130MPa，压射速度为：8m/s，增压时间为12ms，保压压力60MPa，保压时间8s。

采用电感耦合等离子体发射光谱仪对本发明对比例4得到的压铸稀土镁合金进行成分检测。

检测结果为，本发明对比例4得到的镁合金包括：3.99wt％的Al，2.96wt％的La，1.92wt％的Sm，0.23wt％的Mn，杂质元素Fe、Cu、Si和Ni的总量小于0.03wt％，余量为镁。

按照GB/T 228.1-2010《金属材料单轴拉伸实验方法》的标准，测试合金的室温力学性能。

实验结果为，在室温下，屈服强度为170±3MPa，抗拉强度266±7MPa，断裂伸长率为11.2±1.1％。

按照ASTM-E1461《金属材料导热系数测试》的标准，测试其室温导热性能。

实验结果为，室温下导热系数为126±5W/(m·K)。

由以上实施例和对比例可知，本发明提供的高强超高导热压铸稀土镁合金中含有Al和La，在熔体凝固过程中二者会结合形成与基体呈半共格关系的且具有优异导热性能的η-Al

因此，本发明提供的合金具有极其优异的力学性能和导热性能。

以上对本发明提供的一种高强超高导热压铸稀土镁合金及其制备方法进行了详细的介绍，本文中应用了具体个例对本发明的原理及实施方式进行了阐述，以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想，包括最佳方式，并且也使得本领域的任何技术人员都能够实践本发明，包括制造和使用任何装置或系统，和实施任何结合的方法。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。本发明专利保护的范围通过权利要求来限定，并可包括本领域技术人员能够想到的其他实施例。如果这些其他实施例具有不是不同于权利要求文字表述的结构要素，或者如果它们包括与权利要求的文字表述无实质差异的等同结构要素，那么这些其他实施例也应包含在权利要求的范围内。