高导热/电的压铸铝(稀土)合金开拓及机能研究

研究了La含量（4%、6%、8%、10%）对压铸Al-La合金的微不雅观组织、力学性能以及导电导热性能的影响。

La在铝基体中的固溶度极小，易富集于-Al凝固界面前沿而造成身分过冷，降落-Al周围液相的结晶温度，进而抑制-Al的成长而实现细化。
凝固过程中天生的Al11La3第二相不仅可以强化合金，还可作为-Al的异质形核点以实现细化，这得益于其与-Al基体5.96%的较小错配度。
随着La含量从4%增加到10%，合金的屈从强度与抗拉强度分别从48.6MPa、113.9MPa提升到92.3MPa、186.7MPa，但伸长率从26.1%降落至9.6%。
此外，Al-La合金的热导率、电导率随La含量的增加大致呈线性低落趋势，分别从207.8W/（mK）、32.0MS/m低落至173.1W/（mK）、26.1MS/m。

汽车工业的快速发展带来了日益严重的环境问题和能耗问题，而零部件的轻量化与集成化是办理这些问题的有效路子，个中以一体化成形的铝合金压铸件替代钢制的拼接零件成为主流。
汽车轻量化用铝合金构造件常日较为繁芜，常采取高压铸造办法生产。
压铸过程中过冷度较大，易得到眇小组织，该工艺还具备尺寸精度高、生产效率高、经济效益好等上风。
研究表明，汽车每减重10%，可以提升6%~8%的燃油效率，降落5%~6%的污染物排放。
铝合金的密度约为钢铁的三分之一，是精良的汽车轻量化材料。
但零部件不断向集成化、小型化方向发展，对合金材料的综合性能哀求越来越高，比如新能源汽车用电机转子哀求铝合金材料在兼顾一定强度的情形下具备高导电特性（电导率≥28 MS/m，常规压铸铝合金电导率小于20 MS/m），液冷板哀求铝合金材料在兼顾一定强度的情形下具备高导热特性，因而常规的铝合金材料难以知足这些零部件对构造功能一体化铝合金材料的需求。
工业上常日采取变质工艺、精髓精辟工艺等来提高铝熔体及铝合金品质，进而提高合金的综合性能。
稀土是21世纪主要计策资源，向铝中添加稀土元素可以起到除气除渣、晶粒细化、提升强度等积极浸染，这得益于其活泼的化学性子、易与铝形成强化效果良好的Al-RE相以及Al-RE相对-Al的异质形核浸染。
研究表明，和固溶原子形式比较，合金元素以眇小弥散的第二相形式存在具有更为显著的强化效果，且对导热导电性能影响最小。
而轻稀土元素La在铝基体中固溶度极小，在铝合金中常以第二相形式存在，故在强化的同时对纯铝高导热和高导电特性的影响很小。

近年来，关于La的研究越来越深入，Salem等人探究了La对A390铝合金的细化浸染，创造加入La元素可显著提高A390合金的力学性能；Zhu等人创造La元素会导致Mg-Al-Zn合金固液界面过冷，进而使得第二相不连续分布。
若将La作为主元素加入纯铝，其极有可能与铝反应天生眇小弥散的Al11La3相（a=0.4432nm，b=1.3157nm，c=1.013753nm，空间群为Immm)，在最小程度影响纯铝高导热和高导电特性的同时，提高合金的强度。
本研究在纯铝中添加（质量分数）4%、6%、8%、10 %的La元素，研究压铸Al-La合金微不雅观组织、力学性能以及导热导电性能随La含量的演化规律，为以Al-La合金为根本的高导热、高导电压铸铝合金的开拓供应参考。

1试验方法

采取工业纯铝（99.97%，质量分数，下同）和Al-20La中间合金作为原材料制备Al-xLa（x=4%、6%、8%、10%）铝合金。
将纯铝锭与Al-20La放入坩埚内，升温到740 ℃直至完备熔化，搅拌后静置，加入精髓精辟剂精髓精辟后扒渣，在720 ℃时进行压铸，图1为压铸件示意图。
本试验采取TOYO-BD350V5型冷室压铸机，模具预热温度为200℃，低速为0.25m/s，高速为2m/s，铸造压力为70MPa。
采取电感耦合等离子体原子发射光谱（ICP-AES）测定合金的化学身分，如表1所示，实际身分与名义身分靠近。

图1 压铸件示意图

表1 试验合金的化学身分 wB/%

从A板上切取试样，经打磨抛光后用于XRD测试和导热、导电测试，个中XRD测试采取UltimaⅣ衍射仪，靶材为Cu，电压为40kV，电流为30mA，扫描速率为5/min，扫描范围为20~90；导热测试样品是直径为12.7mm、厚度为2.5mm的圆片，采取NetzschLFA 447热导仪测定合金的热扩散系数（3次的均匀值），在丈量之前，样品表面喷上一层碳涂层，以提高光脉冲的接管；每种合金的室温密度是由基于阿基米德方法的电子天平（Sartorius Quintix124-1CN）和密度计（YDK03P）测得（5次的均匀值）；比热容采取Neumann-Kopp方程进行打算：

式中：Cp为合金比热容，Cp，i为各组分比热容，为各组分质量分数。
导热系数可采取方程2进行打算：

式中：是热扩散系数， 是密度，Cp是比热容。
采取Sigma 2008数字涡流金属电导率仪（Digital Eddy Current Metal conductivity Instrument，Sigma 2008）丈量各合金的电导率（5次的均匀值）。
如图1所示，压铸件上棒状试样B即为拉伸试样，全长170mm，平行段长度50mm，平行段直径6.5mm。
在Zwick Z100万能材料试验机上以1mm/min的拉伸速率进行拉伸，试验结果为5次测试的均匀值，个中取0.2作为合金的屈从强度。
如图1所示，从A板上切取试样，经打磨、抛光、堕落后用于微不雅观组织不雅观察，个中堕落剂是体积分数为0.5%的氢氟酸溶液，堕落韶光为10 s；采取光镜（Zeiss Axio Observer A1）和带有能谱的扫描电镜（Phenom）不雅观察合金微不雅观组织以及拉伸断口描述，个中扫描电压为15kV，在背散射模式BSE和二次电子模式SE下进行表征。
采取Image-Pro Plus软件对各合金的-Al尺寸进行统计，结果为10张金相照片的均匀值。

2试验结果与谈论

2.1 组织演化如图2a所示，采取Pandat热力学软件打算Al-La合金的平衡相图，在富Al一侧，Al和La会在637.8℃旁边发生共晶反应，天生Al+Al11La3共晶组织。
值得一提的是，La在Al中的极限固溶度仅为0.001795%，故添加的La元素险些全部以Al11La3相形式存在，在提升纯铝强度的同时对纯铝高导热和高导电特性的影响很小。
比较于平衡相图，基于Scheil模型打算的非平衡凝固路径将更靠近实际压铸结果。
如图2b所示，在金属液凝固过程中，首先从液相中天生-Al，得益于在Al基体中极低的固溶度，La元素会随着-Al的天生而在液相中富集，当达到共晶反应身分时天生Al+Al11La3共晶组织。
随着La含量的增加，合金凝固起始温度低落，-Al减少而共晶Al+Al11La3增多。

图2 Al-La合金相图和非平衡凝固路径

如图3所示，Al-xLa合金由-Al和Al11La3两种相组成，当La含量从4%增加至10%时，相组成不会发生改变。
随着La含量增加，Al11La3的衍射峰明显增强，解释Al11La3相的体积分数在逐渐增加。

图3 Al-xLa合金XRD结果

图4和图5所示为不同La含量Al-xLa合金的微不雅观组织，结合Al-La相图以及XRD衍射结果可知，当La含量为4%时，合金由初生-Al和共晶Al11La3两种组织组成，个中初生-Al基体较为粗大，而分布于初生-Al枝晶界上的共晶Al+Al11La3组织相对较少。
如图5所示，当La含量较少时，Al11La3相紧张以眇小的层片状形态存在于共晶组织中。
当La含量增至8%时，层片状的Al11La3相明显变粗。
随着La含量增加，共晶组织的体积分数逐渐增加，而相组成并未发生改变，但初生-Al却随着La含量增加而得到细化，如图4a-b和图5a-b所示。
对Al-4La、Al-6La、Al-8La和Al-10La四种合金的-Al尺寸进行统计，其结果分别为（21.63.5）m、（18.33.1）m、（15.22.7）m和（14.52.1）m。
-Al的细化紧张有两方面缘故原由：一方面，La在Al基体中的固溶度极小，在初生-Al成长过程中，大量La元素被排到固液界面处而不断富集。
根据图2a所示的相图可知，在亚共晶Al-La合金中，更高的La含量将导致更低的结晶温度，故富集于凝固界面前沿的La元素将造成身分过冷而使得周围液相不易结晶凝固，进而使得初生-Al的成长得到抑制。
另一方面，如图4c-d和图5c-d所示，当La含量达到8%之后，在-Al基体内部开始涌现块状的Al11La3初生相，其分布形式表明该块状初生相在凝固过程中可作为-Al的异质形核位点。
而在La含量达到10%之后，如图4d和图5d中黄色箭头所示，组织中涌现了回字形的块状Al11La3初生相，表明在凝固过程中，-Al同样也可以作为Al11La3的异质形核位点。
由于液相中溶质分布不均，局部区域易浓度起伏而使亚共晶合金局部溶质浓度超过共晶身分点，再加上非平衡凝固过程中La元素易富集，故在Al-8La和Al-10La等亚共晶合金中会涌现Al11La3初生相等过共晶组织。

图4 合金的金相组织

图5 合金的扫描组织

异质形核能力可以采取晶格错配度进行剖断，一样平常晶格错配度在0~6%之间时表明具有良好的形核能力，在6%~15%之间时具有中等的形核能力，大于15%则表明不具备形核能力。
可以采取Bramfitt的错配度方程进行错配度打算：

式中：（hkl）s是形核基底的低指数晶面，（hkl）n是形核相的低指数晶面，[uvw]s是形核基底（hkl）s面上的晶向，[uvw]n是形核相（hkl）n面上的晶向，d[uvw]s是形核基底[uvw]s晶向上的原子间距，d[uvw]n是形核相[uvw]n晶向上的原子间距，而则是[uvw]s与[uvw]n之间的夹角。
-Al为面心立方构造，晶格常数为4.05

，而Al11La3为体心正交构造（a=0.4432nm，b=1.3157nm，c=1.013753nm，空间群为Immm），如图6a所示。
选定（011）晶面为Al11La3的低指数面，该面也为Al11La3的密排面；选定（111）晶面为-Al的低指数面，该面同样为-Al的密排面。
两种相对应低指数面上的原子排布情形分别如图6b-c所示。
由于两种相在选定方向上原子间距差距较大，而-Al在[110]- 方向上六个原子间距约即是Al11La3在[011]- 方向上的原子间距，以是利用一些近似处理后可以得到如图6d所示的原子匹配关系。

图6 Al11La3和-Al互为形核衬底的示意图

代入Bramfitt错配度方程进行打算，可以得到结果为：若-Al以Al11La3为异质形核位点，则-Al（111）//Al11La3（011）的错配度为5.96%，即理论上Al11La3可以作为-Al的形核位点，并具有良好的异质形核能力；若Al11La3以-Al为形核位点，则Al11La3（011）//-Al（111）的错配度为6.47%，即理论上-Al也可以作为Al11La3的形核位点，且具有较好的异质形核能力。
在靠近共晶身分点的亚共晶Al-10La合金中，身分起伏和凝固偏析使得该合金中同时存在过共晶组织和亚共晶组织，因此初生Al11La3和初生-Al可交织形成，再加上两者晶格错配度低，可互为形核基底，故易涌现回字形Al11La3相。
即Al11La3以先形成的-Al为形核位点进行形核终年夜，而后又作为-Al的形核位点被包裹于-Al基体中。
2.2 力学性能图7为4种合金的工程应力-应变曲线以及相应的力学性能，随着La含量从4%增加到10%，合金的屈从强度与抗拉强度分别从48.6MPa、113.9MPa提升到92.3MPa、186.7MPa，当La含量大于8%之后提升效果低落；伸长率则从26.1%降落至9.6%，且在La含量从6%增加到8%过程中涌现了骤降。
结合微不雅观组织剖析，不难创造，随着La含量的增加，Al11La3相含量升高。
而Al11La3作为一种硬而脆的第二相，在La含量较低时以眇小形态弥散分布于共晶组织中，有着显著的强化浸染。
当合金受力发生塑性变形时，位错运动会受到第二相颗粒的阻挡，此时粒子越多、粒子间距越小，强化浸染越显著。
但相应地，位错运动绕过或切过第二相粒子也会受到更大的阻力，故塑性会相应低落。
而当La含量升高到8%之后，涌现了大块状的Al11La3第二相，该类大块状第二相强化效果有限，但却对塑性影响较大，块状第二相自身以及相界面易开裂促进裂纹形成，从而大幅度降落合金塑性。
故当La含量达到8%之后，由于较多La元素以大块状Al11La3初生相存在，致使合金强度提高有限，但伸长率却低落明显。
图8所示为各Al-xLa合金的拉伸断口描述，可以看到四种合金的断口描述中都有较多韧窝，表明这些合金的断裂形式均包括韧性断裂。
但是，不同La含量的铝合金断口描述中，韧窝大小、深浅都有较大差异，即四种合金的塑性好坏存在较大差别，个中大而深的韧窝暗示着更好的塑性。
韧窝的大小与第二相粒子的分布有关。
Al-4La合金中第二相粒子存在于共晶组织中，如图8a所示，此时初生-Al枝晶较大，第二相所在共晶组织较少，故其拉伸韧窝大而深。
而在Al-6La合金中，硬质的第二相增多，相应的共晶组织间距减小，对位错运动的阻碍增强，比较于Al-4La合金而言，其拉伸断口描述中的韧窝更小而浅，如图8b所示，这也解释其塑性有一定程度的低落。
而当La含量增加到8%时，组织中涌现了Al11La3初生相，这种大块状的硬脆相易成为裂纹源而迅速降落塑性，如图8c所示，大块状的Al11La3相发生开裂而参与断裂过程，这也是塑性大幅度低落的紧张缘故原由之一。
比较于Al-8La合金，Al-10La合金拉伸断口描述中破碎的大块状Al11La3相更多，这造成了塑性的进一步低落。

图7 Al-xLa合金的工程应力-应变曲线和力学性能

图8 Al-La合金的断口描述

2.3 导热与导电性能随着La含量的增加，Al-La合金的热扩散系数逐渐降落，如图9a所示，而合金的密度逐渐升高，如图9b所示。
这是由于微不雅观组织中的Al11La3相密度（4.04g/cm）远大于Al基体的缘故。
根据方程（1）打算合金的比热容，个中La和Al的比热容可以分别用方程（4）和方程（5）进行打算：

室温下La和Al组分的比热容分别为0.195 J/（gK），0.846 J/（gK）。
根据方程（2）打算各合金的热导率，如图9c所示，随La含量增加，热导率大致呈线性低落趋势。
从Al-4La合金中的207.8 W/（mK）低落至Al-10La合金中的173.1W/（mK）。
随着La含量从4%增加到10%，铝合金的电导率从32.0MS/m低落至26.1MS/m，如图9d所示。
根据改动后的Weidmann-Franz定律，热导率与电导率存在如下关系：

式中：A和B是与合金干系的参数，L0是洛伦兹常数，为

，T是温度，是电导率。
对付铝合金而言，A=0.909，B=10.5 W/（mK）。

经由打算可以创造，由热导率换算而来的电导率与实测值较为靠近，如图9d所示。
室温下，铝合金材料的导电与导热紧张依赖于电子的定向移动，而添加La元素天生的Al11La3相会在相界面处产生畸变，降落电子的均匀自由程，进而降落热导率和电导率。
La含量的增加对Al基体的细化浸染加倍明显，进而导致晶界数量增多，而晶界处原子排列相对混乱，畸变较大，故晶界数量的增多将增加对电子的散射，造成电子的均匀自由程低落，进而降落热导率和电导率。
再加上Al11La3金属间化合物的形成束缚了较多电子，致使其自身导热及导电性能较差，故Al11La3第二相的增多，也是热导率和电导率低落的缘故原由之一。

图9 25 ℃下Al-xLa合金的热物性参数

3结论

研究了La含量对二元Al-xLa合金微不雅观组织、力学性能以及导热导电性能的影响，开拓出兼具一定强度的高导热、高导电压铸铝合金材料，紧张结论如下。
（1）La元素在凝固界面前沿富集会造成身分过冷，同时-Al与Al11La3之间低至5.96%的错配度使Al11La3可作为-Al的异质形核位点，两方面缘故原由共同促进-Al的细化。
随着La含量从4%增加到10%，-Al的尺寸由21.6m降落至14.5m。
（2）随着La含量从4%增加到10%，合金的屈从强度、抗拉强度分别从48.6MPa、113.9MPa提升到92.3MPa、186.7MPa，伸长率由26.1%降至9.6%。
当La含量低于8%时，针状Al11La3第二相的强化效果较好；当La含量高于8%后，因形成大块状的Al11La3初生相而使强化效果有所减弱，且显著恶化伸长率。
（3）在Al-La合金中，两种不同形态的Al11La3第二相对热导率与电导率的影响并无较大差异，合金热导率与电导率随La含量增加大致成线性低落趋势，分别从207.8W/（mK）、32.0MS/m低落至173.1W/（mK）、26.1MS/m。

作者：

裘珂可 周其良 郭潘狄浙江钜丰科技株式会社彭暄霖 胡波 李德江 曾小勤上海交通大学材料科学与工程学院

本文来自：铸造杂志，《压铸周刊》计策互助伙伴

转载： 热加工行业论坛