高强高导合金兰理工李元东教授团队：Mg、Si质量比对高强高导AlSi合金性能影响

随着5G通讯时代的到来，系统及设备都趋向于小型化、轻量化、功率密度增加，同时，电子设备运算速度急剧提升，导致设备发热量剧增，对散热要求越来越高，如果这些热量不能及时的散播出去，就会导致设备变形、失效，常规铝合金已不能满足要求。根据美国空军电子工业部门的统计，电子产品失效的原因中，约有55%是由于过热及与热相关的问题造成的。提高散热器散热性能最有效的方法是提高材料的导热性能，因而急需开发一种高导热性能的材料来满足设备高散热的要求。6XXX(Al-Mg-Si)系铝合金的主要合金元素有Mg、Si、Cu。6XXX系铝合金主要以变形铝合金为主，表1为典型变形铝合金的热导率，可以看到6XXX系铝合金普遍具有较高的导热能力；其中6063铝合金的应用最为广泛，它具有良好的热塑性、挤压性和导热性能，生产工艺成熟简单，可以一次挤压成断面结构复杂的型材，从而成为散热材料的首选。

6XXX系合金中Mg2Si相为主要强化相，其Mg、Si质量比为1.73。合金中的Mg、Si比大多小于1.73。当Mg、Si为1.73时，Si在Al中的扩散速度远大于Mg，大部分Si会在晶界处聚集产生偏析，只有部分的Si与Mg结合生成Mg2Si相。然而，合金中Mg、Si比略小于1.73时，合金中Mg、Si能最大程度形成Mg2Si，且少量的过剩Si会提升合金的流动性，提高合金的充型能力。因此，在实际生产中，合金中的Mg、Si比略小于1.73。本课题通过改变Mg、Si比，调整Al-Mg-Si合金的相组成和数量，研究其对合金的组织、热导率及力学性能的影响，为扩大Al-Mg-Si合金在导热领域的应用奠定基础。

【研究方案】

试验所需材料为纯铝、纯镁、Al-20Si、Al-50Cu。制备的Al-Mg-Si合金成分见表2。

首先，将纯铝放入石墨坩埚在电阻炉（SRJX-4-12）熔炼，当铝液温度达到730 ℃时，加入配比称好的Al-20Si中间合金，熔化后再加入Al-50Cu中间合金，熔化完全后，静置15 min。最后加入纯Mg，静置熔化完全后，把合金熔体降温到720 ℃，用熔体质量1.5%的C2Cl6进行精炼，调整温度控制在700 ℃加入熔体质量0.03%的Al-5Ti-1B细化剂，保温10 min。然后将合金熔液浇注到预热到250 ℃的金属模具（Ф18 mm×150 mm）中。

利用Axio Scope A1型金相显微镜（OM）分析合金晶粒分布、尺寸进行分析；采用QUANTA FEG-450型热场发射扫描电镜（SEM）对合金元素分布及第二相成分、形态进行研究；使用D/max-2400型X射线衍射仪（2θ为20º~90º）对目标合金中存在的相进行分析；利用DSC200F3测试仪和TA DXF-200型界面材料热阻及热传导系数测量仪分别对目标合金的比热容及热扩散系数进行测定；采用WDW-100D型电子万能材料试验机（拉伸试样尺寸见图1）对合金的抗拉强度和伸长率测定；使用W1102D37型显微硬度计对合金的硬度进行测定。

图1 拉伸试样尺寸

【研究结果】结果与讨论

随着Mg、Si比的增大，合金中的晶粒逐渐均匀，晶粒逐渐由树枝晶逐渐向等轴晶发生转变；当Mg、Si比为1.53时，合金内的等轴晶数量最多，且成分偏析最少。由于Mg的原子序数为12，Si的原子序数为14，过剩的Si会使的合金的晶格发生严重的畸变，Mg含量的增加使得其与过剩的Si形成Mg2Si，减少了Si在合金的固溶，减少了成分偏析和晶格畸变；当Mg、Si比大于1.53时，等轴晶又逐渐减少，而树枝晶逐渐增多。随着Mg、Si比进一步的增加，合金中的Mg过剩，会导致合金的流动应力增大，且会使得基体中出现成分过冷，增加了基体内微观形态的不稳定性且成分偏析更加严重。

(a) Mg、Si比=0.92

(d) Mg、Si比=1.73

(b)Mg、Si比=1.23

(e) Mg、Si比=1.84

(c)Mg、Si比=1.53

(f) Mg、Si比=2.15

图2不同Mg、Si比下铸造合金的微观组织

利用J-Mat Pro对合金中相含量进行计算结果见表3，推测当Mg、Si比小于1.53时，合金中的Si主要以共晶Si的形式存在，还有与溶质元素Mg形成β相，绝大多数的Mg、Cu元素溶进α-Al中，还少量的元素以W相形式存在；当Mg、Si比等于1.53时，合金中处出现θ相，而共晶Si相消失；当Mg、Si比大于1.73时，合金中的W相消失；当Mg、Si比为1.84时，合金中出现S相并逐渐增多；当Mg、Si比为2.15时，合金中θ相消失。

Mg、Si比为0.92时，其相组成主要为α-Al相、β相和共晶Si相，该Mg、Si比下无θ相和S相。Mg、Si比为1.53时，其相组成是α-Al相、β相和θ相，该Mg、Si比下共晶Si相消失。Mg、Si比为2.15时，其相组成为α-Al相、β相和S相，而θ相消失。与计算结果基本符合。

图3 金属型铸造下合金的XRD分析

对目标合金进行SEM点扫描分析，结果见图4及表4。研究发现，当Mg、Si比为小于1.53时，图4a1点处Mg、Si摩尔比为0.5:0.3，由此可以认为合金内有第二相β相析出。合金中第二相的析出只与该位置的是否获得溶制和空位的饱和度有关，且铸造本身就会存在成分偏析，由此该点的Mg、Si达到饱和状态，使得第二相β相析出；图4a 2点处Al、Mg、Si、Cu的摩尔比为63.1:3.2:31.7:2.0，根据文献，Al-Mg-Si合金的晶界组成相是Al-Mg2Si及Al-Mg2Si-Si。因此该点的相组成为α-Al、β相和共晶Si。

当Mg、Si比等于1.53时，研究图4b中1点，其Al、Mg、Si、Cu摩尔比为79.9:0.7:10.7:8.7，由于该点位置位于基体内，所以其相组成为α-Al和θ相。研究2点Mg、Si摩尔比为6:8，该点为β相。当Mg、Si比大于1.53时，图4c中1号点分析，其Al、Cu、Mg摩尔比为86.5:1.0:1.4，由此推出该点相为S相。对2号点进行分析，其Mg、Si摩尔比为1.3:0.8，因此为β相。点扫描结果与J-Mat Pro计算结果和XRD测试结果基本一致，只有少量亚稳相存在差异。主要可能时因为其存在方式以及存在位置难以判断。

(a) 0.92

(b) 1.53

(c) 2.15

图4 不同Mg、Si比下金属型铸造Al-Mg-Si合金SEM图像

随着Mg、Si比的增大，合金的热导率呈现出先增大后减小的趋势，并且在Mg、Si比为1.53时达到最大值，最大值为175.5 W/（m•K）；当Mg、Si比为0.92时，测得热导率为151.2 W/(m•K)；当Mg、Si比为2.15时，测得热导率为149.6 W/(m•K)。当Mg、Si比小于1.53时，合金中Si含量过剩，由于Si溶入Al基体之中引起的晶格畸变大于Mg，所以随着Mg、Si比的增大，合金中的Si会与Mg形成Mg2Si，Mg2Si沉淀相对合金中电子散射的影响远小于合金元素固溶在基体中引起晶格畸变对电子散射的影响，所以合金的热导率先呈上升趋势。当Mg、Si比过小的时，过剩的Si一方面会固溶于铝基体中，另一方面极易与合金中的杂质Fe形成粗大相，使得合金的导热性能下降。当Mg、Si比为1.53 时，使得Si与Mg能最大程度的形成Mg2Si沉淀强化相，同时过剩的Si会与杂质Fe结合，并弥散的分布在基体中，减小了Si在Al中的固溶，最大程度的减小了晶格畸变。因此，合金中Mg、Si比为1.53时，合金的导热最佳。当Mg、Si比大于1.53时，合金的热导率出现下降趋势，Mg过剩增加了自身在铝基体中的固溶，过剩的Mg会阻碍Mg2Si相的析出，进一步的增大晶格畸变，增大了其对电子的散射，减少电子的平均自由程，同时使得合金的热导率下降。

图5 不同Mg、Si比下合金的热导率测试结果

随着Mg、Si比的增大合金的抗拉强度先上升后下降，一方面，由于随着Mg、Si比增大，基体中的合金元素增加，在基体中形成了晶格畸变，阻碍了位错运动，使得合金的抗拉强度上升；另一方面，当Mg、Si比过高时，合金中的Mg过多会使得浇注时熔体的流动性变差，导致合金的抗拉强度又下降。随着Mg、Si比的增大，合金的伸长率与抗拉强度一样，先增加后减少。随着Mg、Si比的增加，合金的硬度呈现先增加后减小又增加的趋势。当Mg、Si比为1.53时，合金的硬度(HV)最大为109.14，与文献相比提升了12.7%。合金中的Si与Mg最大程度形成Mg2Si，从晶粒形貌观察其晶粒最为均匀、细小，所以Mg、Si比为1.53合金的硬度最大。当Mg、Si比小于1.53时，过剩的Si会以固溶的形式存在于基体之中，合金基体发生晶格畸变，阻碍了位错的移动，同时含有少量的Mg2Si形成第二相强化，使得合金的硬度增加。当Mg、Si比大于1.53时，合金的硬度发生下降，属于Mg过剩型合金，过剩的Mg会产生局部的成分过冷，使得合金中的元素会产生偏析，使得晶粒尺寸不均匀且树枝晶居多，同时过剩的Mg会使得合金中的缩松缩孔增多，合金的致密度下降，导致合金的硬度下降。

图6不同Mg、Si比合金的力学性能

图7为不同Mg、Si比下合金的断口形貌Mg、Si比分别为的断口形貌。Mg、Si比为0.92时，有大量的解理台阶和解理面存在，还有少量的纤维状的存在，几乎没有韧窝的存在，含有大量穿晶断裂，因此断裂方式为脆性断裂（见图7a）；当Mg、Si比为1.23时，合金中逐渐出现了少量韧窝，同时也有大量的撕裂岭存在，符合准解离断裂方式（见图7b）；Mg、Si比为1.53时，可以很明显的看到有少量大韧窝存在，还有大量的小型韧窝存在，符合韧性断裂的特征（见图7c）；当Mg、Si比为1.73时，断口呈现出 “人字形”，很明显的延晶断裂，同时有部分小型韧窝存在，且断口表面比较粗糙不平灰暗，无结晶颗粒，认为其为韧性断裂（见图7d）；当Mg、Si比为1.84时，合金中的韧窝进一步减少，断口表面呈纤维状，且粗糙不平，属于韧性断裂（见图7e）；当Mg、Si比为2.15时，合金中的韧窝几乎消失，断口成纤维状，还有少量很明显的解理台阶存在，符合混合型断裂方式（见图7f）。合金的韧性先增大后减小，当Mg、Si比为1.53时，韧性达到最大。Mg、Si比小于1.53时合金中的Si过剩，会细化Mg2Si的质点，同时Si沉淀后有强化作用，但Si易在晶界处产生偏析，将引起合金脆化，降低其塑性，所以随着Mg含量的增加，合金中的脆性相逐渐减少，因此合金的断裂方式从脆性断裂逐渐向韧性断裂转变。Mg、Si比大于1.53时，随着过剩Mg含量增加，合金中的脆性相虽然减少，且不同程度有纤维状断口存在，但是合金中出现了缩松缩孔，最终使得其的韧性下降。

(a) 0.92

(d) 1.73

(b) 1.23

(e) 1.84

(c) 1.53

(f) 2.15

图7不同Mg、Si比下合金的断口形貌

【研究结论】

(1) 合金的微观形貌随着Mg、Si比的增大，合金中的晶粒逐渐均匀，晶粒逐渐由树枝晶逐渐向等轴晶发生转变；当Mg、Si比为1.53时，合金内的等轴晶数量最多，且成分偏析最少；当Mg、Si比大于1.53时，等轴晶又逐渐减少，而树枝晶逐渐增多。

(2) 随着Mg、Si比的变化，合金中初生相也会发生变化。当Mg、Si比小于1.53时，合金中的相组成主要为：共晶Si、α-Al和β相；当Mg、Si比等于1.53时，合金中处逐渐出现θ相，而共晶Si相消失。当Mg、Si比大于1.53时，合金中出现新相S相，而θ相逐渐减小最后消失。

(3) 随着Mg、Si比的增加，合金的热导率逐渐上升；当Mg、Si比为1.53时，合金的热导率最高为175.5W/(m•K)；随着Mg、Si比进一步的增大，合金的热导率又逐渐下降。

(4) 随着Mg、Si比的增加合金的抗拉强度、硬度以及伸长率逐渐上升；当Mg、Si比为1.53时，合金的抗拉强度最佳为153 MPa，与文献相比提升了约23.3%，其硬度(HV)也达到109.14，与文献相比提升了约12.7%，其伸长率最大为6.54%。