一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金及其制备方法与流程

本发明涉及导热合金及其制备方法，特别涉及一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金及其制备方法。

背景技术：
镁是常用金属结构材料中最轻的一种，比重约为1.74g/cm3，是钢的1/4，铝的2/3。镁及镁合金具有资源丰富、节约能源、环境友好的三大优势，而且是比强度很高的轻质结构材料和功能材料，是被世界公认的“二十一世纪最有发展前景的新材料”。纯镁室温下的热导率较高，约为157W/m*K，但强度太低，铸态下的拉伸屈服强度约为21MPa。纯镁经过合金化后，其强度显著提高，但导热系数通常明显降低，如现有的商业合金Mg-3Al-1Zn(AZ31)合金的导热系数为78W/m*K、Mg-9Al-1Zn(AZ91)合金的导热系数为55W/m*K、Mg-6Al-0.5Mn(AM60)合金的导热系数为61W/m*K(Magnesium，MagnesiumAlloys，andMagnesiumComposites，byManojGuptaandNaiMuiLing，Sharon)，它们的导热系数都远低于纯镁的导热系数。目前镁合金散热器基本都是采用上述热导率较低的商业镁合金，镁合金的散热效果还远没有充分发挥出来。近年来我国电子技术飞速发展，电子产业的高性能、微型化、集成化发展趋势，使得电子器件的总功率密度和发热量大幅地增加，散热问题越来越突出，尤其是对减重要求敏感的航空航天器件、便携电器和通讯设备、交通工具等产品散热系统的复杂结构件，既要求优良的导热性能，同时还必须具有密度小、力学性能优异、生产成本低的特点，因此兼顾导热性、力学性能和生产加工性能的轻质导热镁合金材料有着不可替代的作用和重要的应用背景。但目前国内外在镁合金中合金元素对其导热性能的影响规律及其机理的报道很少，急需开展导热镁合金的成分设计，发展新型高导热镁合金及其相关制备技术。中国专利公开号CN100513606C公开了一种导热镁合金和其制备方法，合金的化学成分为2.5～11％Zn，0.15～1.5％Zr，0.1～2.5％Ag，0.3～3.5％Ce，0～1.5％Nd，0～2.5％La，Pr0～0.5％；在20℃导热率大于120W/m*K，抗拉强度大于340MPa、屈服强度大于310MPa。中国专利公开号CN101709418公开了一种导热合金，其化学成分为1～6.5％Zn，0.2～2.5％Si；在20℃导热率大于120W/m*K，抗拉强度为265～380MPa、屈服强度为210～355MPa。前者具有较好的热导性能和强度，但由于合金含有一定量的贵金属和稀土金属元素，特别是Ag元素，故该合金的成本很高。后一种导热合金降低了合金成本，但较多Zn和Si的使用导致该合金的密度较大，且该专利中未涉及该合金的生产加工性能。镁合金通过晶粒细化，不仅能提高其加工塑性，而且能提高其强度等，从而获得更优良的性能。而且镁合金相对铁、铝等其它合金具有更大的Hall-Petch关系的K系数，其晶粒细化对合金的强度提升的贡献更加明显。为了能够得到更加细小的晶粒，以进一步提高镁合金的强度和韧性以及其他的优良性质，一般采用热机械变形加工来细化晶粒。在挤压、轧制、锻造等热机械变形加工过程中，铸造形成的粗大第二相逐渐得到破碎细化、并且弥散分布于镁基体中，使镁合金的力学性能进一步提高。热机械变形如轧制、挤压或者锻造等可以显著提高镁及镁合金的强度和延展性，例如常用的商用变形镁合金Mg-Al-Zn系合金的挤压材相对铸态具有明显更好的综合力学性能。中国专利CN100513606C和CN101709418发明的高导热镁合金经过挤压等变形后的力学性能均得到了明显提高。但是，在导热系数较低的Mg-Al-Zn系合金中，Al含量低的合金(如AZ21、AZ31等)虽然可以获得较大的挤压出口速度(≤20m/min)，但挤压后材料的室温拉伸屈服强度一般都低于150MPa(日本轻金属，54pp.472-477(2004)，中国专利公开号CN101805866B)；高Al含量的合金(如AZ80等)虽然可以获得较高的室温拉伸屈服强度(＞200MPa)，但是其最大的挤压出口速度一般都低于2m/min(日本轻金属，54pp.472-477(2004))，生产效率低导致该系列镁合金的生产成本较高。虽然专利CN101805866B公开了一种可以进行挤压速度达15m/min的合金，但该合金含有贵金属Sr和稀土金属元素Ce、Y，合金成本较高；又由于较高含量Al(2～9wt％铝，密度2.7g/cm3)和Sb(锑，密度6.7g/cm3)元素的加入，导致该合金密度较大；并且发明中未涉及该镁合金的热导性能和高速挤压加工工艺。上述提到的中国专利CN100513606C和CN101709418设计的高导热合金成分，由于存在较低熔点的第二相粒子(如Mg-Zn相)，合金在挤压等过程中非常容易出现表面开裂，均难实现高速挤压加工。镁合金的挤压速度低(一般≤5m/min)是导致镁合金挤压产品价格昂贵的一个重要原因，严重限制了镁挤压产品的大规模应用。在现有公开的镁合金体系中，还没有一种镁合金能把导热性能、力学性能以及生产加工性能三方面同时兼顾到。因此，迫切需要发展力学性能优异、导热系数高、且具备高效挤压生产加工能力的镁合金及其加工工艺，有效地提高镁合金的挤压加工速率和生产效率，进而降低镁产品的成本，以推动镁合金在航空航天、计算机、通讯和消费类电子产品、LED照明产品的散热系统以及医疗、福祉和户外运动器械等产品领域更广泛地应用。

技术实现要素：
本发明的目的是提供一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金及其制备方法，该镁合金能够进行高效生产加工，而且低成本；该镁合金密度小于1.78g/cm3，可以进行最高挤压出口速度不小于20m/min的快速挤压生产，挤压终了产品室温导热系数均大于125W/(m*K)，且具有优异的综合力学性能(大于20m/min高速挤压时，挤压产品的室温拉伸屈服强度可大于180MPa)，以应用于航空航天、计算机、通讯和消费类电子产品以及LED照明产品的散热系统结构材料以及医疗、福祉和户外运动器械的结构件材料。为达到上述目的，本发明的技术方案是：一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分重量百分比为：Al0.1～0.8wt％，Ca0.1～0.6wt％，Mn0.1～0.6wt％，La0.05～0.4wt％，其余为Mg以及不可避免的杂质；目前用于散热器的金属材料大多以铝合金和铜合金为主。研究发现，合金导热性能与该合金中的固溶原子和第二相的数量和种类有密切联系。镁合金的导热性能也遵循类似原则。设计新型导热合金，提升镁合金导热性，应该适当控制镁合金中固溶原子的数量，同时保证其析出相的尺寸不能太大、数量不能太多。能高速挤压变形的镁合金一般至少应该具有如下特点：(1)合金在变形之前含有较少的第二相或者第二相能够在变形前已经通过固溶进入基体中，变形过程中应力分布均匀，利于加工过程中金属均匀流动变形；(2)合金中初始存在的第二相或者挤压过程析出的第二相具有较高的熔点，可避免在挤压过程中熔化开裂。镁合金中常用的合金化元素包括Al、Zn、Mn、Ca、RE等。研究表明高强镁合金的设计原则是：主要合金元素的原子半径一个比镁原子大、一个比镁原子小，同时该主要合金元素之间混合焓的负值越大越可能形成稳定的原子间结合，有利于在变形过程中像铝合金一样形成单原子或多原子层的规则G.P区、纳米级的析出物以及稳定的高熔点析出物，从而使该合金的挤压材具有更高的强度和耐高温性能。根据上述理论，本发明通过对镁中常用的合金化元素进行计算，发现镁、铝、钙、锰、稀土La元素之间具有很好的匹配关系。Mg-Al-Ca-Mn-La五元合金中，La、Ca原子的原子半径大于Mg原子，Al和Mn原子的原子半径小于Mg原子，同时La-Al、Ca-Al以及Al-Mn原子间的混合焓的负值比较大。根据各个元素在镁中的各自特点，从材料学合金强化机制的观点可进一步限定本方案中合金化元素的种类和添加量，再借助镁合金的相图并根据实际铸造合金的性能特征进行验证。Al是镁合金最常用的合金元素。铝能与镁形成有限固溶体，在提高合金强度和硬度的同时可改善铸造性能，也可以通过热处理产生时效强化。根据文献，镁铝合金的导热性能随着固溶原子数量增加而降低。Ca元素在镁中能发生有效的晶粒细化作用，可抑制熔融镁的氧化，提高合金熔体的着火温度，并且能改善合金的蠕变性能。通过热力学软件计算Mg-Al-Ca三元相图得到：改变Al/Ca的比例时合金中可能会出现三种不同的第二相，其第二相数量随着元素添加量的增加逐渐增多。特别是，在该合金中可得到有序的单层GP区，这种纳米结构对合金的强化效果非常明显。因此，为了控制合金中存在的第二相的量和类型，并维持合金低密度特点，应采用低合金化，设计合金的Al、Ca的含量均不超过1％，本发明Al、Ca含量设计范围分别为：Al0.1～0.8wt％，Ca0.1～0.6wt％。Mn以沉淀Fe-Mn化合物来控制铁含量，通过控制铁含量而改善腐蚀行为；同时，Mn元素在镁中可以增大耐热性，细化晶粒、强化合金。Mg-6Al-3Ca合金添加0.1-0.5％的Mn元素后，其蠕变抗力显著增加，耐热性提高。但Mn在镁中的含量一般不超过1.0wt％。本发明设计Mn的含量为0.1～0.6wt％。稀土(RE)是重要的合金元素。但是稀土价格昂贵，要想控制合金成本，只能少量添加，而且优先选择廉价稀土，如La、Pr、Ce、Nd等。稀土元素原子扩散能力差，可以提高镁合金再结晶温度又可以析出稳定第二相粒子，从而能大幅度提高镁合金的高温强度和耐热性。La元素是廉价稀土元素中最普遍的一种，在镁基体中有一定的溶解度，但固溶度不大，过量的La元素会导致较多的镁稀土相析出。本发明为了进一步优化合金性能，在Mg-Al-Ca-Mn四元合金的基础上进一步添加少量La，含量为0.05～0.4wt％，使得合金中生成适量的纳米级Al-La、Al-Ca-La以及Al-La-Mn强化相，从而使新型合金能兼顾高导热性(大于125W/(m*K))、高效生产加工性能(最高挤压速度不小于20m/min)和优异力学性能(大于20m/min高速挤压时，挤压产品的室温拉伸屈服强度可大于180MPa)。本发明设计的Mg-Al-Ca-Mn-RE系合金第二相主要为Mg2Ca，Al2Ca，Al8Mn5，Al-La纳米析出物，以及少量的Mg-Al-La、Al-La-Mn三元相，其熔点较高(Mg2Ca、Al2Ca、Al8Mn5分别为714℃、1079℃、1160℃)。由于合金元素的总添加量比较少，在挤压前合金中第二相较细少，绝大部分可以固溶进合金基体中。在热处理或者是热机械加工变形过程中可以生成高温稳定的规则G.P区以及纳米析出物(成分为Al-Ca、Al-Mn-Ca、Al-La-Mn、Al-La等)，有利于获得高强度和高耐热性能。本发明的可高效挤压低成本高性能导热镁合金的制备方法，其特征是，包括如下步骤：1)将纯Mg锭、纯Al锭以及Mg-Mn和Mg-La中间合金，以及纯Ca颗粒或/和Mg-Ca中间合金，按权利要求1所设计的镁合金成分进行配料；2)将合金配料进行熔化、精炼保温；3)浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯锭；5)将坯锭快速加热到挤压变形温度250～500℃，加热时间为5～10分钟；6)采用热挤压工艺将坯锭料挤压变形加工成型材，挤压出口速度为10～100m/min，挤压比为5～100。进一步，还包括步骤7)，根据产品要求对上述型材进行后续处理，包括挤压材的风冷、热处理、拉直、弯曲、精整即获得所需产品。又，步骤(2)中，将纯Mg锭和Mg-Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下完全融化，CO2和SF6的流量比为40～100，原料升温速率控制在15～50℃/min；将纯Al锭和Mg-La中间合金放在预热炉中加热至200～280℃；待纯Mg锭和Mg-Mn中间合金完全融化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-La中间合金和Ca颗粒(或Mg-Ca中间合金)先后加入熔化好的纯Mg锭和Mg-Mn中间合金溶液中，加Ca颗粒或Mg-Ca中间合金时需吹氩气精炼搅拌，熔体温度控制在710～760℃，保温时间5～10分钟。步骤(3)中，采用金属模铸造或半连续铸造工艺。再有，步骤(4)中，铸锭切割前经均匀化处理，该均匀化处理工艺是在氩气氛围的保护下加热至480～515℃，保温0.1～48小时。优选地，步骤(5)快速加热采用感应加热炉。优选地，步骤(6)挤压出口速度为20～60m/min，挤压比为10～40。挤压合金坯锭的初始组织对合金的挤压加工性能会产生明显影响。常规的挤压工艺中，一般采用常规保温加热方法对挤压坯锭进行预热，在加热和保温过程中，一般需要较长时间，预热速度不够快、效率不够高，而且在保温过程中第二相通常会析出、甚至长大粗化。因此在挤压过程中合金的变形加工性能恶化，只能采用低速热挤压，加工效率低，成品率不高。本发明设计的合金加工步骤中，特别采用了感应加热进行快速加热。通过快速感应加热技术严格控制挤压坯锭预热温度和时间，使第二相析出数量和尺寸尽量减少；在大量析出之前进行挤压变形，可以降低变形抗力，有利于热挤压速度提高。同时本发明在合金设计时，充分避开了生成低熔点第二相的成分区域，因此在挤压过程中，高熔点第二相不会成为表面裂纹的诱发点，提高了适合挤压的加工速度，合金在250～500℃的变形加工性能明显优化。快速挤压变形过程能充分消除铸造缺陷、细化粗晶粒和第二相粒子、弥散分布第二相，获得综合性能更优异的挤压型材。本发明的有益效果：本发明产品的综合性能优异，兼顾高导热性(大于125W/(m*K))、高效生产加工性能(最高挤压速度不小于20m/min)和优异力学性能(大于20m/min高速挤压时，拉伸屈服强度可大于180MPa)。在本发明中设计成分范围内的合金，均能在高于20m/min的出口速度下成功挤压，获得表面状态良好的挤压材。参见图1～图3给出的合金(Mg-0.3Al-0.2Ca-0.2Mn-0.1La，wt.％)挤压材外观照片，其挤压出口最高速度达到100m/min时，挤压材表面仍光洁、无裂纹。合金挤压前坯锭的金相组织如图4所示，设计的合金中第二相含量较少，尺寸较小，且分布均匀。挤压前采用感应加热，控制温度和加热时间，在快速加热的过程中，合金化元素保持了较高的溶解度，第二相尺寸较细、数量较少，有利于在变形过程中的金属流动，保证了合金坯锭在较高的挤压速度下仍有较好的变形加工性能，有利于提高加工效率和复杂型材的成材率。对本发明设计的合金经挤压变形后的典型微观组织进行金相显微镜、电镜观察。传统商业镁合金AZ31等在较高挤压速度下晶粒会变得非常粗大，本发明合金在提高挤压速度后组织非常稳定，如图5所示(挤压出口速度25m/min)；在出口速度高达100m/min时，其变形组织晶粒仍然能保持细小均匀，如图6所示(挤压出口速度100m/min)，从而保证了合金高速挤压后材料具有优异的力学性能。对100mm/s高速挤压后的组织进行透射电镜观察，发现组织中还存在弥散细小的析出相，主要为Al-Ca、Al-La、Al-Mn-Ca、Al-La-Mn等，如图7所示，这些尺寸细小、分布弥散的第二相对合金产生了强化作用，进一步提高了挤压合金力学性能，并且不至于对合金的导热性能产生明显的负面影响。对比已有的镁合金及其制备技术，本发明中的一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金及其制备方法，具有以下显著优点：1.本发明所用合金成本相对较低：只添加微量的常规合金元素Al、Ca、Mn和廉价稀土元素La元素，合金成本较低；2.合金密度较小：合金中添加的元素为微量，总体质量百分比不超过2.4％，其密度小于1.78g/cm3，相对纯镁密度增加较小，更好地体现了镁合金质轻的特点；3.预热效率提高：坯锭应用快速感应加热工艺，相对于使用较长时间保温的电阻加热炉，预热时间变短，生产效率提高；且加热效率高、节约能源，能降低产品生产成本；4.挤压加工效率提高：本发明制备工艺可实现最高挤压速度不小于20m/min的快速挤压生产，变形加工效率明显提高，单位时间内产量增加，降低生产成本，产品价格更具优势；5.产品导热性能优异：经过本发明工艺生产的挤压终了产品室温导热系数均大于125W/(m*K)；6.本发明合金材料综合性能优异：兼顾高导热性、高效生产加工性能(最高挤压速度不小于20m/min)和优异力学性能(大于20m/min高速挤压时，拉伸屈服强度可大于180MPa)。附图说明图1为本发明导热镁合金挤压材的照片(挤压出口速度10m/min)；图2为本发明导热镁合金挤压材的照片(挤压出口速度25m/min)；图3为本发明导热镁合金挤压材的照片(挤压出口速度100m/min)；图4为本发明导热镁合金挤压前的典型微观组织金相照片；图5为本发明导热镁合金经挤压变形后的典型微观组织金相照片(挤压出口速度25m/min)；图6为本发明导热镁合金经挤压变形后的典型微观组织金相照片(挤压出口速度100m/min)；图7为本发明导热镁合金100mm/s高速挤压后的透射电镜组织照片。具体实施方式下面通过实施例对本发明做进一步说明。实施例11)一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分含量为：0.41wt％Al，0.20wt％Ca，0.12wt％Mn，0.10wt％La，其余为Mg(简称为：Mg-0.41Al-0.20Ca-0.12Mn-0.10La)；以纯Mg锭、纯Al锭、纯Ca颗粒以及Mg-1.3Mn(即该中间合金的成分含量为：1.3wt％Mn，其余为Mg)和Mg-20La(即该中间合金的成分含量为：20wt％La，其余为Mg)中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为50；将纯Al锭和Mg-20La中间合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-20La中间合金和Ca颗粒先后加入镁熔液中，加Ca时需吹氩气搅拌同时加入精炼剂，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温10min；3)将上述熔体采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至480℃进行20小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在7分钟内快速加热到挤压变形温度400℃；6)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度35m/min，挤压比25；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本实施例中，高效热挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为130W/(m*K)，室温拉伸屈服强度195MPa，室温破断延伸率22％，如表1所示。实施例21)设计的镁合金成分含量为：0.30wt％Al，0.26wt％Ca，0.11wt％Mn，0.12wt％La，其余为Mg(简称为：Mg-0.30Al-0.26Ca-0.11Mn-0.12La)；2)熔炼过程与实施例1相同；3)采用半连续铸造浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至495℃进行24小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在5分钟内快速加热到挤压变形温度350℃；6)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度25m/min，挤压比25；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理。在本实施例中，高速挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为131W/(m*K)，室温拉伸屈服强度222MPa，室温破断延伸率21％，如表1所示。实施例3设计的镁合金成分含量和熔炼过程与实施例1相同；1)采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；2)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至495℃进行24小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；3)将坯料放入感应加热炉中在8分钟内快速加热到挤压变形温度420℃；4)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度60m/min，挤压比25；5)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理。该实施例中，高速挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为126W/(m*K)，室温拉伸屈服强度181MPa，室温破断延伸率26％，如附表1所示。实施例41)一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分含量为：0.12wt％Al，0.56wt％Ca，0.15wt％Mn，0.36wt％La，其余为Mg(简称：Mg-0.12Al-0.56Ca-0.15Mn-0.36La)；以纯Mg锭、纯Al锭、纯Ca颗粒以及Mg-1.3Mn(即该中间合金的成分含量为：1.3wt％Mn，其余为Mg)和Mg-20La(即该中间合金的成分含量为：20wt％La，其余为Mg)中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为50；将纯Al锭和Mg-20La中间合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-20La中间合金和Ca颗粒先后加入镁熔液中，加Ca时需吹氩气搅拌同时加入精炼剂，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温8min；3)将上述熔体采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；4)将坯料放入感应加热炉中在5分钟内快速加热到挤压变形温度450℃；5)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度25m/min，挤压比25；6)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本实施例中，高效热挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为133W/(m*K)，室温拉伸屈服强度225MPa，室温破断延伸率20％，如表1所示。实施例51)一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分含量为：0.76wt％Al，0.12wt％Ca，0.57wt％Mn，0.06wt％La，其余为Mg(简称：Mg-0.76Al-0.12Ca-0.57Mn-0.06La)；以纯Mg锭、纯Al锭、纯Ca颗粒以及Mg-1.3Mn(即该中间合金的成分含量为：1.3wt％Mn，其余为Mg)和Mg-20La(即该中间合金的成分含量为：20wt％La，其余为Mg)中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为50；将纯Al锭和Mg-20La中间合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-20La中间合金和Ca颗粒先后加入镁熔液中，加Ca时需吹氩气搅拌同时加入精炼剂，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温8min；3)将上述熔体采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至495℃进行24小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在5分钟内快速加热到挤压变形温度340℃；6)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度25m/min，挤压比25；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本实施例中，高效热挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为129W/(m*K)，室温拉伸屈服强度215MPa，室温破断延伸率26％，如表1所示。实施例61)一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分含量为：0.75wt％Al，0.56wt％Ca，0.58wt％Mn，0.37wt％La，其余为Mg(简称为：Mg-0.75Al-0.56Ca-0.58Mn-0.37La)；以纯Mg锭、纯Al锭、纯Ca颗粒以及Mg-1.3Mn(即该中间合金的成分含量为：1.3wt％Mn，其余为Mg)和Mg-20La(即该中间合金的成分含量为：20wt％La，其余为Mg)中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为50；将纯Al锭和Mg-20La中间合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-20La中间合金和Ca颗粒先后加入镁熔液中，加Ca时需吹氩气搅拌同时加入精炼剂，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温9min；3)将上述熔体采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至495℃进行24小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在5分钟内快速加热到挤压变形温度350℃；6)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度25m/min，挤压比25；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本实施例中，高效热挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为128W/(m*K)，室温拉伸屈服强度230MPa，室温破断延伸率24％，如表1所示。实施例71)一种可高效挤压低成本高性能导热镁合金，其化学成分含量为：0.56wt％Al，0.38wt％Ca，0.21wt％Mn，0.22wt％La，其余为Mg(简称：Mg-0.56Al-0.38Ca-0.21Mn-0.22La)；以纯Mg锭、纯Al锭以及Mg-1.3Mn、Mg-20La和Mg-30Ca中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为60；将纯Al锭和Mg-20La中间合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Mg-20La、Mg-30Ca中间合金先后加入镁熔液中，加Mg-Ca时需吹氩气搅拌同时加入精炼剂，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温5min；3)将上述熔体采用半连续铸造浇注成镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至500℃进行24小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在6分钟内快速加热到挤压变形温度400℃；6)然后放入挤压筒采用高速热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度70m/min，挤压比35；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本实施例中，高效热挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为127W/(m*K)，室温拉伸屈服强度203MPa，室温破断延伸率21％，如表1所示。实施例8设计的镁合金成分含量为Mg-0.22Al-0.13Ca-0.41Mn-0.31La；熔炼过程与实施例7相同；1)采用半连续铸造浇注成镁合金铸锭；2)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至485℃进行18小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；3)将坯料放入感应加热炉中在7分钟内快速加热到挤压变形温度400℃；4)然后放入挤压筒采用高速热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度90m/min，挤压比30；5)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理。在本实施例中，高速挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为127W/(m*K)，室温拉伸屈服强度185MPa，室温破断延伸率19％，如表1所示。实施例9设计的镁合金成分含量为Mg-0.64Al-0.43Ca-0.32Mn-0.08La；熔炼过程与实施例7相同；1)采用金属型铸造浇注成镁合金铸锭；2)将上述制备的镁合金铸锭在氩气氛围的保护下加热至480℃进行30小时的均匀化处理，然后将经过均匀化处理的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；3)将坯料放入感应加热炉中在8分钟内快速加热到挤压变形温度380℃；4)然后放入挤压筒采用高速热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度50m/min，挤压比20；5)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理。在本实施例中，高速挤压过程未发生熔解和表面开裂，挤压终了产品室温导热系数为126W/(m*K)，室温拉伸屈服强度210MPa，室温破断延伸率20％，如表1所示。对比例11)熔炼商业AZ31合金的化学成分为：3.11wt％Al，0.92wt％Zn0.33wt％Mn，其余为Mg(简称：Mg-3.11Al-0.92Zn-0.33Mn)；以纯Mg锭、纯Al、纯Zn锭以及Mg-1.3Mn(即该中间合金的成分含量为：1.3wt％Mn，其余为Mg)中间合金为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；2)将坩埚清理并预热后将全部纯镁锭和Mg-1.3Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO2和SF6的混合保护气的保护下加热升温，升温速率为20～30℃/min，CO2和SF6的流量比为50；将纯Al锭和Zn合金放在预热炉中加热至260～280℃；待纯Mg锭和Mg-1.3Mn中间合金完全熔化后，按顺序将预热后的Al锭、Zn先后加入镁熔液中，完全熔化后熔液的温度控制在730～760℃，然后保温10min；3)将上述熔体采用金属模铸造浇注成AZ31镁合金铸锭；4)将上述制备的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；5)将坯料放入感应加热炉中在5分钟内快速加热到挤压变形温度350℃；6)然后放入挤压筒采用高效热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度15m/min，挤压比25；7)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到挤压产品。在本例中，挤压终了产品表面状况较好，其室温导热系数为78W/(m*K)，室温拉伸屈服强度140MPa，室温破断延伸率15％，如表1所示。对比例2设计实验镁合金成分和熔炼工艺、坯料准备工艺与实施例1相同；1)坯锭预热后放入350℃挤压筒中采用热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度5m/min，挤压比25；2)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理。在本例中，挤压终了产品室温导热系数为130W/(m*K)，室温拉伸屈服强度235MPa，室温破断延伸率27％，如表1所示。对比例3设计实验镁合金成分和熔炼工艺、坯料准备工艺与实施例1相同；1)坯锭预热后放入350℃挤压筒中采用热挤压工艺将坯料变形加工成型材，挤压出口速度0.1m/min，挤压比25；2)挤压后型材采用风冷冷却进行后续处理，即得到产品。在本例中，采用常规的挤压出口速度0.1m/min，挤压终了产品室温导热系数为126W/(m*K)，室温拉伸屈服强度279MPa，室温破断延伸率16％，如附表1所示。对比例41)熔炼前述中国专利CN101709418中的Mg-Zn-Si合金，化学成分为：5.31wt％Zn，2.03wt％Si，其余为Mg(简称为：Mg-5.31Zn-2.03Si合金)；以纯Mg锭、纯Zn锭、纯Si为原料，按上述的镁合金成分的重量百分比进行配料；参考该专利文献中的熔炼工艺制备其熔体，采用金属模铸造浇注成镁合金铸锭；2)将上述制备的镁合金铸锭切割成相应的挤压坯料；3)将坯料预热，在340℃均匀化处理20小时后，直接放入挤压筒采用热挤压工艺将坯料变形加工成型材，采用的挤压出口速度15m/min，挤压比25。在本对比例中，合金不适合高效变形加工，高速挤压过程裂碎、无法获得可进行下一步测试的挤压材，如表1所示。表1