铝合金组合物、铝合金元件、通讯产品及铝合金元件的制备方法与流程

本发明涉及有色金属材料领域，具体而言，涉及一种铝合金组合物、铝合金元件、通讯产品及铝合金元件的制备方法。

背景技术：

al和si都是自然界中储量极其丰富的元素，来源广泛，成本低廉。其中，纯al具有高塑性、低密度以及优良的导热导电性能，si具有低的热膨胀系数和高硬度，由它们制备的al-si合金，则继承了两者的一系列优良特性。

铝具有较高的热导率，纯铝的热导率达到238w/(m﹒k)，但是纯铝的热膨胀系数大，达到23.6×10^-6/℃。硅的热膨胀系数小，只有4.1×10^-6/℃，因此通过加入si可以降低铝合金的热膨胀系数。但加入si元素后热导率会降低，特别是加入10％以上的si量，铝硅合金的热导率大幅度降低。现有技术已有一些较低含si量铝合金的热导率研究，但高硅铝合金的热导率研究很少，且目前含16～18％si的牌号铝合金热导率都较低，在90～110w/(m﹒k)左右。例如日本牌号adc12铝合金的热导率为92w/(m﹒k)；含18～20％si的ac9b牌号铝合金热导率为110w/(m﹒k)，等等。通常牌号合金中的合金元素种类较多，含量也较大，也会使热导率降低。但是上述合金的低热导率不能满足许多领域的应用要求，例如需要高导热的电子产品基板等。

此外，为适应汽车发动机高速化的要求，对活塞材料的要求是比强度高、导热性好、稳定性好、膨胀系数小、耐磨好等。无疑al-si系合金正是合适的选择。在汽车工业中，使用较多的铝活塞材料大致有四类：al－cu－(ni)－mg系，al－cu－si系，共晶型al－si－cu系以及过共晶型al-si-cu-mg系，前两类由于存在线膨胀系数大、密度大、体积不稳定的缺点已被淘汰，目前国内使用的铝活塞材料主要是共晶型铝硅合金，如我国铝合金牌号zl108(zalsi12cu2mg)、zl109(zalsi12cu1mg1ni1)，或美国牌号a390(si：16～18％)。然而随着汽车工业的发展，共晶、亚共晶铝硅合金系活塞材料已经难以适应汽车发动机高功率、高寿命的性能要求。过共晶高硅铝合金线膨胀系数更低，抗磨性及体积稳定性相应提高，是理想的活塞材料。国外已将此材料广泛用于活塞生产，国内也逐渐有单位开始应用。

过共晶铝硅合金按含硅量可分为三组，ⅰ组含硅17％～19％；ⅱ组含硅20％～23％；ⅲ组含硅24％～26％。前两组有一定的塑性，铸造性能尚可，使用较多；而最后一组虽然热膨胀系数更低、耐磨性和耐蚀性更好，但由于脆性太大、结晶温度范围宽、铸造性能差以及难以切削加工的缘故，除用过高速摩托车或赛车的活塞外，一般很少使用。

除了在汽车生产领域的应用，高硅铝合金相对于其他合金因具有较好的热导性能、热膨胀系数低、质量轻、以及高的强度和刚度，与金、银、铜、镍可镀，与基材可焊，易于精密加工、无毒等优越性能，符合电子封装技术朝小型化、轻量化和高密度组装化方向发展的要求，因此高硅铝合金用作新型电子封装的前景已日渐被人们所认识。然而，可用作电子封装材料的轻质高硅铝合金硅含量高达30％～50％甚至更高。因此，采用传统熔炼铸造方法虽然有设备简单、成本低，可实现大批量工业化生产的优点，但生产得到的材料初晶硅和共晶硅尺寸粗大，即使采用添加变质剂的方法，也会带来新的问题。故而一般用传统的粉末冶金法或喷射沉积法生产该种高硅铝合金。

对于超高强度过共晶al-si合金的生产，目前已成功的方法是急冷凝固粉末冶金法或喷射沉积法，其原理都是使al-si合金液滴在10³～10⁶℃/s的高速冷却下凝固，使组织细化，初晶si可细化到2μm～10μm，材料的强度可高达400mpa。北京科技大学张济山等人发明的“一种喷射沉积高硅铝合金的方法”(zl00124660.7)，采用喷射沉积技术制备al-(16～45％)si合金时，加入fe、mn元素，具有快速冷却凝固的优点，且避免了针状富fe金属间化合物的出现，提高了合金的热稳定性。但这种方法需要急冷凝固设备、粉末冶金或冷挤压成形，零件的形状及大小受到限制，且工艺复杂、成本高。美国专利(us6669792)发明一种工艺生产过共晶al-si合金，即控制si:mg比值(15～35)和cu:mg比值(4～15)来提高性能。此外利用喷雾制粉或挤压铸造方法制备的al-si合金材料含硅量可达到50％～70％。哈尔滨工业大学武高辉等人发明的“一种低膨胀超高硅铝合金的制备方法”(zl200410043855.9)，采用复合材料的挤压铸造制备方法，将60％～70％硅粉制成预制件，将铝液挤压渗入预制件而成，这类材料主要应用于电子封装领域，应归属复合材料或功能材料。而采用液态成形或半固态成形方法制造的作为结构材料的零部件的含硅量一般应该低于26％。

国内外已有不少关于高硅铝合金相关研究的成果，一些标准牌号也已被应用于工业生产中。然而，现有的方案要么是25％si以上的成本高、效率低的喷射沉积或快速冷却，要么是应用于挤压铸造或半固态成形的(18～25)％si的含贵重金属ni等元素的铝合金，并且导热系数偏低。

技术实现要素：

本发明的主要目的在于提供一种铝合金组合物、铝合金元件、通讯产品及铝合金元件的制备方法，以解决现有技术中的高导热低膨胀的铝合金加工铸造性能低的问题。

为了实现上述目的，根据本发明的一个方面，提供了一种铝合金组合物，包括铝主体和掺杂元素，该掺杂元素包括占铝合金组合物的总重量18％～22％的si、0.2％～0.95％的cu、0.25％～2％的fe、0.05％～0.2％的mg和0.04％～0.08％的p。

进一步地，上述cu在铝合金组合中的重量百分比为0.2～0.9％。

进一步地，上述p在铝合金组合中的重量百分比为0.04～0.06％。

根据本发明的另一方面，提供了一种铝合金元件，采用上述任一种铝合金组合物为原料制备而成，且p在铝合金元件中的重量百分比在0.02％以下。

进一步地，上述p在所述铝合金元件中的重量百分比在0.01％以下。

根据本发明的又一方面，提供了一种通讯产品，包括壳体，该壳体采用上述任一种铝合金组合物制备而成。

根据本发明的又一方面，提供了一种铝合金元件的制备方法，以上述任一种铝合金组合物为原料，制备方法包括：步骤s1，将硅和铝熔化，形成硅铝熔体；步骤s2，向硅铝熔体中加入镁和铁形成混合熔体；步骤s3，对混合熔体进行精炼，得到精炼熔体；步骤s4，利用铜磷中间合金对精炼熔体进行变质处理，得到合金熔体；步骤s5，利用压铸工艺加工合金熔体，得到铝合金元件。

进一步地，上述步骤s5包括：将温度为680～850℃的合金熔体浇入压铸机压室后采用压铸工艺成形，其中，压射冲头速度3～8m/s，增压压力为70～90mpa。

进一步地，上述合金熔体在浇入压铸机压室时的温度为680～780℃。

进一步地，上述步骤s5还包括：在采用压铸工艺成形后，得到高温成形件；对高温成形件进行热处理，热处理包括将高温成形件在190～230℃下保温2～5小时后空冷。

进一步地，上述步骤s4包括：向温度为820～840℃的精炼熔体中加入铜磷中间合金，并保温15～20min以进行变质处理。

进一步地，上述步骤s3包括：将混合熔体在810～830℃下采用氩气精炼5～15min。

进一步地，上述步骤s2包括：对硅铝熔体进行升温处理，且在升温处理过程中依次加入镁和铁；在铁加入完成后将硅铝熔体加热到830～860℃，且保温10～30min，得到混合熔体。

应用本发明的技术方案，上述铝合金组合物中各元素的配合，使得由该铝合金组合物制备的铝合金元件不仅具有良好的力学性能、耐磨性、低热膨胀系数和高导热性，同时在浇注时还能保证良好的流动性；同时其中适量的cu、fe及mg元素提高了铝合金元件的力学性能，而且0.2％～0.95％的cu能进一步有效改善合金的导热性能；进一步地，采用p-cu作为变质元素，工艺简单，成本低，且其中的p在合金的铸造过程中会有损耗。由于本申请的铝合金组合物具有良好的流动性，提高其加工铸造性能，因此在利用该铝合金组合物制备铝合金元件时，可以采用较低的浇注温度进行浇注并且通过生产效率高的压铸成形方法来实施。

附图说明

构成本申请的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：

图1示出了根据本发明的一种优选实施方式提供的铝合金元件的制备流程图；以及

图2示出了根据本申请实施例1提供的铝合金元件的金相组织图。

具体实施方式

需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。

如背景技术所分析的，现有技术中25％si以上铝合金需要采用成本高、效率低的喷射沉积或快速冷却方式制备，或者应用于挤压铸造或半固态成形的(18～25)％si的含贵重金属ni等元素的铝合金的导热系数偏低，综合来讲即是存在高导热低膨胀的铝合金加工铸造性能低的问题。为了解决该问题，本申请提供了一种铝合金组合物、铝合金元件及其制备方法。

在本申请一种典型的实施方式中，提供了一种铝合金组合物，包括铝主体和掺杂元素，该掺杂元素包括占所述铝合金组合物的总重量18％～22％的si、0.2％～0.95％的cu、0.25％～2％的fe、0.05％～0.2％的mg和0.04％～0.08％的p。

上述铝合金组合物中各元素的配合，使得由该铝合金组合物制备的铝合金元件不仅具有良好的力学性能、耐磨性、低热膨胀系数和高导热性，同时在浇注时还能保证良好的流动性；同时其中适量的cu、fe及mg元素提高了铝合金元件的力学性能，而且0.2％～0.95％的cu能进一步有效改善合金的导热性能；进一步地，采用p-cu作为变质元素，工艺简单，成本低，且其中的p在合金的铸造过程中会有损耗。

由于本申请的铝合金组合物具有良好的流动性，提高其加工铸造性能，因此在利用该铝合金组合物制备铝合金元件时，可以采用较低的浇注温度进行浇注并且通过生产效率高的压铸成形方法来实施。

为了进一步提高铝合金的热导率，进一步优选上述cu在铝合金组合中的重量百分比为0.2～0.9％。此外，为了进一步细化初晶si及提高力学性能，优选上述p在铝合金组合中的重量百分比为0.04～0.06％。

当然，本申请的铝合金组合物可以由占铝合金组合物的总重量18％～22％的si、0.2％～0.95％的cu(优选0.2～0.9％)、0.25％～2％的fe、0.05％～0.2％的mg、0.04％～0.08％的p(优选0.04～0.06％)以及余量的铝组成。上述铝合金组合物中添加价格较高的ni、mn等过渡元素，因此在低成本前提下也能保证良好的热导率。

在本申请另一种典型的实施方式中，提供了一种铝合金元件，采用上述任一种铝合金组合物为原料制备而成，且由于加工过程中的损耗，使得p在铝合金元件中的重量百分比在0.02％以下，优选在0.01％以下。

上述铝合金组合物中各元素的配合，使得由该铝合金组合物制备的铝合金元件不仅具有良好的力学性能、耐磨性、低热膨胀系数和高导热性，同时在浇注时还能保证良好的流动性；同时其中的cu、fe及mg元素提高了铝合金元件的力学性能。经测试，本申请的铝合金元件，室温抗拉强度可达160mpa以上，断后伸长率超过1.0％。同时，25～300℃热膨胀系数17.0×10^-6～18.0×10^-6/℃，25～300℃热导率在124～148w/(m﹒k)之间。

在本申请又一种典型的实施方式中，提供了一种通讯产品，包括壳体，该壳体采用上述任一种铝合金组合物制备而成。由于本申请的铝合金组合物具有上述优势，因此使得由其所形成的壳体的导热性能得到改善，进而提高了通讯产品的导热性能。

在本申请再一种典型的实施方式中，提供了一种铝合金元件的制备方法，以上述任一种铝合金组合物为原料，如图2所示，该制备方法包括：步骤s1，将硅和铝熔化，形成硅铝熔体；步骤s2，向硅铝熔体中加入镁和铁形成混合熔体；步骤s3，对混合熔体进行精炼，得到精炼熔体；步骤s4，利用铜磷中间合金对精炼熔体进行变质处理，得到合金熔体；以及步骤s5，利用压铸工艺加工合金熔体，得到铝合金元件。

由于本申请的铝合金组合物具有良好的流动性，因此在利用该铝合金组合物制备铝合金元件时，可以采用较低的浇注(此处的浇注是在将铝合金的熔体浇入压铸工艺的压室内)温度进行浇注并且通过生产效率高的压铸成形方法来实施。且所得到的铝合金元件，室温抗拉强度可达160mpa以上，断后伸长率超过1.0％。同时，25～300℃热膨胀系数17.0×10^-6～18.0×10^-6/℃，25～300℃热导率在124～148w/(m﹒k)之间。

在本申请一种优选的实施例中，上述步骤s5包括：将温度为680～850℃的合金熔体浇入压铸机压室后采用压铸工艺成形，其中，压射冲头速度3～8m/s，增压压力为70～90mpa。

上述压射冲头的速度和增压压力均是压铸工艺中常用的工艺参数，说明本申请采用常规的压铸工艺即可实施，进而有利于提高高导热低膨胀铝合金的加工效率并降低其制造成本。

在将合金熔体浇入压铸机压室时，可以在上述的680～850℃范围内实施，为了降低能量消耗，优选上述合金熔体在浇入压铸机压室时的温度为680～780℃。即在上述较低温度范围内实施也能实现良好的压铸效果，从而相对于目前的800℃左右甚至以上的浇注温度其能量消耗成本以及对设备的耐高温要求成本大大降低。

为了进一步提高所得到的铝合金远近的热导率，优选上述步骤s5还包括：在采用压铸工艺成形后，得到高温成形件；对高温成形件进行热处理，热处理包括将高温成形件在190～230℃下保温2～5小时后空冷。

采用上述的快速时效热处理工艺进行热处理，导热率能够被有效地提高，且取消了传统的高温固溶工艺，节约了成本，提高了生产效率。

此外，为了改善变质效果，本申请进一步对变质条件进行了优化，优选上述步骤s4包括：向温度为820～840℃的精炼熔体中加入磷中间合金，并保温15～20min以进行变质处理。

在本申请再一种优选的实施例中，上述步骤s3包括：将混合熔体在810～830℃下采用氩气精炼5～15min。在上述温度范围内进行精炼，能够更好地去除熔体中的气体及夹杂物。

上述各实施例中，在形成混合熔体时，优选上述步骤s2包括：对硅铝熔体进行升温处理，且在升温处理过程中依次加入镁和铁；在铁加入完成后将硅铝熔体加热到830～860℃，且保温10～30min，得到混合熔体。在升温过程中依次加入镁和铁，能够提高各元素的混合效果；而且，在铁加入完成后，在上述温度范围内进行保温，更好地使铁成分熔解及均匀化，从而使铁对合金元件的导热性能的改善明显。

以下将结合实施例和对比例，进一步说明本申请的有益效果。

实施例1

按照18％si、0.95％cu、2％fe、0.1％mg、0.04％p以及余量为al的比例称取各原料。

将a00号纯al及结晶si置于电阻熔炼炉坩埚内，待其熔化为铝硅熔体后，再将铝硅熔体过热到830℃，中途加入纯mg及纯fe，待合金全部熔化后搅拌均匀得到混合熔体，并在混合熔体表面撒上一层覆盖剂防止表面氧化；之后，将混合熔体温度降到820℃，用纯ar气对混合熔体进行精炼，扒渣，静置10min，得到合金成分为al-18si-2fe-0.1mg，其余为al的精炼熔体。然后再将精炼熔体升温至840℃，扒去表面覆盖剂，加入铜磷中间合金进行初晶si的变质，p加入量为原料总重0.04％，cu加入量为原料总重0.9％。变质处理后保温15分钟，得到合金熔体。合金熔体降低温度至750℃浇入压铸机压室后采用压铸工艺成形，压铸机压射冲头速度3m/s，增压压力为70mpa。压铸出来的铸件进行短时时效热处理，其中热处理工艺为：220℃时效3小时，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例2

按照20％si、0.5％cu、1％fe、0.2％mg、0.06％p以及余量为al的比例称取各原料。

将a00号纯al及al-24％si中间合金置于电阻熔炼炉坩埚内，待其熔化为铝硅熔体后，再将铝硅熔体过热到830℃，中途加入纯mg及纯fe，待合金全部熔化后搅拌均匀得到混合熔体，并在混合熔体表面撒上一层覆盖剂防止表面氧化；之后，将混合熔体温度降到800℃，用纯ar气对熔体进行精炼，扒渣，静置10min，得到合金成分为al-20si-1fe-0.2mg，其余为al的精炼熔体。然后再将精炼熔体升温至820℃，扒去表面覆盖剂，加入磷铜中间合金进行初晶si的变质，p加入量为原料总重0.06％，cu加入量为原料总重0.5％。变质处理后保温15分钟，得到合金熔体。合金熔体降低温度至770℃浇入压铸机压室后采用压铸工艺成形，压铸机压射冲头速度5m/s，增压压力为80mpa。压铸出来的铸件进行短时时效热处理，其中热处理工艺为：190℃时效5小时，所得铝合金铸件中p含量在0.02％以下。

实施例3

按照22％si、0.7％cu、0.25％fe、0.05％mg、0.08％p以及余量为al的比例称取各原料。

将a00号纯al及al-24％si中间合金置于电阻熔炼炉坩埚内，待其熔化为铝硅熔体后，再将铝硅熔体过热到830℃，中途加入纯mg及纯fe，待合金全部熔化后搅拌均匀得到混合熔体，并在熔体表面撒上一层覆盖剂防止表面氧化；之后，将混合熔体温度降到800℃，用纯ar气对熔体进行精炼，扒渣，静置10min，得到合金成分为al-22si-0.7cu-0.25fe-0.05mg，其余为al的精炼熔体。然后再将精炼熔体升温至830℃，扒去表面覆盖剂，加入铜磷中间合金进行初晶si的变质，p加入量为原料总重0.08％。变质处理后保温15分钟，得到合金熔体。合金熔体降低温度至790℃浇入压铸机压室后采用压铸工艺成形，压铸机压射冲头速度8m/s，增压压力为90mpa。压铸出来的铸件进行短时时效热处理。热处理工艺为：230℃时效2小时，所得铝合金铸件中p含量在0.02％以下。

实施例4

与实施例1不同之处在于，原料组成为按照20％si、0.2％cu、1％fe、0.1％mg、0.06％p以及余量为al的比例称取各原料，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例5

与实施例1不同之处在于，原料组成为按照20％si、0.9％cu、1％fe、0.1％mg、0.06％p以及余量为al的比例称取各原料，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例6

与实施例1不同之处在于，合金熔体在850℃下入压铸机压室后采用压铸工艺成形，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例7

与实施例1不同之处在于，合金熔体是以浇注成形而得到铝合金元件的，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例8

与实施例1不同之处在于，压射冲头速度10m/s，增压压力为100mpa，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例9

与实施例1不同之处在于，热处理工艺为：180℃时效6小时，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例10

与实施例1不同之处在于，再将精炼熔体升温至850℃，扒去表面覆盖剂，加入磷铜中间合金进行初晶si的变质，p加入量为原料总重0.04％，cu加入量为原料总重0.9％。变质处理后保温12分钟，得到合金熔体，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

实施例11

与实施例1不同之处在于，将混合熔体温度降到800℃，用纯ar气对混合熔体进行精炼，扒渣，静置20min，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

对比例1

与实施例1不同之处在于，原料组成为按照25％si、0.9％cu、2％fe、0.1％mg、0.04％p以及余量为al的比例称取各原料，所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

对比例2

与实施例2不同之处在于，原料组成为按照20％si、1.0％cu、0.3％mg、0.3％mn、0.04％p以及余量为al的比例称取各原料,所得铝合金铸件中p含量在0.01％以下。

对比例3

与实施例2不同之处在于，原料组成为按照20％si、1.0％cu、1％fe、0.2％mg、0.06％p以及余量为al的比例称取各原料，所得铝合金铸件中p含量在0.02％以下。

对比例4

采用申请号为200910061081.5的专利申请中的实施例1作为对比例4。

对实施例1至11以及对比例1至4得到的铝合金元件在热处理前后进行检测，其中采用金相显微镜检测实施例1的铝合金元件的金相组织，检测结果见图2；采用万能力学试验机利用gb/t228检测各铝合金元件的室温抗拉强度，采用万能力学试验机进行金属拉伸试验检测各铝合金元件的断后伸长率，采用热膨胀仪检测各铝合金元件的热膨胀系数，采用激光热导仪利用astm41461激光法检测各铝合金元件的25～300℃下的热导率。检测结果见表1。

表1

根据表1中的数据可以看出，在本申请的范围内实施例1至11的铝合金元件抗拉强度大于160mpa，热膨胀系数<18.0×10^-6/℃，热导率在124～148w/(m﹒k)之间，其中时效热处理后热导率都大于135w/(m﹒k)，若没有进行时效处理，热导率为127w/(m﹒k)左右，小于硅的热导率135w/(m﹒k)。由实施例1和实施例7的对比可以看出，本申请的铝合金材料在成型时采用压铸工艺可以使铝合金元件的室温抗拉强度增加；由实施例9和实施例1的对比可以看出，适当时间和温度内的短时时效热处理对于铝合金元件的热导率提升效果是明显，但是如果时间过长或者温度过低，虽然会在一定程度上提升热导率，但是其热处理效果不是很理想；且由对比例1和实施例1的数据可以看出，大于22％的过高的含硅量，虽可降低热膨胀系数，但热导率难以提高；同时，由对比例2和各实施例的对比可以看出，镍和锰的添加，使得铝合金元件的热导率大大减小；由对比例3和实施例2的对比可以看出，铜含量的增加反而会导致热导率相对下降；由对比例4和实施例1的对比可以看出，小于18％的含硅量及合金元素cu、ni等过多时，膨胀系数大，热导率也偏低，由此可见，本申请通过严格控制ni和mn的使用，并降低cu的含量，起到了大幅改善热导率的效果。

从以上的描述中，可以看出，本发明上述的实施例实现了如下技术效果：

上述铝合金组合物中各元素的配合，使得由该铝合金组合物制备的铝合金元件不仅具有良好的力学性能、耐磨性、低热膨胀系数和高导热性，同时在浇注时还能保证良好的流动性；同时其中适量的cu、fe及mg元素提高了铝合金元件的力学性能，而且0.2％～0.95％的cu能进一步有效改善合金的导热性能；进一步地，采用p-cu作为变质元素，工艺简单，成本低，且其中的p在合金的铸造过程中会有损耗。

由于本申请的铝合金组合物具有良好的流动性，提高其加工铸造性能，因此在利用该铝合金组合物制备铝合金元件时，可以采用较低的浇注温度进行浇注并且通过生产效率高的压铸成形方法来实施。

所得到的铝合金元件，室温抗拉强度可达160mpa以上，断后伸长率超过1.0％。同时，25～300℃热膨胀系数17.0×10^-6～18.0×10^-6/℃，25～150℃热导率在124～148w/(m﹒k)之间。

以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。