一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金及其制備方法與流程

本發明涉及導熱合金及其制備方法，特別涉及一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金及其制備方法。

背景技術：
鎂是常用金屬結構材料中最輕的一種，比重約為1.74g/cm3，是鋼的1/4，鋁的2/3。鎂及鎂合金具有資源豐富、節約能源、環境友好的三大優勢，而且是比強度很高的輕質結構材料和功能材料，是被世界公認的“二十一世紀最有發展前景的新材料”。純鎂室溫下的熱導率較高，約為157W/m*K，但強度太低，鑄態下的拉伸屈服強度約為21MPa。純鎂經過合金化后，其強度顯著提高，但導熱系數通常明顯降低，如現有的商業合金Mg-3Al-1Zn(AZ31)合金的導熱系數為78W/m*K、Mg-9Al-1Zn(AZ91)合金的導熱系數為55W/m*K、Mg-6Al-0.5Mn(AM60)合金的導熱系數為61W/m*K(Magnesium，MagnesiumAlloys，andMagnesiumComposites，byManojGuptaandNaiMuiLing，Sharon)，它們的導熱系數都遠低于純鎂的導熱系數。目前鎂合金散熱器基本都是采用上述熱導率較低的商業鎂合金，鎂合金的散熱效果還遠沒有充分發揮出來。近年來我國電子技術飛速發展，電子產業的高性能、微型化、集成化發展趨勢，使得電子器件的總功率密度和發熱量大幅地增加，散熱問題越來越突出，尤其是對減重要求敏感的航空航天器件、便攜電器和通訊設備、交通工具等產品散熱系統的復雜結構件，既要求優良的導熱性能，同時還必須具有密度小、力學性能優異、生產成本低的特點，因此兼顧導熱性、力學性能和生產加工性能的輕質導熱鎂合金材料有著不可替代的作用和重要的應用背景。但目前國內外在鎂合金中合金元素對其導熱性能的影響規律及其機理的報道很少，急需開展導熱鎂合金的成分設計，發展新型高導熱鎂合金及其相關制備技術。中國專利公開號CN100513606C公開了一種導熱鎂合金和其制備方法，合金的化學成分為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℃導熱率大于120W/m*K，抗拉強度大于340MPa、屈服強度大于310MPa。中國專利公開號CN101709418公開了一種導熱合金，其化學成分為1～6.5％Zn，0.2～2.5％Si；在20℃導熱率大于120W/m*K，抗拉強度為265～380MPa、屈服強度為210～355MPa。前者具有較好的熱導性能和強度，但由于合金含有一定量的貴金屬和稀土金屬元素，特別是Ag元素，故該合金的成本很高。后一種導熱合金降低了合金成本，但較多Zn和Si的使用導致該合金的密度較大，且該專利中未涉及該合金的生產加工性能。鎂合金通過晶粒細化，不僅能提高其加工塑性，而且能提高其強度等，從而獲得更優良的性能。而且鎂合金相對鐵、鋁等其它合金具有更大的Hall-Petch關系的K系數，其晶粒細化對合金的強度提升的貢獻更加明顯。為了能夠得到更加細小的晶粒，以進一步提高鎂合金的強度和韌性以及其他的優良性質，一般采用熱機械變形加工來細化晶粒。在擠壓、軋制、鍛造等熱機械變形加工過程中，鑄造形成的粗大第二相逐漸得到破碎細化、并且彌散分布于鎂基體中，使鎂合金的力學性能進一步提高。熱機械變形如軋制、擠壓或者鍛造等可以顯著提高鎂及鎂合金的強度和延展性，例如常用的商用變形鎂合金Mg-Al-Zn系合金的擠壓材相對鑄態具有明顯更好的綜合力學性能。中國專利CN100513606C和CN101709418發明的高導熱鎂合金經過擠壓等變形后的力學性能均得到了明顯提高。但是，在導熱系數較低的Mg-Al-Zn系合金中，Al含量低的合金(如AZ21、AZ31等)雖然可以獲得較大的擠壓出口速度(≤20m/min)，但擠壓后材料的室溫拉伸屈服強度一般都低于150MPa(日本輕金屬，54pp.472-477(2004)，中國專利公開號CN101805866B)；高Al含量的合金(如AZ80等)雖然可以獲得較高的室溫拉伸屈服強度(＞200MPa)，但是其最大的擠壓出口速度一般都低于2m/min(日本輕金屬，54pp.472-477(2004))，生產效率低導致該系列鎂合金的生產成本較高。雖然專利CN101805866B公開了一種可以進行擠壓速度達15m/min的合金，但該合金含有貴金屬Sr和稀土金屬元素Ce、Y，合金成本較高；又由于較高含量Al(2～9wt％鋁，密度2.7g/cm3)和Sb(銻，密度6.7g/cm3)元素的加入，導致該合金密度較大；并且發明中未涉及該鎂合金的熱導性能和高速擠壓加工工藝。上述提到的中國專利CN100513606C和CN101709418設計的高導熱合金成分，由于存在較低熔點的第二相粒子(如Mg-Zn相)，合金在擠壓等過程中非常容易出現表面開裂，均難實現高速擠壓加工。鎂合金的擠壓速度低(一般≤5m/min)是導致鎂合金擠壓產品價格昂貴的一個重要原因，嚴重限制了鎂擠壓產品的大規模應用。在現有公開的鎂合金體系中，還沒有一種鎂合金能把導熱性能、力學性能以及生產加工性能三方面同時兼顧到。因此，迫切需要發展力學性能優異、導熱系數高、且具備高效擠壓生產加工能力的鎂合金及其加工工藝，有效地提高鎂合金的擠壓加工速率和生產效率，進而降低鎂產品的成本，以推動鎂合金在航空航天、計算機、通訊和消費類電子產品、LED照明產品的散熱系統以及醫療、福祉和戶外運動器械等產品領域更廣泛地應用。

技術實現要素：
本發明的目的是提供一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金及其制備方法，該鎂合金能夠進行高效生產加工，而且低成本；該鎂合金密度小于1.78g/cm3，可以進行最高擠壓出口速度不小于20m/min的快速擠壓生產，擠壓終了產品室溫導熱系數均大于125W/(m*K)，且具有優異的綜合力學性能(大于20m/min高速擠壓時，擠壓產品的室溫拉伸屈服強度可大于180MPa)，以應用于航空航天、計算機、通訊和消費類電子產品以及LED照明產品的散熱系統結構材料以及醫療、福祉和戶外運動器械的結構件材料。為達到上述目的，本發明的技術方案是：一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分重量百分比為：Al0.1～0.8wt％，Ca0.1～0.6wt％，Mn0.1～0.6wt％，La0.05～0.4wt％，其余為Mg以及不可避免的雜質；目前用于散熱器的金屬材料大多以鋁合金和銅合金為主。研究發現，合金導熱性能與該合金中的固溶原子和第二相的數量和種類有密切聯系。鎂合金的導熱性能也遵循類似原則。設計新型導熱合金，提升鎂合金導熱性，應該適當控制鎂合金中固溶原子的數量，同時保證其析出相的尺寸不能太大、數量不能太多。能高速擠壓變形的鎂合金一般至少應該具有如下特點：(1)合金在變形之前含有較少的第二相或者第二相能夠在變形前已經通過固溶進入基體中，變形過程中應力分布均勻，利于加工過程中金屬均勻流動變形；(2)合金中初始存在的第二相或者擠壓過程析出的第二相具有較高的熔點，可避免在擠壓過程中熔化開裂。鎂合金中常用的合金化元素包括Al、Zn、Mn、Ca、RE等。研究表明高強鎂合金的設計原則是：主要合金元素的原子半徑一個比鎂原子大、一個比鎂原子小，同時該主要合金元素之間混合焓的負值越大越可能形成穩定的原子間結合，有利于在變形過程中像鋁合金一樣形成單原子或多原子層的規則G.P區、納米級的析出物以及穩定的高熔點析出物，從而使該合金的擠壓材具有更高的強度和耐高溫性能。根據上述理論，本發明通過對鎂中常用的合金化元素進行計算，發現鎂、鋁、鈣、錳、稀土La元素之間具有很好的匹配關系。Mg-Al-Ca-Mn-La五元合金中，La、Ca原子的原子半徑大于Mg原子，Al和Mn原子的原子半徑小于Mg原子，同時La-Al、Ca-Al以及Al-Mn原子間的混合焓的負值比較大。根據各個元素在鎂中的各自特點，從材料學合金強化機制的觀點可進一步限定本方案中合金化元素的種類和添加量，再借助鎂合金的相圖并根據實際鑄造合金的性能特征進行驗證。Al是鎂合金最常用的合金元素。鋁能與鎂形成有限固溶體，在提高合金強度和硬度的同時可改善鑄造性能，也可以通過熱處理產生時效強化。根據文獻，鎂鋁合金的導熱性能隨著固溶原子數量增加而降低。Ca元素在鎂中能發生有效的晶粒細化作用，可抑制熔融鎂的氧化，提高合金熔體的著火溫度，并且能改善合金的蠕變性能。通過熱力學軟件計算Mg-Al-Ca三元相圖得到：改變Al/Ca的比例時合金中可能會出現三種不同的第二相，其第二相數量隨著元素添加量的增加逐漸增多。特別是，在該合金中可得到有序的單層GP區，這種納米結構對合金的強化效果非常明顯。因此，為了控制合金中存在的第二相的量和類型，并維持合金低密度特點，應采用低合金化，設計合金的Al、Ca的含量均不超過1％，本發明Al、Ca含量設計范圍分別為：Al0.1～0.8wt％，Ca0.1～0.6wt％。Mn以沉淀Fe-Mn化合物來控制鐵含量，通過控制鐵含量而改善腐蝕行為；同時，Mn元素在鎂中可以增大耐熱性，細化晶粒、強化合金。Mg-6Al-3Ca合金添加0.1-0.5％的Mn元素后，其蠕變抗力顯著增加，耐熱性提高。但Mn在鎂中的含量一般不超過1.0wt％。本發明設計Mn的含量為0.1～0.6wt％。稀土(RE)是重要的合金元素。但是稀土價格昂貴，要想控制合金成本，只能少量添加，而且優先選擇廉價稀土，如La、Pr、Ce、Nd等。稀土元素原子擴散能力差，可以提高鎂合金再結晶溫度又可以析出穩定第二相粒子，從而能大幅度提高鎂合金的高溫強度和耐熱性。La元素是廉價稀土元素中最普遍的一種，在鎂基體中有一定的溶解度，但固溶度不大，過量的La元素會導致較多的鎂稀土相析出。本發明為了進一步優化合金性能，在Mg-Al-Ca-Mn四元合金的基礎上進一步添加少量La，含量為0.05～0.4wt％，使得合金中生成適量的納米級Al-La、Al-Ca-La以及Al-La-Mn強化相，從而使新型合金能兼顧高導熱性(大于125W/(m*K))、高效生產加工性能(最高擠壓速度不小于20m/min)和優異力學性能(大于20m/min高速擠壓時，擠壓產品的室溫拉伸屈服強度可大于180MPa)。本發明設計的Mg-Al-Ca-Mn-RE系合金第二相主要為Mg2Ca，Al2Ca，Al8Mn5，Al-La納米析出物，以及少量的Mg-Al-La、Al-La-Mn三元相，其熔點較高(Mg2Ca、Al2Ca、Al8Mn5分別為714℃、1079℃、1160℃)。由于合金元素的總添加量比較少，在擠壓前合金中第二相較細少，絕大部分可以固溶進合金基體中。在熱處理或者是熱機械加工變形過程中可以生成高溫穩定的規則G.P區以及納米析出物(成分為Al-Ca、Al-Mn-Ca、Al-La-Mn、Al-La等)，有利于獲得高強度和高耐熱性能。本發明的可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金的制備方法，其特征是，包括如下步驟：1)將純Mg錠、純Al錠以及Mg-Mn和Mg-La中間合金，以及純Ca顆粒或/和Mg-Ca中間合金，按權利要求1所設計的鎂合金成分進行配料；2)將合金配料進行熔化、精煉保溫；3)澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯錠；5)將坯錠快速加熱到擠壓變形溫度250～500℃，加熱時間為5～10分鐘；6)采用熱擠壓工藝將坯錠料擠壓變形加工成型材，擠壓出口速度為10～100m/min，擠壓比為5～100。進一步，還包括步驟7)，根據產品要求對上述型材進行后續處理，包括擠壓材的風冷、熱處理、拉直、彎曲、精整即獲得所需產品。又，步驟(2)中，將純Mg錠和Mg-Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下完全融化，CO2和SF6的流量比為40～100，原料升溫速率控制在15～50℃/min；將純Al錠和Mg-La中間合金放在預熱爐中加熱至200～280℃；待純Mg錠和Mg-Mn中間合金完全融化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-La中間合金和Ca顆粒(或Mg-Ca中間合金)先后加入熔化好的純Mg錠和Mg-Mn中間合金溶液中，加Ca顆粒或Mg-Ca中間合金時需吹氬氣精煉攪拌，熔體溫度控制在710～760℃，保溫時間5～10分鐘。步驟(3)中，采用金屬模鑄造或半連續鑄造工藝。再有，步驟(4)中，鑄錠切割前經均勻化處理，該均勻化處理工藝是在氬氣氛圍的保護下加熱至480～515℃，保溫0.1～48小時。優選地，步驟(5)快速加熱采用感應加熱爐。優選地，步驟(6)擠壓出口速度為20～60m/min，擠壓比為10～40。擠壓合金坯錠的初始組織對合金的擠壓加工性能會產生明顯影響。常規的擠壓工藝中，一般采用常規保溫加熱方法對擠壓坯錠進行預熱，在加熱和保溫過程中，一般需要較長時間，預熱速度不夠快、效率不夠高，而且在保溫過程中第二相通常會析出、甚至長大粗化。因此在擠壓過程中合金的變形加工性能惡化，只能采用低速熱擠壓，加工效率低，成品率不高。本發明設計的合金加工步驟中，特別采用了感應加熱進行快速加熱。通過快速感應加熱技術嚴格控制擠壓坯錠預熱溫度和時間，使第二相析出數量和尺寸盡量減少；在大量析出之前進行擠壓變形，可以降低變形抗力，有利于熱擠壓速度提高。同時本發明在合金設計時，充分避開了生成低熔點第二相的成分區域，因此在擠壓過程中，高熔點第二相不會成為表面裂紋的誘發點，提高了適合擠壓的加工速度，合金在250～500℃的變形加工性能明顯優化。快速擠壓變形過程能充分消除鑄造缺陷、細化粗晶粒和第二相粒子、彌散分布第二相，獲得綜合性能更優異的擠壓型材。本發明的有益效果：本發明產品的綜合性能優異，兼顧高導熱性(大于125W/(m*K))、高效生產加工性能(最高擠壓速度不小于20m/min)和優異力學性能(大于20m/min高速擠壓時，拉伸屈服強度可大于180MPa)。在本發明中設計成分范圍內的合金，均能在高于20m/min的出口速度下成功擠壓，獲得表面狀態良好的擠壓材。參見圖1～圖3給出的合金(Mg-0.3Al-0.2Ca-0.2Mn-0.1La，wt.％)擠壓材外觀照片，其擠壓出口最高速度達到100m/min時，擠壓材表面仍光潔、無裂紋。合金擠壓前坯錠的金相組織如圖4所示，設計的合金中第二相含量較少，尺寸較小，且分布均勻。擠壓前采用感應加熱，控制溫度和加熱時間，在快速加熱的過程中，合金化元素保持了較高的溶解度，第二相尺寸較細、數量較少，有利于在變形過程中的金屬流動，保證了合金坯錠在較高的擠壓速度下仍有較好的變形加工性能，有利于提高加工效率和復雜型材的成材率。對本發明設計的合金經擠壓變形后的典型微觀組織進行金相顯微鏡、電鏡觀察。傳統商業鎂合金AZ31等在較高擠壓速度下晶粒會變得非常粗大，本發明合金在提高擠壓速度后組織非常穩定，如圖5所示(擠壓出口速度25m/min)；在出口速度高達100m/min時，其變形組織晶粒仍然能保持細小均勻，如圖6所示(擠壓出口速度100m/min)，從而保證了合金高速擠壓后材料具有優異的力學性能。對100mm/s高速擠壓后的組織進行透射電鏡觀察，發現組織中還存在彌散細小的析出相，主要為Al-Ca、Al-La、Al-Mn-Ca、Al-La-Mn等，如圖7所示，這些尺寸細小、分布彌散的第二相對合金產生了強化作用，進一步提高了擠壓合金力學性能，并且不至于對合金的導熱性能產生明顯的負面影響。對比已有的鎂合金及其制備技術，本發明中的一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金及其制備方法，具有以下顯著優點：1.本發明所用合金成本相對較低：只添加微量的常規合金元素Al、Ca、Mn和廉價稀土元素La元素，合金成本較低；2.合金密度較小：合金中添加的元素為微量，總體質量百分比不超過2.4％，其密度小于1.78g/cm3，相對純鎂密度增加較小，更好地體現了鎂合金質輕的特點；3.預熱效率提高：坯錠應用快速感應加熱工藝，相對于使用較長時間保溫的電阻加熱爐，預熱時間變短，生產效率提高；且加熱效率高、節約能源，能降低產品生產成本；4.擠壓加工效率提高：本發明制備工藝可實現最高擠壓速度不小于20m/min的快速擠壓生產，變形加工效率明顯提高，單位時間內產量增加，降低生產成本，產品價格更具優勢；5.產品導熱性能優異：經過本發明工藝生產的擠壓終了產品室溫導熱系數均大于125W/(m*K)；6.本發明合金材料綜合性能優異：兼顧高導熱性、高效生產加工性能(最高擠壓速度不小于20m/min)和優異力學性能(大于20m/min高速擠壓時，拉伸屈服強度可大于180MPa)。附圖說明圖1為本發明導熱鎂合金擠壓材的照片(擠壓出口速度10m/min)；圖2為本發明導熱鎂合金擠壓材的照片(擠壓出口速度25m/min)；圖3為本發明導熱鎂合金擠壓材的照片(擠壓出口速度100m/min)；圖4為本發明導熱鎂合金擠壓前的典型微觀組織金相照片；圖5為本發明導熱鎂合金經擠壓變形后的典型微觀組織金相照片(擠壓出口速度25m/min)；圖6為本發明導熱鎂合金經擠壓變形后的典型微觀組織金相照片(擠壓出口速度100m/min)；圖7為本發明導熱鎂合金100mm/s高速擠壓后的透射電鏡組織照片。具體實施方式下面通過實施例對本發明做進一步說明。實施例11)一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分含量為：0.41wt％Al，0.20wt％Ca，0.12wt％Mn，0.10wt％La，其余為Mg(簡稱為：Mg-0.41Al-0.20Ca-0.12Mn-0.10La)；以純Mg錠、純Al錠、純Ca顆粒以及Mg-1.3Mn(即該中間合金的成分含量為：1.3wt％Mn，其余為Mg)和Mg-20La(即該中間合金的成分含量為：20wt％La，其余為Mg)中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為50；將純Al錠和Mg-20La中間合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-20La中間合金和Ca顆粒先后加入鎂熔液中，加Ca時需吹氬氣攪拌同時加入精煉劑，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫10min；3)將上述熔體采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至480℃進行20小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在7分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度400℃；6)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度35m/min，擠壓比25；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本實施例中，高效熱擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為130W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度195MPa，室溫破斷延伸率22％，如表1所示。實施例21)設計的鎂合金成分含量為：0.30wt％Al，0.26wt％Ca，0.11wt％Mn，0.12wt％La，其余為Mg(簡稱為：Mg-0.30Al-0.26Ca-0.11Mn-0.12La)；2)熔煉過程與實施例1相同；3)采用半連續鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至495℃進行24小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在5分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度350℃；6)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度25m/min，擠壓比25；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理。在本實施例中，高速擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為131W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度222MPa，室溫破斷延伸率21％，如表1所示。實施例3設計的鎂合金成分含量和熔煉過程與實施例1相同；1)采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；2)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至495℃進行24小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；3)將坯料放入感應加熱爐中在8分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度420℃；4)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度60m/min，擠壓比25；5)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理。該實施例中，高速擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為126W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度181MPa，室溫破斷延伸率26％，如附表1所示。實施例41)一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分含量為：0.12wt％Al，0.56wt％Ca，0.15wt％Mn，0.36wt％La，其余為Mg(簡稱：Mg-0.12Al-0.56Ca-0.15Mn-0.36La)；以純Mg錠、純Al錠、純Ca顆粒以及Mg-1.3Mn(即該中間合金的成分含量為：1.3wt％Mn，其余為Mg)和Mg-20La(即該中間合金的成分含量為：20wt％La，其余為Mg)中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為50；將純Al錠和Mg-20La中間合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-20La中間合金和Ca顆粒先后加入鎂熔液中，加Ca時需吹氬氣攪拌同時加入精煉劑，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫8min；3)將上述熔體采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將坯料放入感應加熱爐中在5分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度450℃；5)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度25m/min，擠壓比25；6)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本實施例中，高效熱擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為133W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度225MPa，室溫破斷延伸率20％，如表1所示。實施例51)一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分含量為：0.76wt％Al，0.12wt％Ca，0.57wt％Mn，0.06wt％La，其余為Mg(簡稱：Mg-0.76Al-0.12Ca-0.57Mn-0.06La)；以純Mg錠、純Al錠、純Ca顆粒以及Mg-1.3Mn(即該中間合金的成分含量為：1.3wt％Mn，其余為Mg)和Mg-20La(即該中間合金的成分含量為：20wt％La，其余為Mg)中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為50；將純Al錠和Mg-20La中間合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-20La中間合金和Ca顆粒先后加入鎂熔液中，加Ca時需吹氬氣攪拌同時加入精煉劑，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫8min；3)將上述熔體采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至495℃進行24小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在5分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度340℃；6)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度25m/min，擠壓比25；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本實施例中，高效熱擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為129W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度215MPa，室溫破斷延伸率26％，如表1所示。實施例61)一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分含量為：0.75wt％Al，0.56wt％Ca，0.58wt％Mn，0.37wt％La，其余為Mg(簡稱為：Mg-0.75Al-0.56Ca-0.58Mn-0.37La)；以純Mg錠、純Al錠、純Ca顆粒以及Mg-1.3Mn(即該中間合金的成分含量為：1.3wt％Mn，其余為Mg)和Mg-20La(即該中間合金的成分含量為：20wt％La，其余為Mg)中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為50；將純Al錠和Mg-20La中間合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-20La中間合金和Ca顆粒先后加入鎂熔液中，加Ca時需吹氬氣攪拌同時加入精煉劑，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫9min；3)將上述熔體采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至495℃進行24小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在5分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度350℃；6)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度25m/min，擠壓比25；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本實施例中，高效熱擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為128W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度230MPa，室溫破斷延伸率24％，如表1所示。實施例71)一種可高效擠壓低成本高性能導熱鎂合金，其化學成分含量為：0.56wt％Al，0.38wt％Ca，0.21wt％Mn，0.22wt％La，其余為Mg(簡稱：Mg-0.56Al-0.38Ca-0.21Mn-0.22La)；以純Mg錠、純Al錠以及Mg-1.3Mn、Mg-20La和Mg-30Ca中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為60；將純Al錠和Mg-20La中間合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Mg-20La、Mg-30Ca中間合金先后加入鎂熔液中，加Mg-Ca時需吹氬氣攪拌同時加入精煉劑，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫5min；3)將上述熔體采用半連續鑄造澆注成鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至500℃進行24小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在6分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度400℃；6)然后放入擠壓筒采用高速熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度70m/min，擠壓比35；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本實施例中，高效熱擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為127W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度203MPa，室溫破斷延伸率21％，如表1所示。實施例8設計的鎂合金成分含量為Mg-0.22Al-0.13Ca-0.41Mn-0.31La；熔煉過程與實施例7相同；1)采用半連續鑄造澆注成鎂合金鑄錠；2)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至485℃進行18小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；3)將坯料放入感應加熱爐中在7分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度400℃；4)然后放入擠壓筒采用高速熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度90m/min，擠壓比30；5)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理。在本實施例中，高速擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為127W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度185MPa，室溫破斷延伸率19％，如表1所示。實施例9設計的鎂合金成分含量為Mg-0.64Al-0.43Ca-0.32Mn-0.08La；熔煉過程與實施例7相同；1)采用金屬型鑄造澆注成鎂合金鑄錠；2)將上述制備的鎂合金鑄錠在氬氣氛圍的保護下加熱至480℃進行30小時的均勻化處理，然后將經過均勻化處理的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；3)將坯料放入感應加熱爐中在8分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度380℃；4)然后放入擠壓筒采用高速熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度50m/min，擠壓比20；5)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理。在本實施例中，高速擠壓過程未發生熔解和表面開裂，擠壓終了產品室溫導熱系數為126W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度210MPa，室溫破斷延伸率20％，如表1所示。對比例11)熔煉商業AZ31合金的化學成分為：3.11wt％Al，0.92wt％Zn0.33wt％Mn，其余為Mg(簡稱：Mg-3.11Al-0.92Zn-0.33Mn)；以純Mg錠、純Al、純Zn錠以及Mg-1.3Mn(即該中間合金的成分含量為：1.3wt％Mn，其余為Mg)中間合金為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；2)將坩堝清理并預熱后將全部純鎂錠和Mg-1.3Mn中間合金放入熔煉爐的坩堝中，在CO2和SF6的混合保護氣的保護下加熱升溫，升溫速率為20～30℃/min，CO2和SF6的流量比為50；將純Al錠和Zn合金放在預熱爐中加熱至260～280℃；待純Mg錠和Mg-1.3Mn中間合金完全熔化后，按順序將預熱后的Al錠、Zn先后加入鎂熔液中，完全熔化后熔液的溫度控制在730～760℃，然后保溫10min；3)將上述熔體采用金屬模鑄造澆注成AZ31鎂合金鑄錠；4)將上述制備的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；5)將坯料放入感應加熱爐中在5分鐘內快速加熱到擠壓變形溫度350℃；6)然后放入擠壓筒采用高效熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度15m/min，擠壓比25；7)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到擠壓產品。在本例中，擠壓終了產品表面狀況較好，其室溫導熱系數為78W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度140MPa，室溫破斷延伸率15％，如表1所示。對比例2設計實驗鎂合金成分和熔煉工藝、坯料準備工藝與實施例1相同；1)坯錠預熱后放入350℃擠壓筒中采用熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度5m/min，擠壓比25；2)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理。在本例中，擠壓終了產品室溫導熱系數為130W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度235MPa，室溫破斷延伸率27％，如表1所示。對比例3設計實驗鎂合金成分和熔煉工藝、坯料準備工藝與實施例1相同；1)坯錠預熱后放入350℃擠壓筒中采用熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，擠壓出口速度0.1m/min，擠壓比25；2)擠壓后型材采用風冷冷卻進行后續處理，即得到產品。在本例中，采用常規的擠壓出口速度0.1m/min，擠壓終了產品室溫導熱系數為126W/(m*K)，室溫拉伸屈服強度279MPa，室溫破斷延伸率16％，如附表1所示。對比例41)熔煉前述中國專利CN101709418中的Mg-Zn-Si合金，化學成分為：5.31wt％Zn，2.03wt％Si，其余為Mg(簡稱為：Mg-5.31Zn-2.03Si合金)；以純Mg錠、純Zn錠、純Si為原料，按上述的鎂合金成分的重量百分比進行配料；參考該專利文獻中的熔煉工藝制備其熔體，采用金屬模鑄造澆注成鎂合金鑄錠；2)將上述制備的鎂合金鑄錠切割成相應的擠壓坯料；3)將坯料預熱，在340℃均勻化處理20小時后，直接放入擠壓筒采用熱擠壓工藝將坯料變形加工成型材，采用的擠壓出口速度15m/min，擠壓比25。在本對比例中，合金不適合高效變形加工，高速擠壓過程裂碎、無法獲得可進行下一步測試的擠壓材，如表1所示。表1