原標(biāo)題：真空壓鑄對(duì)LA42鎂合金熱導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響

摘 要：以Mg-4La-2Al-0.3Mn（LA42）合金為研究對(duì)象，利用OM、XCT等方法，結(jié)合復(fù)合材料導(dǎo)熱模型、強(qiáng)化模型，研究了真空壓鑄工藝對(duì)合金熱導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，真空壓鑄對(duì)LA42合金的熱導(dǎo)率影響不大，歸因于壓鑄件的孔隙率低，相比固溶原子對(duì)熱導(dǎo)率的影響，可以忽略不計(jì)。但屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率相比常規(guī)壓鑄分別提高了5.8%和25.7%。屈服強(qiáng)度的提升主要?dú)w因于真空壓鑄條件下預(yù)結(jié)晶組織的減少和細(xì)小等軸晶分?jǐn)?shù)的提高，伸長(zhǎng)率的提升主要?dú)w因于真空壓鑄條件下孔洞缺陷和預(yù)結(jié)晶組織分?jǐn)?shù)的降低。

前 言：由于5G設(shè)備的高功率密度和高度集成化，有效的散熱對(duì)于維持電子產(chǎn)品的正常運(yùn)行至關(guān)重要。因此，有必要采用結(jié)構(gòu)功能一體化材料，以呈現(xiàn)輕量級(jí)、高強(qiáng)度和優(yōu)秀的散熱能力，能夠?yàn)?G設(shè)備提供持續(xù)散熱。鎂合金因其低密度、高比強(qiáng)度、低成本、低密度和環(huán)境友好性，具有廣泛的應(yīng)用前景，是理想的散熱材料。高壓壓鑄作為一種高效，低成本的近凈成形技術(shù)，是5G結(jié)構(gòu)件的首選成形方式。但是，充填過程中，往往伴隨氣體的卷入和補(bǔ)縮不足，最終在鑄件不同的位置形成氣孔和縮松等缺陷，導(dǎo)致微觀組織分布不均勻，極大地影響了壓鑄件的服役壽命和力學(xué)性能。而采用高真空壓鑄，能減少壓鑄件內(nèi)部缺陷數(shù)量，改善充型和補(bǔ)縮能力，是提升壓鑄件力學(xué)性能的有效解決方法。然而，熱導(dǎo)率作為衡量5G結(jié)構(gòu)件散熱能力的主要指標(biāo)，真空壓鑄對(duì)鑄件熱導(dǎo)率的影響規(guī)律卻尚不明確，普遍認(rèn)為，孔洞會(huì)阻斷熱量在鑄件中的傳輸，因此真空壓鑄應(yīng)當(dāng)有助于熱導(dǎo)率提升。同時(shí)，真空壓鑄對(duì)力學(xué)性能的提升，認(rèn)為主要?dú)w因于孔洞缺陷減少。因此，真空壓鑄對(duì)導(dǎo)熱性能和力學(xué)性能的影響行為，值得進(jìn)一步研究。

本研究分別采用常規(guī)壓鑄和真空壓鑄工藝制備了一種擁有高熱導(dǎo)率的鎂合金（Mg-4La-2Al-0.3Mn，簡(jiǎn)稱：LA42），系統(tǒng)分析了不同壓鑄工藝條件下合金的微觀組織差異，結(jié)合復(fù)合材料導(dǎo)熱模型，強(qiáng)化模型，分析真空壓鑄與常規(guī)壓鑄在熱導(dǎo)率、力學(xué)性能上的差異，闡明差異的原因，為相關(guān)領(lǐng)域的研究提供參考。

1、試樣制備與方法

采用冷室壓鑄機(jī)（伊之密DM300）制備了常規(guī)和真空條件下的LA42合金壓鑄件，制備過程中通有保護(hù)氣體（體積分?jǐn)?shù)為95%的N2+0.5%的SF6）。合金實(shí)際成分通過ICP-OES測(cè)量獲得，見表1。壓鑄件外形及其相應(yīng)的壓鑄工藝參數(shù)分別見圖1和表2。圖1中A為獲取力學(xué)性能的拉伸試棒（標(biāo)距尺寸直徑為6.4 mm，長(zhǎng)為60 mm，圖B為長(zhǎng)190 mm，寬40 mm, 厚2.5 mm的試片，在圓圈區(qū)域切取直徑為12.7 mm的熱導(dǎo)率測(cè)量圓片，并在該位置沿厚度方向進(jìn)行微觀組織觀察。

圖1 壓鑄樣件

表1 使用的合金成分 Wb/%

表2 使用的壓鑄工藝參數(shù)

采用XCT（phoenix V|tome|x m）對(duì)每種工藝至少3個(gè)熱導(dǎo)率樣品進(jìn)行X射線斷層掃描，以獲取常規(guī)壓鑄和真空壓鑄的孔隙率。

采用Zwick/Roell拉伸試驗(yàn)機(jī)，在室溫下以0.5 mm/min的拉伸速率對(duì)拉伸棒進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。利用LFA-467激光導(dǎo)熱儀測(cè)量樣品的熱擴(kuò)散系數(shù)，使用密度計(jì)（Sartorius Quintix124-1CN）對(duì)樣品的常溫密度進(jìn)行測(cè)試，通過Neumann-Kopp定律計(jì)算獲得樣品的比熱容。試樣的熱導(dǎo)率可以由下式獲得：
                                    λ=αρCp           (1)
式中，α是熱擴(kuò)散系數(shù)，ρ是密度，Cp是比熱容。

對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光和用鎂合金專用蝕刻劑（4 mL硝酸和96 mL乙醇）腐蝕5 s后，采用光學(xué)顯微鏡（Zeiss Axioscope 5）沿壓鑄件厚度方向進(jìn)行微觀組織分析；采用搭載EDS的Hitachi SU-70掃描電鏡在至少10個(gè)基體區(qū)域測(cè)量固溶度；采用Image Pro Plus測(cè)量共晶體積分?jǐn)?shù)；采用智鑄超云云平臺(tái)獲取常規(guī)壓鑄和真空壓鑄的冷卻速率曲線，求得對(duì)應(yīng)的平均冷卻速率。

2、試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 微觀組織

圖2為L(zhǎng)A42鑄件沿厚度方向的金相組織。可見常規(guī)壓鑄和真空壓鑄沿厚度方向的金相組織，均呈現(xiàn)典型的“三明治”結(jié)構(gòu)。該“三明治”組織主要由3個(gè)區(qū)域組成，區(qū)域1是靠近模具內(nèi)表面的表層區(qū)，區(qū)域2是鑄件中間的心部組織區(qū)，區(qū)域3是表層區(qū)和心部之間的缺陷帶。圖3為常規(guī)壓鑄沿厚度方向3個(gè)區(qū)域的SEM高倍組織。圖3a為表層組織，可見晶粒細(xì)小，呈現(xiàn)典型的等軸晶狀態(tài)，平均晶粒尺寸約為14μm。圖3b為缺陷帶組織，出現(xiàn)發(fā)達(dá)的共晶區(qū)域，絕大部分共晶組織由α-Mg+Al3La組成，少部分由α-Mg+Mg12La組成。圖3c為心部組織，含有大量粗大的預(yù)結(jié)晶組織，呈現(xiàn)枝晶形貌，枝晶間隙伴有縮松。對(duì)比圖2a和圖2b，可見真空壓鑄和常規(guī)壓鑄的組織存在顯著差異，具體參數(shù)見表3。常規(guī)壓鑄的表層組織薄，大為約621 μm，心部伴有大量預(yù)結(jié)晶組織，占整個(gè)厚度方向組織約10.5%，平均尺寸約為39.4 μm；而真空壓鑄的表層組織厚，大約為807 μm，心部的預(yù)結(jié)晶組織僅占整個(gè)厚度方向組織的1.4%，平均尺寸約為28.6 μm。

(a)常規(guī)壓鑄

(b)真空壓鑄

圖2 LA42壓鑄件沿厚度方向金相組織

(a)表層

(b)缺陷帶

(c)心部

圖3 LA42常規(guī)壓鑄件沿厚度方向表層、缺陷帶、心部的金相組織

真空壓鑄和常規(guī)壓鑄的組織差異主要原因在于空氣導(dǎo)熱系數(shù)很低，僅有0.023  W/(m·K)，而模具鋼H13的熱導(dǎo)率約為31.2 W/(m·K)，空氣的傳熱能力遠(yuǎn)低于模具表面，因此，空氣類似于絕熱物質(zhì)，真空條件下模具界面?zhèn)鳠嵯禂?shù)會(huì)高于常規(guī)壓鑄，冷卻速率更快，固溶原子濃度增加，表層組織更厚，α-Mg形核率高，晶粒更細(xì)，從而抑制了預(yù)結(jié)晶組織的進(jìn)一步長(zhǎng)大。

表3 常規(guī)壓鑄與真空壓鑄條件下相關(guān)參數(shù)對(duì)比

2.2 真空壓鑄對(duì)LA42合金熱導(dǎo)率的影響

常規(guī)壓鑄和真空壓鑄的密度，比熱容，熱擴(kuò)散系數(shù)見表4。圖4為真空壓鑄和常規(guī)壓鑄熱導(dǎo)率對(duì)比圖。可以看出，真空壓鑄并沒有導(dǎo)致熱導(dǎo)率顯著提升，甚至略微還有些降低。圖5為典型的三維孔洞分布圖，可以看出真空壓鑄后孔隙率顯著下降，平均孔隙率由常規(guī)壓鑄的0.32%降低至0.08%。

表4 常規(guī)壓鑄與真空壓鑄條件下的密度，比熱容，熱擴(kuò)散系數(shù)

圖4 真空壓鑄與常規(guī)壓鑄的熱導(dǎo)率和孔隙率對(duì)比

圖5 LA42合金壓鑄件的三維孔洞分布

孔隙率對(duì)熱導(dǎo)率的影響可以由復(fù)合材料導(dǎo)熱模型表述：

式中，k為含孔隙純Mg的熱導(dǎo)率；Kair為空氣熱導(dǎo)率；f為孔隙率；KMg為純Mg熱導(dǎo)率，取158 W/(m·K)。空氣相比鎂合金的熱導(dǎo)率，相差6個(gè)數(shù)量級(jí)，因此，氣孔對(duì)熱量在合金中傳輸?shù)挠绊懀瑤缀跏亲钄嘈缘摹D6為依據(jù)式(2)推算出純鎂熱導(dǎo)率隨孔隙率變化規(guī)律，可見每增加1%的孔隙率，熱導(dǎo)率降低2.3 W/(m·K)。然而，相比多孔材料，在壓鑄件中，孔隙率往往很低，一般不超過3%。真空壓鑄相比常規(guī)壓鑄，不僅僅是孔隙率降低，溶質(zhì)原子濃度也提升，晶粒更細(xì)小。孔隙率相比固溶原子，對(duì)熱導(dǎo)率的影響相比，幾乎可以忽略不計(jì)。所以，真空壓鑄盡管可以降低合金中的孔隙率，但綜合來看，并不一定會(huì)導(dǎo)致熱導(dǎo)率提升。

圖6 基于復(fù)合材料導(dǎo)熱模型的純鎂熱導(dǎo)率隨孔隙率變化規(guī)律

2.3 真空壓鑄對(duì)LA42合金力學(xué)性能的影響

圖7為常規(guī)壓鑄與真空壓鑄的拉伸曲線和力學(xué)性能。可以看出，真空壓鑄相比常規(guī)壓鑄，屈服強(qiáng)度由146.2 MPa提高至154.7 MPa，提升率約5.8%，伸長(zhǎng)率由10.5%提高至13.2%，提升率約25.7%，其強(qiáng)度差異可以歸結(jié)到不同的強(qiáng)化方式上。在鑄造合金中，主要強(qiáng)化方式包括晶界強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化。

(a)拉伸曲線

(b)力學(xué)性能對(duì)比

圖7 常規(guī)壓鑄與真空壓鑄條件下LA42合金的拉伸曲線和力學(xué)性能

首先，晶界強(qiáng)化，主要由細(xì)小的等軸晶和粗大的預(yù)結(jié)晶組織提供，因此，傳統(tǒng)的晶界強(qiáng)化公式Hall-Petch可以轉(zhuǎn)變?yōu)椋?/p>

式中，бgs是晶界強(qiáng)化貢獻(xiàn)；б0是晶格摩擦應(yīng)力；k為Hall-Petch系數(shù)，為220 MPa μm1/2；f預(yù)結(jié)晶和d預(yù)結(jié)晶分別為預(yù)結(jié)晶組織的體積分?jǐn)?shù)和尺寸；f共晶和d細(xì)晶分別為共晶體積分?jǐn)?shù)和等軸晶尺寸。分別計(jì)算常規(guī)壓鑄與真空壓鑄晶界強(qiáng)化貢獻(xiàn)，求得其差值，為7.3 MPa，見圖8。

固溶強(qiáng)化主要由基體中的La，Al，Mn元素提供，其固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)可表述為：

式中，бss是晶界強(qiáng)化貢獻(xiàn)；M是泰勒因子，取4.2；εb為尺寸偏差；εSFE為化學(xué)偏差；Cs為溶質(zhì)原子濃度；對(duì)于εb，La，Al，Mn分別取29.59，-11.50，-35.60；對(duì)于εSFE，La，Al，Mn分別取-3.26，-1.25，2.12。分別計(jì)算常規(guī)壓鑄與真空壓鑄固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)，求得其差值，為2.6 MPa，見圖8。

第二相強(qiáng)化主要由共晶相提供，因此也可以稱為共晶相強(qiáng)化，共晶相的屈服強(qiáng)度可以通過屈服強(qiáng)度與硬度的線性關(guān)系求得，共晶相絕大部分由Al3La組成，其顯微硬度約為70 HV，其屈服強(qiáng)度可近似估計(jì)為140 MPa。因此，第二相強(qiáng)化可以表述為：

式中，бsp是第二相強(qiáng)化貢獻(xiàn)；Vsp是第二相體積分?jǐn)?shù)；бeutectic是共晶相屈服強(qiáng)度。分別計(jì)算常規(guī)壓鑄與真空壓鑄第二相強(qiáng)化貢獻(xiàn)，求得其差值，為-1.1 MPa，見圖8。

從圖8可以清晰地發(fā)現(xiàn)，真空壓鑄與常規(guī)壓鑄在強(qiáng)度上的差異主要由晶界強(qiáng)化導(dǎo)致。晶界強(qiáng)化的差異主要取決于預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)和細(xì)小等軸晶分?jǐn)?shù)的差異。常規(guī)壓鑄的預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)幾乎是真空壓鑄的10倍，而真空壓鑄的細(xì)小等軸晶分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于常規(guī)壓鑄。同時(shí)，兩種壓鑄工藝的細(xì)小等軸晶尺寸相差不大。因此，主要是常規(guī)壓鑄的大量粗大預(yù)結(jié)晶組織顯著削弱了晶界強(qiáng)化效果，從而造成了真空壓鑄和常規(guī)壓鑄的強(qiáng)度差異。

圖8 常規(guī)壓鑄與真空壓鑄在不同強(qiáng)化機(jī)制上的差異

真空壓鑄與常規(guī)壓鑄的伸長(zhǎng)率差異一方面歸因于孔洞缺陷，孔洞缺陷對(duì)伸長(zhǎng)率的影響已被報(bào)道。但是真空壓鑄相比常規(guī)壓鑄，伸長(zhǎng)率提高了25.7%，可能還存在其他因素。有研究發(fā)現(xiàn)，同一批壓鑄AE44合金，相比屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率的波動(dòng)最大。通過原位拉伸試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，除了孔洞缺陷處容易造成應(yīng)力集中，粗大的預(yù)結(jié)晶組織也是造成應(yīng)力集中的主要原因。并且，伸長(zhǎng)率較低的樣品斷口表面，含有大量的預(yù)結(jié)晶組織。在常規(guī)壓鑄宏觀斷口表面，能發(fā)現(xiàn)大量的預(yù)結(jié)晶組織，伴隨著裸露的粗大枝晶，見圖9a；而在真空壓鑄斷口表面，能觀察到的裸露枝晶極少，說明存在的預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)較低，見圖9b。因此，常規(guī)壓鑄的高預(yù)結(jié)晶組織分?jǐn)?shù)，是導(dǎo)致其伸長(zhǎng)率比真空壓鑄低的一個(gè)重要原因。

(a)常規(guī)壓鑄

(b)真空壓鑄

圖9 常規(guī)壓鑄和真空壓鑄的斷口表面

3、結(jié)論
（1）孔洞缺陷對(duì)熱導(dǎo)率有一定影響，每增加1%的孔隙率，熱導(dǎo)率下降2.3 W/(m·K)，但壓鑄件的孔隙率往往很低，與固溶原子對(duì)熱導(dǎo)率的影響相比，幾乎可以忽略不計(jì)。所以，真空壓鑄對(duì)熱導(dǎo)率的影響甚微。
（2）真空壓鑄冷卻速率快，表層厚，抑制了預(yù)結(jié)晶長(zhǎng)大；常規(guī)壓鑄的預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)是真空壓鑄的10倍，預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)降低是造成真空壓鑄強(qiáng)度顯著提升的主要原因。
（3）真空壓鑄的低孔隙率和低預(yù)結(jié)晶分?jǐn)?shù)，是伸長(zhǎng)率顯著提升的主要原因。

作者
李子昕 張瑋宸 李德江 胡波 王雪楊 曾小勤
上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院
輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心
林占宏 金晨 趙壽
青海鹽湖特立鎂有限公司
本文來自：《特種鑄造及有色合金》雜志