导读：通过用新型陶瓷型套筒（称为 LX套筒）代替传统的 H13 钢套筒，本研究报道了高压压铸 AlMg6Si2MnZr 合金具有更好的机械性能和导热性。工作主要集中在不同微观结构对AlMg6Si2MnZr合金的两个压铸样品的力学性能和热导率的影响。结果表明，LX 套筒比 H13套筒散热更慢，产生的 α-Al (ESCs-α) 外部凝固晶体更小且更少。同时，LX套筒压铸试样中的 ESCs-α 具有较低的枝晶分枝程度。由于 ESCs-α 的减少，LX套筒压铸试样的共晶含量和孔隙率，特别是收缩孔隙率减少。样品的力学性能大幅度提高，尤其是伸长率，由于缩孔率的降低，从6.64%提高到9.06%，样品的热导率也从112.2 W m^-1 K^-1增加到120.6 W m^-1 K^-1 。在 LX 压铸套筒压铸样品中，空腔( α )凝固的α-Al中Mg溶质浓度降低是显著提高电导率的主要因素，而共晶相导致声子热导率略有下降。

随着电子和通信领域的发展以及对金属材料轻量化设计的要求和趋势的提高，HPDC铝合金被广泛用于散热部件，铝合金的导热性也受到更多关注。一项研究表明，压铸过程中的高冷却速率极大地细化了微观结构，导致晶界增加并减少了电子和声子的平均自由程。一般来说，压铸件的导热率低于重力铸件。典型的商用铝压铸件 ADC12 的热导率为 96 W m -1 K -1。热导率与压铸件的显微组织和宏观尺度缺陷密切相关。此外，HPDC 合金的微观结构和热导率也可以通过调整加工参数（例如，射速和强化铸造压力）直接控制。有研究者发现，当提高射速并降低铸造压力时，气孔数量增加，从而降低了热导率。据报道，随着真空度的增加，铸件中气孔的总数和尺寸减少，从而提高了铝合金的导热性。然而，关于 ESCs-α等特征微观结构对 HPDC 铝合金热导率影响的研究很少。此外，对于如何通过改变压铸机系统的组成材料（压铸套筒材料）来提高压铸铝合金的导热性以及压铸套筒材料、特性之间的关系，也缺乏系统的研究。压铸铝合金的显微组织和导热系数。

针对此问题，清华大学材料科学与工程学院熊守美教授团队进行了深入探索。在这项研究中，提出了一种由具有改进的机械性能和导热性的新型压射套筒制成的高压压铸 AlMg6Si2MnZr 样品。同时，实验研究了新型压射套和常规H13压射套制备的HPDC AlMg6Si2MnZr合金样品的形貌、分布和几何特征及组织的形成机制。此外，还讨论了射套材料、微观结构和力学性能与热导率之间的关系。当射出套筒由H13套筒改为LX套筒时，首先，ESCs-α的数量和大小减少，ESCs-α的形态趋于具有较低的树枝状分支程度。二是共晶含量减少。第三，体积分数和孔隙率的大小也降低了，特别是收缩孔隙率。ESCs-α的数量、大小和形态的变化归因于LX射套中散热的减少。共晶含量和收缩孔隙率的降低归因于 LX 射流套筒中 ESCs-α 的减少。相关研究成果以题为“Enhanced mechanical properties and thermal conductivity of high-pressure die-cast AlMg6Si2MnZr alloy by controlling the externally solidified crystals”的论文发表在材料学顶刊Journal of Materials Processing Technology上。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2022.117645

在这项研究中，研究了新型 LX 压铸套筒和传统 H13 压铸套筒对 AlMg6Si2MnZr 合金高压压铸样品的显微组织、力学性能和热导率，将注射套筒从 H13 套筒更换为 LX 套筒后，机械性能得到了改善，特别是伸长率。伸长率的显着提高是由于收缩孔隙率的降低。LX套管样品的力学性能稳定性高于H13套管样品。

图 1：(a)由三个拉伸杆和一个板组成的HPDC样品的配置；(b) OM/SEM/EDS/CT分析、电导率测试、比热测试和热扩散率测试的样品尺寸和切割位置；(c) 新型 LX 射套的结构。

图 2：(a) LX 套管和 (b) H13 套管样品蚀刻后棒材横截面的光学显微镜图像；LX 套筒样品的 (c) 表面、(d) 带和 (e) 中心以及 H13 套筒样品的 (f) 表面、(g) 带和 (h) 中心的微观结构细节。

图 3：(ac) LX 套筒样品和 (df) H13 套筒样品的带区元素 Mg 和 Si 的SEM 图像和相应的EDS结果。

图 4：从(a) LX 套筒样品和 (b) H13 套筒样品的OM图像中提取的 ESCs-α 从表面到中心 (3200 µm) 的分布; (c) LX套筒和H13套筒样品的平均当量直径和圆度统计结果；(d) LX套管和H13套管样品中ESCs-α数量的统计结果；(e) LX 套管和 H13 套管样品中距表面不同距离的 ESCs-α 的数量；(f) LX 套筒和 H13 套筒样品的 ESCs-α 数量与晶粒尺寸之间的关系。

图 4 a 和 b 显示了两个不同样品中从表面到中心的 ESCs-α 分布。H13 套管样品中 ESCs-α 的数量高于 LX 套管样品（见图4 d）。值得注意的是，在两张图像的中间观察到了 ESCs-α-贫乏区域。图4e 还显示了 ESCs-α 在不同位置的数量分布。图中的阴影表示 ESCs-α 数量的减少，暗示这些位置是 ESCs-α-贫乏区。这些位置也对应于图 4 a 和 b 中观察到的区域以及上述富共晶带。此外，如图4所示c，LX套管样品中ESCs-α的平均尺寸（等效直径）比H13套管样品小18.7%。H13套管样品中ESCs-α的平均圆度比LX套管样品低56.8%，说明LX套管样品中ESCs-α的树枝状分支程度低于H13套管样品。

图 5：(a) 通过 Thermo-Calc 软件计算的 AlMg6Si2MnZr 合金和相应相的 Scheil 凝固，包括 (b) 初级富铁相，(c)共晶Mg 2 Si（被 0.5% HF 溶液深度蚀刻）和 (d) 共晶 Fe- HPDC AlMg6Si2MnZr合金中存在富相。

图 6：(a) LX套管和H13套管样品离表面不同距离处的体积分数和孔隙数量；(b) LX套管和H13套管样品中孔的形状因子与等效直径的关系；在 (c) LX 套筒样品和 (d) H13 套筒样品中提取单个 3D 气孔；在 (e) LX 套筒样品和 (f) H13 套筒样品中提取了单个 3D 收缩孔隙率。

图 7：(a) LX 套筒和 H13 套筒样品的机械性能，(b) 质量指标和加工硬化能力。

图 8：(a) LX 套管和 H13 套管样品的热导率、热扩散率和 (b)电导率。

图 9：(a) LX 套筒和 (b) H13 套筒样品的整体断裂形态；(c) LX 套筒样品断裂细节的 SEM 图像；(d) H13 套筒样品断裂细节的 SEM 图像和 (d) 的 (e) 局部放大图像。

两个样品的裂纹扩展相似。图 10 a 1显示了一个气孔，没有裂纹从球形气孔开始和扩展。图 10a显示了由缩孔引起的长裂纹。图10b 和 c 中的两个不同区域是从图10a 中提取的。图 10 b 大量沿晶裂缝（白色箭头），这意味着裂缝首先沿着 ESCs-α 边界延伸，因为收缩孔隙通常形成在富含 ESCs-α 的区域中。随着裂纹的扩展，裂纹路径可能会受到阻碍，应力集中在裂纹的尖端。然后裂纹将穿过中等强度的铝，从而形成在 ESCs-α 内部停止的裂纹（见图10 b）。这种行为在合金中获得了穿晶断裂模式。图10c 还显示了穿过 ESCs-α 的大的穿晶裂纹。图 10d显示了加载过程中α-Al基板向下弯曲。这意味着α-Al基板由于其变形相容性而抵抗变形断裂。这种行为表明HPDC AlMg6Si2MnZr 合金具有很大的伸长率。图10 e 和 e1 表明富铁相参与了裂纹扩展。小尺寸富铁相（＜3 µm）没有断裂（见图10e 1 ）表明它对合金有强化作用。一些大尺寸（8-10 µm）的富铁相（图10 ）e) 由于其脆性，有可能发生断裂并加速裂纹扩展，对力学性能有破坏性。此外，在图 10 f中还观察到少量断裂的共晶物（α-Al 基体和 Mg 2 Si）。这意味着共晶也参与了断裂。

图 10：HPDC AlMg6Si2MnZr合金在断口下的断裂特征：( a 1 ) HPDC AlMg6Si2MnZr合金断裂时的气孔；(b) 和 (c) 是从 (a) 中的裂缝中提取的局部图像；(d) α-Al基板的变形；(e) 断裂的大尺寸富铁相和(e 1 ) 断裂HPDC AlMg6Si2MnZr合金中完整的小尺寸富铁相；(f)共晶断裂。

图 11：(a) LX 套管和 H13 套管样品的电导率、声子和总热导率；(b) LX 套管和 H13 套管样品的导热机制示意图

LX 射套的压铸试样显示出热导率的提高，包括电热导率显着增加和声子热导率略有下降。提高 LX 套筒样品电导率的主要因素是空腔中成核的初级 α 相中Mg的溶质浓度降低。降低该样品的声子热导率的因素是共晶 Mg 2 Si 相的减少。