一种压铸铝合金、铝合金压铸件及其制造方法
技术领域
本发明涉及属于合金材料技术领域，涉及导热性和铸造性优异的压铸铝合金，特别涉及适用于大型散热体的压铸铝合金、铝合金压铸件及其制造方法。
背景技术
近年来随着5G基站的建设，对使用于通信设备基站设施上的散热体的需求越来越高。因此需要提供一种容易传导电和热、能够成型为大型散热体的铝合金。
专利文献1公开了Si含量为13wt％以上80wt％以下的低热膨胀且高导热率的Al-Si合金，为了得到低热膨胀的材料，该合金需要含有大量Si，但由于Si含量多，熔点上升，而变得难以铸造，因此专利文献1对于该合金使用300～800K/sec的速度进行骤冷压铸。
专利文献2公开了含有Si 4.0～14.0wt％、Fe 0.2～1.0wt％的导热性优异的散热体用铝合金材料。因合金中Si量增加会产生导热率降低的问题，为了解决导热率低的问题，该文献对合金中各个成分的含量进行了优化，但是在其表1所示的发明例中仅有Si含量为6.0、9.0、13.0wt％的发明例，而没有对其含量进行进一步优化，因此其导热性和铸造性仍有改善的余地。
专利文献3公开了含有8mass％(以下％)＜Si＜11％、0.2％＜Mg＜0.3％、0.3％＜Fe＜0.7％、0.15％＜Mn＜0.35％、1＜Fe+Mn×2、0.005％＜Sr＜0.020％、Cu＜0.2％、Zn＜0.2％的铝合金部件。该合金部件铸造后在200℃＜T＜250℃保持0.1～1小时，室温下屈服强度为200MPa以上，但导热率仅为145Wm·K以上，因此其导热性仍有改善的余地。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-288526
专利文献2：日本特开2002-105571
专利文献3：日本特开2013-204087
发明内容
为了解决上述现有技术存在的问题，本发明的目的在于提供导热性和铸造性更加优异的适用于大型散热体的压铸铝合金、铝合金压铸件及其制造方法。
本发明所采取的技术方案是：
本发明的第一方面，提供一种压铸铝合金，其以压铸铝合金的整体质量为基准，包含：9.5质量％以上且12质量％以下的Si、0.3质量％以上且1.0质量％以下的Fe、0.15质量％以上且0.35质量％以下的Mg、以及余量的Al和不可避免的杂质。
根据本发明的一些实施例，该压铸铝合金以压铸铝合金的整体质量为基准，还包含以下任何一种或多种元素：
0.005质量％以上且0.040质量％以下的Sr、
0.002质量％以上且0.020质量％以下的Na、
0.002质量％以上且0.020质量％以下的K、
0.005质量％以上且0.050质量％以下的Be、
0.005质量％以上且0.050质量％以下的Ca、
0.005质量％以上且0.050质量％以下的Ba，
其中，([Na]/2+[K]/2+[Be]/5+[Ca]/5+[Sr]/5+[Ba]/5)/([P]/5)>3.5。
在一个优选的实施方式中，本发明的压铸铝合金不含Mn、Ti和Zr中的任意一种。
在一个优选的实施方式中，本发明的压铸铝合金中Si的含量为10质量％以上且11质量％以下，Fe的含量为0.4质量％以上且0.8质量％以下，Mg的含量为0.2质量％以上且0.3质量％以下，Sr的含量为0.010质量％以上且0.030质量％以下，Ca的含量为0.005质量％以上且0.020质量％以下。
在一个具体的实施方式中，本发明的压铸铝合金用于散热体，特别可用于大型散热体。
本发明的第二方面在于提供一种铝合金压铸件，由本发明的压铸铝合金构成，本发明的铝合金压铸件的屈服强度为130MPa以上，导热率为170W/m·K以上；优选为140MPa以上，导热率为180W/m·K以上；延伸率为5％以上。
在一个具体的实施方式中，本发明的铝合金压铸件为散热体。
本发明的第三方面在于提供一种铝合金压铸件的制造方法，包括以下步骤：使用压铸的方法铸造本发明以上所提供的任一种压铸铝合金，以100℃/秒以上的冷却速率冷却到200℃以下的温度后，不进行固溶处理，在200～240℃保温1～6小时的条件下进行时效处理。
在一个优选的实施方式中，时效处理的条件为200～220℃保温4～6小时。
本发明的第四方面在于提供一种散热体，其由本发明的压铸铝合金构成或者利用本发明的铝合金压铸件的制造方法制得。
本发明的有益效果是：
本发明提供的压铸铝合金或利用本发明的制造方法制造得到的铝合金压铸件具有优异的导热性和铸造性，适用于制造导热性和铸造性优异的大型散热体。
附图说明
图1为本发明的压铸铝合金的微观组织的显微图(2000倍)。
具体实施方式
以下将结合实施例对本发明的构思及产生的技术效果进行清楚、完整地描述，以充分地理解本发明的目的、特征和效果。显然，所描述的实施例只是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例，基于本发明的实施例，本领域的技术人员在不付出创造性劳动的前提下所获得的其他实施例，均属于本发明保护的范围。
以下，对各组成的效果进行简单说明。
本发明中，不含某种元素是指没有特意添加某种元素，并不排除作为杂质包含的情况。另外，含量的范围“A～B”、“A以上且B以下”均表示包含本数A和B所示的含量。
(Si：9.5～12质量％)
Si具有提高铸造性的作用。在铸造散热体这样具有复杂形状和薄壁部的产品时，从铸造性的角度来看，需要在合金中添加9.5质量％以上的Si。Si还具有使铸造件的机械强度、耐磨性、防震性提高的作用。但是伴随Si的增加，合金的导热率和延展性会降低，如果Si的量超过12质量％，则导热率会大幅降低，无法满足作为散热体所要求的散热特性，而且切削性会变差，所以控制在12质量％以下是最好的。因此，Si的含量为9.5质量％以上且12质量％以下，优选为10质量％以上且11质量％以下，更加优选为10.5质量％以上且11质量％以下。
(Fe：0.3～1.0质量％)
Fe提高铝合金的机械强度，并且在利用压铸法铸造时，具有防止模具粘模的作用。该效果在Fe的含量为0.3质量％以上时显著。但如果将Fe添加超过1.0质量％，则无法期待其效果进一步增加。而且伴随Fe含量的增加，导热率和延展性降低。因此，Fe的含量为0.3质量％以上且1.0质量％以下，更优选为0.4质量％以上且0.8质量％以下，更加优选为0.6质量％以上且0.7质量％以下。
(Mg：0.15～0.35质量％)
Mg在时效处理时，与母相中的Si形成Mg-Si系化合物而析出，使母相中的Si固溶量降低，使导热率提高。此外，通过添加Mg可以使机械强度提高。如果Mg的含量为0.15质量％以上，则上述效果显著，但如果其含量超过0.35质量％，则导热率显著下降。因此，Mg的含量为0.15质量％以上且0.35质量％以下，优选为0.2质量％以上且0.3质量％以下，更优选为0.2质量％以上且0.25质量％以下。
(Sr：0.005～0.040质量％)
Sr的含量为0.005％以上时，能将在凝固时析出的共晶Si进行粒状化，使导热率大幅提高的元素。而且，在时效热处理时，提高机械性能。在热处理时，根据压铸产品的性能要求也可以不需要热处理。但是，如果含量超过0.040质量％，不但熔融金属液体的脱气能力降低，同时会形成脆的Al-Sr系化合物而导致韧性降低，所以将Sr的含量设为0.040质量％以下。因此，Sr的含量为0.005质量％以上且0.040质量％以下，优选为0.010质量％以上且0.030质量％以下，更优选为0.010质量％以上且0.020质量％以下。
(Na：0.002～0.020质量％)
Na具有对共晶Si的改良效果，是使导热率提高的元素。尤其Na是在合金中的含量为0.002质量％以上且0.020质量％以下，优选为0.002质量％以上且0.010质量％以下，更优选为0.005质量％以上且0.010质量％以下时，能够更好地发挥上述效果。
(K：0.002～0.020质量％)
K具有对共晶Si的改良效果，也是使导热率提高的元素。尤其K是在合金中的含量为0.002质量％以上且0.020质量％以下，优选为0.002质量％以上且0.010质量％以下，更优选为0.005质量％以上且0.010质量％以下时，能够更好地发挥上述效果。
(Be：0.005～0.050质量％)
Be具有对共晶Si的改良效果，也是使导热率提高的元素。尤其Be是在合金中的含量为0.002质量％以上且0.050质量％以下，优选为0.005质量％以上且0.050质量％以下，更优选为0.005质量％以上且0.010质量％以下时，能够更好地发挥上述效果。
(Ca：0.005～0.050质量％)
Ca具有对共晶Si的改良效果，也是使导热率提高的元素。尤其Ca是在合金中的含量为0.002质量％以上且0.050质量％以下，优选为0.005质量％以上且0.050质量％以下，更优选为0.005质量％以上且0.020质量％以下，更加优选为0.010～0.020质量％以下时，能够更好地发挥上述效果。
(Ba：0.005～0.050质量％)
Ba具有对共晶Si的改良效果，也是使导热率提高的元素。尤其Ba是在合金中的含量为0.002质量％以上且0.050质量％以下，优选为0.005质量％以上且0.050质量％以下，更优选为0.005质量％以上且0.010质量％以下时，能够更好地发挥上述效果。
(微量元素的比例)
上述Sr、Na、K、Be、Ca、Ba均为在本发明的铝合金中根据需要添加的微量元素，P元素对这些元素的效果有阻碍作用，因此，P元素一般不作为压铸铝合金生产过程的添加元素，但通常作为不可避免的杂质被带入或生产过程中产生而存在于产品铝合金中。通过使其他元素与P的含量比例满足：[Na]/2+[K]/2+[Be]/5+[Ca]/5+[Sr]/5+[Ba]/5)/([P]/5)>3.5，能够改良共晶Si，由此，导热率提高，该比例优选大于5，更优选大于6，更加优选大于7如果该比例小于3.5，则上述效果降低。
(不可避免的杂质)
本发明的铝合金，除了上述合金成分以外，还可以含有不可避免的杂质，但根据需要可以含有为了改善其他特性(例如提高强度、改善耐腐蚀性等)而添加的成分。作为该成分的例子，可以列举例如Cu、Mo、Zn、Ni、Co、Mn、Zr、Cr、Ti、Sn、In等，但这些成分有可能会使导热率降低，因此不可避免的杂质的含量需要设为总量在0.30质量％以下。
(固溶处理：480～540℃保温1～10小时之后，淬火)
以上述条件进行固溶处理，缓解铸造组织中所见的微观、宏观的偏析，减少与热传导特性、机械强度相关的偏差，促进母相中的Mg-Si系析出物的固溶，使Fe等过渡元素的过饱和固溶成分析出，而使导热率提高，此外，能够使Si颗粒发生球状化，而使延展性提高，使塑性加工性提高。
如果处理温度低于480℃或者保持时间低于1小时，则上述效果不充分，相反如果在超过540℃或者超过10小时保持，则发生局部熔融、强度降低的可能性高。为了进一步得到固溶处理的效果，优选将处理温度设为比500℃更高的温度。
在固溶处理后进行时效处理，强度、热传导、延伸率等特性均能够得到改善，但是在使用高压压铸的方法时，空气时常会被卷入铸件内，在压铸后进行固溶处理的话，会发生起泡(气泡)或变形的现象，因此通常在高压压铸后不进行固溶处理。在不进行固溶处理的情况下，优选在铸造后，以100℃/秒以上的冷却速率冷却到200℃以下的温度。
(时效处理：200～240℃、1～6小时)
通过时效处理，在母相中固溶的Si和Mg作为Mg-Si系化合物析出，通过减少在母相中固溶的Si和Mg的量，能够提高合金的导热率。另外，Mg-Si系化合物可以提高合金的机械强度。如果时效条件为低于200℃或小于1小时，则Mg-Si系化合物的析出量比较少，因此导热率的提高小。相反，如果超过240℃或大于6小时，则会变得过时效，强度降低。热处理的条件，虽然可以考虑工业生产上的制约来选择，但如果考虑导热率和强度的平衡，则希望在200～240℃保温1～6小时，优选在200～240℃保温2～6小时，进一步优选为200～220℃保温4～6小时。
实施例
以下，利用实施例对本发明加以详细说明，但本发明只要不脱离其主旨，就不受以下实施例的任何限制。
试验方法
(0.2％屈服强度)
利用AMSLER型万能试验机(岛津100Kn Autograph)，按照日本工业标准JIS Z2241实施拉伸试验来测定0.2％屈服强度。
(导热率)
利用激光闪光法，按照日本工业标准JIS R 1611-1997，实施导热率测定。
(耐粘模性)
根据压铸板的浇口部正上方的铸件表面的情况，利用以下三个水平评价粘模性。
将出现粘模情况的，记作“×”，
将存在模具变色等情况的，记作“△”，
将铸件表面无异常情况的，记作“○”。
(铸造性)
关于铸造性，从铸件的浇口部附近20mm(浇口侧)的部分与溢流部附近的20mm(半浇口侧)的部分的比重差算出的相对气孔率，将相对气孔率差别在1％以上的情况评价不合格，记作“×”，相对气孔率差别小于1％的情况评价为合格，记作“○”。
具体而言，相对气孔率由以下三个公式(1)～(3)求出，根据式(1)分别算出从上述浇口侧的部分和上述半浇口侧的部分所取的试样的比重，然后根据式(2)分别计算出上述试样的气孔率，其中标准比重，也就是理论比重，是指铸造出没有气孔(砂眼)等铸造缺陷的压铸产品的情况下，该产品的比重，最后根据式(3)算出相对气孔率。
①比重＝空气中重量/(空气中重量-水中重量)×水的比重(1)
②气孔率＝(标准比重-试样的比重)/试样的比重×100(2)
③相对气孔率＝|浇口侧气孔率-半浇口侧气孔率|(3)
(实施例和比较例)
准备具有表1和表2所示组成的各种铝合金(表1中未示出Al元素，而各实施例和比较例压铸铝合金中铝的含量与表1中所示组分的含量之和为100％)，具体而言，在760℃熔化，得到熔融金属液体，实施脱气和除渣处理后，调整微量成分。在铸造温度750℃、模具温度180℃的条件下，分别用350t冷室压铸机(型号：TOYO Ds-350EX)制作成尺寸为110×110×3mm的板材。
对所得到的压铸板用流式热处理炉(型号：旭科学H-60)实施200℃保温4h的时效处理后，制作得到各种试验片，然后对各试验片按照上述试验方法测定各项特性。
合金组成和评价结果表示在下述表1和表2。另外，图1所示为微观组织的显微镜照片(照片倍率：2000倍)。
表1和表2中的空白栏的意思是相应元素在检测界限值以下，具体而言，Mn、Ti、Zr所对应的空白栏是指Mn、Ti、Zr的含量分别小于0.01质量％。Sr、Na、K、Be、Ca、Ba所对应的空白栏是指Sr、Na、K、Be、Ca、Ba的含量分别小于0.0005质量％。由于在空白栏处这些元素非特意添加，因此包含的可能性较低。而空白栏中，P的含量为0.002质量％以下。
表1和表2中的“微量元素比例”是指[Na]/2+[K]/2+[Be]/5+[Ca]/5+[Sr]/5+[Ba]/5)/([P]/5)的值。
由上表1可知，本发明的实施例1～12的0.2％屈服强度均在140MPa以上，导热率均在180W/m·K以上。另外，图1的实施例6，可以确认到改良后微细化的共晶Si。
与之相对，如表2和图1所示，比较例1的Si的含量低至7.0质量％，因此，其铸造性差。比较例2的Si含量为9.0质量％，仍然低于本发明的范围的下限值9.5％，因此，其铸造性差。比较例3的Mg含量低至0.1质量％，因此其0.2％屈服强度不到140MPa。比较例4的Fe含量低至0.15质量％，因此其耐粘模性差。比较例5中不含包括Sr在内的任何微量元素，所以其微量元素比例接近0，因此其导热率低于180W/m·K，延伸率也低于5％。比较例6的Si的含量为13.0质量％，过高，因此延伸率差，切削性也差。比较例7的Si的含量高至13.5质量％，因此会晶出粗大的共晶Si，延伸率和切削性都差，而且导热率也不足180W/m·K。比较例8的Mg含量高至0.5质量％，因此导热率也不足180W/m·K。比较例9的Fe含量高至1.2质量％，因此导热率也不足180W/m·K。另外，因为会晶出针状的Al-Fe-Si系化合物，所以延伸性也不好。比较例10含有0.2质量％的Mn，比较例11含有0.2质量％的Ti，比较例12含有0.2质量％的Zr，因此比较例10～12的导热率都低于180W/m·K。而比较例13～18的微量元素比例均低于3.5，因此其导热率都低于180W/m·K，且延伸率不足。比较例19不含Mg，因此其0.2％屈服强度不到140MPa，导热率都低于180W/m·K，延伸率不足5％。比较例20不含Mg而含有2.5质量％的Cu，因此其导热率低至105W/m·K，延伸率也不足。
另外，对表1中的实施例6所示的组成的合金进行下述表3所示各种条件的时效处理，并对相应试验片进行0.2％屈服强度和导热率的测定，结果如表3所示。
表3.时效条件和特性
由上表3可知，在200℃×4小时、200℃×6小时、220℃×4小时、220℃×6小时、240℃×1小时、240℃×2小时的情况下，所得铝合金压铸板试验片的0.2％屈服强度均在140MPa以上，导热率均在180W/m·K以上。
尽管对本发明的实施方案和具体实施例进行了描述，但本发明并不局限于上述的具体实施方案和应用领域，上述的具体实施方案仅仅是示意性的、指导性的，而不是限制性的。本领域的普通技术人员在本说明书的启示下和在不脱离本发明权利要求所保护的范围的情况下，还可以做出很多种的形式，这些均属于本发明保护之列。
