一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金及制备方法

1.本发明属于镁合金制备技术领域，特别涉及一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金及制备方法。


背景技术：

2.近年来随着5g通信蓬勃发展，设备高能化、密集化升级趋势明显。分布式5g基站向多频合一方向不断发展，基站功率热密度持续增长，局部高热流密度区成为散热瓶颈，给基站热管理带来了巨大挑战。然而，通过拓展散热面积、引入基本两相组件(热管/vc/pci)等传统散热方案已难以解决“大功率、全带宽、轻量化”的需求。面向新一代通信装备升级，产品需要持续迭代的“轻量化、高导热”的散热技术方案，以提升产品竞争力，满足市场需求。
3.镁合金是最轻的金属结构材料(ρ＝1.8g/cm3)，与常用工程塑料密度相当，较铝合金与钢铁密度分别降低1/3和3/4，非常契合新一代通讯装备轻量化发展。遗憾的是普通商用镁合金(如mg-al系镁合金)热导率(λ＝50-100w/(m
·
k))与主流铝合金材料(如6082、7075，λ＝130-160w/(m
·
k)存在较大差距，且后者相较普通商用镁合金成形性能优良，机械性能较高。综上，较低热导率、有限成形性能及力学性能掣肘镁合金在通信设备领域轻量化优势的释放。
4.现有的针对镁合金的设计方法包括：
5.1.高导热颗粒复合强化设计
6.采用接近或高于纯镁热导率的粒子复合强化设计，实现高导热镁合金制备。例如采用高热导率的非金属si(λ～150w/(m
·
k))或金属铜(λ～400w/(m
·
k))、金属银(λ～430w/(m
·
k))适量加入，实现热导率120-140w/(m
·
k))的高导热镁合金。例如【cn200710121458.2】公开了一种采用ag或mg-ag中间合金加入0.1-2.5wt.％ag含量合金化，可使得mg-zn-cu-mn-ag合金热导率提高至120w/(m
·
k)，同时配合适当的塑性成形工艺(挤压、拉拔等)使其具备较高的综合力学强度。【cn201710350352.3】同样采用ag或mg-ag中间合金加入实现0.1-2.5wt.％ag含量合金化加入，可将mg-zn-cu-ag合金热导率提升至140w/(m
·
k)，屈服强度近300mpa。【cn202110201544.4】也采用了cu的加入得到130w/(m
·
k)级别的200mpa屈服强度镁合金，压铸态合金延伸率可达10％。上述高热导率元素或颗粒的加入，一方面实现了镁合金高热导率，同时也起到了复合强韧化的作用，提高了材料的机械性能。
7.2.重稀土合金化设计
8.采用以gd、y、nd、ce、la等为代表的稀土合金元素加入镁合金，一方面实现了较高热导率，同时上述稀土元素形成的金属间化合物起到很好的第二相强化作用，提高了压铸态、挤压态合金的力学性能。例如【cn201210168014.5】公开了一种采用ce、la混合稀土加入制备mg-zn-ca-la-ce挤压态高导热合金，热导率在120-130w/(m
·
k)，力学性能较高。【cn201911215432.3】公开了一种采用gd、er、zr稀土元素最多可达10wt.％加入的mg-zn-gd-er-zr合金，室温热导率可达137w/(m
·
k)，且延伸率可达24％。【cn202210028442.1】公
开了一种通过al合金元素加入型材al-re稀土相调控高固溶度高含量的稀土合金元素gd、sm、y在基体中的固溶元素含量，进而提升合金热导率大于100w/(m
·
k)。
9.3.低成本无(微)稀土设计
10.该类合金选用zn、mn两类对镁基体热导率衰减影响较小的合金元素作为主元，设计mg-zn基的mg-zn-mn【cn201410564789.3】、mg-zn-ca【cn202110790189.9】及mg-zn-sn【cn201610533132.x】为代表的合金，通过ca、mn、sn、la、zr、ce等微合金化元素加入进一步提升的合金的力学性能。此外还包括mg-mn基的mg-mn-ca(/la/al)为代表的稀合金【cn201410299662.3，cn202010108724.3，cn201410298397.7】。皆实现了较高热导率与机械性能组合。
11.上述技术方案尽管可实现部分性能良好，但具体到通信设备热管理制件技术需求仍然存在较低热导率、有限成形性能及力学性能较低，掣肘镁合金在通信设备领域轻量化优势的释放。具体如下：
12.1.高导热颗粒复合强化设计耐蚀性能较差，且稀贵金属使用成本高昂。
13.2.重稀土合金化设计成本较高，不适宜民用领域推广。
14.3.无稀土或少稀土、稀贵金属的使用，具有较好的经济适用性。但此类合金目前锻造性能未知，同时zn含量较高，其耐蚀性一般较差。
15.4.组织热稳定性较差，无法平衡高温成形性与组织稳定性之间的关系。


技术实现要素：

16.本发明的目的在于提供一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金及制备方法，以解决上述问题。
17.为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
18.一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，包括：
19.制备原子百分含量为mg-1ca-1 mn-1 la的微合金化预制体；
20.将锌、镁和微合金化预制体按照设定量在保护气氛下反应混合均匀，得到微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la镁合金；
21.对mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la镁合金进行塑性成形。
22.进一步的，微合金化预制体的制备：
23.采用带倾转浇注机的真空保护气氛熔炼炉，将镁、mg-30la、mg-20ca、mg-5mn按原子百分比为mg-1ca-1 mn-1 la成分比例配料加入石墨坩埚加热，在物料全部熔化后，倾转石墨坩埚将熔体浇入带补缩冒口的棒状石墨模具中，自然冷却得到原子百分比为mg-1ca-1 mn-1 la的微合金化预制体棒状铸锭，将其取出后破碎成1-2cm块状待用。
24.进一步的，保护气氛为氩气+二氧化碳+六氟化硫的混合保护气氛，其中二氧化碳与六氟化硫的流量比为100:1，氩气纯度为99.999％。
25.进一步的，石墨坩埚加热过程：
26.将盛装物料的石墨坩埚升温至300℃保温1-2小时，继续升温至650-700℃保温1小时，然后通过观察窗视熔化情况升温至750-800℃，保温1-2小时。
27.进一步的，制备微合金化元素mn、ca、la原子百分含量为mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)
mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la的镁合金：
28.采用竖式真空保护气氛炉，保护气氛炉的熔化沉渣舱分为主元舱与微元舱，采用金属镁、锌按设定含量加入主元舱，采用块状微合金化预制体按设定含量加入微元舱，进行加热，两者纯净熔体在铸锭石墨坩埚中对掺混合均匀，降温后得到净密铸锭成形等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la合金。
29.进一步的，全过程保护气氛为氩气，氩气纯度为99.999％；炉体降温速率10-50℃/min。
30.进一步的，加热过程为：将炉温升温至300℃保温1-2小时预热，随后升温至750-800℃保温1-2小时保证舱室内物料熔化并在重力作用下流入净密铸锭区，上述两舱室下都放置多孔挡渣板，金属镁、锌与微合金化预置体分别在不同熔化舱室内熔化下液，经过挡渣板去除氧化物夹杂。
31.进一步的，镁合金进行塑性成形：
32.对微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la合金净密铸锭在保护气氛下进行均匀化处理，然后对上述合金采用挤压、锻造、轧制塑性成形方法进行热机械处理。
33.进一步的，均匀化温度400-450℃，均匀化时长20-56h，冷却方式为水淬；
34.对于挤压成形，坯料预热温度为300-350℃，挤压模具温度：350-400℃，挤压工进速度：0.3-1mm/s，挤压筒温度设定：300-350℃，挤压比设定：10-30，挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500n；
35.对于锻造成形，坯料预热温度为280-320℃，锻造模具温度：300-400℃，锻压速度：1.5-5mm/min。
36.一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金，采用适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法制备得到。
37.与现有技术相比，本发明有以下技术效果：
38.本发明通过对目标合金系统解构设计，优先制备了微合金化预制体，通过微合金化预制体与主元金属的模块化对掺冶金组合达成最终精准合金化制备。
39.本发明设计采用了多液流对掺技术，将主元纯金属与微合金化预制体分别通过物理除氧化夹杂后液态对掺，实现无(少)烧损的精准合金化制备。
40.本发明通过物理法去除氧化物，避免a)上述熔剂中氯离子(cl-)残留影响后续耐蚀性能；b)熔剂中钠离子(na+)易被本合金中金属活动性更靠前的钙(ca)还原引入na等低熔点杂质，增大合金热脆性倾向，劣化后续等温锻造成形性能。
41.本发明在保证其铸态和变形态室温热导率皆超过130w/(m
·
k)前提下，300℃下其铸态单轴均匀锻压量可超过80％(30mm
→
5mm)，变形态合金抗拉强度超过240mpa，断裂总延伸率》45％；具备良好的宽温导热性(25-200℃)、成形性，机械性能优良。利于高性能轻质散热组件制造。该类合金较高的组织热稳定性，适用于高温超塑性成形，降低成形应力并提高成形效率。
附图说明
42.图1为铸态mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金组织形貌，其中(a)为光镜显
微组织，(b)扫描电镜二次电子显微组织；
43.图2为450℃/53h均匀化处理后mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金光学显微组织，二次电子扫描图(sem)及对应的x射线能谱仪(eds)成分分布图；
44.图3为挤压态mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金二次电子扫描图；
45.图4为挤压态mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金显著高于一般商用镁合金az31 b与az80a室温热导率；
46.图5为350℃/6h均匀化处理mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金光学显微组织；
47.图6为350℃/6h均匀化处理mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金铸锭(φ20
×
30mm)在300℃下实现83％单道次锻压量(高度从30mm压扁至5mm)，其中(a)侧视图，(b)俯视图；
48.图7为350℃/6h均匀化处理az31 b合金铸锭(φ20
×
30mm)在300℃下实现83％单道次锻压量(高度从30mm压扁至5mm)，其中(a)俯视图，(b)斜视图；
49.图8中(a)为合金挤压态板材室温工程应力-应变曲线，(b)室温下本专利合金挤压态板材与az31 b板材切线模量随拉伸应力变化曲线；
50.图9.室温-480℃下mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)铸态合金的差热分析曲线。
具体实施方式
51.以下结合附图对本发明进一步说明：
52.请参阅图1，本发明提供一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金及制备方法，首先通过优选微合金化元素组合并采用等原子比(0.1at.％～0.2at.％)设计，形成mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la(at.％)设计成分。其次通过净密铸锭实现了上述合金的制备。最后通过锻压成形试验证实上述合金具备良好锻压成形性能，同时挤压成形板材具备较好的力学性能。
53.具体方案如下：
54.(1)mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)微合金化预制体制备：采用带倾转浇注机构的真空保护气氛熔炼炉，保护气氛为高纯氩气(99.999％)+高纯二氧化碳+六氟化硫的混合保护气氛，其中二氧化碳与六氟化硫的流量比为100:1。将高纯镁(99.98％)、mg-30la、mg-20ca、mg-5mn按mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)成分比例配料加入高纯高密度石墨坩埚，将盛装物料的石墨坩埚升温至300℃保温1-2小时，继续升温至650-700℃保温1小时，然后通过观察窗视熔化情况升温至750-800℃，保温1-2小时。随后在物料全部熔化后，倾转石墨坩埚将熔体浇入带补缩冒口的棒状石墨模具中，自然冷却得到成分为mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)微合金化预制体棒状铸锭，将其取出后破碎成1-2cm块状待用。
55.(2)mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la(at.％)镁合金制备：采用竖式真空保护气氛炉，全过程保护气氛为高纯氩气(99.999％)，保护气氛炉由熔化沉渣舱、挡渣板及净密铸锭区三部分组成；熔化沉渣舱分为主元舱与微元舱，其中合金主元采用纯金属高纯镁(99.98％)、高纯锌(99.99％)按设定含量加入主元舱，mn、ca、la合金微元采用块状mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)微合金化预制体按设定含量加入微元舱。将炉温升温
至300℃保温1-2小时预热，随后升温至750-800℃保温1-2小时保证舱室内物料熔化并在重力作用下流入净密铸锭区。上述两舱室下都放置多孔挡渣板，合金主元与微合金化预置体分别在不同熔化舱室内熔化下液，经过挡渣板去除氧化物夹杂后，两者纯净熔体在铸锭石墨坩埚中对掺混合均匀。最后设定炉体降温速率10-50℃/min，实现mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la(at.％)合金净密铸锭成形。
56.(3)塑性成形：首先需要均匀化处理：对mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la(at.％)合金净密铸锭在保护气氛(如高纯氩气等)下进行均匀化处理，均匀化温度400-450℃，均匀化时长20-56h，冷却方式为水淬。然后对上述合金采用挤压、锻造、轧制等塑性成形方法进行热机械处理。对于挤压成形，坯料预热温度为300-350℃，挤压模具温度：350-400℃，挤压工进速度：0.3-1mm/s，挤压筒温度设定：300-350℃，挤压比设定：10-30，挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500n。对于锻造成形，坯料预热温度为280-320℃，锻造模具温度：300-400℃，锻压速度：1.5-5mm/min，本发明专利合金可实现280-320℃下单次锻压应变80％。
57.术语解释
58.1.热导率：
59.又称导热系数，反映物质的热传导能力，按傅立叶定律，其定义为单位温度梯度(在1m长度内温度降低1k)在单位时间内经单位导热面所传递的热量。在物体内部垂直于导热方向取两个相距1米，面积为1平方米的平行平面，若两个平面的温度相差1k，则在1秒内从一个平面传导至另一个平面的热量就规定为该物质的热导率，其单位为瓦特
·
米-1
·
开-1(w
·
m-1
·
k-1)。
60.2.高导热镁合金：
61.同等测试条件下，具有较高热导率的镁合金称之为高导热镁合金，一般室温热导率超过100w
·
m-1
·
k-1。
62.3.离异共晶：
63.有共晶反应的合金中，如果成分离共晶点较远，由于初晶数量较多，共晶数量很少，共晶组织中与初晶相相同的相依附初晶长大，共晶组织中另外一个相呈现单独分布，使得共晶组织失去其特有组织特征的现象。
64.4.抗拉强度：
65.金属在静拉伸条件下的最大承载能力。抗拉强度即表征材料最大均匀塑性变形的抗力。单位为mpa。
66.5.断裂总延伸率：
67.材料受外力作用至拉断时，拉伸后的伸长长度与拉伸前长度的比值称断裂总延伸率，用百分率表示。
68.6.成形性：
69.本专利特指材料通过塑性变形加工实现成形的过程中，无损伤(或微损)条件下实现大变形量塑性变形，则称之为成形性能良好。
70.实施例1：
71.高导热mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)制备与验证。
72.采用带倾转浇注机构的真空保护气氛熔炼炉，保护气氛为高纯氩气(99.999％)+
高纯二氧化碳+六氟化硫的混合保护气氛，其中二氧化碳与六氟化硫的流量比为100:1。将高纯镁(99.98％)、mg-30la、mg-20ca、mg-5mn按mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)成分比例配料加入高纯高密度石墨坩埚，将盛装物料的石墨坩埚升温至300℃保温1-2小时，继续升温至650-700℃保温1小时，然后通过观察窗视熔化情况升温至750-800℃，保温1-2小时。随后在物料全部熔化后，倾转石墨坩埚将熔体浇入带补缩冒口的棒状石墨模具中，自然冷却得到成分为mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)微合金化预制体棒状铸锭，将其取出后破碎成1-2cm块状待用。
73.采用竖式真空保护气氛炉，全过程保护气氛为高纯氩气(99.999％)，保护气氛炉由熔化沉渣舱、挡渣板及净密铸锭区三部分组成；熔化沉渣舱分为主元舱与微元舱，其中合金主元采用纯金属高纯镁(99.98％)、高纯锌(99.99％)按mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)设定含量加入主元舱，mn、ca、la合金微元采用块状mg-1ca-1 mn-1 la(at.％)微合金化预制体按设定含量加入微元舱。将炉温升温至300℃保温1-2小时预热，随后升温至750-800℃保温1-2小时保证舱室内物料熔化并在重力作用下流入净密铸锭区。上述两舱室下都放置多孔挡渣板，合金主元与微合金化预置体分别在不同熔化舱室内熔化下液，经过挡渣板去除氧化物夹杂后，两者纯净熔体在铸锭石墨坩埚中对掺混合均匀。最后设定炉体降温速率10-50℃/min，实现mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金净密铸锭成形(图1)。
74.对上述mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金净密铸锭在保护气氛(如高纯氩气等)下进行均匀化处理，均匀化温度450℃，均匀化时长53h，冷却方式为水淬，组织形貌如图2。
75.然后对上述均匀化处理后的合金采用挤压成形，挤压前铸锭尺寸为φ65
×
150mm，挤压模具为55
×
3.5mm板材，坯锭预热温度为350℃，挤压模具温度：400℃，挤压工进速度：0.3mm/s，挤压筒温度设定：350℃，挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100n。最终制得mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)挤压板材，其显微组织如图3所示。对上述挤压态镁合金板材与一般商用az31 b与az80a镁合金板材进行室温热导率测定，结果如图表1所示，本专利合金室温热导率三随机抽检试样测试结果分别为148.785w/(m
·
k)、139.314w/(m
·
k)、148.888w/(m
·
k)，其平均值超过一般商用az31 b镁合金挤压板材63％，超过一般商用az80a镁合金挤压板材245％。
76.表1.本专利合金室温热导率三随机抽检试样测试结果
[0077][0078]
实施例2：
[0079]
易锻造成形mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)制备与验证。
[0080]
铸锭制备方法同实施例1。
[0081]
对上述mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金净密铸锭在保护气氛(如高纯氩气等)下进行均匀化处理，均匀化温度350℃，均匀化时长6h，冷却方式为水淬，组织形貌如图5。
[0082]
对上述均匀化处理后的铸锭进行锻造成形，切取φ20
×
30mm的坯锭，预热温度为300℃，锻造模具温度：300℃，锻压速度：1.5/min，本发明专利合金实现在300℃下实现83％单道次锻压量(高度从30mm压扁至5mm)，锻压实物图如图6所示，锻压样品均匀，边缘无开裂及微裂纹，显著优于同等锻压条件下纯镁及az31 b合金(存在边缘开裂，如图7)。表2对比了上述两种合金锻压结果。
[0083]
表2.本专利合金与az31 b铸锭同等锻压条件成形效果对比
[0084]
合金均匀化处理锻压温度锻压速率变形量结果本专利合金350℃/6h300℃1.5mm/s83％成形良好，无裂纹az31b350℃/6h300℃1.5mm/s83％成形差，边缘开裂
[0085]
实施例3：
[0086]
超高塑性挤压态mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)制备与验证。
[0087]
挤压态合金制备方法同实施例1。
[0088]
对上述挤压态合金进行取样室温力学性能测试，测试结果如图8所示。本专利合金屈服强度超过140mpa，断裂总延伸率49％。而一般az31 b挤压板材断裂延伸率低于25％，本专利合金实现了近200％的断裂总延伸率提升。同时如图8(b)所示，本专利挤压态合金切线模量直至拉伸应力在120mpa左右仍然保持较高的模量水平(》42gpa)，而普通az31 b挤压态板材在不到80mpa拉伸应力下其切线模量已衰减至40gpa以下并持续衰减。这说明本专利合金相比az31 b挤压态镁合金在受较大拉应力载荷时具有更好的刚度保持性能。
[0089]
实施例4：
[0090]
高热稳定mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)制备与验证。
[0091]
铸锭制备方法同实施例1。
[0092]
对上述mg-1zn-0.1mn-0.1ca-0.1la(at.％)合金净密铸锭差热分析结果(图9)证明，本专利合金在480℃以下无吸热或放热峰，说明至少不存在第二相熔化的特征。相应试验结果也表明，在350-400℃温度下进行6-53h高温处理，也并未出现局部低熔点第二相液相形成，与差热分析结果相符。
[0093]
对该专利合金与常规mg-zn系镁合金(zk60)差热分析对比结果说明(表3)，本专利合金具有较高的成形过程组织稳定性，支持较高温度的热成形实现成形应力的降低。
[0094]
表3.本专利合金与高zn含量铸锭zk60铸锭的差热分析结果对比
[0095][0096]
最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者等同替换，而未脱离本发明精神和范围的任何修改或者等同替换，其均应涵盖在本发明的权利要求保护范围之内。

技术特征：
1.一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，包括：制备原子百分含量为mg-1ca-1mn-1la的微合金化预制体；将锌、镁和微合金化预制体按照设定量在保护气氛下反应混合均匀，得到微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la镁合金；对等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la镁合金进行塑性成形。2.根据权利要求1所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，微合金化预制体的制备：采用带倾转浇注机的真空保护气氛熔炼炉，将镁、mg-30la、mg-20ca、mg-5mn按原子百分比为mg-1ca-1mn-1la成分比例配料加入石墨坩埚加热，在物料全部熔化后，倾转石墨坩埚将熔体浇入带补缩冒口的棒状石墨模具中，自然冷却得到原子百分比为mg-1ca-1mn-1la的微合金化预制体棒状铸锭，将其取出后破碎成1-2cm块状待用。3.根据权利要求2所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，保护气氛为氩气+二氧化碳+六氟化硫的混合保护气氛，其中二氧化碳与六氟化硫的流量比为100:1，氩气纯度为99.999％。4.根据权利要求2所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，石墨坩埚加热过程：将盛装物料的石墨坩埚升温至300℃保温1-2小时，继续升温至650-700℃保温1小时，然后通过观察窗视熔化情况升温至750-800℃，保温1-2小时。5.根据权利要求1所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，通过多液流对掺法制备微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la镁合金：采用竖式真空保护气氛炉，保护气氛炉的熔化沉渣舱分为主元舱与微元舱，采用金属镁、锌按设定含量加入主元舱，采用块状微合金化预制体按设定含量加入微元舱，进行加热，两者纯净熔体在铸锭石墨坩埚中对掺混合均匀，降温后得到净密铸锭成形微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量的mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la合金。6.根据权利要求5所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，全过程保护气氛为氩气，氩气纯度为99.999％；炉体降温速率10-50℃/min。7.根据权利要求5所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，加热过程为：将炉温升温至300℃保温1-2小时预热，随后升温至750-800℃保温1-2小时保证舱室内物料熔化并在重力作用下流入净密铸锭区，上述两舱室下都放置多孔挡渣板，金属镁、锌与微合金化预置体分别在不同熔化舱室内熔化下液，经过挡渣板去除氧化物夹杂。8.根据权利要求1所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，镁合金进行塑性成形：对微合金化元素mn、ca、la等原子百分含量为mg-(1-1.2)zn-(0.1-0.2)mn-(0.1-0.2)ca-(0.1-0.2)la合金净密铸锭在保护气氛下进行均匀化处理，然后对上述合金采用挤压、
锻造、轧制塑性成形方法进行热机械处理。9.根据权利要求8所述的一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法，其特征在于，均匀化温度400-450℃，均匀化时长20-56h，冷却方式为水淬；对于挤压成形，坯料预热温度为300-350℃，挤压模具温度：350-400℃，挤压工进速度：0.3-1mm/s，挤压筒温度设定：300-350℃，挤压比设定：10-30，挤压出料采用牵引机牵引，牵引力约100-500n；对于锻造成形，坯料预热温度为280-320℃，锻造模具温度：300-400℃，锻压速度：1.5-5mm/min。10.一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金，其特征在于，采用如权利要求1至9任意一项所述的适于锻造成形的超塑性高导热镁合金的制备方法制备得到。

技术总结
一种适于锻造成形的超塑性高导热镁合金及其制备方法，包括：制备原子百分含量为Mg-1Ca-1Mn-1La的微合金化预制体；将锌、镁和微合金化预制体按照设定量在保护气氛下反应混合均匀，得到微合金化元素Mn、Ca、La等原子百分含量的Mg-(1-1.2)Zn-(0.1-0.2)Mn-(0.1-0.2)Ca-(0.1-0.2)La镁合金；对Mg-(1-1.2)Zn-(0.1-0.2)Mn-(0.1-0.2)Ca-(0.1-0.2)La镁合金进行塑性成形。本发明通过对目标合金系统解构设计，优先制备了微合金化预制体，通过微合金化预制体与主元金属的模块化对掺冶金组合达成最终精准合金化制备。本发明设计采用了多液流对掺技术，将主元纯金属与微合金化预制体分别通过物理除氧化夹杂后液态对掺，实现无(少)烧损的精准合金化制备。损的精准合金化制备。损的精准合金化制备。


技术研发人员：任凌宝 单智伟 李金金 王一涵 羿昌波
受保护的技术使用者：西安交通大学
技术研发日：2023.07.20
技术公布日：2023/9/20