發布時間：2021-03-22所屬分類：工程師職稱論文瀏覽：1次
摘 要： 摘要：為了滿足新能源汽車高功耗三電系統對鋁制殼體結構件導熱和力學性能的雙重要求，在Al-Mg-Si系6063鋁合金中引入過渡元素Ni，借助光學顯微鏡及掃描電子顯微鏡檢測、考察并量化不同Ni添加量對合金微觀組織形貌及其分布的影響，分析其導電/熱及力學性能的變
摘要：為了滿足新能源汽車高功耗三電系統對鋁制殼體結構件導熱和力學性能的雙重要求，在Al-Mg-Si系6063鋁合金中引入過渡元素Ni，借助光學顯微鏡及掃描電子顯微鏡檢測、考察并量化不同Ni添加量對合金微觀組織形貌及其分布的影響，分析其導電/熱及力學性能的變化規律。結果表明，Ni元素的添加造成鑄態合金熱導率的小幅度下降，但極大地提升了其力學性能。當Ni添加量為2.5wt.%時，鑄態Al-Mg-Si-2.5Ni合金的熱導率為198.2W/(m·K)，屈服強度和抗拉強度分別為87.5和194.7MPa，分別提高了70.2%和72.3%，其熱導率的變化行為遵循含形狀因子修正項的Maxwell方程。
關鍵詞：6063鋁合金;Ni元素;導熱性能;導電性能;力學性能;顯微組織
隨著新能源汽車的快速發展，電控、電池、電機(簡稱：三電系統)作為新能源汽車的核心組件日趨輕量化、精密化和集成化，高功耗的集成電路系統對承載結構材料的散熱性能提出了更高的要求[1-4]。目前，提高材料的散熱性能主要有兩種方法，一是增加結構件的傳熱面積，通過提高單位時間的熱流量以改善其散熱性能，但與之不可避免地是設備質量的增加與汽車能耗的增大[5];二是提高材料的熱導率，結構件散熱速率的提升可顯著改善其散熱性能，該方法亦具備減少結構件的熱載荷變形、提高材料服役壽命等特點[6-8]�，F有的商用鑄造鋁合金，如ADC12、A380等，熱導率低于120W/(m·K)，無法滿足當前新能源汽車三電系統快速發展下對承載結構件的散熱需求[9]。因此，亟待開發出一種具備高導熱、高強度的新型鑄造鋁合金，以滿足新能源汽車行業的發展需求。
近年來，制備兼具高導熱和高強度的鑄造鋁合金的研究已成為研究熱點。國內外學者通過成分設計[10-12]、組織調控[13-15]、鑄造工藝優化[16-18]以及塑性變形[19-21]等手段，研發出多種高導熱鋁合金。國內康永林團隊[18]采用高壓流變壓鑄研發出綜合性能優異的Al-7.5Si-0.8Fe亞共晶鋁硅系鋁合金，其導熱性能和抗拉強度分別為186W/(m·K)和235MPa，共晶Si相形貌的改善是同步提升導熱和力學性能的關鍵。然而，Si在α-Al中最大的溶解度高達1.65wt.%[22]，固溶態的Si原子由于原子半徑、化合價、核外電子排布等因素的差異[23-24]，破壞晶體的完整性，加劇晶格畸變的程度，急劇惡化合金的導電/熱性能。Cho等學者[25]通過設計低Si合金體系制備出兼具高導熱和優異流動性能的Al-2Si-Ni系鑄造鋁合金，當Ni的添加量為3wt.%時，合金的導熱性能仍高于180W/(m·K)。鐘鼓等學者[26]進一步降低Si含量，采用對導熱性能影響較小的Zn作為固溶強化元素，鑄態Al-1Si-1Zn系合金的熱導率可達185W/(m·K)，但其拉伸性能較差，且流動性能不及商用ADC12合金的一半。低Si鋁合金由于其合金化元素含量少而具備高導熱特性，但其鑄態力學性能普遍偏低。因此，研究兼具高導熱和良好力學性能的低Si鋁合金具有廣闊的應用前景和經濟效益。
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基于國內外的研究現狀[27-29]，采用過渡元素Ni作為強化元素，在保證6063鋁合金較高導熱性能的前提下，提高鋁合金的鑄態室溫力學性能。一方面，Ni在α-Al中的固溶度極低[22]，對導熱危害極小;另一方面，引入Ni元素將增加固/液界面的成分過冷程度，細化晶粒，進而改善合金的力學性能。同時，結合GülKoç團隊[30]的研究，當鋁合金中Ni添加量(質量分數)超過3%時，高鎳合金組織中將形成長針狀的Al3Ni脆硬相，拉伸試樣斷口處脆性斷裂區域增加，急劇惡化材料的塑性，對力學性能不利。因此，本實驗僅研究0wt.%~2.5wt.%過渡元素Ni對商用6063鋁合金微觀組織、導電/熱性能和力學性能的影響，并借助SEM、EDS和XRD等檢測技術，分析Ni元素在合金內部的存在形式，以期揭示Ni對6063鋁合金導熱和力學性能的影響規律及機制。
1實驗
商用6063鋁合金及本實驗試樣的化學成分如表1所示，原材料采用Al-10Ni(質量分數，下同)、Al-10Mg以及Al-20Si中間合金。
具體的熔煉和鑄造過程如下。將商用6063鋁錠加入到5kW電阻爐中加熱熔化，熔煉溫度為720~730℃，待合金熔化后，按照表1所設計的合金成分依次加入Al-10Mg、Al-20Si和Al-10Ni中間合金，待中間合金熔化后，使用MgO棒攪拌熔體2min以保證熔體內元素均勻分布，靜置10min，待熔體溫度降至約710℃，扒渣，澆鑄至已預熱200℃的薄壁金屬型模具，薄壁件的尺寸為120mm×60mm×5mm，鑄件在模具中冷卻至室溫。
2結果與討論
2.1Ni對6063鋁合金微觀組織的影響
圖1為添加不同含量Ni元素后鑄態試樣的金相組織，可以看出，商用6063鋁合金鑄態組織主要由α-Al以及含Fe金屬間化合物組成，如圖1(a)所示，α-Al的晶粒尺寸較為粗大，平均晶粒尺寸為80μm。加入過渡元素Ni后，合金的顯微組織發生顯著變化，合金的第二相含量顯著增加，如圖1(b~f)所示，析出的第二相主要沿晶界或枝晶間分布，當Ni添加量為2.5wt.%，第二相以非連續分布的形式存在于鋁基體中。
如圖2所示，當Ni的添加量為1wt.%時，合金的平均晶粒尺寸為38μm，如圖1(c)所示，較未添加Ni的合金的平均晶粒尺寸下降了52.5%，α-Al晶粒的細化效果顯著。進一步添加Ni含量至2.5wt.%，合金的晶粒尺寸變化不大，平均晶粒尺寸普遍位于30μm左右。商用6063鋁合金和Al-Mg-Si-2.5Ni合金組織SEM/EDS分析結果如圖3所示，6063合金中長針狀的含Fe金屬間化合物的長度約為10μm(圖3(a))，其Si和Fe的原子占比接近1:1，推測其可能為AlFeSi三元化合物。此外，添加Ni元素后，合金中出現的第二相主要為AlNi二元相(圖3(b))，該物相主要呈漢字狀或短棒狀。
圖4為商用6063和Al-Mg-Si-2.5Ni鑄造鋁合金鑄態下的XRD衍射譜圖，根據X射線衍射結果可知，鑄態6063合金主要由α-Al、Al5FeSi、Al13Fe4、Si和Al8Si6Mg3Fe等物相構成，結合圖3(a)的EDS能譜結果，推測該長針狀的三元相為Al5FeSi相。該衍射結果與Jmatpro7.2軟件計算得出的冷卻凝固過程相析出行為基本一致(圖5(a))。添加過渡元素Ni后，X射線衍射結果發生變化，依據圖3(b)的EDS能譜結果，推測該漢字狀或短棒狀的AlNi二元相為Al3Ni相，且Ni元素的添加抑制了Al8Si6Mg3Fe相的形成。
圖5為通過Jmatpro7.2軟件計算得出的不同Ni含量的Al-Mg-Si合金平衡凝固下合金的相析出行為，根據計算結果可以得出，Al3Ni的相含量隨著Ni添加量的增加而提高，如圖5(b~f)所示，且Ni元素的添加抑制了β-AlFeSi和Al8Si6Mg3Fe的形成，通常認為β-AlFeSi相對合金的力學性能十分不利[32]，因此，抑制β-AlFeSi相的形成對合金的力學性能有利。
2.2Ni對6063鋁合金導電/熱性能的影響
圖6為商用6063鋁合金的電導率和熱導率與Ni元素添加量的變化曲線。由圖6可知，未添加過渡元素Ni時，6063鋁合金的電導率和熱導率分別為29.6MS/m和211.2W/(m·K)。隨著Ni元素含量的增加，合金的電導率和熱導率均呈現小幅度的線性下降，當Ni元素的添加量增加至2.5wt.%時，合金的電導率和熱導率分別為27.0MS/m和198.2W/(m·K)。與未添加Ni元素合金相比，電導率和熱導率分別下降了8.8%和6.2%。
2.3Ni對6063鋁合金拉伸性能的影響
圖10和表2為不同Ni元素添加量對6063鋁合金拉伸性能的影響。添加Ni元素可顯著提升合金的屈服強度和抗拉強度。鑄態商用6063鋁合金的屈服強度和抗拉強度分別為51.4和113.0MPa，其拉伸性能較差。隨著Ni含量的添加，合金的屈服強度和抗拉強度不斷提高，當Ni含量超過1.5wt.%時，合金的抗拉強度增長趨勢逐漸減緩，伸長率下降趨勢保持不變。其中，Ni添加量為2.5wt.%時，合金的屈服強度和抗拉強度分別提升至87.5和194.7MPa，分別提升了70.2%和72.3%，但合金的延伸率由14.12%下降至10.00%，下降了29.2%。與現有的商用鋁合金相比，合金的塑性遠遠高于商用ADC12合金(延伸率為2.5%[40])和A380合金(延伸率為3.5%[42])，但屈服強度與抗拉強度仍有不足。
鋁合金的拉伸性能與其微觀組織密切相關，通常認為，粗大、尖銳的硬脆性第二相是合金拉伸變形過程中的裂紋萌生源和擴展通道，裂紋易在第二相內部或第二相與基體界面處產生和擴展[43]。對于本實驗而言，隨著Ni添加量的增加，合金中硬脆性Al3Ni相含量也不斷增加。因此，在變形過程中，裂紋的萌生源和擴展通道數量增加，容易在尖角處產生應力集中，造成合金在變形時提前斷裂失效，故合金的延伸率不斷降低。進一步觀察圖10與表2可知，延伸率降低幅度并不大，這主要與α-Al相生長受到抑制，導致晶粒細化有關。
經過過渡元素Ni合金化處理后，合金的屈服強度和抗拉強度發生顯著提升，其作用機理同樣與晶粒細化有關。由圖5可知，α-Al相的形成先于Al3Ni相，在凝固過程中，由于溶質再分配造成固/液界面前沿的溶質濃度偏高，導致實際溫度低于理論凝固溫度，也即在固/液界面前沿液相內存在成分過冷現象[44]。在本實驗中，可以觀測到Al3Ni相主要分布于晶界或枝晶間，故實際凝固過程應如圖11所示，Ni元素易偏聚在固/液界面前沿，提高了固/液界面的成分過冷度，促進形核，并抑制α-Al相的生長，從而起到晶粒細化的作用。
3結論
1)在Al-Mg-Si(6063)合金中適量添加過渡元素Ni，可顯著提升其拉伸性能，但小幅度降低其導電/熱性能。當Ni元素的添加量為2.5wt.%時，合金的屈服強度和抗拉強度分別為87.5和194.7MPa，提升了70.2%和72.3%，合金的電導率和熱導率分別為27.0MS/m和198.2W/(m·K)，僅降低8.8%和6.2%。
2)過量添加過渡元素Ni將使合金形成長針狀的Al3Ni脆硬相，導致合金的抗拉強度增長趨勢逐漸減緩，伸長率下降趨勢保持不變，急劇惡化材料的塑性。
3)含形狀因子修正項的Maxwell模型可較好地擬合Ni元素對合金熱導率的影響，當形狀因子n=5.0時，該模型的擬合效果最優。
4)添加Ni元素后，合金的屈服強度和抗拉強度不斷提升，其提升機制主要是晶粒細化;合金的延伸率不斷降低主要歸因于硬脆性Al3Ni相含量的增加。——論文作者：肖悅輝，程永奇，陳宇航，何臻毅，麥興廣
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