Проектирование высокопроводящего (горячего) литого под давлением алюминиевого сплава Al-Si-Fe для радиатора базовой станции 5G

Наступление эры связи 5G приводит к тому, что электронное коммуникационное оборудование и продукты становятся высокоинтегрированными. Однако для обеспечения срока службы оборудования и изделий возрастают и требования к теплопроводности материалов оборудования. Являясь важным компонентом базовых станций 5G, коммуникационные фильтры обладают высокой мощностью и высокой степенью интеграции. Многие тонкостенные радиаторы неправильной формы встроены в конструкцию корпуса для улучшения способности рассеивания тепла. Литье под высоким давлением стало основным методом формования при крупносерийном производстве теплоотводящих оболочек благодаря высокой производственной эффективности и экономическим преимуществам. Металлический алюминий обладает характеристиками низкой плотности, высокой удельной прочностью и отличной коррозионной стойкостью и является основным материалом для изготовления фильтров связи. Теплопроводность чистого алюминия при комнатной температуре составляет около 237 Вт/(м·К), но его прочность низкая. Легирование может улучшить механические свойства чистого алюминия, но окажет определенное негативное влияние на его теплопроводность. Элементы сплава обычно существуют в алюминии в виде атомов твердого раствора, выделенных фаз и вторых фаз, что приводит к дефектам кристалла, таким как вакансии, дислокации и границы раздела фаз, тем самым увеличивая вероятность рассеяния электронов и уменьшая длину свободного пробега рассеяния электронов, что в конечном итоге приводит к снижению электрических (тепловых) характеристик. Существует исключительная связь между прочностью и электрическими (тепловыми) характеристиками. В настоящее время материалы алюминиевых теплоотводящих оболочек с высокой теплопроводностью в основном совершенствуются на основе сплава Al-8Si. Учитывая срок службы формы, литой алюминиевый сплав с высокой теплопроводностью обычно содержит 0,8–1,0% Fe для улучшения антипригарных свойств формы. С другой стороны, учитывая электро- и теплопроводность сплава, необходимо в дальнейшем строго контролировать содержание примесных элементов в сплаве, чтобы уменьшить влияние элементов твердого раствора на электропроводность. Исследования показали, что элементы переходных металлов, такие как Cr, Mn, V и Ti, оказывают наиболее существенное влияние на снижение электро- и теплопроводности. Таким образом, алюминиевый сплав с высокой теплопроводностью, используемый для литья под давлением, обычно представляет собой систему сплавов Al-Si-Fe с содержанием Si от 6% до 9%, содержанием Fe от 0,6% до 1,0%, а содержание других примесных элементов обычно контролируется ниже 0,01% для удовлетворения двойных требований формуемости и производительности.

Однако относительное содержание Si и Fe будет оказывать прямое влияние на объемную долю эвтектической фазы Si, тип кристаллической структуры и объемную долю фазы Fe, диапазон температур затвердевания сплава, а также растворимость элементов Fe и Si в твердой матрице алюминия, тем самым влияя на прочность, пластичность и электрические (термические) свойства сплава. Сплавы Al-Si-Fe с высокой теплопроводностью обычно требуют старения при температуре 300–350 ℃ для дальнейшего улучшения электропроводности. Однако эволюция структуры выделений при старении и кинетика выделений при старении сплавов с высокой теплопроводностью до сих пор неясны. Кроме того, сложное взаимодействие между элементами Fe и Si приводит к тому, что разработка материалов для литья под давлением с высокой теплопроводностью часто основывается на экспериментах методом проб и ошибок, что снижает эффективность НИОКР и увеличивает затраты на НИОКР. В последние годы в области материаловедения стало широко использоваться программное обеспечение для расчета фазовых диаграмм, такое как Thermo-Calc, FactSage, PANDAT и JMATPro, для руководства проектированием алюминиевых сплавов, преодолевая ограничения и одиночество, полагаясь исключительно на экспериментальные исследования, повышая эффективность исследований и разработок продукции, а также экономя ресурсы и энергию.

В этом исследовании фазовый состав, объемная доля фазы, диапазон температур затвердевания и изменения растворимости элементов Fe и Si в системе Al-Si-Fe были рассчитаны с помощью программного обеспечения для термодинамических расчетов PANDAT, чтобы выявить механизм взаимодействия между элементами Fe и Si. Рассчитанный состав сплава использовался для пробного производства литых под давлением изделий, а литая структура, структура старения, упрочнение и проводящий механизм сплава были изучены и теоретически проанализированы, чтобы обеспечить основу для проектирования материалов с высокой теплопроводностью.

Графические результаты

Термодинамические расчеты проводились с использованием программного обеспечения PANDAT, а база данных PANAl2016 полностью описывала термодинамику тройной системы Al-Si-Fe. Предназначен для расчета твёрдой растворимости элементов Fe и Si в первичной фазе α-Al точечным методом расчёта. С помощью линейного расчета получены структура, фазовый состав и мольная доля фаз литого сплава при комнатной температуре; расчет поперечного сечения был использован для получения псевдобинарной фазовой диаграммы Al-7,5Si-xFe с различным содержанием Fe и удельным содержанием Si (7,5%), чтобы прояснить изменения микроструктуры, вызванные изменениями содержания Fe. Наконец, с использованием полученных результатов термодинамических расчетов был приведен состав сплава экспериментального исследования. На рисунке 1 представлен общий технический маршрут проектирования литых под давлением алюминиевых сплавов с высокой теплопроводностью, основанный на термодинамических расчетах.

Рисунок 1. Технический маршрут проектирования литых под давлением алюминиевых сплавов с высокой теплопроводностью на основе термодинамических расчетов.
Рисунок 2. Схематическое изображение размеров литого испытательного стержня.

Путем проектирования нескольких групп сплавов Al-7,5Si-xFe с различным содержанием Fe (рассчитанные компоненты представлены в таблице 1) было рассчитано влияние изменения содержания Fe на поведение при затвердевании, структуру, фазовый состав, мольную долю фазы и растворимость в твердом состоянии элементов Fe и Si в первичном α-Al, результаты расчета представлены на рисунке 3. Видно, что увеличение содержания Fe приведет к интенсификации реакции между Fe и Si, увеличению содержания β-AlFeSi и снизить содержание эвтектического Si. В то же время увеличение содержания Fe оказывает более сильное влияние на поведение сплава при затвердевании, и доля первичного α-Al быстро снижается, особенно когда содержание Fe достигает 0,8%. Уменьшение первичного α-Al приведет к увеличению неоднородности структуры сплава и вероятности рассеяния электронов, что не способствует улучшению электро- и теплопроводности. С учетом прочности, пластичности и электропроводности материала в сочетании с результатами термодинамических расчетов в качестве объекта исследования был выбран Al-7,5Si-0,8Fe, а для дальнейшего изучения связи между структурой и эксплуатационными качествами сплава были изготовлены стержни для испытаний методом литья под давлением.

Таблица 1. Составы некоторых сплавов, рассчитанные методом термодинамики
Рис. 3. Результаты термодинамического расчета.

Таблица 2 Расчетный и фактический состав сплава Т1 после термодинамической оптимизации (%)

(а) Металлографическая структура (б) Фотография обратного рассеяния, полученная с помощью СЭМ (в) Скан поверхности Al

(г) Скан поверхности Si (д) Скан поверхности Fe (е) Скан поверхности Sr

Рисунок 4. Микроструктура и распределение элементов по поверхности литого под давлением сплава.
Рисунок 5. Рентгеновский спектр образцов литых и стареющих сплавов.

Рисунок 6 представляет собой фотографию морфологии вторичных электронов, полученную с помощью СЭМ, после глубокой коррозионной обработки. Видно, что эвтектика Si имеет дендритно-метаморфическую морфологию, а эвтектика делит алюминиевую матрицу на островки. В алюминиевой матрице в литом состоянии не было обнаружено явной фазы выделения. Как видно из рисунка 6в, по сравнению с литым состоянием, некоторые цепи эвтектической сетки частично разъединены, и островообразный первичный α-Al постепенно становится непрерывным. В то же время в первичном α-Al выделялись гранулированные и короткие стержнеобразные фазы выделения, как показано на рисунке 6d. Для дальнейшего изучения типа фазы осаждения распределение растворенных элементов фазы осаждения было проанализировано с помощью сканирования поверхности элемента EDS, как показано на рисунке 7. Можно видеть, что в основном существует два типа фаз осаждения: одна богата Si, а другая богата Fe, Mn и Si. Размер фазы выделения составляет от десятков до сотен нанометров, что свидетельствует о дисперсном распределении. В сочетании со спектром XRD (см. Рисунок 5) после старения не появилось никаких дополнительных дифракционных пиков, а организационный состав по-прежнему представлял собой фазы α-Al, Si и β-AlFeSi, что указывает на то, что после старения не образовывалось никаких новых фаз.
(a) Литье (b) Литье, местное увеличение

(c) Состарено (300 ℃ × 1 час) (d) Состарено, местное увеличение (300 ℃ × 1 час)

Рис. 6. Микроструктура образцов литых и состаренных сплавов, полученных методом РЭМ.
(а) СЭМ, малое увеличение (б) СЭМ, большое увеличение (в) Скан поверхности алюминия

(г) Скан поверхности Si (д) Скан поверхности Fe (е) Скан поверхности Mn

Рисунок 7. Распределение осажденной фазы на поверхности элемента EDS.
(а) Светлопольное изображение ПЭМ (б) Распределение элементов Al на поверхности

(г) Распределение поверхности Si (г) Распределение железа на поверхности

Рисунок 8. Микроструктура ПЭМ образца сплава, состаренного при температуре 300 ℃ × 1 час.
Рисунок 9. Расчетная равновесная растворимость элементов Fe и Si в твердом состоянии.

Связь с температурой

Рисунок 10. Механические свойства литых и термообработанных сплавов. Видно, что предел прочности, предел текучести и удлинение сплава в литом состоянии составляют 245 МПа, 114 МПа и 5,97 % соответственно. После термообработки старением при 300 ℃×1 час предел прочности, предел текучести и удлинение материала составляют 198,8 МПа, 96,6 МПа и 6,96% соответственно. По сравнению с литым состоянием прочность на разрыв и предел текучести значительно снизились, а относительное удлинение немного увеличилось. После старения при 300 ℃ × 2 часа механические свойства, такие как предел прочности и предел текучести, остаются практически неизменными, а удлинение уменьшается. На рис. 11 показано изделие с дисковой теплоотводящей оболочкой, полученное литьем под давлением. Поскольку разница в толщине стенок приведет к различиям в скорости охлаждения, что также повлияет на микроструктуру и проводимость, была измерена проводимость при различной толщине стенок. Видно, что проводимость в литом состоянии находится в пределах 23,5–24,2 МС/м, а после старения при 300 ℃ × 1 час проводимость повышается до 25,5–26,5 МС/м. Однако после старения при 300 ℃ × 2 часа проводимость немного снизилась по сравнению с состоянием после старения в течение 1 часа. В сочетании с данными о механических свойствах можно видеть, что разумным процессом термообработки должно быть старение при 300 ℃ × 1 час. Продление времени старения не только не улучшит проводимость, но и ухудшит согласование прочности и проводимости.
(а) Кривая деформации при инженерном напряжении (б) Механические свойства

Рисунок 10. Кривая инженерной деформации и механические свойства литого под давлением сплава в литом и стареющем состоянии.
Рисунок 11. Изделия, отлитые под давлением, и проводимость в различных состояниях.
Заключение
(1) Путем термодинамического расчета было получено влияние различного содержания Fe на микроструктуру, фазовый состав и растворимость в твердом состоянии элементов Fe и Si сплава Al-7,5Si. Установлено, что с увеличением содержания Fe мольная доля первичного α-Al уменьшалась, а твердая растворимость Fe и Si была наименьшей при добавке Fe 0,8%.

(2) Предел прочности литого под давлением сплава Al-7,5Si-0,8Fe составляет 245 МПа, удлинение составляет 5,97%, а проводимость составляет от 23,5 до 24,2 МС/м; после старения при 300 ℃ × 1 час прочность на разрыв составляет 198 МПа, а проводимость — от 25,5 до 26,5 МС/м. Обработка старением может значительно улучшить проводимость сплава.

(3) Морфология эвтектической фазы Si и растворимость Fe и Si в твердом состоянии являются двумя основными микроструктурными факторами, влияющими на проводимость. Среди них сфероидизация эвтектики Si во время старения повышает непрерывность алюминиевой матрицы и увеличивает длину свободного пробега электронов проводимости, что является основной причиной улучшения проводимости при старении.