CN109182809A - 一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法 - Google Patents

一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明为一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法。该合金为Mg‑Al‑Bi‑Ca‑Y镁合金，其化学成分质量百分比为：Al 6.0～8.5wt％，Bi 1.5～4wt％，Ca 0.02～0.1wt％，Y 0.02～0.1wt％，其余为镁及不可避免的杂质；并且，质量比Al和Bi元素的质量之和小于或等于合金总质量的10％。本发明合金的屈服强度360MPa左右，抗拉强度410MPa左右，延伸率15％以上；并且合金表现出较好的阻燃效果。

Description

一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料和金属材料加工领域，特别涉及一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法；该新型镁合金可作为潜在的耐热镁合金及生物医用镁合金材料。
背景技术
镁合金是目前最轻的商用金属结构材料，具有比强度比刚度高，减震性、电磁屏蔽和抗辐射能力强，易切削加工，可回收等优点，是继钢铁和铝合金之后发展起来的轻量化金属结构材料，在汽车、电子、电器、交通、航空航天等领域具有广阔的应用前景，被誉为本世纪的绿色工程材料。
但绝对强度较低，耐蚀性差等原因大大限制了镁及其合金作为新型绿色材料的应用。目前大量使用的商用AZ系镁合金和ZK系镁合金经变形后的强度也一般不超过350MPa，且变形加工能力有限，难以满足高性能结构材料等的加工和使用要求。因此，开发高强韧镁合金及相应的加工制备工艺对拓展镁合金的应用领域具有重要意义。
逐渐有一些高强镁合金被陆续开发出来，如专利1(专利公开号：CN104328320A)公开了一种高强度高塑性镁合金，其抗拉强度达到400MPa以上，屈服强度300MPa以上，延伸率8％左右，各组分质量百分含量为Ni：3.0～4.5wt％,Y：4.0-5.0％,Zr：0.01-0.1％，不可避免杂质元素≤0.15％，其余为镁。该合金具有较高的抗拉强度，但塑性中等，同时合金中含有大量的Y元素和Ni元素，极大提高了合金成本，难以大批量应用。专利2(专利公开号：CN103290292A)公开了一种高强镁合金，其屈服强度可以达到350～380MPa，抗拉强度为410～450MPa，延伸率在6％以上，各组分质量百分含量为Cd：1.0～15wt％，Bi：2.0～10.0wt％,Zn：5.0～13wt％,Y：7.0～15.0wt％，Zr：0.4～1.0wt％，Nb：0.1～5.0wt％，杂质元素Si、Fe、Cu、和Ni的总量小于0.02wt％，因合金元素种类较多且稀土含量高，不可避免增加合金成本，同时为保证混合均匀，需额外采用电磁搅拌连续铸造的方法制备合金锭坯料，变形后对合金进行热处理进一步提高了合金成本。专利3(专利公开号：CN101892445A)公开一种高强镁合金，其合金成分为Gd：6～13wt％,Y：2～6wt％，Zr：0.3～0.8wt％，其抗拉强度大于600MPa，屈服强度大于540MPa，延伸率大于1％，但其需要采用非常规大塑性变形方法，且需进行20～100h的等温时效处理，制备工艺过程对生产条件要求较高，且含有大量稀土元素，这些都直接或间接增加了合金成本。专利4(专利公开号：CN105132772A)公开了一种低成本非稀土型高强镁合金及其制备方法，该合金为Mg-Bi-Ca-Mn镁合金，其化学成分质量百分比为：Bi2～10.0wt％，Ca0.1～1.5wt％，Mn0.1～1.0wt％，其余为镁。其抗拉强度395-412.4MPa，屈服强度383-402.8MPa，延伸率约为6％，该合金具有较高的屈服强度，但合金塑性偏低，在应用方面受到局限。
由此可见，迫切需要开发出不含稀土或含有微量稀土的低成本高强韧镁合金材料，将极大地拓展镁合金在未来进一步的推广应用，具有重大的经济和社会意义。
发明内容
本发明的目的为针对现有高强镁合金存在的大量使用多种稀土元素或高价合金元素导致成本过高，或是为了提高强度而采用特殊变形加工工艺以至难以实现大批量商业化生产等问题，提供一种低成本高强韧变形镁合金及其制备方法。该合金为一种Mg-Al-Bi-Ca-Y合金，合金中Al元素和Bi元素的总含量和比例不能大于10％。合金制备方法方面，在浇铸和热处理过程中，在大气氛围下可以直接浇铸；采用挤压和降温轧制相结合的加工方法，最终实现合金在100-150℃范围内的低温轧制。本发明合金的屈服强度360MPa左右，抗拉强度410MPa左右，延伸率15％以上；并且合金表现出较好的阻燃效果。
本发明的技术方案是：
一种低成本高强韧变形镁合金，该合金为Mg-Al-Bi-Ca-Y镁合金，其化学成分质量百分比为：Al 6.0～8.5wt％，Bi 1.5～4wt％，Ca 0.02～0.1wt％，Y 0.02～0.1wt％，其余为镁及不可避免的杂质；并且，质量比Al和Bi元素的质量之和小于或等于合金总质量的10％。
所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，包括以下步骤：
1)纯Mg锭、纯Bi块、纯Al块Mg-Ca中间合金以及Mg-Y中间合金为原料，经表面预处理后，按所述的镁合金成分的质量百分比备料；
2)将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，设定炉温710～750℃并保持，待其融化后，依次将预热到50～70℃的纯Bi块和预热到200～250℃的纯Al块、Mg-Ca中间合金以及Mg-Y中间合金加入到镁熔液中；保温5～15分钟，然后搅拌5～10分钟，再保温5～10分钟；最后采用金属模铸造或半连续铸造，制备成合金铸锭；
合金的熔化、搅拌和静置是在CO2和SF6的混合气体保护下进行的；
合金的浇注过程无需气体保护；
3)将上步得到的合金铸锭进行固溶处理，固溶处理工艺为：先在400-415℃下固溶处理12-36h,然后在440～460℃温度下处理6～12小时，然后淬火处理；热处理过程无需气体保护；
4)将上步得到的固溶处理后铸锭切割成相应的坯料并去皮；
5)将上步得到的坯料在20～30分钟加热到270～400℃后，放入模具中进行挤压处理，挤压变形速度为0.1～10m/min，挤压比为8～30；挤压加工后进行空冷；
6)将上步得到的挤压坯料，切割，然后在20～30分钟加热到T1(T1:250～350℃)后，进行多(n)道次(n：3～5)降温轧制加工，道次变形量为20％，最后一道轧制前控制温度Tn为100-150℃之间，中间每道次降温T℃(T＝(T1-Tn)/(n-1))，轧制加工结束后进行空冷。
最后得到所述的高强韧变形镁合金材料。
所述的CO2和SF6的混合气体的组成为体积比为CO2：SF6＝50～100：1。
所述的挤压模具为用于成形棒或板的模具。
所述的轧辊形状为用于成形棒或板的轧辊。
所述的步骤2)中的搅拌为机械搅拌或吹氩气搅拌。
所述的Mg-Ca中间合金优选为Mg-20Ca中间合金。
所述的Mg-Y中间合金优选为Mg-30Y中间合金。
本发明的实质性特点为：
镁合金的力学性能与合金中晶粒大小、分布，第二相的种类、尺寸、数量、分布密切相关。本发明以Mg-Al-Bi为基础，将Al元素和Bi作为主要合金元素，通过合金成分的调控和塑性变形加工的控制，在合金中形成内部含有大量位错的微米级变形晶粒和其周围细小均匀的再结晶晶粒构成的双峰结构，配合少量微米级Mg3Bi2相和大量纳米级Mg17Al12相强化相的协同强化作用，极大提高合金的强韧性，从而开发出具有优异的室温力学性能的高强韧镁合金材料，其屈服强度360MPa左右，抗拉强度410MPa左右，延伸率15％以上。此外，合金表现出较好的阻燃效果。同时合金主要原材料及加工成本低廉，易实现大批量生产。
该新型高强镁合金只含有含量不高于0.1％的微量稀土元素，其他合金化元素成本低廉。可作为交通运输、航空航天、计算机、通讯和消费类电子产品的零部件材料使用的应用前景。
与现有技术相比，本发明的显著进步与优点如下：
1)本发明的新型镁合金以Mg-Al-Bi为基础，并通过简单的多元合金化手段，综合应用预挤压和降温轧制加工加工手段，显著细化晶粒并促进沉淀析出，极大提高合金的强度，从而在该合金系列中开发出超高强镁合金，室温(25℃)下其屈服强度360MPa左右，抗拉强度410MPa左右，延伸率15％以上。而目前商用变形镁合金AZ31在相同加工条件下的屈服强度只有294MPa左右。
2)通过合金成分和工艺的调控，本发明的高强度镁合金制备方法实现了高Al含量镁合金的在低于200℃条件下的塑性加工，具有广泛的启示意义。
3)本发明镁合金主要合金化元素Bi价格低廉，可降低合金的生产成本(稀土一般1000到5000元每公斤，而本专利所用的金属Bi每公斤只用100-200元左右)；
4)并且该发明合金具有良好的阻燃效果，在750℃以下浇铸和随后的固溶处理过程中无需气体保护，具有较好的阻燃性能。可提高生产过程的安全性，降低生产成本。
附图说明
为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明做进一步的展示。
图1为实施例1，2，3镁合金和对比例AZ31合金的室温拉伸试验应力应变曲线
图2为实施例1中得到的合金的显微组织照片，其中，图2a为低倍组织图；图2b为高倍组织图；
图3为实施例2中得到的合金的显微组织照片，其中，图3a为低倍组织图；图3b为高倍组织图；
图4为实施例3得到的合金的显微组织照片；其中，图4a为低倍组织图；图4b为高倍组织图；
图5为实施例3合金组织的TEM照片。
具体实施方式
下面通过具体实施例和附图对本发明(的技术方案)做进一步说明，以下实施例均在本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
选取三种合金成分Mg-7.3Al-2.7Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)(合金1)、Mg-8Al-2.0Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)(合金2)、Mg-7Al-3Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)(合金3)作为典型例子。
按照本发明的技术方案，以纯Mg(99.8wt％)锭、纯Bi(99wt％)块、纯Al(99wt％)块、Mg-20Ca(Ca实际检测含量为20.01wt％)中间合金以及Mg-30Y(Y实际检测含量为30.02wt％)中间合金为合金化原料，经熔炼制成低成本镁合金铸锭；将经过固溶处理、去皮、预挤压和降温轧制加工获得所发明和金。并对挤压棒材进行力学性能测试，实施例及对比例AZ31的室温力学性能测试结果见表1。
实施例1
(1)设计选取Mg-7.3Al-2.7Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：(Al元素和Bi元素质量之和为合金总质量的10％)
1)配料：以纯Mg(99.8wt％)锭、纯Bi(99wt％)块、纯Al(99.9wt％)块、Mg-20Ca以及Mg-30Y中间合金为原料，经过表面预处理后(如去除污物，氧化皮等，以下实施例同)，按上述镁合金的重量百分比为目标成分进行配料；
2)铸造：设定炉温720℃，缓慢加热，升温速率为30℃/min，同时将坩埚清理并放入炉中预热，待炉温达到720℃时，将预热到200℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，待其融化后，依次将预热到50℃的纯Bi块，和预热到200℃的纯Al块、Mg-20Ca中间合金以及Mg-30Y中间合金加入到镁熔液中；保温10分钟，然后搅拌5分钟，再在730℃下保温静置5分钟，使所有合金元素均匀分布于镁合金熔体中；以上从熔炼和保温过程中用CO2：SF6＝100:1(体积比)混合气体保护。最后采用金属模铸造，浇铸温度730℃，浇铸前模具预热到250℃，制备成合金铸锭；合金的浇注过程无需气体保护。
3)均匀化处理：先在415℃下固溶处理24h，然后在440℃温度下处理10小时，然后用50℃温水淬火处理；热处理过程无需气体保护。
4)机加工：车削加工去除步骤3)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；
5)挤压加工：用挤压机将步骤4)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度5m/min，挤压比25，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却。
6)将上步得到的挤压坯料，切割，然后在30分钟之内加热到300℃后，进行3道次降温轧制加工，道次变形量为20％，第一道次变形温度300℃，第二道次变形温度200℃，最后一道轧制前控制温度100℃，轧制加工结束后进行空冷。
(2)合金性能测试及微观组织分析
从所得合金上取样,加工成试棒,进行室温拉伸实验(本实验测试采用GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验中的室温试验方法。以下实施例均采用此方法),该实施例所得镁合金典型拉伸曲线如图1中所示，测得所得合金的抗拉强度达到413.9MPa，屈服强度达到361.4MPa，延伸率16.78％。(表1)。图1为本实施例所制得的Mg-7.3Al-2.7Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)镁合金的显微组织形貌，从图2(a)中可以看出,合金发生了完全再结晶，从图2(b)中可以看出,合金中有少量微米级的第二相存在，这些第二相为Mg3Bi2相，此外，从图2(b)可以看出动态再结晶晶粒有两种尺寸范围，一种尺寸在10μm左右，另一种再结晶晶粒分布在前一种再结晶晶粒周围，尺寸在1μm左右晶粒存在，并且，合金中有大量细小的析出相存在。合金组织细小的再结晶晶粒和动态析出相的存在是合金获得高强度和高塑性的原因。
实施例2
(1)设计选取Mg-8Al-2.0Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：(Al元素和Bi元素质量之和为合金总质量的10％)
1)配料：以纯Mg(99.8wt％)锭、纯Bi(99wt％)块、纯Al(99.9wt％)块、Mg-20Ca以及Mg-30Y中间合金为原料，经过表面预处理后，按上述镁合金的重量百分比为目标成分进行配料；
2)铸造：设定炉温720℃，缓慢加热，升温速率为30℃/min，同时将坩埚清理并放入炉中预热，待炉温达到720℃时，将预热到200℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，待其融化后，依次将预热到50℃的纯Bi块，和预热到200℃的纯Al块、Mg-20Ca中间合金以及Mg-30Y中间合金加入到镁熔液中；保温10分钟，然后搅拌5分钟，再在730℃下保温静置5分钟，使所有合金元素均匀分布于镁合金熔体中；以上从熔炼和保温过程中用CO2：SF6＝100:1(体积比)混合气体保护。最后采用金属模铸造，浇铸温度730℃，浇铸前模具预热到250℃，制备成合金铸锭；合金的浇注过程无需气体保护。
3)均匀化处理：先在415℃下固溶处理24h，然后在440℃温度下处理10小时，然后用50℃温水淬火处理；热处理过程无需气体保护。
4)机加工：车削加工去除步骤3)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；
5)挤压加工：用挤压机将步骤4)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度5m/min，挤压比25，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却。
6)将上步得到的挤压坯料，切割，然后在30分钟之内加热到300℃后，进行3道次降温轧制加工，道次变形量为20％，第一道次变形温度300℃，第二道次变形温度200℃，最后一道轧制前控制温度100℃，轧制加工结束后进行空冷。
(2)合金性能测试及微观组织分析
从所得合金上取样,加工成试棒,进行室温拉伸实验,该实施例所得镁合金典型拉伸曲线如图1中所示，测得所得合金的抗拉强度达到396.1MPa，屈服强度达到336.7MPa，延伸率18.95％。(表1)。图3为本实施例所制得的Mg-8Al-2.0Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)镁合金的显微组织形貌，与合金1的微观组织类似，从图3(a)中可以看出,合金发生了完全再结晶，从图3(b)中可以看出,合金中有少量微米级的第二相存在，这些第二相为Mg3Bi2相，此外，从图3(b)可以看出动态再结晶晶粒有两种尺寸范围，一种尺寸在10μm左右，另一种再结晶晶粒分布在前一种再结晶晶粒周围，尺寸在1μm左右晶粒存在，并且，合金中有大量细小的析出相存在。合金组织细小的再结晶晶粒和动态析出相的存在是合金获得高强度和高塑性的原因。
实施例3
(1)设计选取Mg-7Al-3Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)合金成分配比成镁合金，制备方法包括以下步骤：(Al元素和Bi元素质量之和为合金总质量的10％)
1)配料：以纯Mg(99.8wt％)锭、纯Bi(99wt％)块、纯Al(99.9wt％)块、Mg-20Ca以及Mg-30Y中间合金为原料，经过表面预处理后，按上述镁合金的重量百分比为目标成分进行配料；
2)铸造：设定炉温720℃，缓慢加热，升温速率为30℃/min，同时将坩埚清理并放入炉中预热，待炉温达到720℃时，将预热到200℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，待其融化后，依次将预热到50℃的纯Bi块，和预热到200℃的纯Al块、Mg-20Ca中间合金以及Mg-30Y中间合金加入到镁熔液中；保温10分钟，然后搅拌5分钟，再在730℃下保温静置5分钟，使所有合金元素均匀分布于镁合金熔体中；以上从熔炼和保温过程中用CO2：SF6＝100:1(体积比)混合气体保护。最后采用金属模铸造，浇铸温度730℃，浇铸前模具预热到250℃，制备成合金铸锭；合金的浇注过程无需气体保护。
3)均匀化处理：先在415℃下固溶处理24h,然后在440℃温度下处理10小时，然后用50℃温水淬火处理；热处理过程无需气体保护。
4)机加工：车削加工去除步骤3)所得合金铸锭表面的氧化层，并加工成适合挤压加工的尺寸；
5)挤压加工：用挤压机将步骤4)所得合金挤压成棒材，挤压时主要工艺参数：坯料温度300℃，挤压筒温度300℃，模具温度300℃，挤压速度5m/min，挤压比25，将变形坯料加热30分钟，达到所需挤压温度300℃，挤压材采用空冷冷却。
6)将上步得到的挤压坯料，切割，然后在30分钟之内加热到300℃后，进行3道次降温轧制加工，道次变形量为20％，第一道次变形温度300℃，第二道次变形温度200℃，最后一道轧制前控制温度100℃，轧制加工结束后进行空冷。
(2)合金性能测试及微观组织分析
从所得合金上取样,加工成试棒,进行室温拉伸实验,该实施例所得镁合金典型拉伸曲线如图1中所示，测得所得合金的抗拉强度达到422.1MPa，屈服强度达到370.7MPa，延伸率15.01％。(表1)。图1为本实施例所制得的Mg-7Al-3Bi-0.03Ca-0.02Y(wt％)镁合金的显微组织形貌，从图4(a)中可以看出,合金发生了完全再结晶，从图4(b)中可以看出,合金中有少量微米级的第二相存在，这些第二相为Mg3Bi2相，此外，从图4(b)可以看出动态再结晶晶粒有两种尺寸范围，一种尺寸在10μm左右，另一种再结晶晶粒分布在前一种再结晶晶粒周围，尺寸在1μm左右晶粒存在，并且，合金中有大量细小的析出相存在。为进一步观察其动态析出情况，如图5所示为合金3的TEM组织，从中可以看出合金中有大量的纳米级动态析出相，这些析出相为Mg17Al12相和Mg3Bi2相，其尺寸在50-200nm之间，呈球形或短棒状存在，合金组织细小的再结晶晶粒和动态析出相的存在是合金获得高强度和高塑性的原因。
对比例
由于商用AZ80合金和ZK60合金无法满足本发明的加工方法对其加工性能的要求，故而对比例选为一种目前商用镁合金：Mg-2.9Al-0.75Zn-0.3Mn(wt％)AZ31镁合金。对比例(在与实施例2相同加工条件下得到的AZ31合金)在拉伸试验中的典型应力应变曲线如图1所示。其抗拉强度为294.7MPa，屈服强度为257.5MPa，延伸率为16.52％(表1)。对比可见，本发明的新型镁合金在延伸率少量降低的情况下，抗拉和屈服强度得到极大程度提高，大大超过目前商用高强镁合金的强度，达到与大量添加稀土元素和大塑性变形后合金类似的效果，是一种非常有市场竞争力的新型低成本高强韧变形镁合金。
表1实施例及对比例的室温力学性能测试结果
综上所述，该合金为一种含有微量稀土的Mg-Al-Bi-Ca-Y合金该合金以Mg-Al-Bi为基础，将Al元素和Bi作为主要合金元素，并辅以Ca元素和Y元素进一步提升合金性能，该镁合金中含有Mg3Bi2相和Mg17Al12相两种强化相。综合挤压和降温轧制两种塑性变形的加工手段，在合金中获得内部含有大量位错的微米级变形晶粒和纳米级晶粒组成的双峰结构，与合金中少量微米级Mg3Bi2相和大量纳米级Mg17Al12相相互作用，显著提高合金的强韧性，从而开发出具有优异的室温力学性能的高强韧镁合金材料，其屈服强度360MPa左右，抗拉强度410MPa左右，延伸率15％以上。此外，合金表现出较好的阻燃效果。同时合金主要原材料及加工成本低廉，易实现大批量生产。
合金制备方法方面，本发明合金①在浇铸和热处理过程中，本发明无需保护气体保护，在大气氛围下可以直接浇铸，其他镁合金大多需要在真空或保护气体保护下进行浇铸和热处理，这也是合金具有一定阻燃性能的表现；②本发明采用挤压和降温轧制相结合的加工方法，最终实现合金在100-150℃范围内的低温轧制，而大部分镁合金需要在200℃以上进行塑性加工变形，故而本技术具有显著创新性。
上述实施例中所用的原材料和设备均通过公知的途径获得，所用的操作工艺是本技术领域的技术人员所能掌握的。
本发明未尽事宜为公知技术。

Claims (8)

1.一种低成本高强韧变形镁合金，其特征为该合金为Mg-Al-Bi-Ca-Y镁合金，其化学成分质量百分比为：Al 6.0~8.5wt%， Bi 1.5~4wt%，Ca 0.02~0.1wt%，Y 0.02~0.1 wt%，其余为镁及不可避免的杂质；并且，质量比Al和Bi元素的质量之和小于或等于合金总质量的10%。
2.如权利要求1所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为该方法包括以下步骤：
1) 纯Mg锭、纯Bi块、纯Al块Mg-Ca中间合金以及Mg-Y中间合金为原料，经表面预处理后，按所述的镁合金成分的质量百分比备料；
2) 将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，设定炉温710~750℃并保持，待其融化后，依次将预热到50~70℃的纯Bi块和预热到200~250℃的纯Al块、Mg-Ca中间合金以及Mg-Y中间合金加入到镁熔液中；保温5～15分钟，然后搅拌5～10分钟，再保温5~10分钟；最后采用金属模铸造或半连续铸造，制备成合金铸锭；
合金的熔化、搅拌和静置是在CO2和SF6的混合气体保护下进行的；
合金的浇注过程无需气体保护；
3) 将上步得到的合金铸锭进行固溶处理，固溶处理工艺为：先在400-415℃下固溶处理12-36h,然后在440~460℃温度下处理6~12小时，然后淬火处理；热处理过程无需气体保护；
4) 将上步得到的固溶处理后铸锭切割成相应的坯料并去皮；
5) 将上步得到的坯料在20~30分钟加热到270~400℃后，放入模具中进行挤压处理，挤压变形速度为0.1~10m/min，挤压比为8~30；挤压加工后进行空冷；
6) 将上步得到的挤压坯料，切割，然后在20~30分钟加热到T1(T1:250~350℃)后，进行多(n)道次（n：3~5）降温轧制加工，道次变形量为20%，最后一道轧制前控制温度Tn为100-150℃之间，中间每道次降温T℃(T=(T1-Tn)/(n-1))，轧制加工结束后进行空冷，最后得到所述的高强韧变形镁合金材料。
3.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的CO2和SF6的混合气体的组成为体积比为CO2：SF6 ＝50~100：1。
4.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的挤压模具为用于成形棒或板的模具。
5.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的轧辊形状为用于成形棒或板的轧辊。
6.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的步骤2）中的搅拌为机械搅拌或吹氩气搅拌。
7.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的Mg-Ca中间合金为Mg-20Ca中间合金。
8.如权利要求2所述的低成本高强韧变形镁合金的制备方法，其特征为所述的Mg-Y中间合金为Mg-30Y中间合金。
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