CN110129644B - 一种耐热可溶解镁合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种耐热可溶解镁合金及其制备方法和应用，以下原子百分数的元素组成：Lu 0.10％～8.00％、Ce 0.001～0.05％、Al 0.10％～0.60％、Ca 0.001％～0.50％、Cu 0.01％～1.00％、Ni 0.01％～1.00％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg‑Lu‑Al和Mg‑Ce‑Al。在150℃下具有良好的力学性能，在93℃、3％KCl溶液中的溶解速率为30‑100mg·cm‑2h‑1。
Description
技术领域
本发明属于金属材料制备技术领域，具体涉及一种耐热可溶解镁合金及其制备方法和应用。
背景技术
公开该背景技术部分的信息仅仅旨在增加对本发明的总体背景的理解，而不必然被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已经成为本领域一般技术人员所公知的现有技术。
目前，页岩油气开采过程中大多使用压裂技术，常用部件包括：桥塞和暂堵球等。这些部件兼具结构性和功能性——在压裂开采时，实现支撑或者压力控制功能；使用完毕后需要在地下水环境下自然溶解。一般情况下，相关部件采用可溶解金属材料制备，这避免了高成本、低效率的人工剔除过程，也消除了管道堵塞的可能。可溶解金属材料包括：铝合金和镁合金。由于铝合金在碱性溶液环境中会发生明显钝化，这在一定程度上限制了其更广泛的应用。
为满足不同油气田开采工况的需求，研究者通过合金化、改善成形工艺和热处理等方法制备了多种可溶解镁合金。专利201611015708.X《一种智能降解镁合金材料及其制备方法和应用》公开了一种Mg镁合金，含有Al、Zn、Sn、Ca、Gd、Dy、Y、Nd、La、Ce、Sr、Er、Zr、Ni、Ga、In、Fe、Cu等元素，通过熔炼、及特定的挤压铸造工艺加工获得相应产品。该合金产品抗拉强度≥200～250MPa，伸长率≥4～5％，抗压强度≥260～280MPa，主要用于石油、页岩气开采的井下工具。硕士论文《可溶镁合金力学性能及溶解性能试验研究》(张怀博，大连海事大学，2017)提供了一种Mg-Al-Zn镁合金，其提出当Al含量6.5％wt.时，获得的合金压缩强度和溶解性能最好，其抗压强度可达360～375MPa。然而，已公开的可溶镁合金专利大多未给出高温力学性能，而一些油气资源却是在较高的温度条件下开采的。
专利CN1050018812B《一种耐热镁合金及其制备方法》公开了一种Mg-Al-Sn-Sm合金，该合金在200℃下，抗拉强度≥206MPa，屈服强度≥162MPa；专利CN107574325A《一种MgCeMnSc耐热镁合金的制备方法》公开了一种合金具有良好的室温/高温抗拉性能和300℃高温抗蠕变性能；专利CN107119220B公开了一种Mg-Sm-Al-Sn-Si-Mn-Ag-Zn-Ca耐热合金，该合金也具有优异的高温抗拉强度和抗蠕变性能。
发明人发现，从已公开的文献中可以发现，已公开的耐热镁合金虽然高温力学性能较好，但又不具备可溶解性能，现有技术中的镁合金还无法同时获得良好的高温力学性能和可溶解性能。
发明内容
针对上述现有技术中存在的问题，本发明的一个目的是提供一种耐热可溶解镁合金及其制备方法。
为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：
一方面，一种耐热可溶解镁合金，以下原子百分数的元素组成：Lu 0.10％～8.00％、Ce 0.001～0.05％、Al 0.10％～0.60％、Ca 0.001％～0.50％、Cu 0.01％～1.00％、Ni 0.01％～1.00％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
其中，杂质元素指在制备合金的过程中由原料带入的不可避免的杂质元素，即存在于金属中的但并非有意加入或保留的金属或非金属元素。
该镁合金通过调节主元素Lu的含量以及Ce、Al、Ca、Cu、Ni的多元合金化得到耐热可溶解镁合金。
Lu元素在镁中具有较大固溶度，因而具有固溶强化的作用。适量Lu元素的加入可以显著细化铸锭晶粒尺寸，提高合金在高温环境下的延伸率。另外，Lu元素的固溶度随温度下降而显著降低，通过后续时效处理可以得到弥散的高熔点Lu5Mg24相，从而提高其高温强度和抗蠕变能力。晶粒尺寸对材料力学性能有较大影响：在高温使用情况下，为了提高金属塑性和韧性，一般要求采用细晶粒；而为了提高抗蠕变性能和强度，一般需要采用大晶粒。因此，本发明的合金可以结合晶粒尺寸调控得到在高温下具有高延伸率或者高强度的材料。
Ce、Al、Ca也具有明显细化晶粒的作用，并且Ce和Mg、Al可以分别形成Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相。Al还可以改善合金铸造过程的流动性，减少铸造缺陷。
Mg、Lu/Ce、Al两两原子对具有负混合焓，并且原子半径的大小顺序为：Lu/Ce>Mg>Al，因而本发明合金可以通过铸造和后续时效处理得到长周期堆垛有序(LPSO)相——Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al相，进一步提高合金的性能。
Cu、Ni可与镁形成分布于晶界和晶内的高熔点的金属间化合物(Mg2Cu和Mg2Ni)，通过调节二者的形态、尺寸和比例，可以获得良好的溶解性能。
在一些实施例中，一种耐热可溶解镁合金，由以下原子百分数的元素组成：Lu0.10％～4.00％、Ce 0.001～0.04％、Al 0.20％～0.50％、Ca 0.10％～0.40％、Cu 0.10％～0.50％、Ni 0.10％～0.50％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
在一些实施例中，一种耐热可溶解镁合金，以下原子百分数的元素组成：Lu0.50％、Ce 0.02％、Al 0.20％、Ca 0.10％、Cu 0.20％、Ni 0.10％，杂质元素＜0.20％，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
在一些实施例中，一种耐热可溶解镁合金，以下原子百分数的元素组成：Lu4.0％、Ce 0.04％、Al 0.50％、Ca 0.50％、Cu 0.40％、Ni 0.20％，杂质元素＜0.20％，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
第二方面，一种耐热可溶解镁合金的制备方法，具体步骤为：
将各种原料按比例混合，将得到的混合料进行熔炼、精炼得到熔体，将熔体进行浇铸得到铸锭，将铸锭进行均匀化处理得到坯料，塑性加工坯料，将得到的成形件经过时效强化处理后得到镁合金。
在一些实施例中，原料为纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金和Mg-Ni中间合金；优选的，原料为纯镁锭、纯铝锭、Mg-30wt.％Lu中间合金、Mg-30wt.％Ce中间合金、Mg-30wt.％Ca中间合金、Mg-30wt.％Cu中间合金和Mg-25wt.％Ni中间合金。
在一些实施例中，熔炼的温度为720-760℃；在一些实施例中，熔炼的时间为40-60min；优选为50-60min；进一步优选为60min。
在一些实施例中，精炼的时间为20-40min；优选为20min。
在一些实施例中，精炼后升温至780-800℃，并进行静置；优选的，精炼后升温至760℃；优选的，静置时间为30-40min；进一步优选为40min。
在一些实施例中，熔炼的过程中，对熔体进行搅拌，搅拌的时间为5-20min；优选的，搅拌时间为10-20min；进一步优选的，搅拌时间为10min。
在一些实施例中，精炼的过程可通过加入精炼剂或通过在精炼炉中吹入惰性保护气；优选的，惰性保护气为CO2+SF6混合气、氩气、氮气或氦气；进一步优选的，CO2+SF6混合气中CO2和SF6的体积比为200～400：1。
由于合金在熔炼过程中会不可避免的吸收和携带气体和产生夹杂物，这样会使合金的纯度降低，而通过精炼可排出产生的气体和夹杂物，提高合金的纯度和质量，精炼后的升温静置可使杂质快速上浮或下沉，进一步提高合金的纯度。
在一些实施例中，浇铸温度为680-700℃；优选为680℃。
降低浇铸温度，可以减少金属收缩量，减少缩孔缩松粗晶等缺陷的发生，进而提高材料的性能。
在一些实施例中，固溶处理的具体步骤为，将铸锭依次进行加热、保温、降温处理。
进一步的，在一些实施例中，加热的温度为480-540℃；优选为480℃。
进一步的，在一些实施例中，保温2-24h；优选为4-16h；进一步优选为10h。
进一步的，在一些实施例中，降温方式为风冷。
采用高温固溶处理工艺，一方面能使含稀土的高温相尽快固溶入镁基体中，均匀化后便于后续塑性加工；另一方面调节固溶时间，可以促进晶粒快速均匀长大，为得到耐热的不同尺寸等轴晶粒奠定基础。
在一些实施例中，塑性加工工艺为挤压、轧制或锻造。
进一步的，在一些实施例中，挤压成形的挤压温度为400-450℃。
进一步的，在一些实施例中，挤压比为4:1-60:1；优选为8：1-20：1。
进一步的，在一些实施例中，挤压速度为0.1-5.0m/min；优选为0.5-1.0m/min。
进一步的，在一些实施例中，轧制成形的开轧温度为450℃。
进一步的，在一些实施例中，终轧温度为380～400℃。
进一步的，在一些实施例中，道次压下量5％～15％。
进一步的，在一些实施例中，总压下率为50％～90％。
进一步的，在一些实施例中，轧制速度0.5～10m/min。
采用高温低变形速率加工成形时，动态再结晶以晶界弓出形核为主，这可以促进稳态动态再结晶发生，得到较高的再结晶体积分数和均匀的等轴晶，优化微观组织结构。
在一些实施例中，时效强化的温度为90-480℃；优选为160-200℃。
在一些实施例中，时效强化的时间为1-96h；优选为24-96h。
上述镁合金在制备桥塞和暂堵球中的应用。
本发明制备的镁合金具有耐热性和可溶解性，是桥塞或暂堵球具有更好的应用性能。
本发明的有益效果：
(1)本发明通过调节主元素Lu的含量以及Ce、Al、Ca、Cu、Ni的多元合金化，结合均匀化、塑性成形和时效处理工艺，可以制备不同性能的耐热可溶解镁合金。
(2)本发明通过适量Lu元素的加入可以显著细化铸锭晶粒尺寸，提高合金在高温环境下的延伸率。通过时效处理得到弥散的高熔点Lu5Mg24相，提高合金高温强度和抗蠕变能力。
(3)本发明在合金中加入适量的Ce、Al、Ca元素，可以细化铸锭晶粒，降低铸锭中Cu、Ni偏析，进而在晶粒内部和晶界上形成细小弥散的高熔点相——Mg2Cu和Mg2Ni，达到均匀溶解的目的；还可以促进Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg,Al)2Ca高温相的形成，提高高温力学性能。Al可以提高熔体的流动性，减少铸造缺陷。
(4)本发明中加入了Lu、Ce、Ca元素，在熔炼过程中这些元素可以与镁熔体形成致密的保护膜，减少氧化燃烧的发生，进而简化工艺流程。Ce和Ca元素的加入可以弱化镁合金的织构，降低材料的各向异性。
(5)本发明通过采用短时或长时固溶处理，在高温低变形速率条件下加工得到细小或较大尺寸等轴晶粒，再结合适宜的时效处理工艺析出长周期堆垛有序(LPSO)相——Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al相，制备出耐热高延伸率可溶解镁合金或者耐热高强度可溶解镁合金。
(6)本发明的耐热可溶解镁合金通过多种元素的微合金化，提高了材料的耐热性能和可溶解性能，在页岩油气开采等领域有较好的应用前景。
(7)本发明制备的耐热可溶解镁合金在150℃下具有良好的力学性能：150℃下的拉伸屈服强度超过室温拉伸屈服强度的90％以上，150℃下的延伸率超过室温延伸率；在93℃、3％KCl溶液中的溶解速率为30-100mg·cm-2h-1。
附图说明
构成本发明的一部分的说明书附图用来提供对本申请的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。
图1为实施例1镁合金的微观组织SEM图；
图2为实施例1镁合金的微观组织TEM图，长周期堆垛有序的LPSO相：(a)Mg-Lu-Al和(b)Mg-Ce-Al相。
图3为对比例2镁合金的微观组织金相图。
具体实施方式
应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本发明提供进一步的说明。除非另有指明，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。
需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本申请的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。下面结合实施例对本发明进一步说明
实施例1
本实施例所述的耐热可溶解镁合金为高延伸率慢速溶解材料，以下原子百分数的元素组成：Lu 0.40％、Ce 0.04％、Al 0.20％、Ca 0.01％、Cu 0.10％、Ni 0.05％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解合金的制备方法具体如下：
(1)按上述配比称重原料，上述原料采用纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ni中间合金；
(2)在CO2和SF6体积比为200：1的混合气体保护下，720℃熔炼，保温60min，搅拌10min，并精炼20min，精炼后升温至780℃，静置40min，在680℃浇注成半连续铸锭；
(3)取上述铸锭进行均匀化处理，在480℃下，保温时间4h；风冷冷却；之后切成相应的坯料并去皮；
(4)取上述坯料，经过挤压机在挤压温度为400℃、挤压比为8、挤压速度为1m/min条件下，挤压成棒材；
(5)取上述的棒材，进行时效强化处理，时效强化处理温度为170℃，时间为24h，进一步提高其强度，得到本实施例所述的高延伸率耐热可溶解合金。
由图1中可以看出，镁合金的微观组织中含有Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni高温相，由图2的TEM照片中，可以发现镁合金的微观组织中形成了长周期堆垛有序(LPSO)相——Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al相。
实施例2
本实施例所述的耐热可溶解镁合金为高延伸率慢速溶解材料，以下原子百分数的元素组成：Lu 0.10％、Ce 0.001％、Al 0.10％、Ca 0.001％、Cu 0.01％、Ni 0.01％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解合金的制备方法具体如下：
(1)按上述配比称重原料，上述原料采用纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ni中间合金；
(2)在CO2和SF6体积比为200：1的混合气体保护下，720℃熔炼，保温50min，搅拌10min，并精炼30min，精炼后升温至780℃，静置30min，在680℃浇注成半连续铸锭；
(3)取上述铸锭进行均匀化处理，在480℃下，保温时间2h；风冷冷却；之后切成相应的坯料并去皮；
(4)取上述坯料，经过挤压机在挤压温度为400℃、挤压比为20、挤压速度为0.5m/min条件下，挤压成棒材；
(5)取上述的棒材，进行时效强化处理，时效强化处理温度为160℃，时间为36h，进一步提高其强度，得到本实施例所述的高延伸率耐热可溶解合金。
实施例3
本实施例所述的耐热可溶解镁合金为高强度快速溶解材料，以下原子百分数的元素组成：Lu 8.00％、Ce 0.05％、Al 0.60％、Ca 0.50％、Cu 1.00％、Ni 1.00％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解合金的制备方法具体如下：
(1)按上述配比称重原料，上述原料采用纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ni中间合金；
(2)在CO2和SF6体积比为400：1的混合气体保护下，760℃熔炼，保温60min，搅拌20min，并精炼20min，精炼后升温至800℃，静置30min，在700℃浇注成半连续铸锭；
(3)取上述铸锭进行均匀化处理，在540℃下，保温时间16h；风冷冷却；之后切成相应的坯料并去皮；
(4)取上述坯料，经过挤压机在挤压温度为450℃、挤压比为8、挤压速度为0.5m/min条件下，挤压成棒材；
(5)取上述的棒材，进行时效强化处理，时效强化处理温度为200℃，时间为48h，进一步提高其强度，得到本实施例所述的高强度耐热可溶解合金。
实施例4
本实施例所述的耐热可溶解镁合金为高强度快速溶解材料，以下原子百分数的元素组成：Lu 4.00％、Ce 0.03％、Al 0.20％、Ca 0.20％、Cu 0.80％、Ni 0.80％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解合金的制备方法具体如下：
(1)按上述配比称重原料，上述原料采用纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金、Mg-Ni中间合金；
(2)在CO2和SF6体积比为400：1的混合气体保护下，760℃熔炼，保温50min，搅拌15min，并精炼30min，精炼后升温至800℃，静置35min，在700℃浇注成半连续铸锭；
(3)取上述铸锭进行均匀化处理，在540℃下，保温时间12h；风冷冷却；之后切成相应的坯料并去皮；
(4)取上述坯料，经过挤压机在挤压温度为450℃、挤压比为10、挤压速度为0.5m/min条件下，挤压成棒材；
(5)取上述的棒材，进行时效强化处理，时效强化处理温度为180℃，时间为96h，进一步提高其强度，得到本实施例所述的高强度率耐热可溶解合金。
实施例5
本实施例所述的耐热可溶解镁合金为高强度快速溶解材料，以下原子百分数的元素组成：Lu 3.50％、Ce 0.03％、Al 0.40％、Ca 0.40％、Cu 0.20％、Ni 0.60％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例4相同。
对比例1
对比合金为铸态AZ91D镁合金，该合金的化学成分为：Mg-9.0wt％、Al-0.80wt％、Zn-0.3wt％、Mn-0.025wt％Cu，合金配料(原料为：纯镁锭、纯铝锭、纯锌锭、Mg-Mn中间合金、Mg-Cu中间合金)；在CO2+SF6混合气体(体积比为100:1)保护条件下，在720℃熔炼，保温60min，搅拌5min，并精炼20min，精炼后升温至760℃静置40min，在700℃浇注成铸锭。
对比例2
与实施例1的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Ce0.04％、Al 0.20％、Ca 0.01％、Cu 0.10％、Ni 0.05％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例1相同。
由图3中可以看出，所得到的镁合金微观组织中，没有Lu5Mg24高温相，因而相比于实施例1，高温性能较低。
对比例3
与实施例1的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Lu0.40％、Cu 0.10％、Ni 0.05％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例1相同。
对比例4
与实施例1的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Lu0.40％、Ce 0.04％、Al 2.20％、Ca1.0％、Cu 0.10％、Ni 0.05％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例1相同。
对比例5
与实施例3的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Lu9.0％、Ce 0.2％、Al 2.0％、Ca 0.40％、Cu 1.20％、Ni 1.10％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例3相同。
对比例6
与实施例4的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Lu4.0％、Ce 0.03％、Al 2.0％、Ca 0.40％、Cu 0.20％、Ni 0.60％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例4相同。
对比例7
与实施例4的区别在于，本对比例的镁合金以下原子百分数的元素组成：Lu9.0％、Ca 0.40％、Cu 0.20％、Ni 0.60％，杂质元素＜0.30％，其余为Mg。
本实施例所述的耐热可溶解镁合金的制备方法与实施例4相同。
对比例8
本对比例的镁合金元素组成与实施例1相同，不同之处在于制备方法，本对比例的镁合金制备过程中，不对得到的铸锭进行均匀化处理。
对比例9
本对比例的镁合金元素组成与实施例1相同，不同之处在于制备方法，本对比例的镁合金制备中，挤压温度为450℃、挤压比为10、挤压速度为40m/min的条件下，挤压成棒材。
对比例10
本对比例的镁合金元素组成与实施例4相同，不同之处在于制备方法，本对比例的镁合金制备过程中，不对得到的棒材进行时效强化处理。
对上述实施例的耐热可溶解镁合金和对比例的镁合金进行晶粒尺寸统计、力学性能测试和溶解性能测试。晶粒尺寸统计方法依据GBT6394-2002执行，室温拉伸力学性能测试方法依据GB T 228.1-2010执行，高温拉伸力学性能测试方法依据GB T 228.2-2015执行，溶解性能测试条件为：将φ20×20mm的试样置于93℃的质量分数为3％KCl水溶液中，测试每小时溶解的重量。溶解速率为：溶解的重量/(试样表面积×时间)。相关结果如表1所示。
表1镁合金晶粒尺寸、室温力学性能、高温力学性能以及高温溶解速率
由力学性能测试结果可以看出，本发明制备的耐热可溶解镁合金在150℃下具有良好的力学性能：150℃下的拉伸屈服强度超过室温拉伸屈服强度的90％以上，150℃下的延伸率超过室温延伸率；在93℃、3％KCl溶液中的溶解速率为30-100mg·cm-2h-1。
与对比例1的镁合金相比，本发明的耐热可溶解镁合金的溶解速率明显远高于对比例1的镁合金。
对比例2、3、4镁合金的制备方法与实施例1相同，但Lu、Ce、Al、Ca的元素含量不在本发明的含量范围内，因而其高温力学性能比室温性能大幅度降低。
对比例5、6、7镁合金的制备方法与实施例3、4相同，但Ce、Al、Ca的元素含量不在本发明的含量范围内，因而其高温力学性能也比室温性能大幅度降低。
对比例8、9、10镁合金的成分分别与实施例1、4相同，但制备工艺与本发明要求不同，因而其高温力学性能也比室温性能大幅度降低。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (13)
1.一种耐热可溶解镁合金，其特征在于：以下原子百分数的元素组成：Lu 0.10%~8.00%、Ce 0.001~0.05%、Al 0.10%~0.60%、Ca 0.001%~0.50%、Cu 0.01%~1.00%、Ni 0.01%~1.00%，杂质元素＜0.30%，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg, Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al；
制备方法为：
将各种原料按比例混合，将得到的混合料进行熔炼、精炼得到熔体，将熔体进行浇铸得到铸锭，将铸锭进行均匀化处理得到坯料，塑性加工坯料，将得到的成形件经过时效强化处理后得到镁合金；
其中，
原料为纯镁锭、纯铝锭、Mg-Lu中间合金、Mg-Ce中间合金、Mg-Ca中间合金、Mg-Cu中间合金和Mg-Ni中间合金；
熔炼的温度为720-760℃；
熔炼的时间为40-60min；
熔炼的过程中，对熔体进行搅拌，搅拌的时间为5-20min；
精炼的过程加入精炼剂或在精炼炉中吹入惰性保护气；
精炼的时间为20-40min；
精炼后升温至780-800℃，并静置30-40min；
浇铸温度为680-700℃；
均匀化处理的具体步骤为，将铸锭依次进行加热、保温、降温处理；
加热的温度为480-540℃，保温时间为2-24h，降温方式为风冷；
塑性加工工艺为挤压、轧制或锻造；
挤压成形的挤压温度为400-450℃；
挤压比为4:1-60:1；
挤压速度为0.1-5.0m/min；
轧制成形的开轧温度为450℃；
终轧温度为380~400℃；
道次压下量5%~15%；
总压下率为50%~90%；
轧制速度0.5~10m/min；
时效强化的温度为90-480℃；
时效强化的时间为1-96h。
2.根据权利要求1所述的镁合金，其特征在于：以下原子百分数的元素组成：Lu 0.10%~4.00%、Ce 0.001~0.04%、Al 0.20%~0.50%、Ca 0.10%~0.40%、Cu 0.10%~0.50%、Ni 0.10%~0.50%，杂质元素＜0.30%，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg, Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
3.根据权利要求1所述的镁合金，其特征在于：以下原子百分数的元素组成：Lu 0.50%、Ce 0.02%、Al 0.20%、Ca 0.10%、Cu 0.20%、Ni 0.10%，杂质元素＜0.20%，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg, Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
4.根据权利要求1所述的镁合金，其特征在于：以下原子百分数的元素组成：Lu 4.0%、Ce 0.04%、Al 0.50%、Ca 0.50%、Cu 0.40%、Ni 0.20%，杂质元素＜0.20%，其余为Mg，镁合金中形成Lu5Mg24、Mg2Cu、Mg2Ni、Mg12Ce、Al11Ce3和(Mg, Al)2Ca高温相，以及长周期堆垛有序的LPSO相Mg-Lu-Al和Mg-Ce-Al。
5.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：原料为纯镁锭、纯铝锭、Mg-30wt.%Lu中间合金、Mg-30wt.%Ce中间合金、Mg-30wt.%Ca中间合金、Mg-30wt.%Cu中间合金和Mg-25wt.%Ni中间合金。
6.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：熔炼的时间为50-60min。
7.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：熔炼的搅拌时间为10-20min。
8.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：精炼过程中，惰性保护气为CO2+SF6混合气、氩气、氮气或氦气。
9.根据权利要求8所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：CO2+SF6混合气中CO2和SF6的体积比为200~400：1。
10.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：均匀化处理过程中，加热的温度为480℃。
11.根据权利要求1所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：均匀化处理过程中，保温时间为4-16h。
12.根据权利要求11所述的耐热可溶解镁合金，其特征在于：均匀化处理过程中， 保温时间为10h。
13.权利要求1-12任一项所述的镁合金在制备桥塞、暂堵球中的应用。
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