CN115896572B - 高强韧高速溶解的镁合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高强韧高速溶解的镁合金及其制备方法，该镁合金按照质量百分含量计包括以下组分：0.2％～1.2％的Ca元素、总含量为2％～5％的X元素和总含量为0.1％～0.6％的Y元素，余量为Mg元素，X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种，Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种。其制备方法包括取所需原材料，依次通过混合均匀、熔化、精炼、浇铸、均匀化处理、热变形、时效处理或蠕变时效处理，得到镁合金。本发明镁合金同时具备高强韧性与高溶解速率，是一种性能优异的新型镁合金，其制备方法具有工艺简单、操作方便、生产效率高等优点，适合于大规模制备，便于工业化应用。

Description

高强韧高速溶解的镁合金及其制备方法

技术领域

本发明属于有色金属材料及加工技术领域，涉及一种兼具高强韧性与高溶解速率的镁合金及其制备方法。

背景技术

根据镁合金因易腐蚀的特点，在包括石油开采在内的众多工业领域中已对可溶解镁合金提出了极大需求。为增加镁合金的溶解速率，常规方法是添加高含量Ni、Cu、Ti等元素与Mg基体形成晶界化合物，但是上述元素的添加通常会使镁合金的塑性下降、脆性上升，导致最终强度难以达到预期。另一方面，不含晶界化合物的镁合金，可根据Hall-Petch关系，采用晶粒细化的手段增强增韧，但其耐腐蚀能力也获得提升，导致这类高强韧镁合金不具备溶解能力，因而少有研究人员通过该方法提高镁合金的溶解能力。另外，至今为止，尚未有同时提高镁合金韧性与溶解速率的有效方法。因此，获得一种兼具高强韧性与高溶解速率的镁合金以及与之匹配的工艺简单、操作方便、生产效率高的制备方法，对于扩大镁合金的广泛应用具有十分重要意义。

发明内容

本发明需要解决的技术问题是克服现有技术的不足，提供一种兼具高强韧性与高溶解速率的镁合金及其制备方法。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

一种高强韧高速溶解的镁合金，所述镁合金按照质量百分含量计包括以下组分：0.2％～1.2％的Ca元素、总含量为2％～5％的X元素和总含量为0.1％～0.6％的Y元素，余量为Mg元素；所述X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种；所述Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述X元素的总含量≥Ca元素含量的3倍。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述Ca元素含量≥Y元素总含量的2倍。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述镁合金中包含细晶和粗晶，所述细晶呈链条状分布于粗晶之间；所述细晶的晶粒尺寸≤20μm；所述镁合金中细晶的体积百分比为10％～40％；所述镁合金中细晶晶界处存在无析出带。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述细晶的晶粒尺寸≤10μm；所述镁合金中细晶的体积百分比为10％～30％。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述镁合金中粗晶晶界处存在MgY相；所述镁合金中细晶与粗晶内部都含MgX相。

上述的高强韧高速溶解的镁合金，进一步改进的，所述镁合金中细晶的基面滑移Schmid因子≥0.35。

作为一个总的技术构思，本发明还提供了一种高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，采用以下任意一种方式制备高强韧高速溶解的镁合金；

方式一，包括以下步骤：

S1、按照镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭；

S2、对铸锭进行均匀化处理；所述均匀化处理的温度为400℃～490℃；所述均匀化处理的时间为6小时～48小时；

S3、对均匀化处理的材料进行热变形；所述热形变的温度为350℃～490℃；所述热变形可分为一个道次或多个道次，总变形量为真应变的0.2～0.6；

S4、对热变形后的材料进行时效处理，得到高强韧高速溶解的镁合金；所述时效处理的温度为150℃～250℃；所述时效处理的时间为6小时～72小时。

方式二，包括以下步骤：

(1)按照镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭；

(2)对铸锭进行均匀化处理；所述均匀化处理的温度为400℃～490℃；所述均匀化处理的时间为6小时～48小时；

(3)对均匀化处理的材料进行热变形；所述热形变的温度为350℃～490℃；所述热变形可分为一个道次或多个道次，总变形量为真应变的0.2～0.4；

(4)对热变形后的材料进行蠕变时效处理，得到高强韧高速溶解的镁合金；所述蠕变时效处理的温度为150℃～250℃；所述蠕变时效处理的真应变为0.1～0.9。

上述的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，进一步改进的，所述镁合金中按照质量百分含量计包括以下组分：0.2％～1.2％的Ca元素、总含量为2％～5％的X元素和总含量为0.1％～0.6％的Y元素，余量为Mg元素；所述X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种；所述Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种。

上述的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，进一步改进的，当X元素总含量≥4％和/或Y元素包含多种元素时，采用方式一制备高强韧高速溶解的镁合金。

上述的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，进一步改进的，当Ca元素含量≤0.6％和/或X元素中的Nd、Sm总含量≤Zn含量时，采用方式二制备高强韧高速溶解的镁合金。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

(1)针对晶界无析出带通常会损害镁合金强韧性、加速镁合金腐蚀速率的特点，以及由此导致的现有镁合金不能同时具备高强韧性与高溶解速率的缺陷，本发明中，化害为利，创造性的提出了一种高强韧高速溶解的镁合金，通过添加总含量为0.1％～0.6％的Y元素(Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种)，使得少量的Cu、Ni和Sr元素即可与Mg基体形成晶界化合物，进而使镁合金获得与水快速发生反应的能力，若该类元素总含量低于0.1％，则晶界化合物数量严重不足，镁合金溶解反应将会中断，若该类元素总含量高于0.6％，则晶界化合物数量过多，镁合金极易发生脆性断裂；同时，通过添加0.2％～1.2％的Ca元素，有利于形成晶粒尺寸小的细晶，从而可以使镁合金内部细晶呈链条状分布于粗晶间的不均匀组织，形成不均匀的微观结构，此时利用细晶及其高Schmid因子提升镁合金塑性，以及利用粗晶与细晶界面间的应变不协调性提升镁合金强度，若Ca元素含量低于0.2％，则无法发挥抑制细晶长大的特性，若Ca元素含量高于1.2％，因其含量超过其在Mg基体中的固溶极限，会形成大尺寸MgCa晶界化合物，损害镁合金塑性；进一步的，通过添加总含量为2％～5％的X元素(X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种)，其中X元素在Mg基体中的固溶极限不超过6％，使得镁合金更易产生析出强化和晶界无析出带，此时在细晶晶界处诱发更多的无析出带，这些无析出带彼此相连，形成了多条不均匀的腐蚀通道，进而通过不均匀腐蚀加速镁合金在水中的溶解速率，若该类元素总含量低于2％，则因含量过低，导致元素扩散速率下降，无法在细晶晶界处形成无析出带，损害镁合金的溶解速率，若该类元素总含量高于5％，则因含量过高，在大多数粗晶的晶界处也会形成无析出带，损害镁合金强度。本发明中，作为微电偶阴极的晶界化合物都富集在粗晶晶界上，保障了细晶晶界的韧性、避免细晶-细晶和粗晶-细晶间的晶间断裂，改善了镁合金的强韧性，此时，充足的粗晶晶界化合物，辅以细晶晶界处的无析出带，极大加速了镁合金与水发生溶解反应的速率，由此获得了一种同时具备高强韧性与高溶解速率的镁合金，该镁合金在室温的抗拉强度≥260MPa，屈服强度≥180MPa，延伸率≥10％，在50℃水中的溶解速率≥20mg·cm^-2·h^-1，是一种性能优异的新型镁合金。另外，本发明不需要添加大量的过渡族元素(如Fe、Co、Ni、Cu、In等)，仅少量的Cu、Ni和Sr元素即可与Mg基体形成晶界化合物，节约了过渡族元素的添加成本，同时，采用的Ca元素和Zn元素价格相对低廉，而且采用的Nd元素和Sm元素均为轻稀土，能够在用量更少的前提下产生析出强化和晶界无析出带，大幅降低了高强韧高速溶解的镁合金的开发成本。

(2)本发明的镁合金中，通过优化X元素的总含量≥Ca元素含量的3倍，既能加速细晶晶界处无析出带的形成，也能增加析出强化，更有利于获得高强韧高速溶解的镁合金。同时，通过优化Ca元素含量≥Y元素总含量的2倍，能抑制制备过程细晶的粗化，更有利于获得高强韧高速溶解的镁合金。

(3)本发明的镁合金中，通过优化细晶的晶粒尺寸≤20μm，以及其在镁合金中的体积百分比为10％～40％，更有利于形成不均匀的微观结构，以及在细晶晶界处形成更多的无析出带。特别的，当细晶的晶粒尺寸≤10μm，且其在镁合金中的体积百分比为10％～30％时，镁合金内部组织更加不均匀，细晶对镁合金强韧性的贡献更高，同时无析出带与细晶的尺寸比值更大，镁合金溶解速率更高，可见，本发明镁合金不需要极高的细晶百分数，也能利用不均匀的微观结构实现镁合金的强韧化，以及不需要添加大量的Cu、Ni、Sr等元素，也能利用细晶晶界处的无析出带形成的不均匀的腐蚀通道，实现镁合金在水中的快速溶解。另外，通过优化细晶基面滑移Schmid因子≥0.35，使镁合金具备更高的塑性，有利于其强韧化。

(4)本发明的镁合金中，镁合金中粗晶晶界处存在MgY相，能在细晶被快速腐蚀的基础上，进一步加速粗晶的腐蚀速度；同时，镁合金中细晶与粗晶内部都含MgX相，析出强化能进一步增加镁合金强度。

(5)本发明还提供了一种高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，按照镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，并依次通过混合均匀、熔化、精炼、浇铸、均匀化处理、热变形、时效处理或蠕变时效处理，即可制备得到同时具备高强韧性与高溶解速率的镁合金。本发明制备方法中，不需要采用剧烈塑性变形实现高程度的晶粒细化，既能节省能耗，又能提高加工效率，也便于制备大规格部件，同时利用时效(即静态时效)或蠕变时效(即应力诱导的动态时效)产生析出强化效应，既能精准地在细晶晶界诱发无析出带，又能避免在粗晶晶界产生无析出带，实现了微观结构的精细调控，也成功制备出同时具备高强韧特性和高速溶解特性的镁合金。同时本发明制备方法具有工艺简单、操作方便、生产效率高等优点，适合于大规模制备，便于工业化应用。

附图说明

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整的描述。

图1为本发明实施例1中制备的高强韧高速溶解的镁合金的金相图。

图2为本发明实施例1中制备的高强韧高速溶解的镁合金的SEM图。

图3为对比例1中制备的镁合金的金相图。

图4为对比例1中制备的镁合金的SEM图。

具体实施方式

以下结合说明书附图和具体优选的实施例对本发明作进一步描述，但并不因此而限制本发明的保护范围。

以下实施例中，若无特别说明，所采用的材料和仪器均为市售。所采用工艺为常规工艺，所采用设备为常规设备，且所得数据均是三次以上重复实验的平均值。

实施例1

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分比计，含有以下组分：1.2％的Ca元素、3％的Sm元素、0.2％的Cu元素、0.1％的Sr元素，余量为Mg元素。

一种上述本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：按镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭。

S2、对铸锭进行均匀化处理，其中均匀化处理的温度为460℃，时间为48小时。

S3、对均匀化处理的材料进行热变形，其中热形变的温度为430℃，变形仅用1个道次，总变形量为真应变的0.2。

S4、对热变形后的材料进行蠕变时效处理，其中蠕变时效处理的温度为250℃，真应变为0.2，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-1.2Ca-3Sm-0.2Cu-0.1Sr合金，标记为1号样品。

图1为本发明实施例1中制备的高强韧高速溶解的镁合金的金相图。由图1可知，该高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为15μm、体积百分比为25％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织(微观结构)。

图2为本发明实施例1中制备的高强韧高速溶解的镁合金的SEM图。由图2可知，该高强韧高速溶解的镁合金中含有粗晶和细晶，其中细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu和MgSr化合物，细晶与粗晶内部都包含MgSm相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.41。

对比例1

一种镁合金，按质量百分含量计，含2％的Ca元素、3％的Sm元素、0.2％的Cu元素、0.1％的Sr元素，余量为Mg元素。

该镁合金的制备方法，与实施例1相同，所得镁合金简称为Mg-2Ca-3Sm-0.2Cu-0.1Sr合金，标记为2号样品。

图3为对比例1中制备的镁合金的金相图。由图3可知，对比例1制备的镁合金中，细晶晶粒尺寸为8μm、体积百分比为5％，细晶没有形成链条状分布。

图4为对比例1中制备的镁合金的SEM图。由图4可知，对比例1制备的镁合金中，细晶晶界处不存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCa、MgCu和MgSr化合物，细晶与粗晶内部都包含MgSm相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.47。

对比例2

一种镁合金，按质量百分含量计，含1.2％的Ca元素、3％的Sm元素、0.8％的Cu元素、0.4％的Sr元素，余量为Mg。

该镁合金的制备方法，与实施例1相同，所得镁合金简称为Mg-1.2Ca-3Sm-0.8Cu-0.4Sr合金，标记为3号样品。

测试结果表明：对比例2制备的镁合金中，细晶晶粒尺寸为12μm、体积百分比为7％，细晶晶界处不存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu和MgSr化合物，细晶与粗晶内部都包含MgSm相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.45。

将实施例1、对比例1、对比例2中制备的3种镁合金在室温进行单向拉伸试验、在50℃进行水溶试验，结果如表1所示。

表1

由表1可知，实施例1中制备的镁合金(1号样品)同时具备高强韧性与高溶解速率；然而，对比例1中制备的镁合金(2号样品)，因Ca含量过高，导致再结晶被抑制、细晶数量不足，无法形成无析出带，降低了镁合金在水中的溶解速率；同时，对比例2中制备的镁合金(3号样品)，因Cu和Sr总含量过高，导致粗晶晶界处的化合物数量增加，抑制了再结晶，无法形成无析出带，损害了镁合金的溶解速率，同时，大量的化合物也引起镁合金发生脆断。

实施例2

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分含量计，含0.8％的Ca元素、0.5％的Nd元素、2％的Zn元素、0.2％的Ni元素，余量为Mg元素。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：按镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭。

S2、对铸锭进行均匀化处理，其中均匀化处理的温度为490℃，时间为36小时；

S3、对均匀化处理的材料进行热变形，其中热形变的温度为360℃，变形分为4个道次，总变形量为真应变0.4。

S4、对热变形后的材料进行蠕变时效处理，其中蠕变时效处理的温度为190℃，真应变为0.8，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-0.8Ca-0.5Nd-2Zn-0.2Ni合金，标记为4号样品。

测试结果表明：实施例2中制备的高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为8μm、体积百分比为20％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织(微观结构)，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.39。

实施例3

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分含量计，含0.8％的Ca元素、0.5％的Nd元素、1.2％的Zn元素、0.2％的Ni元素，余量为Mg元素。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，与实施例2相同。

本实施例中制备的镁合金，简称Mg-0.8Ca-0.5Nd-1.2Zn-0.2Ni合金，标记为5号样品。

测试结果表明：该镁合金中，细晶晶粒尺寸为18μm、体积百分比为35％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.36。

实施例4

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分含量计，含0.8％的Ca元素、0.5％的Nd元素、2％的Zn元素、0.6％的Ni元素，余量为Mg元素。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，与实施例2相同。

本实施例中制备的镁合金，简称Mg-0.8Ca-0.5Nd-2Zn-0.6Ni合金，标记为6号样品。

测试结果表明：该镁合金中，细晶晶粒尺寸为10μm、体积百分比为15％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.30。

对比例3

一种镁合金，按质量百分含量计，含0.8％的Ca元素、0.5％的Nd元素、0.2％的Ni元素，余量为Mg元素。

该镁合金的制备方法，与实施例2相同。

所得Mg-0.8Ca-0.5Nd-0.2Ni合金，标记为7号样品。

测试结果表明：该镁合金中，细晶晶粒尺寸为6μm、体积百分比为50％，细晶晶界处不存在无析出带，粗晶和细晶晶界处都存在MgNi化合物，细晶与粗晶内部不存在析出相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.33。

对比例4

一种镁合金，按质量百分含量计，含0.5％的Nd元素、2％的Zn元素、0.2％的Ni元素，余量为Mg元素。

该镁合金的制备方法，与实施例2相同。

所得Mg-0.5Nd-2Zn-0.2Ni合金，标记为8号样品。

测试结果表明：该镁合金中，细晶晶粒尺寸为23μm、体积百分比为70％，细晶晶界处不存在无析出带，粗晶和细晶晶界处都存在MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.31。

将实施例2-4以及对比例3-4中获得的5种镁合金在室温进行单向拉伸试验、在50℃进行水溶试验，结果如表2所示。

表2

由表2可知，实施例2中制备的镁合金(4号样品)同时具备高强韧性与高溶解速率；实施例3中制备的镁合金(5号样品)，因Zn含量减少，导致无析出带数量下降，溶解速率降低；实施例4中制备的镁合金(6号样品)，因Ni含量增加，使粗晶晶界处MgNi化合物数量增加，导致镁合金塑性下降；对比例3中制备的镁合金(7号样品)，因X类元素含量过低，原子扩散不充分，无法形成无析出带和晶内析出相，导致强韧性和溶解速率同步下降；对比例4中制备的镁合金(8号样品)，因不含Ca元素，导致晶粒易长大，使强韧性大幅下降。

实施例5

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分含量计，含1％的Ca元素、3.5％的Nd元素、0.5％的Sm元素、0.5％的Zn元素、0.3％的Cu元素、0.1％的Ni元素，余量为Mg元素。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：按镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭。

S2、对铸锭进行均匀化处理，其中均匀化处理的温度为400℃，时间为24小时。

S3、对均匀化处理的材料进行热变形，其中热形变的温度为400℃，变形分为1个道次，总变形量为真应变0.6。

S4、对热变形后的材料进行时效处理，其中时效处理的温度为150℃，时间为60小时，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-1Ca-3.5Nd-0.5Sm-0.5Zn-0.3Cu-0.1Ni合金，标记为9号样品。

测试结果表明：实施例5中制备的高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为10μm、体积百分比为17％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu和MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgNd相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.42。

实施例6

一种高强韧高速溶解的镁合金，其成分与实施例5相同。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：与实施例5相同。

S2、均匀化处理：与实施例5相同。

S3、热变形：与实施例5相同。

S4、蠕变时效处理：温度为150℃，真应变为0.9，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-1Ca-3.5Nd-0.5Sm-0.5Zn-0.3Cu-0.1Ni合金，标记为10号样品。

测试结果表明：实施例6中制备的高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为10μm、体积百分比为17％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶和粗晶晶界处都存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu和MgNi化合物，细晶与粗晶内部都包含MgNd相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.40。

对比例5

一种镁合金，其成分与实施例5相同。

该镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：与实施例5相同。

S2、均匀化处理：与实施例5相同。

S3、热变形的温度为500℃，变形分为1个道次，总变形量为真应变0.8。

S4、与实施例5相同。

所得Mg-1Ca-3.5Nd-0.5Sm-0.5Zn-0.3Cu-0.1Ni合金，标记为11号样品。

测试结果表明：对比例5中制备的镁合金中，细晶晶粒尺寸为25μm、体积百分比为80％，细晶和粗晶晶界处都存在无析出带，粗晶晶界处不存在化合物，细晶与粗晶内部都不存在MgNd相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.38。

对比例6

一种镁合金，其成分与实施例5相同。

该镁合金的制备方法，包括：

S1、熔炼浇铸：与实施例5相同。

S2、均匀化处理：与实施例5相同。

S3、热变形：与实施例5相同；

S4、时效处理：温度为150℃，时间为90小时。

所得Mg-1Ca-3.5Nd-0.5Sm-0.5Zn-0.3Cu-0.1Ni合金，标记为12号样品

测试结果表明：对比例6中制备的镁合金中，细晶晶粒尺寸为10μm、体积百分比为17％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处不存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu和MgNi化合物，粗晶内部都包含MgNd相而细晶内部不存在析出相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.42。

将实施例5-6及对比例5-6中获得的4种镁合金在室温进行单向拉伸试验、在50℃进行水溶试验，结果如表3所示。

表3

由表3可知，实施例5中制备的镁合金(9号样品)同时具备高强韧性与高溶解速率；实施例6中制备的镁合金(10号样品)，因采用蠕变时效制备镁合金，导致粗晶晶界处也形成无析出带，引起强韧性下降，这说明当X元素总含量≥4％时，或当Y元素包含多种元素时，S4步骤中采用时效处理，能更好地避免制备过程中加工硬化所引起的脆性开裂。对比例5中制备的镁合金(11号样品)，因热变形的温度和应变都过高，导致再结晶程度过大，晶界处的化合物破碎溶解，引起镁合金严重软化和溶解速率明显下降；对比例6中制备的镁合金(12号样品)，因时效时间过长，导致细晶内部析出相溶解，即细晶晶界处不存在无析出带、析出强化效应减弱，使溶解速率大幅下降。

实施例7

一种高强韧高速溶解的镁合金，按质量百分含量计，含0.3％的Ca元素、0.5％的Sm元素、2.5％的Zn元素、0.2％的Cu元素，余量为Mg元素。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1、熔炼浇铸：按镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭。

S2、均匀化处理：对铸锭进行均匀化处理，其中均匀化处理的温度为440℃，时间为12小时。

S3、热形变：对均匀化处理的材料进行热变形，其中热形变的温度为370℃，变形分为3个道次，总变形量为真应变0.3。

S4。蠕变时效处理：温度为200℃，真应变为0.6，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-0.3Ca-0.5Sm-2.5Zn-0.2Cu合金，标记为13号样品。

测试结果表明：实施例7中制备的高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为15μm、体积百分比为25％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.38。

实施例8

一种高强韧高速溶解的镁合金，其成分与实施例7相同。

一种本实施例的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，包括：

S1、熔炼浇铸：与实施例7相同；

S2、均匀化处理：与实施例7相同；

S3、热变形：与实施例7相同；

S4、时效处理：温度为200℃，时间为72小时，得到高强韧高速溶解的镁合金，简称Mg-0.3Ca-0.5Sm-2.5Zn-0.2Cu合金，标记为14号样品。

测试结果表明：实施例8中制备的高强韧高速溶解的镁合金中，细晶晶粒尺寸为15μm、体积百分比为25％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgZn和MgCu化合物，细晶与粗晶内部都包含MgZn相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.38。

对比例7

一种镁合金，其成分与实施例7相同。

该镁合金的制备方法，包括：

S1、熔炼浇铸：与实施例7相同；

S2、均匀化处理：与实施例7相同；

S3、热变形：与实施例7相同；

S4、蠕变时效处理：温度为200℃，真应变为1.2。

所得Mg-0.3Ca-0.5Sm-2.5Zn-0.2Cu合金，标记为15号样品，

测试结果表明：对比例7中制备的镁合金中，细晶晶粒尺寸为25μm、体积百分比为17％，呈链条状分布于粗晶之间，形成了不均匀的组织，细晶晶界处存在无析出带，粗晶晶界处存在MgCu化合物，细晶与粗晶内部都包含MgSm相，同时，细晶的基面滑移Schmid因子为0.31。

将实施例6-7及对比例7中获得的3种镁合金在室温进行单向拉伸试验、在50℃进行水溶试验，结果如表4所示。

表4

由表4可知，实施例5中制备的镁合金(13号样品)同时具备高强韧性与高溶解速率；实施例5中制备的镁合金(14号样品)，因采用时效处理，导致粗晶晶界处存在MgZn化合物，细晶内部MgZn相也发生粗化，强韧性受到一定程度的损害；对比例5中制备的镁合金(15号样品)，因蠕变时效的应变过大，导致细晶粗化，使强韧性与溶解速率同步下降。

以上仅是本发明以较佳实施例揭示，然而并非用以限定本发明。任何熟悉本领域的技术人员，都可利用上述揭示的方法和技术内容对本发明技术方案做出许多可能的变动和修饰。因此，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所做任何的简单修改，均仍属于本发明技术方案保护的范围内。

Claims (8)

1.一种高强韧高速溶解的镁合金，其特征在于，所述镁合金按照质量百分含量计包括以下组分：0.2％～1.2％的Ca元素、总含量为2％～5％的X元素和总含量为0.1％～0.6％的Y元素，余量为Mg元素；所述X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种；所述Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种；所述镁合金中包含细晶和粗晶，所述细晶呈链条状分布于粗晶之间；所述镁合金中细晶晶界处存在无析出带；所述镁合金中粗晶晶界处存在MgY相；所述镁合金中细晶与粗晶内部都含MgX相；所述细晶的晶粒尺寸≤20μm；所述镁合金中细晶的体积百分比为10％～40％。

2.根据权利要求1所述的高强韧高速溶解的镁合金，其特征在于，所述X元素的总含量≥Ca元素含量的3倍。

3.根据权利要求2所述的高强韧高速溶解的镁合金，其特征在于，所述Ca元素含量≥Y元素总含量的2倍。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强韧高速溶解的镁合金，其特征在于，所述细晶的晶粒尺寸≤10μm；所述镁合金中细晶的体积百分比为10％～30％。

5.根据权利要求4所述的高强韧高速溶解的镁合金，其特征在于，所述镁合金中细晶的基面滑移Schmid因子≥0.35。

6.一种高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，其特征在于，采用以下任意一种方式制备高强韧高速溶解的镁合金；

方式一，包括以下步骤：

S1、按照镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭；

S2、对铸锭进行均匀化处理；所述均匀化处理的温度为400℃～490℃；所述均匀化处理的时间为6小时～48小时；

S3、对均匀化处理的材料进行热变形；所述热形变的温度为350℃～490℃；所述热变形可分为一个道次或多个道次，总变形量为真应变的0.2～0.6；

S4、对热变形后的材料进行时效处理，得到高强韧高速溶解的镁合金；所述时效处理的温度为150℃～250℃；所述时效处理的时间为6小时～72小时；

方式二，包括以下步骤：

(1)按照镁合金中各组分的质量百分比，称取所需原材料，混合均匀、熔化、精炼、浇铸，获得铸锭；

(2)对铸锭进行均匀化处理；所述均匀化处理的温度为400℃～490℃；所述均匀化处理的时间为6小时～48小时；

(3)对均匀化处理的材料进行热变形；所述热形变的温度为350℃～490℃；所述热变形可分为一个道次或多个道次，总变形量为真应变的0.2～0.4；

(4)对热变形后的材料进行蠕变时效处理，得到高强韧高速溶解的镁合金；所述蠕变时效处理的温度为150℃～250℃；所述蠕变时效处理的真应变为0.1～0.9；

所述镁合金中按照质量百分含量计包括以下组分：0.2％～1.2％的Ca元素、总含量为2％～5％的X元素和总含量为0.1％～0.6％的Y元素，余量为Mg元素；所述X元素为Nd元素、Sm元素和Zn元素中的至少一种；所述Y元素为Cu元素、Ni元素、Sr元素中的至少一种。

7.根据权利要求6所述的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，其特征在于，当X元素总含量≥4％和/或Y元素包含多种元素时，采用方式一制备高强韧高速溶解的镁合金。

8.根据权利要求6所述的高强韧高速溶解的镁合金的制备方法，其特征在于，当Ca元素含量≤0.6％和/或X元素中的Nd、Sm总含量≤Zn含量时，采用方式二制备高强韧高速溶解的镁合金。