[0001] 本发明属于金属材料类及冶金领域，具体涉及一种高强韧铸造镁合金及其制备方法。

[0002] 镁合金在电子、航空航天和轨道交通领域得到了广泛的应用，具有比强度高，铸造性能好，电磁屏蔽性能好，切削加工性能优良，同时易于回收再利用等诸多优点，尤其是随着航空航天时代的到来以及当代汽车工业对减重和环保的需求越来越迫切，开发低成本的高强韧镁合金越来越得到各个国家的重视。

[0003] 铸造镁合金主要依靠合金化方法配合合适的热处理工艺产生固溶强化和沉淀强化作用，其中通过时效处理产生析出强化是提高镁合金强度，从而获得高强韧铸造镁合金的重要手段之一。现有技术中，CN1752251公开了一种高强度镁合金及其制备方法，其组成成分的重量百分比分别为：Nd 2.5 3.6 wt%、Zr 0.35 0.8 wt%、Zn含量不大于0.4 wt%、Ca~ ~含量不大于0.5 wt%，其余为镁及不可避免杂质。该合金经过固溶和时效处理后，具有较高的力学性能，抗拉强度280 320 MPa，屈服强度140 155 MPa，延伸率5 12%，并且合金中同样~ ~ ~
含有较多的贵重元素（Nd 2.5 3.6wt%），间接提高了合金的成本。CN105177382A公开了一种~
高强韧铸造镁合金，为Mg‑Bi‑Ca ‑Zn合金，其组分的质量百分比为： Bi 3 8.0 wt%；Ca 0.1~
1.2 wt%；Zn 0.1 2.0 wt%，其余为Mg。经过铸造和热处理以后，抗拉强度达到270 MPa左~ ~
右，屈服强度达到145 MPa左右，延伸率10.0%左右，其强度有待进一步提升。CN105112751A公开了一种高强铸造镁合金，是Mg‑Bi‑Al‑Zn‑Sr合金，其组分的重量百分比为： Bi 3~
8.0wt%；Al 0.5 4.0wt%；Zn 0.1 1.0wt%；Sr 0.05 0.15wt%，其余为Mg。经过铸造和热处理~ ~ ~
加工后，合金的抗拉强度276 296 MPa，屈服强度155 170 MPa，延伸率5.3 7.3%，合金力学~ ~ ~
性能尤其是塑性仍然较低。此外，上述技术（CN1752251、CN105177382A、CN105112751A）都需要在铸造后进一步进行固溶、时效等热处理加工，才能获得较高的力学性能，不但增加了工艺流程的长度，导致合金加工成本的提升和加工效率的降低，还额外增加了能源消耗。
CN105154733A公开了一种新型非稀土铸造镁合金，为Mg‑Bi‑Zr‑Zn合金，其组分的重量百分比为：Bi 0.5 8 wt%；Zr 0.35 1.0 wt%；Zn 0.1 2.0 wt%，余量为Mg。通过熔炼和铸造制得~ ~ ~
合金的抗拉强度达到245‑285MPa，屈服强度达到140‑155MPa，延伸率6.5%左右。虽然不用热处理但是合金强度和延伸率仍然较低，有待进一步提高，同时合金中需要添加较为昂贵的Zr元素。

[0004] 可见，开发低成本高强韧铸造镁合金，对于降低合金成本，最终实现镁合金在汽车零部件等民用领域上的应用，具有重要意义。

[0005] 本发明的针对上述已有技术存在的合金力学性能不足、原材料成本昂贵或者铸造后还需要长时间固溶或时效热处理等诸多问题，提供一种高强韧铸造镁合金及其制备方法，其原材料及制备成本低廉，且加工制备流程短。

[0006] 本发明的技术方案是：一种高强韧铸造镁合金，为Mg‑Bi‑Sn‑Cu合金，其组分的质量百分比为： Bi 1.0~
5.0 wt%；Sn 1.0 6.0 wt%；Cu 0.3 4.0 wt%，其余为Mg。
~ ~

[0007] 所述的高强韧铸造镁合金的制备方法，包括以下步骤：1) 配料：以纯Mg锭、纯Bi块、纯Sn块、Mg‑Cu中间合金为原料，做好去除污物，氧化皮等原料预处理后，按照所述的镁合金成分进行配料；
2) 熔炼：将纯Mg锭放入熔炼炉的坩埚中，设定炉温680 780℃并保持，在保护气体~
或溶剂保护下使其熔化，分别将预热到80 200℃的纯Bi块、纯Sn块、Mg‑Cu中间合金加入到~
镁熔液中；并保温5～60分钟，待其完全熔化后搅拌2～15分钟，再进行精炼除气处理，然后，扒渣后静置处理，获得均匀熔体；
3) 浇注：将炉温调至680~730℃，在CO2/SF6或者Ar/SF6混合气体保护下，将镁合金熔体浇注到相应的模具中，制得铸态镁合金。

[0008] 步骤1）所述的纯Mg锭、纯Bi块、纯Sn块的纯度优选为99.9%以上，Mg‑Cu中间合金优选为Mg‑30Cu中间合金。

[0009] 步骤2）所述的保护气体组成优选为CO2与SF6的混合气体；所述的溶剂优选为RJ‑5。

[0010] 步骤2）所述的精炼处理优选为通入Ar气精炼或加入RJ‑2进行精炼或其组合。

[0011] 步骤3）所述的保护气体CO2/SF6混合气体组成优选为体积比CO2:SF6＝100:1；所述的Ar/SF6混合气体组成优选为体积比Ar:SF6＝95:5。

[0012] 步骤3）所述的浇注方式优选为金属模重力铸造、半连续铸造、高压压铸或低压铸造。

[0013] 上述超高强度新型镁合金的制备方法，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。

[0014] 本发明的实质性特点为：本发明的新型Mg‑Bi‑Sn‑Cu合金以Bi、Sn、Cu为主要合金元素。在镁合金中引入Bi、Sn和Cu元素，在合金中形成大量细小的微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒、以及微纳双尺度Mg2Cu相；且Cu元素显著细化了Mg‑Bi‑Sn系合金的晶粒组织。微纳双尺度含Bi、含Sn和含Cu的第二相热稳定性好，与细小晶粒提供的大量的晶界协同作用，合金受外力变形时，这些结构因素可有效钉扎位错运动。少量固溶的Bi、Sn和Cu元素、第二相以及大量的晶界还可以降低合金受外力变形时粗大第二相和孪生对合金塑性的不利影响，在提升强度的同时还可以提升合金塑性，从而在铸态条件下即可获得高强韧镁合金。其原材料及制备成本低廉，且加工制备流程短。

[0015] 与现有技术相比，本发明的显著进步与优点在于：1）本发明在Mg‑Bi‑Sn系合金中开发出高强韧的铸造镁合金，该铸造镁合金具有较高的强度，同时具有较高的塑性，抗拉强度可达到 320 MPa，同时兼具 10.0%的延伸率，既~ ~
达到了与对比例中稀土镁合金相媲美的强度，同时兼具较高的延伸率。

[0016] 2）本发明通过实验研究，首次发现Cu元素在Mg‑Bi‑Sn合金中具有优异的晶粒细化作用，，可以将合金的晶粒组织细化到50微米以下，这对于今后Mg‑Bi‑Sn系合金的晶粒细化技术具有广泛的指导意义。

[0017] 3）本发明的镁合金以Bi、Sn、Cu元素作为主要合金元素，通过简单的合金化手段，形成大量的微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒以及以及微纳双尺度Mg2Cu相，合金化设计方案不但没有造成合金中合金化元素之间的相互反应的不利影响，还引入了新的强化相，这对于今后Mg‑Bi‑Sn系合金的强化相的调控设计具有广泛的指导意义。

[0018] 4）本发明中Mg‑Bi‑Sn‑Cu合金的制备方法，由于所采用的原料中金属Bi、Sn和Mg‑Cu中间合金的熔点都比较低，与含稀土的镁合金相比较，熔炼时更容易使合金混合均匀，从而节省能源。由于合金中强化相（微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒，以及微纳双尺度Mg2Cu相）是原位生成的，所以现有的镁合金熔炼和热处理设备都可对其进行加工，无需额外改进，对生产设备的要求低。

[0019] 5）本发明所开发合金具有作为耐热镁合金的前景。合金中的强化相（微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、以及弥散分布的亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒以及微纳双尺度Mg2Cu相）的热稳定性高，所以在高温时，由于热稳定性较好，其强化作用仍能保持，从而可以提高合金的耐热性能。

[0020] 6）本发明镁合金合金成本低廉。由于不含稀土等贵重金属，用于原位生成高热稳定性强化相（微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒以及微纳双尺度Mg2Cu相）的金属Bi、金属Sn和Mg‑Cu中间合金价格低廉，可以广泛用于汽车上铸造零部件等民用用途。

[0021] 7）本合金的主要合金元素Bi、Sn、Cu元素对人体没有毒害作用，且具有较好的抑菌效果，也可作为生物医用材料应用。附图说明

[0022] 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描述。

[0023] 图1为实施例2合金低倍光学显微组织；图2为实施例2合金高倍光学显微组织 ；
图3为实施例3合金低倍光学显微组织；
图4为实施例3合金高倍光学显微组织；
图5为对比例1合金光学显微组织；
图6为对比例2合金光学显微组织。

[0024] 下面用具体实施方式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。实施例1

[0025] （1）将纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金、纯Mg,去除表面污物和氧化皮，然后按合金Mg‑4Bi‑5Sn‑3.5Cu（wt%）的质量百分比称取原料；（2）首先将熔炼炉清理干净并设定炉温740℃，缓慢加热,升温速率为20℃/min，将预热到150℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，通入CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护气体，
待纯镁锭全部熔化后，分别将预热至100℃左右的纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金加入到镁熔体中，保温35分钟，熔化后机械搅拌3分钟，然后充入氩气气体进行精炼除气，之后将炉温调至浇注温度720℃, 静置10分钟，获得均匀熔体；
（3）在Ar/SF6混合气体(Ar:SF6体积比为95:5)保护下，采用金属模重力浇注的方式浇注到模具中制得直径为40mm的铸态合金。

[0026] 本实施例合金的第二相为微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、弥散分布的亚微米级Mg2(SnBi)相、Mg3Bi2相颗粒、以及微纳双尺度Mg2Cu相，晶粒尺寸为48微米，抗拉强度达到322±5 MPa，屈服强度达到190±5 MPa，延伸率11.5±1%。
实施例2

[0027] （1）将纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金、纯Mg,去除表面污物和氧化皮，然后按合金Mg‑3.0Bi‑5.0Sn‑2.0Cu（wt%）的质量百分比称取原料；（2）首先将熔炼炉清理干净并设定炉温760℃，缓慢加热,升温速率为15℃/min，将预热到150℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，通入CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护气体，
待纯镁锭全部熔化后，分别将预热至100℃左右的纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金加入到镁熔体中，保温30分钟，熔化后机械搅拌2分钟，然后加入RJ‑2溶剂进行精炼除气，之后将炉温调至浇注温度710℃, 静置10分钟，获得均匀熔体；
（3）在Ar/SF6混合气体(Ar:SF6体积比为95:5)保护下，采用金属模重力浇注的方式浇注到模具中制得直径为40mm的铸态合金。

[0028] 本实施例合金的第二相为微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒以及微纳双尺度Mg2Cu相。本实施例合金光学微观组织如图1和图2所示，从图1和图2可以看出其晶粒尺寸约为60微米，从图2可以看出其二次枝晶臂间距约为25微米。测的合金抗拉强度达到249.9±6 MPa，屈服强度达到119.7±5MPa，延伸率13.0±1%。
实施例3

[0029] （1）将纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金、纯Mg,去除表面污物和氧化皮，然后按合金Mg‑3.0Bi‑5.0Sn‑3.0Cu（wt%）的质量百分比称取原料；（2）首先将熔炼炉清理干净并设定炉温770℃，缓慢加热,升温速率为15℃/min，将预热到150℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，通入CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护气体，
待纯镁锭全部熔化后，分别将预热至100℃左右的纯Bi、纯Sn、Mg‑30Cu中间合金加入到镁熔体中，保温30分钟，熔化后机械搅拌2分钟，然后加入RJ‑2溶剂进行精炼除气，之后将炉温调至浇注温度730℃, 静置20分钟，获得均匀熔体；
（3）在CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护下，采用金属模重力浇注的方式浇注到模具中制得直径为40mm的铸态合金。

[0030] 本实施例合金的第二相为微米级Mg3(BiSn)2相和Mg2Sn相、亚微米级Mg2(SnBi)相和Mg3Bi2相颗粒以及微纳双尺度Mg2Cu相；本实施例合金微观组织如图3和图4所示。晶粒尺寸约为70微米，其二次枝晶臂间距约为31微米；抗拉强度达到243.2±3 MPa，屈服强度达到110.4±3MPa，延伸率11.6±2%。
对比例1

[0031] （1）将纯Bi、纯Sn、纯Mg,去除表面污物和氧化皮，然后按合金Mg‑3.0Bi‑5.0Sn（wt%）的质量百分比称取原料；（2）首先将熔炼炉清理干净并设定炉温770℃，缓慢加热,升温速率为15℃/min，将预热到150℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，通入CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护气体，
待纯镁锭全部熔化后，分别将预热至100℃左右的纯Bi、纯Sn加入到镁熔体中，保温30分钟，熔化后机械搅拌2分钟，然后加入RJ‑2溶剂进行精炼除气，之后将炉温调至浇注温度730℃, 静置20分钟，获得均匀熔体；
（3）在CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护下，采用金属模重力浇注的方式浇注到模具中制得直径为40mm的铸态合金。

[0032] 对比例1中合金微观组织如图5所示。晶粒尺寸约为121.12微米；其抗拉强度为196.3±5MPa，屈服强度达到73.2±4MPa，延伸率5.7±2%。
对比例2

[0033] （1）将纯Bi、纯Sn、Mg‑30Zr中间合金、纯Mg,去除表面污物和氧化皮，然后按合金Mg‑3.0Bi‑5.0Sn‑1Zr（wt%）的质量百分比称取原料；（2）首先将熔炼炉清理干净并设定炉温770℃，缓慢加热,升温速率为15℃/min，将预热到150℃的镁锭放入熔炼炉的坩埚中，通入CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护气体，
待纯镁锭全部熔化后，分别将预热至100℃左右的纯Bi、纯Sn加入到镁熔体中，保温30分钟，熔化后机械搅拌2分钟，然后加入RJ‑2溶剂进行精炼除气，之后将炉温调至浇注温度730℃, 静置20分钟，获得均匀熔体；
（3）在CO2/SF6混合气体(CO2:SF6体积比为100:1)保护下，采用金属模重力浇注的方式浇注到模具中制得直径为40mm的铸态合金。

[0034] 对比例1中合金微观组织如图6所示。晶粒尺寸约为105微米；其抗拉强度为166.2±6MPa，屈服强度达到68.6±5MPa，延伸率4.2±1%。

[0035] 显微组织和力学性能对比分析：对比实施例1、2、3和对比例1、2的微观组织可以发现本发明合金晶粒组织细小，平均晶粒尺寸可以细化到50微米以下，展现出比Zr元素更优异的晶粒细化能力；此外，与对比例1和相比，本发明合金中还出现了新的强化相Mg2Cu相。此外，本发明合金基体中还额外固溶有一定的Cu元素。力学性能方面，本发明合金在无需热处理的条件下，已经表现出良好的强度和塑性匹配，抗拉强度可达到 320 MPa，同时兼具~
10.0%以上的延伸率，较对比例1、对比例2和现有技术（CN105177382A、CN105112751A、CN105154733A）展现出更优异的强度和塑性匹配。

[0036] 本发明未尽事宜为公知技术。