本发明涉及金属材料和金属材料加工领域，具体涉及一种镁合金及其制备方法。
背景技术：
镁及镁合金，由于其低密度(约为1.74g/cm3，是铝的2/3，铁的1/4)、高比强度、储量丰富易回收等优异性能，被誉为“21世纪绿色环保工程材料”，在实现交通工具轻量化、器件轻薄小型化、节能减排绿色发展等方面具有巨大发展前景。
经历六十年的发展，镁合金的应用领域仍远不如铝合金和钢铁，商业化进程极大地受阻，究其原因主要在于镁合金仍然存在一些显著缺陷：①屈服强度和抗拉强度较低，不能满足高技术领域对超高强镁合金的需求；②延伸率低、塑性差，在服役条件下易发生脆性断裂；③超高强韧稀土镁合金成本高昂，难以实现大规模商业化应用。因此，开发不含稀土低成本超高强韧镁合金对于拓展镁合金的应用具有重要意义。
在不含稀土低成本镁合金中，主要有mg-zn系、mg-sn系和mg-al系等合金。如中国专利公开号cn107236885a开发的mg-sn-zn-mn-cu-na高强变形镁合金中，铸态合金经三级固溶，再加以挤压变形后，其屈服强度可高达354-388mpa，抗拉强度达378-405mpa，延伸率在6.0％以上，但是其合金元素种类繁多，合金元素总含量高(约11wt.％)，加工工艺复杂，导致生产成本高昂，且cu元素的添加导致合金耐蚀性下降。中国专利公开号cn104060138a开发了一种mg-al-ca-mn-si低成本高强变形镁合金，经过多道次轧制其屈服强度可达到215-290mpa，抗拉强度达260-320mpa，延伸率在10％以上，其合金元素廉价易得，生产工艺简单，经轧制变形后合金的强度有所提高，但屈服强度仍然低于300mpa，无法满足高技术领域对超高强韧镁合金的需求。
技术实现要素：
本发明的目的是要解决现有镁合金的屈服强度低的问题，而提供不含稀土低合金超高强韧镁合金及其制备方法。
不含稀土低合金超高强韧镁合金，它由mg和合金元素组成，且合金元素的质量分数≤2.5％，余量为mg；所述合金元素由al、ca和mn组成，且不含稀土低合金超高强韧镁合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％。
上述不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金为原料，依次经熔炼和铸造，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，余量为mg，且al、ca和mn的总质量分数≤2.5％；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中进行均匀化处理，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
不含稀土低合金超高强韧镁合金，它由mg和合金元素组成，且合金元素的质量分数≤2.5％，所述合金元素由al、ca、sr和mn组成，且不含稀土低合金超高强韧镁合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，sr的质量分数为0.1％～1.0％。
上述不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金、mg-sr中间合金和mg-mn中间合金为原料，依次经熔炼和铸造，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，sr的质量分数为0.1％～1.0％，余量为mg，且al、ca、mn和sr的总质量分数≤2.5％；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中进行均匀化处理，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，然后将均匀化处理后合金放入挤压模具中进行挤压变形，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
本发明优点：一、低成本、低密度：本发明设计的不含稀土低合金超高强韧镁合金中仅含微量al、ca、sr、mn常规合金元素，不含任何稀土元素及贵重元素，原料储量丰富，价格低廉；此外，合金元素总含量低于2.5wt.％，保持了镁合金的低密度优势；二、超高强韧：本发明设计的不含稀土低合金超高强韧镁合金中低合金化效果显著，合金元素总含量≤2.5wt.％，该镁合金仍具有超高强度和一定的韧性，其室温屈服强度高达334-430mpa，抗拉强度达356-440mpa，延伸率达5.0％以上，力学性能高于部分超高强mg-re系合金和铝合金。三、加工工艺简单：本发明设计的不含稀土低合金超高强韧镁合金经过一次挤压成型，即可得到表面质量优良的超高强韧镁合金挤压棒材。
附图说明
图1是室温拉伸力学性能曲线，图中1表示实施例1得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中2表示实施例2得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中3表示实施例3得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中4表示实施例4得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线。
具体实施方式
具体实施方式一：本实施方式是不含稀土低合金超高强韧镁合金，它由mg和合金元素组成，且合金元素的质量分数≤2.5％，余量为mg；所述合金元素由al、ca和mn组成，且不含稀土低合金超高强韧镁合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％。
具体实施方式二：如具体实施方式一所述的本实施方式是不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金为原料，依次经熔炼和铸造，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，余量为mg，且al、ca和mn的总质量分数≤2.5％；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中进行均匀化处理，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
mg-al-ca系合金具有较高的综合力学性能，在保证镁合金低密度特性的前提下，能够实现低成本和高强目标。ca在镁合金中具有类似于稀土元素固溶强化和沉淀析出强化的作用，且ca的价格低廉，与稀土合金化相比，ca合金化可显著降低合金的制造成本；在mg-al合金中加入ca可抑制低熔点相mg17al12相的生成，而生成热稳定性高的mg2ca相、al2ca相和(mg,al)2ca相，显著改善mg-al系合金的硬度、抗拉强度以及抗蠕变性能；此外，ca还可以在熔炼中生成致密的cao薄膜，起到阻燃的作用，还可以细化晶粒，进一步提高合金的力学性能。mn本身对于合金耐蚀性的影响并不大，但其可以很好地抑制fe等杂质元素的不利影响，提高合金的耐蚀性；此外，生成的高熔点al-mn相可显著提升合金热稳定性和抗蠕变性能；但随着mn元素的增多，细小的al-mn相会成长为粗大相，消耗更多的al元素，且难以固溶，不利于纳米第二相的析出，因此添加量不宜过多。
在mg-al-ca三元相图中通过改变合金成分中的ca/al比，可以控制合金凝固路径，生成不同的初生相。但随着合金元素总含量的增加，初生粗大脆性第二相数量显著增加，通常会导致合金的延伸率显著降低。因此，为了保证合金的超高强度和一定的韧性，以及较低的合金成本，本实施方式设计的不含稀土低合金超高强韧镁合金中合金元素(合金元素由al、ca和mn)的总含量低于2.5wt.％。
在本实施方式设计的不含稀土低合金超高强韧镁合金中，ca、mn元素的微合金化，不仅阻碍了低熔点相mg17al12的生成，更有利于生成热稳定相(mg2ca、al2ca、al-mn相)，显著提高合金的强度、韧性和抗蠕变性能，mn元素有利于消耗合金中的杂质fe，提高合金的耐蚀性。而铸态合金经挤压变形后，能消除铸造缺陷，使mg基体发生动态再结晶，形成由细小的再结晶晶粒和粗大的未再结晶区组成的双峰晶粒组织，实现细晶强化和织构强化；此外，挤压变形过程中形成的动态纳米析出相mg2ca、al2ca相，弥散分布于再结晶晶粒和未再结晶区中，显著提高合金强度。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式二的不同点是：步骤一中在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至680～760℃，在温度为680～760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金，在温度为680～760℃下机械搅拌15min～30min，然后静置15min～30min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式二或三之一不同点是：步骤二中将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为450～510℃下均匀化处理1h～8h，然后淬火，得到均匀化处理后合金。其他与具体实施方式二或三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式二至四之一不同点是：步骤三中在挤压变形温度下对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为250～350℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为250～350℃，挤压速率为0.1mm/s～1.0mm/s，挤压比为12:1。其他与具体实施方式二至四相同。
具体实施方式六：本实施方式是不含稀土低合金超高强韧镁合金，它由mg和合金元素组成，且合金元素的质量分数≤2.5％，所述合金元素由al、ca、sr和mn组成，且不含稀土低合金超高强韧镁合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，sr的质量分数为0.1％～1.0％。
具体实施方式七：如具体实施方式六所述的不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金、mg-sr中间合金和mg-mn中间合金为原料，依次经熔炼和铸造，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为0.2％～2.0％，ca的质量分数为0.2％～2.0％，mn的质量分数为0.4％，sr的质量分数为0.1％～1.0％，余量为mg，且al、ca、mn和sr的总质量分数≤2.5％；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中进行均匀化处理，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，然后将均匀化处理后合金放入挤压模具中进行挤压变形，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
本实施方式采用sr替换部分ca，虽然导致不含稀土低合金超高强韧镁合金的抗拉强度稍有下降，但延伸率显著提升；因为ca在熔炼中生成致密的cao薄膜，起到阻燃的作用，但同时会导致铸造缺陷，而sr在基体中易发生原子偏聚，降低表面活性，细化和减少铸造缺陷，降低合金热裂敏感性，提高镁合金的压铸性能；所以sr元素替换ca元素，可以减少镁合金中的铸造缺陷，同时在挤压变形过程中，溶质原子偏聚有利于mg基体的再结晶形核，细化晶粒，增加镁合金韧性，达到提高镁合金的延伸率的目的。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式七的不同点是：步骤一中在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至680～760℃，在温度为680～760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金、mg-sr中间合金和mg-mn中间合金，在温度为680～760℃下机械搅拌15min～30min，然后静置15min～30min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金。其他与具体实施方式七相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式七或八之一不同点是：步骤二中将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为450～510℃下均匀化处理1h～8h，然后淬火，得到均匀化处理后合金。其他与具体实施方式七或八相同。
具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式七至九之一不同点是：步骤三中在挤压变形温度下对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为250～350℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为250～350℃，挤压速率为0.1mm/s～1.0mm/s，挤压比为12:1。其他与具体实施方式七至九相同。
本发明内容不仅限于上述各实施方式的内容，其中一个或几个具体实施方式的组合同样也可以实现发明的目的。
采用下述试验验证本发明效果
实施例1：不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金为原料，在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至760℃，在温度为760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金，在温度为760℃下机械搅拌15min，然后静置15min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为1.4％，ca的质量分数为0.6％，mn的质量分数为0.4％，余量为mg；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为500℃下均匀化处理4h，然后淬火，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：在挤压变形温度下分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为275℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为275℃，挤压速率为0.1mm/s，挤压比为12:1，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
经室温拉伸测试，可知实施例1得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金的屈服强度为429mpa，抗拉强度为438mpa，延伸率为5.0％。
实施例2：不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金为原料，在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至760℃，在温度为760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金，在温度为760℃下机械搅拌15min，然后静置15min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为0.3％，ca的质量分数为0.2％，mn的质量分数为0.4％，余量为mg；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为500℃下均匀化处理4h，然后淬火，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：在挤压变形温度下分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为275℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为275℃，挤压速率为0.1mm/s，挤压比为12:1，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
经室温拉伸测试，可知实施例2得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金的屈服强度为375mpa，抗拉强度为382mpa，延伸率为5.0％
实施例3：不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金为原料，在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至760℃，在温度为760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金和mg-mn中间合金，在温度为760℃下机械搅拌15min，然后静置15min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为1.4％，ca的质量分数为0.6％，mn的质量分数为0.4％，余量为mg；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为500℃下均匀化处理4h，然后淬火，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：在挤压变形温度下分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为350℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为350℃，挤压速率为0.1mm/s，挤压比为12:1，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
经室温拉伸测试，可知实施例3得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金的屈服强度为334mpa，抗拉强度为361mpa，延伸率为7.7％。
实施例4：不含稀土低合金超高强韧镁合金的制备方法，具体是按以下步骤完成的：
一、铸造：以纯mg、纯al、mg-ca中间合金、mg-sr中间合金和mg-mn中间合金为原料，在sf6+co2混合保护气氛下，先将纯mg置于坩埚中，升温至760℃，在温度为760℃保温纯mg完全熔化，然后依次加入纯al、mg-ca中间合金、mg-sr中间合金和mg-mn中间合金，在温度为760℃下机械搅拌15min，然后静置15min，得到合金熔体，再采用金属模水冷凝固工艺将合金熔体制成铸锭，得到铸造合金；所述铸造合金中al的质量分数为1.4％，ca的质量分数为0.5％，mn的质量分数为0.4％，sr的质量分数为0.1％，余量为mg；
二、均匀化处理：将铸造合金置于电阻加热炉中，在温度为510℃下均匀化处理4h，然后淬火，得到均匀化处理后合金；
三、挤压变形：在挤压变形温度下分别先对均匀化处理后合金和挤压模具进行预热处理，挤压变形温度为350℃，得到预热处理合金和预热处理挤压模具，然后将预热处理合金放入预热处理挤压模具中进行挤压变形，挤压变形参数为：挤压变形温度为350℃，挤压速率为0.1mm/s，挤压比为12:1，得到不含稀土低合金超高强韧镁合金。
图1是室温拉伸力学性能曲线，图中1表示实施例1得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中2表示实施例2得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中3表示实施例3得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线，图中4表示实施例4得到的不含稀土低合金超高强韧镁合金室温拉伸力学性能曲线。