高强高导热镁合金及其制备方法

摘要

本发明提供一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.05～1.0％的元素X和0.2～1.5％的元素Y，元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的一种或两种以上，元素Y为钙、铜和镍中的一种或两种以上，且所述元素X与所述元素Y的质量比为1以下；本发明还提供一种高强高导热镁合金的制备方法。本发明的镁合金成本低、同时兼备高强度、高抗疲劳性与高导热性能，本发明的制备方法工艺设计合理、设备要求简单、操作方便、成本低、效率高，能够稳定得到沿径向对称的梯度组织微观结构、兼备高强度、高抗疲劳性与高导热性的镁合金。

权利要求

1.高强高导热镁合金，其特征在于，按质量％计，含有0.05～1.0％的元素X和0.2～

1.5％的元素Y，余量为Mg和不可避免的杂质，所述元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的一种或两种以上，所述元素Y为钙、铜和镍中的一种或两种以上，且所述元素X与所述元素Y的质量比为1以下；所述镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小，且心部晶粒尺寸为10～20μm，表层晶粒尺寸小于10μm。

2.根据权利要求1所述的高强高导热镁合金，其特征在于，所述元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的任意一种；所述元素X的质量百分数为0.2～0.9％；

所述元素Y为钙、铜和镍中的任意一种；所述元素Y的质量百分数为0.2～0.9％。

3.根据权利要求1所述的高强高导热镁合金，其特征在于，还含有微量的稀土元素；所述稀土元素的质量百分含量为0～0.9％。

4.如权利要求1～3任意一项所述高强高导热镁合金，其特征在于，所述镁合金的室温屈服强度≥300MPa、抗拉强度≥340MPa、延伸率≥8％；

所述镁合金具备室温抗疲劳性能，在加载频率为0.01～50Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之比为0至1的疲劳循环条件下，镁合金的疲劳极限≥180MPa；

‑1

所述镁合金的室温热导率≥135W/(m·K) 。

5.如权利要求1～4任意一项所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

按合金成分要求制备棒材，然后在室温至180℃对镁合金进行数次的拉拔扭转组合变形，每道次中，拉拔加工率为5～15％，扭转累积的表层切应变为0.1～0.5，每道次拉拔和扭转组合变形后进行去应力退火、水淬，所有道次结束后直接水淬，即得镁合金棒材或线材。

6.如权利要求5所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，所述的镁合金拉拔扭转组合变形的温度为室温至120℃。

7.如权利要求5或6所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，所述的去应力退火比拉拔扭转组合变形温度高30℃以上。

8.如权利要求5或6所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，所述的每道次拉拔加工率为5～9％。

9.如权利要求5或6所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，扭转变形采用单向扭转和/或双向往复扭转；

所述的每道次扭转累积的表层切应变为0.1～0.3。

10.如权利要求5或6所述的高强高导热镁合金的制备方法，其特征在于，所述去应力退火的温度为150～230℃；所述去应力退火的时间为10～60min。

说明书

高强高导热镁合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于有色金属材料及加工技术领域，涉及一种高强高导热的镁合金及其制备方法，具体涉及的是一种沿径向含对称梯度组织微观结构，同时具备高强度、高抗疲劳性
和高导热性的微合金化镁合金棒材或线材及其制备方法。

背景技术

[0002] 镁合金是目前最理想的轻量化结构材料，在国防军工、交通运输和3C产品等领域有着巨大的应用潜力。然而，在电子元器件与大型结构件的散热方面，现有镁合金尚不能满
足强度高与导热快的使用标准，其原因有如下两点：第一，纯镁的室温热导率为156W/(m·
‑1
K) ，仅次于铜和铝，但纯镁的力学强度极低，其屈服强度很难超过100MPa，疲劳极限则更是
低于50MPa；第二，纯镁经高合金化和晶粒细化后，力学强度得到大幅提升，但高合金化会引
起固溶元素增多、晶界畸变程度增强，晶粒细化会引起晶界密度增多、电子和声子被衍射的
‑1
频率增加，从而严重损害热导率，往往不足70W/(m·K) 。因此，亟需解决镁合金强度与导热
性的矛盾，制备出同时具备高强度与高导热性能的镁合金，满足工程领域的迫切需求。

发明内容

[0003] 本发明要解决的问题是克服现有技术的缺陷，提供成本低、同时兼备高强度、高抗疲劳性与高导热性能的镁合金，还提供工艺设计合理、设备要求简单、操作方便、成本低、效
率高，能够稳定得到沿径向对称的梯度组织微观结构、兼备高强度、高抗疲劳性与高导热性
的镁合金的制备方法，本发明制备的镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至
表层，其晶粒逐渐减小，微量的元素X的偏聚程度逐渐增大。

[0004] 为解决上述技术问题，本发明采用以下技术方案：

[0005] 高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.05～1.0％的元素X和0.2～1.5％的元素Y，余量为Mg和不可避免的杂质，所述元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的一种或两种以上，所述
元素Y为钙、铜和镍中的一种或两种以上，且所述元素X与所述元素Y的质量比为1以下。

[0006] 上述的高强高导热镁合金，优选地，所述元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的任意一种；所述元素X的质量百分数为0.2～0.9％；

[0007] 所述元素Y为钙、铜和镍中的任意一种；所述元素Y的质量百分数为0.2～0.9％。

[0008] 上述的高强高导热镁合金，优选地，还含有微量的稀土元素；所述稀土元素的质量百分含量为0～0.9％。

[0009] 上述的高强高导热镁合金，优选地，所述镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小，且心部晶粒尺寸为10～20μm，表层晶粒尺寸小于10μm；

[0010] 所述镁合金的室温屈服强度≥300MPa、抗拉强度≥350MPa、延伸率≥8％；

[0011] 所述镁合金具备室温抗疲劳性能，在加载频率为0.01～50Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之比为0至1的疲劳循环条件下，镁合金的疲劳极限≥180MPa；

[0012] 所述镁合金的室温热导率≥135W/(m·K)‑1。

[0013] 作为一个总的发明构思，本发明还提供一种高强高导热镁合金的制备方法，包括以下步骤：

[0014] 按合金成分要求制备棒材，然后在室温至180℃对镁合金进行数次的拉拔扭转组合变形，每道次中，拉拔加工率为5～15％，扭转累积的表层切应变为0.1～0.5，每道次拉拔
和扭转组合变形后进行去应力退火、水淬，所有道次结束后直接水淬，即得镁合金棒材或线
材。

[0015] 上述的高强高导热镁合金的制备方法，优选地，所述的镁合金拉拔扭转组合变形的温度为室温至120℃。

[0016] 上述的高强高导热镁合金的制备方法，优选地，所述的去应力退火比拉拔扭转组合变形温度高30℃以上。

[0017] 上述的高强高导热镁合金的制备方法，优选地，所述的每道次拉拔加工率为5～9％。

[0018] 上述的高强高导热镁合金的制备方法，优选地，所述的扭转变形采用单向扭转和/或双向往复扭转；

[0019] 所述的每道次扭转累积的表层切应变为0.1～0.3。

[0020] 上述的高强高导热镁合金的制备方法，优选地，所述去应力退火的温度为150～230℃；所述去应力退火的时间为10～60min。

[0021] 与现有技术相比，本发明的优点在于：

[0022] 1、本发明无需添加大量的昂贵金属元素，而着重于微观结构的精细调控，由“高合金化”的旧观念转变成“微合金化”与“材料素化”的新思想，开发了一种强度、抗疲劳性能与
导热性能优异的镁合金，节约合金设计开发成本，利于环境保护，适用范围广泛；且本法发
明的方法设备要求简单，操作方便，生产效率高。

[0023] 2、传统的拉拔工艺属于剧烈塑性变形，常用于强化镁合金，但拉拔会强化织构和细化晶粒、降低导热性；传统的扭转工艺属于强剪切变形，常用于弱化织构、提升导热性，但
会引起心部产生孪晶、损害强度和抗疲劳性。相反，本发明结合特定的拉拔和扭转工艺，利
用剧烈塑性变形诱发心部和表层同时产生位错和亚晶、利用强剪切变形诱发表层发生晶粒
转动和织构弱化，利用剧烈塑性变形与强剪切变形迫使表层晶粒优先晶粒细化至10μm以
下、而心部晶粒仅细化至10～20μm，获得沿径向对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，
其晶粒逐渐减小，达到心部晶粒导热性增强、表层晶粒强度和抗疲劳性增强的目的，从而制
备出高强高导热镁合金棒材或线材。

[0024] 3、本发明仅需添加微量的合金元素，所添加的微量钴、铟、锰、锑和锶元素在镁基体中的固溶极限不超过1.5wt％，且微量的这些元素与镁、钙、铜、镍和稀土元素的原子亲和
力小，不会在镁基体中产生固溶畸变，也不会在变形过程中参与形成析出相或化合物，对导
热性没有任何损害，这些微量元素在镁基体中会形成微小的原子团簇偏聚在晶界处，增强
晶界强度，特别是增强晶界密度更高的表层晶界，提升镁合金棒材或线材的强度和抗疲劳
性；所添加的微量钙、铜和镍元素既不会损害镁合金强度，又能增强心部晶粒的导热性；所
添加的微量稀土元素既不会损害导热性，又能促进拉扭组合变形时的塑性应变协调性。

[0025] 4、本发明能高效、稳定地获得高强高导热微合金化镁合金棒材或线材，其室温屈服强度≥300MPa、抗拉强度≥350MPa、延伸率≥8％、疲劳极限≥180MPa、热导率≥135W/
‑1
(m·K) 。

附图说明

[0026] 图1为实施例1中拉扭变形后1号棒材的组织检测结果：(a)为组织图，(b)为表层的{0001}极图，(c)为中部的{0001}极图。

[0027] 图2为对比例1中拉扭变形后2号棒材的组织检测结果：(a)为组织图，(b)为表层的{0001}极图，(c)为中部的{0001}极图。

具体实施方式

[0028] 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。

[0029] 本发明提供一种高强高导热镁合金，镁合金所含元素为Mg‑X‑Y，其中微量的元素X为钴、铟、锰、锑和锶中的一种或多种，总质量百分数为0.05～1.0％，微量的元素Y为钙、铜
和镍中的一种或多种，总质量百分数为0.2～1.5％，且X与Y的质量百分比值≤1，能有效避
免心部过剩的元素X所引起的导热性下降。

[0030] 微量的元素X优选为钴、铟、锰、锑和锶中的任意一种，单一的元素X能简化铸造过程，且更容易在晶界密集处偏聚形成原子团簇；微量的元素X优选质量百分数为0.2～
0.9％，更有利于减小心部晶格畸变程度、增强心部导热性；作为优选，微量的元素Y为钙、铜
和镍中的任意一种，单一的元素Y能简化铸造过程，且更容易提升导热性；优选地，微量的元
素Y的质量百分数为0.2～0.9％，且X与Y的质量比为1以下，能有效避免心部过剩的元素X所
引起的导热性下降。

[0031] 进一步，镁合金还含有微量的稀土元素，既不会损害导热性，又能促进拉扭组合变形时的塑性应变协调性，含稀土元素中的任意一种或两种以上；优选地，稀土元素的质量百
分数为0～0.9％。

[0032] 作为优选，本发明的高强高导热镁合金通过拉拔和扭转组合变形加工制备得到；进一步优选，在室温至180℃对镁合金进行数次的拉拔扭转组合变形得到，每次的拉拔扭转
组合变形包括一次拉拔变形和一次扭转变形；进一步优选，每道次的拉拔扭转组合变形为：
先进行拉拔变形然后再进行扭转变形，或先进行扭转变形然后再进行拉拔变形；进一步优
选，每道次的拉拔扭转组合变形中，拉拔加工率为5～15％，扭转累积的表层切应变为0.1～
0.5。

[0033] 优选地，镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小，且心部晶粒尺寸为10～20μm，可增强导热性，表层晶粒尺寸小于10μm，可提升强度与抗
疲劳性。

[0034] 优选地，镁合金的室温屈服强度≥300MPa、抗拉强度≥340MPa、延伸率≥8％。

[0035] 优选地，镁合金具备室温抗疲劳性能，在加载频率为0.01～50Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之比为0至1的疲劳循环条件下，镁合金疲劳极限≥180MPa。

[0036] 优选地，镁合金室温热导率≥135W/(m·K)‑1。

[0037] 作为一个总的发明构思，本发明还提供的高强高导热镁合金的制备方法，步骤如下：

[0038] 按合金成分要求配好原材料，制备棒材，在室温至180℃对镁合金进行数次的拉拔扭转组合变形，每道次的拉拔扭转组合变形包括一次拉拔变形和一次扭转变形，每道次中
的拉拔加工率为5～15％，每道次的扭转累积的表层切应变为0.1～0.5，每道次拉扭变形后
进行去应力退火、水淬，所有道次结束后直接水淬，即得镁合金棒材或线材。

[0039] 具体地，本方案中，可以采用如下步骤制备棒材：按合金成分要求配好原材料，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为3～15mm的棒材。作为优选，还包括对制备的3～15mm的棒材
进行均匀化退火。

[0040] 优选地，镁合金拉扭温度为室温至120℃，表层晶粒细化程度更高、晶界密度更高、织构强度更低。

[0041] 优选地，去应力退火比拉扭温度高30℃以上，能更有效地消除残余应力，避免材料表面出现裂纹，有利于继续变形。

[0042] 优选地，每道次拉拔加工率为5～9％，小变形量能避免心部晶粒过分细化，还能避免材料表面出现裂纹，有利于继续变形。

[0043] 优选地，每道次扭转累积的表层切应变为0.1～0.3，小变形量能避免心部晶粒过分细化，还能避免材料表面出现裂纹，有利于继续变形。

[0044] 优选地，去应力退火温度为150～230℃；去应力退火的时间为10～60min，能更有效地消除残余应力，避免材料表面出现裂纹，有利于继续变形。

[0045] 优选地，扭转变形采用单向扭转和双向往复扭转中的一种或多种。

[0046] 以下实施例中所采用的材料和仪器均为市售。

[0047] 实施例1

[0048] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.6％Mn、0.3％Sb、0.9％Ca和0.5％Nd，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Mn与Sb的总量为0.9％，Mn、Sb与Ca的质量百分数比值为
1。

[0049] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0050] 按原材料Mg‑0.6Mn‑0.3Sb‑0.9Ca‑0.5Nd(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为10mm的棒材，均匀化退火；将棒材加热至150℃进行数次拉拔与单向扭转的组合变
形，每道次组合变形含1次拉拔变形和1次单向扭转变形，每道次中，拉拔加工率为10％、扭
转累积的表层切应变为0.3；每道次拉扭组合变形后将1号棒材在230℃进行10min的去应力
退火、水淬，所有道次结束后直接水淬、不进行去应力退火，获得直径为4mm的1号镁合金棒
材。

[0051] 对比例1

[0052] 一种镁合金的制备方法，与实施例1的制备方法的区别仅在于，与实施例1中对1号棒材加热至150℃进行数次拉拔与单向扭转的组合变形不同，本对比例是将2号棒材加热至
200℃，不进行拉拔变形，只进行数次单向扭转与双向往复扭转变形，每道次中的扭转累积
的表层切应变为0.3；且最终获得直径为10mm的2号镁合金棒材。

[0053] 对1号棒材和2号棒材的结构进行测试，结果分别如图1和2所示，从图中可看出，1号棒材镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小，1号棒
材和2号棒材的心部晶粒尺寸分别为12μm和40μm，表层晶粒尺寸分别为7μm和30μm，2号棒材
表层晶粒仍然粗大且晶粒内部有孪晶残留，同时2号棒材织构强度仍较高。在室温测试两种
镁合金的拉伸力学性能、抗疲劳性能和导热性能，疲劳循环的频率为0.5Hz、绝对值最小应
力与绝对值最大应力之比为0，结果如表1所示。

[0054] 表1

[0055]

[0056] 结合表1进行分析发现，1号棒材同时具备高强度与高热导率，而2号棒材合金因扭转温度过高、且没有进行拉拔变形，导致表层晶粒细化程度不足，强度与抗疲劳性能差。

[0057] 实施例2

[0058] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.1％In、0.5％Sr和1％Cu，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Sr的总量为0.6％，In、Sr与Cu的质量百分数比值为0.6。

[0059] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0060] 按原材料Mg‑0.1In‑0.5Sr‑1.0Cu(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为6mm的棒材，均匀化退火；在室温对3号棒材进行数次拉拔与双向往复扭转的组合变形，每
道次组合变形含1次拉拔和1次双向往复扭转，每道次中的拉拔加工率为8％、扭转累积的表
层切应变为0.2；每道次变形后将3号棒材在210℃进行20min的去应力退火、水淬，所有道次
结束后直接水淬、不进行去应力退火，获得直径为1mm的镁合金线材。

[0061] 对比例2

[0062] 一种镁合金的制备方法，与实施例2的制备方法的区别仅在于，与实施例2中对3号进行数次拉拔与双向往复扭转的组合变形不同，本对比例是在室温对4号棒材进行数次拉
拔变形，每道次中拉拔加工率为18％。

[0063] 3号镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小，所得3号棒材和4号棒材的心部晶粒尺寸分别为16μm和8μm，表层晶粒尺寸分别为8μm和2μm。
在室温测试实施例2和对比例2两种镁合金的拉伸力学性能、抗疲劳性能和导热性能，疲劳
循环的频率为5Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之比为0.1，结果如表2所示。

[0064] 表2

[0065]

[0066] 结合表2分析发现，3号镁合金线材同时具备高强度与高热导率，而4号镁合金线材合金因每道次的拉拔加工率过大、且没有进行扭转变形，导致心部晶粒过细、晶界密度过
高，损害导热性。

[0067] 实施例3

[0068] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.2％Co和0.9％Cu，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Co与Cu的质量百分数比为0.22。

[0069] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0070] 按原材料Mg‑0.2Co‑0.9Cu(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为15mm的棒材，均匀化退火；在180℃对镁合金进行数次拉拔与单向扭转的组合变形，每道次组合
变形含1次拉拔和1次单向扭转，每道次中的拉拔加工率为15％、扭转累积的表层切应变为
0.3，每道次拉扭变形后在230℃进行20min的去应力退火、水淬，所有道次结束后直接水淬、
不进行去应力退火，获得直径为7mm的镁合金棒材。

[0071] 实施例4

[0072] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.1％Co、0.1％Mn和0.9％Cu，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Co、Mn与Cu的质量百分数比为0.22。

[0073] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，与实施例3的制备方法的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.1Co‑0.1Mn‑0.9Cu(质量百分数)。

[0074] 对比例3

[0075] 一种镁合金，按质量％计，含有1.2％Co和0.9％Cu，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Co与Cu的质量百分数比为1.33。

[0076] 该镁合金的制备方法与实施例3的区别仅在于，原材料组成为Mg‑1.2Co‑0.9Cu(质量百分数)。

[0077] 所得Mg‑0.2Co‑0.9Cu、Mg‑0.1Co‑0.1Mn‑0.9Cu和Mg‑1.2Co‑0.9Cu合金的心部晶粒尺寸分别为12μm、18μm和14μm，表层晶粒尺寸分别为2μm、5μm和12μm，且Mg‑0.2Co‑0.9Cu和
Mg‑0.1Co‑0.1Mn‑0.9Cu镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒
逐渐减小。在室温测试三种镁合金的拉伸力学性能、抗疲劳性能和导热性能，疲劳循环的频
率为50Hz、最小应力与最大应力之比为‑1，结果如表3所示。

[0078] 表3

[0079]

[0080] 结合表3分析发现，Mg‑0.2Co‑0.9Cu和Mg‑0.1Co‑0.1Mn‑0.9Cu合金都同时具备高强度与高热导率，Mg‑0.2Co‑0.9Cu合金具有更佳的强度与热导率组合；相反，Mg‑1.2Co‑
0.9Cu合金因Co元素含量过高，导致心部晶格畸变严重，损害了导热性。

[0081] 实施例5

[0082] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.02％In、0.08％Sb、0.1％Ca和0.1％Ni，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Sb的总量为0.1％，Ca与Ni的纵向为0.2％，In、Sb
与Ca、Ni的质量百分比为0.5。

[0083] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0084] 按原材料Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.1Ca‑0.1Ni(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为10mm的棒材，均匀化退火；在120℃对镁合金进行数次拉拔与双向往复扭转的组
合变形，每道次组合变形含1次拉拔和1次双向往复扭转，每道次中的拉拔加工率为9％、扭
转累积的表层切应变为0.5，每道次拉扭变形后在150℃进行30min的去应力退火、水淬，所
有道次结束后直接水淬、不进行去应力退火，获得直径为2mm的镁合金线材。

[0085] 实施例6

[0086] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.02％In、0.08％Sb、0.5％Ca和0.5％Ni，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Sb的总量为0.1％，Ca与Ni的纵向为1.0％，In、Sb
与Ca、Ni的质量百分比为0.1。

[0087] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，与实施例5的制备方法的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.5Ca‑0.5Ni(质量百分数)。

[0088] 对比例4

[0089] 一种镁合金，按质量％计，含有0.02％In、0.08％Sb、1.0％Ca和1.0％Ni，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Sb的总量为0.1％，Ca和Ni的总量为2.0％，In、Sb与Ca、Ni的质
量百分比为0.05。

[0090] 该镁合金的制备方法与实施例5的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.02In‑0.08Sb‑1.0Ca‑1.0Ni(质量百分数)。

[0091] 所得Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.1Ca‑0.1Ni、Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.5Ca‑0.5Ni和Mg‑0.02In‑0.08Sb‑1.0Ca‑1.0Ni合金的心部晶粒尺寸分别为12μm、15μm和14μm，表层晶粒尺寸
分别为6μm、5μm和12μm，Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.1Ca‑0.1Ni和Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.5Ca‑
0.5Ni镁合金沿径向含对称的梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小。在室温
测试三种镁合金的拉伸力学性能、抗疲劳性能和导热性能，疲劳循环的频率为10Hz、绝对值
最小应力与绝对值最大应力之比为0，结果如表4所示。

[0092] 表4

[0093]

[0094]

[0095] 结合表4分析发现，Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.1Ca‑0.1Ni和Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.5Ca‑0.5Ni合金都同时具备高强度与高热导率，Mg‑0.02In‑0.08Sb‑0.1Ca‑0.1Ni合金具有更佳
的强度与热导率组合，相反，Mg‑0.02In‑0.08Sb‑1.0Ca‑1.0Ni合金因Ca和Ni元素的总含量
过高，阻碍了In、Sb元素在表层晶界偏聚，损害了拉伸强度和抗疲劳性能。

[0096] 实施例7

[0097] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.05％In、1.5％Ni和0.9％Ce，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Ni的质量百分比为0.033。

[0098] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0099] 按原材料Mg‑0.05In‑1.5Ni‑0.9Ce(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为3mm的棒材，均匀化退火；在室温对镁合金进行数次拉拔与单向扭转的组合变形，每道次
组合变形含1次拉拔和1次单向扭转，每道次中的拉拔加工率为5％、扭转累积的表层切应变
为0.4，每道次拉扭变形后在150℃进行60min的去应力退火、水淬，所有道次结束后直接水
淬、不进行去应力退火，获得直径为1.0mm的镁合金线材。

[0100] 实施例8

[0101] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.05％In、1.0％Ca、0.5％Ni和0.9％Ce，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Ca、Ni的质量百分比为0.033。

[0102] 本实施例的镁合金的制备方法与实施例7的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.05In‑1.0Ca‑0.5Ni‑0.9Ce(质量百分数)。

[0103] 对比例5

[0104] 一种镁合金，按质量％计，含有0.02％In、1.5％Ni和0.9％Ce，余量为Mg和不可避免的杂质，其中In与Ni的质量百分比为0.013。

[0105] 该镁合金的制备方法与实施例7的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.02In‑1.5Ni‑0.9Ce(质量百分数)。

[0106] 所得Mg‑0.05In‑1.5Ni‑0.9Ce、Mg‑0.05In‑1.0Ca‑0.5Ni‑0.9Ce和Mg‑0.02In‑1.5Ni‑0.9Ce的心部晶粒尺寸分别为14μm、16μm和23μm，表层晶粒尺寸分别为8μm、9μm和12μ
m，Mg‑0.05In‑1.5Ni‑0.9Ce和Mg‑0.05In‑1.0Ca‑0.5Ni‑0.9Ce镁合金沿径向含对称的梯度
组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小。在室温测试三种镁合金的拉伸力学性能、
抗疲劳性能和导热性能，疲劳循环的频率为0.01Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之
比为0.1，结果如表5所示。

[0107] 表5

[0108]

[0109] 结合表5分析发现，Mg‑0.05In‑1.5Ni‑0.9Ce和Mg‑0.05In‑1.0Ca‑0.5Ni‑0.9Ce合金都同时具备高强度与高热导率，Mg‑0.05In‑1.5Ni‑0.9Ce合金具有更佳的强度与热导率
组合，相反，Mg‑0.02In‑1.5Ni‑0.9Ce合金因In元素含量过低，导致元素偏聚程度不足，强度
较差。

[0110] 实施例9

[0111] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.4％Sr、0.5％Mn和1.0％Ca，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Sr和Mn的总量为0.9％，Sr、Mn与Ca的质量百分比为0.9。

[0112] 一种上述本实施例的高强高导热镁合金的制备方法，包括如下步骤：

[0113] 按原材料Mg‑0.4Sr‑0.5Mn‑1.0Ca(质量百分数)，铸造成镁合金锭坯，加工成直径为12mm的棒材，均匀化退火；在120℃对镁合金进行数次拉拔与单向扭转、双向往复扭转的
组合变形，每道次组合变形含1次单向扭转或双向往复扭转和1次拉拔，每道次中的拉拔加
工率为10％、扭转累积的表层切应变为0.1，每道次拉扭变形后在200℃进行10min的去应力
退火、水淬，所有道次结束后直接水淬、不进行去应力退火，获得直径为6.0mm的镁合金棒
材。

[0114] 实施例10

[0115] 一种高强高导热镁合金，按质量％计，含有0.2％Co、0.3％Sr、0.5％Mn和1.0％Ca，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Co、Sr和Mn的总量为1.0％，Co、Sr、Mn与Ca的质量百分比
为1。

[0116] 本实施例的镁合金的制备方法与实施例9的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑1.0Ca(质量百分数)。

[0117] 对比例6

[0118] 一种镁合金，按质量％计，含有0.2％Co、0.3％Sr、0.5％Mn和0.5％Ca，余量为Mg和不可避免的杂质，其中Co、Sr和Mn的总量为1.0％，Co、Sr、Mn与Ca的质量百分比为2。

[0119] 该镁合金的制备方法与实施例9的区别仅在于，原材料组成为Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑0.5Ca(质量百分数)。

[0120] 所得Mg‑0.4Sr‑0.5Mn‑1.0Ca、Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑1.0Ca和Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑0.5Ca合金的心部晶粒尺寸分别为14μm、13μm和26μm，表层晶粒尺寸分别为5μm、7μm
和9μm，且Mg‑0.4Sr‑0.5Mn‑1.0Ca和Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑1.0Ca镁合金沿径向含对称的
梯度组织微观结构，由心部至表层，其晶粒逐渐减小。在室温测试三种镁合金的拉伸力学性
能、抗疲劳性能和导热性能，疲劳循环的频率为1Hz、绝对值最小应力与绝对值最大应力之
比为0，结果如表6所示。

[0121] 表6

[0122]

[0123] 结合表6分析发现，Mg‑0.4Sr‑0.5Mn‑1.0Ca和Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑1.0Ca合金都同时具备高强度与高热导率，Mg‑0.4Sr‑0.5Mn‑1.0Ca合金具有更佳的强度与热导率组
合；相反，Mg‑0.2Co‑0.3Sr‑0.5Mn‑0.5Ca合金因Co、Sr、Mn与Ca的质量百分比值过高，导致心
部晶格畸变严重，损害了导热性。

[0124] 以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制。虽然本发明已以较佳实施例揭示如上，然而并非用以限定本发明。任何熟悉本领域的技术人
员，在不脱离本发明的精神实质和技术方案的情况下，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，或修改为等同变化的等效实施例。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的任何简单
修改、等同替换、等效变化及修饰，均仍属于本发明技术方案保护的范围内。