一种井下压裂用快速降解Mg-Er-Ni/Cu合金及其制备方法

摘要

本发明公开了一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其特征在于，包括按质量百分比计的如下组分：Er：5.0‑15.0％，Ni：1.0‑4.0％，Cu：0.3‑2.0％，且Er/(Ni+Cu)的摩尔比为0.3‑1.1，余量为Mg和不可避免的杂质元素。本发明还公开了该Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法。本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，以镁为基础材料，通过加入Ni和Er，使得Mg的密排六方结构产生堆垛层错和提供固溶的Ni/Cu和Er原子去填充层错层形成双原子的Ni/Cu‑LPSO相，通过控制Er/(Ni+Cu)的摩尔比为0.3‑1.1，制备出含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相和双Mg2Ni/Mg2Cu共晶相合金，既避免低电位的MgEr稀土相生成，同时双相结构能提供更多电偶腐蚀对，实现降解速率的显著提升。

权利要求

1.一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其特征在于，包括按质量百分比计的如下组分：Er：5.0‑15.0％，Ni：1.0‑4.0％，Cu：0.3‑2.0％，且Er/(Ni+Cu)的摩尔比为0.3‑1.1，余量为Mg和不可避免的杂质元素；所述井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备包括如下步骤：铸造：将镍源、镁源、铒源和铜源混合均匀，进行熔炼铸造，得到铸态合金；

所述铸态合金包括含Ni/Cu的LPSO相和Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，所述含Ni/Cu的LPSO相的体积分数为10‑35％，所述Mg2Ni/Mg2Cu共晶相的体积分数为5‑20％；

热处理：将铸态合金依次进行均匀化处理和挤压变形处理，即制得井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金；

所述井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金在93℃、3wt.％的KCl溶液中的降解速率为

3050‑6800mm/a。

2.一种根据权利要求1所述的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：(a)铸造：将镍源、镁源、铒源和铜源混合均匀，进行熔炼铸造，得到铸态合金；

(b)热处理：将铸态合金依次进行均匀化处理和挤压变形处理，即制得井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在步骤(a)中，进行熔炼铸造时，先升温至760‑800℃，保温并搅拌使原料全部熔化后,再在760‑780℃下保温25‑35min，最后采用盐水浴冷却，得到铸态合金。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述熔炼铸造时采用惰性气体保护。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述惰性气体选自氦气、氩气、二氧化碳和六氟化硫中的至少一种。

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在步骤(b)中，进行均匀化处理的温度为380‑420℃，时间为25‑35min。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，在步骤(b)中，进行挤压变形处理时的挤压比为9‑15，挤压变形速度为0.2‑0.3m/min。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述挤压变形处理时的温度为380‑

420℃。

9.如权利要求1所述的Mg‑Er‑Ni/Cu合金在制备压裂用井下工具中的用途。

10.如权利要求1所述的Mg‑Er‑Ni/Cu合金在油气开采中的用途。

说明书

一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于油气开采材料技术领域，具体涉及一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金及其制备方法。

背景技术

[0002] 近年来，随着我国油气开采技术的逐步提升、非常规能源的勘探和水平井的大规模应用，在多油(气)层油气田的开采和增产过程中，多级滑套分段压裂技术作为低渗透，超低渗透油气田的主要增产手段得到深度开发和应用。在分段压裂采油气过程中关键技术就是压裂，而压裂过程中高性能压裂工具的开发又成为这一技术的主要难题。

[0003] 为满足压裂需求，压裂工具必须兼具一定的强度和较快的降解速率，镁合金具有高比强度和低耐蚀性等特点，极具开发快速降解镁合金压裂工具潜力，但由于其降解速率相对较低，通常通过引入过渡金属元素Fe、Ni和Cu等来提升合金的整体降解速率，而目前普遍存在降解速率较低(＜2000mm/a)或强度较差(＜350Mpa)等特性，无法满足高效率压裂作业需求，因此亟待开发一种能够满足一定强度且高降解速率压裂工具镁合金材料。

发明内容

[0004] 本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的主要目的在于提供一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，旨在解决现有压裂工具所用材料强度和降解速率不佳的问题。

[0005] 一种井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er：5.0‑15.0％，Ni：1.0‑4.0％，Cu：0.3‑2.0％，且Er/(Ni+Cu)的摩尔比为0.3‑1.1，余量为Mg和不可避免的杂质元素。

[0006] 在某些具体实施例中，其中所述井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金包括铸态合金，且所述铸态合金包括含Ni/Cu的LPSO相和Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，所述含Ni/Cu的LPSO相的体积分数为10‑35％，所述Mg2Ni/Mg2Cu共晶相的体积分数为5‑20％。

[0007] 本发明的目的在于还提供一种根据前述的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：将镍源、镁源、铒源和铜源混合均匀，进行合金化处理，得到井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金。

[0008] 在某些具体实施例中，所述合金化处理包括熔炼铸造法和粉末合金法；

[0009] 进一步，采用熔炼铸造法进行合金化处理。

[0010] 进一步，所熔炼铸造法包括如下步骤：

[0011] (a)铸造：将镍源、镁源、铒源和铜源混合均匀，进行熔炼铸造，得到铸态合金；

[0012] (b)热处理：将铸态合金依次进行均匀化处理和挤压变形处理，即制得井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金。

[0013] 进一步，在步骤(a)中，进行熔炼铸造时，先升温至760‑800℃，保温并搅拌使原料全部熔化后,再在760‑780℃保温25‑35min，最后采用盐水浴冷却，得到铸态合金；

[0014] 进一步，熔炼铸造时采用惰性气体保护；

[0015] 进一步，所述惰性气体选自氦气、氩气、二氧化碳和六氟化硫中的至少一种；

[0016] 进一步，在步骤(b)中，进行均匀化处理的温度为380‑420℃，时间为25‑35min。

[0017] 进一步，在步骤(b)中，进行挤压变形处理时的挤压比为9‑15，挤压变形速度为0.2‑0.3m/min；优选地，进行挤压变形处理的温度为380‑420℃。

[0018] 本发明的目的在于还提供前述Mg‑Er‑Ni/Cu合金在制备压裂用井下工具中的用途。

[0019] 本发明的目的在于还提供前述Mg‑Er‑Ni/Cu合金在油气开采中的用途。

[0020] 与现有技术相比，本发明至少具有以下优点：

[0021] 1)本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，以镁为基础材料，通过加入Ni和Er，使得Mg的密排六方结构产生堆垛层错和提供固溶的Ni/Cu和Er原子去填充层错层形成双原子的Ni/Cu‑LPSO相，通过控制Er/(Ni+Cu)的摩尔比为0.3‑1.1，制备出含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相(含Ni/Cu的LPSO相)和双Mg2Ni/Mg2Cu共晶相合金，既避免低电位的MgEr稀土相生成，同时双相结构能提供更多电偶腐蚀对，实现降解速率显著提升。

[0022] 2)本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，工艺流程简单，无需固溶与时效热处理，工序简化，成本降低，采用的电阻炉、挤压机等设备均为常规设备，便于工业化应用。

附图说明

[0023] 为了更清楚地说明本发明具体实施方式，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。

[0024] 图1为本发明中实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的SEM图；

[0025] 图2为本发明中实施例1和实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的工程力图。

[0026] 图3为本发明中实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的Image Pro测试图；

[0027] 图4为本发明中实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的TEM‑EDS能谱图；

[0028] 图5是本发明中实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的TEM‑EDS面分布图。

具体实施方式

[0029] 下面结合附图和实施例对本发明作进一步详述，以下实施例只是描述性的，不是限定性的，不能以此限定本发明的保护范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

[0030] 下述实施例中，纯镁，Mg‑30wt.％Er、Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金是从山东瑞峰金属制品有限公司公司购买的，二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)购自重庆瑞科气体有限公司，腐蚀速率测定药瓶KCl购自重庆煌辉化学危险品销售有限公司。

[0031] 下述实施例中，力学性能是通过电子万能拉力试验机(GB/T 1177‑2018)(检测方法)进行检测的，采用的设备型号是CMT‑5105，降解速率是通过合金的浸泡试验(GB/T16886.15)(检测方法)进行检测的，采用的设备是数显恒温水浴锅，其型号为HH‑2；采用Image Pro相体积分数分析软件测试合金中相体的体积分数；采用SEM和透射电子显微镜(TEM)进行物相鉴定。

[0032] 实施例1

[0033] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er：5.2％，Ni：1.4％，Cu：0.3％，余量为Mg和不可避免的杂质元素(不可避免的杂质元素在合金中的质量百分含量不高于0.2％)，其中Er/(Ni+Cu)摩尔比为1.09。

[0034] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：

[0035] 1)按上述合金的成分进行配比，称取商用纯镁块及Mg‑30wt.％Er，Mg‑30wt.％Ni、Mg‑30wt.％Cu中间合金，对原材料表面进行打磨，去除表面氧化层，将其依次置于工业酒精中，放入超声波清洗仪中清洗；

[0036] 2)设定电阻炉的温度为760℃，在二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)的混合气体保护下，先把纯Mg块和Mg‑30wt.％Er中间合金装入坩埚，把坩埚放入电阻炉中，待材料熔化后，再放入Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金，待其完全熔化后，在760℃下保温35min；保温结束后，将坩埚从电阻炉中取出，用盐水浴冷却，制得铸态合金；

[0037] 3)将铸态合金进行车削加工，制备成直径80mm、高度60mm的挤压锭，对挤压锭去皮处理后，先把挤压锭预热至380℃维持35min进行均匀化处理，再放入挤压筒中进行挤压，挤压温度为380℃，挤压比15，挤压速度为0.2m/min，得到挤压棒材。

[0038] 对本实施例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为10.1％；Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为5.2％。

[0039] 实施例2

[0040] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er：8.2％，Ni：2.1％，Cu：0.8％，余量为Mg和不可避免的杂质元素(不可避免的杂质元素在合金中的质量百分含量不高于0.2％)，其中Er/(Ni+Cu)摩尔比为1.01。

[0041] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：

[0042] 1)按上述合金的成分进行配比，称取商用纯镁块及Mg‑30wt.％Er，Mg‑30wt.％Ni、Mg‑30wt.％Cu中间合金，对原材料表面进行打磨，去除表面氧化层，将其依次置于工业酒精中，放入超声波清洗仪中清洗；

[0043] 2)设定电阻炉的温度为770℃，在二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)的混合气体保护下，先把纯Mg块和Mg‑30wt.％Er中间合金装入坩埚，把坩埚放入电阻炉中，待材料熔化后，再放入Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金，待其完全熔化后，在765℃下保温30min；保温结束后，将坩埚从电阻炉中取出，用盐水浴冷却，制得铸态合金；

[0044] 3)将铸态合金进行车削加工，制备成直径80mm、高度60mm的挤压锭，对挤压锭去皮处理后，先把挤压锭预热至390℃维持35min进行均匀化处理，再放入挤压筒中进行挤压，挤压温度为390℃，挤压比13，挤压速度为0.2m/min，得到挤压棒材。

[0045] 对本实施例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为18.3％；Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为8.5％。

[0046] 实施例3

[0047] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er：9.9％，Ni：2.3％，Cu：1.1％，余量为Mg和不可避免的杂质元素(不可避免的杂质元素在合金中的质量百分含量不高于0.2％)，其中Er/(Ni+Cu)摩尔比为1.05。

[0048] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：

[0049] 1)按上述合金的成分进行配比，称取商用纯镁块及Mg‑30wt.％Er，Mg‑30wt.％Ni、Mg‑30wt.％Cu中间合金，对原材料表面进行打磨，去除表面氧化层，将其依次置于工业酒精中，放入超声波清洗仪中清洗；

[0050] 2)设定电阻炉的温度为780℃，在二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)的混合气体保护下，先把纯Mg块和Mg‑30wt.％Er中间合金装入坩埚，把坩埚放入电阻炉中，待材料熔化后，再放入Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金，待其完全熔化后，在770℃下保温30min；保温结束后，将坩埚从电阻炉中取出，用盐水浴冷却，制得铸态合金；

[0051] 3)将铸态合金进行车削加工，制备成直径80mm、高度60mm的挤压锭，对挤压锭去皮处理后，先把挤压锭预热至420℃维持25min进行均匀化处理，再放入挤压筒中进行挤压，挤压温度为420℃，挤压比9，挤压速度为0.3m/min，得到挤压棒材。

[0052] 对本实施例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为25.4％；Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为13.2％。

[0053] 实施例4

[0054] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er：12％，Ni：2.8％，Cu：1.3％，余量为Mg和不可避免的杂质元素(不可避免的杂质元素在合金中的质量百分含量不高于0.2％)，其中Er/(Ni+Cu)摩尔比为1.05。

[0055] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：

[0056] 1)按上述合金的成分进行配比，称取商用纯镁块及Mg‑30wt.％Er，Mg‑30wt.％Ni、Mg‑30wt.％Cu中间合金，对原材料表面进行打磨，去除表面氧化层，将其依次置于工业酒精中，放入超声波清洗仪中清洗；

[0057] 2)设定电阻炉的温度为790℃，在二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)的混合气体保护下，先把纯Mg块和Mg‑30wt.％Er中间合金装入坩埚，把坩埚放入电阻炉中，待材料熔化后，再放入Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金，待其完全熔化后，在760℃下保温25min；保温结束后，将坩埚从电阻炉中取出，用盐水浴冷却，制得铸态合金；

[0058] 3)将铸态合金进行车削加工，制备成直径80mm、高度60mm的挤压锭，对挤压锭去皮处理后，先把挤压锭预热至420℃维持35min进行均匀化处理，再放入挤压筒中进行挤压，挤压温度为420℃，挤压比10，挤压速度为0.3m/min，得到挤压棒材。

[0059] 对本实施例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，如图1、图3、图4和图5所示，由图1可以明显观察到合金的两相组织结构，证明合金非单一相组成；而从图3可以看出，图3(a)和图3(b)分别为Mg2Ni/Mg2Cu共晶相和Ni/Cu‑LPSO相两种第二相选区分析，可得出不同第二相的体积分数；再从图4和图5的选区电子衍射TEM‑EDS谱和面分布图可验证合金中Ni/Cu‑LPSO相和Mg2Ni/Mg2Cu共晶相存在，由此可以得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu形成含双原子Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为30.5％；Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为16.3％。

[0060] 实施例5

[0061] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金，包括按质量百分比计的如下组分：Er14.5％，Ni：3.4％，Cu：1.6％，余量为Mg和不可避免的杂质元素(不可避免的杂质元素在合金中的质量百分含量不高于0.2％)，其中Er/(Ni+Cu)摩尔比为1.0。

[0062] 本发明所提供的井下压裂用快速降解Mg‑Er‑Ni/Cu合金的制备方法，包括如下步骤：

[0063] 1)按上述合金的成分进行配比，称取商用纯镁块及Mg‑30wt.％Er，Mg‑30wt.％Ni、Mg‑30wt.％Cu中间合金，对原材料表面进行打磨，去除表面氧化层，将其依次置于工业酒精中，放入超声波清洗仪中清洗；

[0064] 2)设定电阻炉的温度为790℃，在二氧化碳(CO2)和六氟化硫(SF6)的混合气体保护下，先把纯Mg块和Mg‑30wt.％Er中间合金装入坩埚，把坩埚放入电阻炉中，待材料熔化后，再放入Mg‑30wt.％Ni和Mg‑30wt.％Cu中间合金，待其完全熔化后，在775℃下保温30min；保温结束后，将坩埚从电阻炉中取出，用盐水浴冷却，制得铸态合金；

[0065] 3)将铸态合金进行车削加工，制备成直径80mm、高度60mm的挤压锭，对挤压锭去皮处理后，先把挤压锭预热至400℃维持25‑35min进行均匀化处理，再放入挤压筒中进行挤压，挤压温度为400℃，挤压比12，挤压速度为0.3m/min，得到挤压棒材。

[0066] 对本实施例制备所得铸态采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为34.2％；Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为19.3％。

[0067] 对比例1

[0068] 本对比例所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其组分与实施例2基本相同，不同之处在于Cu+Ni含量相同，但Er/(Cu+Ni)的摩尔比为0.2，其制备方法与实施例2相同。

[0069] 对本对比例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu不形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，Mg、Er，Ni和Cu形成Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为12.3％。

[0070] 对比例2

[0071] 本对比例所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其组分与实施例2基本相同，不同之处在于Er含量相同，Er/(Cu+Ni)的摩尔比为2.0，其制备方法与实施例2相同。

[0072] 对本对比例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er、Ni和Cu不仅形成含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相，该相的体积分数为15.3％，无Mg2Ni/Mg2Cu共晶相形成，形成了MgEr相，该相的体积分数为2.3％。

[0073] 对比例3

[0074] 本对比例所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其组分与实施例2基本相同，不同之处在于Ni含量取Ni+Cu含量，但Er/Ni的摩尔比为0.99，其制备方法与实施例2相同。

[0075] 对本对比例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er和Ni不仅形成含Ni‑LPSO相，该相的体积分数为18.6％，同时还存在Mg2Ni共晶相，该相的体积分数为8.8％。

[0076] 对比例4

[0077] 本对比例所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金，其组分与实施例2基本相同，不同之处在于Cu含量取Ni+Cu含量，但Er/Cu的摩尔比为1.07，其制备方法与实施例2相同。

[0078] 对本对比例制备所得铸态合金采用扫描电子显微镜(SEM)进行形貌扫描、用透射电子显微镜(TEM)进行形貌扫描分析，以及采用Image Pro分析软件对第二相体积分数进行性能检测，得知该铸态合金中Mg、Er和Cu不仅形成含Ni‑LPSO相，该相的体积分数为17.4％，同时还存在Mg2Cu共晶相，该相的体积分数为6.9％。

[0079] 性能测试：

[0080] 本申请对实施例1‑5，对比例1‑4制备所得的Mg‑Er‑Ni/Cu合金进行性能测试，其中力学性能通过GB/T 1177‑2018进行检测，降解速率采用GB/T16886.15，在93℃、3wt.％的KCl溶液中进行测试，具体结果如图2和表1所示，其中图2为实施例1和实施例4所提供的Mg‑Er‑Ni/Cu合金的工程力图。

[0081] 表1：Mg‑Er‑Ni/Cu合金的力学性能和组成相

[0082]

[0083] 根据上表可知，在Er/(Ni+Cu)摩尔比为0.3‑1.1范围内，制备所得的Mg‑Er‑Ni/Cu含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相和双Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，其体积分数分别为在10％‑35％和5％‑20％之间，随着含双原子‑Ni/Cu‑LPSO相和Mg2Ni/Mg2Cu共晶相含量的增加，Mg‑Er‑Ni/Cu合金的抗拉强度由360MPa增加到470MPa，降解速率由3050mm/a提升到6800mm/a，但合金的延伸率由9.3％下降到5.9％。但当Er/Ni摩尔比不在该范围时，如对比例1中该特定比例的摩尔比为0.2，其强度由390MPa下降到260MPa，塑性由7.8％下降到4.8％，其原因是该摩尔比条件下，无强韧化的Ni/Cu‑LPSO相生成，仅Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，不仅降低合金的强度，同时也降解了合金塑性，此外，该相的生成，在相同Er含量下，第二相含量降低，使得合金的降解速率由4025mm/a下降到2950mm/a。另外，对比例2中该特定比例的摩尔比为2.0，其力学性能虽然由一定得提升，但降解性能显著下降，主要是因为高电位的Mg2Ni/Mg2Cu共晶相消失，且Ni/Cu‑LPSO的含量降低，形成了低电位MgRE相，提供的电偶腐蚀特性降低，使得合金的降解速率4025mm/a下降到3560mm/a。另外，对比例3和对比例4，当仅存在单一的Ni‑LPSO相与Mg2Ni相以及单一的Cu‑LPSO相与Mg2Cu相，合金的力学下降不明显，但其降解速率显著下降，其原因是一方面，单一类型Ni‑LPSO相和Cu‑LPSO相，其本身的自腐蚀速率低于Ni/Cu‑LPSO相，另一方面，单一Mg2Ni和Mg2Cu相与Mg基体和LPSO相间的电偶腐蚀对相对于双Mg2Ni/Mg2Cu共晶相减少，降低合金的电偶腐蚀特性，使得合金的降解速率4025mm/a下降到
3250mm/a和3050mm/a。

[0084] 综上，从合金快速降解角度考虑，所述合金在Er/Ni摩尔比为0.3‑1.1范围内，含双原子Ni/Cu‑LPSO相和双Mg2Ni/Mg2Cu共晶相，其体积分数分别为在10％‑35％和5％‑20％之间合金具有最佳的降解特性。

[0085] 以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围，其均应涵盖在本发明的权利要求和说明书的范围当中。