权利要求
1.一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1、根据镁合金组成取原料进行熔炼得到镁合金铸件，镁合金为Mg-Y-Ni合金，且Y与Ni的原子比为1;
S2、对镁合金铸件进行固溶处理;
S3、对固溶处理的镁合金进行挤压变形，得到高模量高韧性双相镁合金。
2.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 9.5~10.5wt.%，Ni 6.0~7.0wt.%，其余为Mg。
3.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 12.1~13.1wt.%，Ni 7.8~8.8wt.%，其余为Mg。
4.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，原料为高纯镁锭、
镍片、镁-钇中间合金。
5.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，对镁合金铸件采用粉末包埋的方式进行固溶处理，包括如下步骤：
S21、将镁合金铸件加工为试样;
S22、准备氧化镁粉末并干燥;
S23、使用
锡纸和干燥后的氧化镁粉末将试样包裹压实，然后将包裹压实的试样放置于预热好的刚玉坩埚中，周围用干燥的氧化镁粉末填充并压实;
S24、进行固溶处理，试样随炉升温至500°C并保温12h，升温速率为10°C/min;保温结束后将试样取出并迅速置于水中冷却，获得固溶处理态镁合金试样。
6.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，选用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套。
7.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，挤压温度为400~420°C，挤压比为25/1~16/1，挤压速度为0.4mm/s，挤压角度为30°。
8.根据权利要求1所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，挤压变形包括如下步骤：
S31、将挤压模具置于环形电阻炉中升温至正挤压所需温度;
S32、使用热处理炉在相应的挤压温度对试样进行保温处理，该步骤与步骤S31同时进行;
S33、保温完成后，快速将试样放入模具中进行匀速挤压;
S34、挤压结束后，将挤压件取出置于空气中冷却至室温后得到镁合金挤压试样。
9.一种高模量高韧性双相镁合金，其特征在于，采用权利要求1-8任一项所述的高模量高韧性双相镁合金的制备方法制备得到，双相镁合金为α-Mg/14H-LPSO双相镁合金，且14H-LPSO相的体积分数≥45%，再结晶晶粒的尺寸≤3.2μm。
10.根据权利要求9所述的高模量高韧性双相镁合金，其特征在于，高模量高韧性双相镁合金的弹性模量≥45GPa、抗拉强度≥350MPa、屈服强度≥300MPa、伸长率≥7%。
说明书
技术领域
[0001]本发明涉及镁合金技术领域，具体为一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法。
背景技术
[0002]镁合金广泛用于轨道交通、航空航天、军工等重大工程领域。然而，镁合金的弹性模量较低，仅为40~45GPa，远低于
铝合金(70GPa)、钛合金(110GPa)和钢铁(206GPa)，抗弹性变形能力较差，限制了其进一步地实际工程应用。所以，为了满足重大工程领域对镁合金综合性能的高端要求，制备高模量镁合金成为开发高性能镁合金的重大挑战。
[0003]目前，高模量镁合金制备的主要方法有外加增强体和原位自生增强体两种。外加增强体法是在镁合金中加入自身弹性模量较高的增强体，如TiB2、SiC和Al2O3等，制备成高弹性模量的镁基
复合材料。原位自生增强体法是通过添加Gd、Y、Al、Si等合金化元素，在镁合金中原位自生出高弹性模量的第二相，如Mg2Si、Gd5Si3、Y2Si、MgAg、Al2Y等，从而提升镁合金整体弹性模量。然而，高模量增强体和高模量第二相同时具有高硬度和高脆性，在镁合金中大量引入严重地削弱了镁合金的力学性能，尤其是韧性，使镁合金呈现严重的模量-韧性不匹配的领域难题。此外，现有技术也有通过特定超声振动压缩加工，在A931镁合金中形成了高低度变形带，在大量析出增强相的同时减小了镁基体晶格参数，使得AZ91镁合金弹性模量提升至52GPa以上。现有技术还有通过熔炼、雾化、热压烧结、挤压成型和时效处理等方法，通过改变增强相的形态及分布，制备出了抗拉强度大于400MPa，弹性模量大于55GPa的Mg-Zn-Zr-Sr-Sc合金。可见，通过改进制备工艺，能够获得一系列高模量镁合金。然而，相对复杂的制备工艺和较高的成本导致难以实现工程应用。因此，研发高模量高韧性的镁合金并简化生产工艺已变得非常迫切。现有技术中通过第一性原理计算了镁合金中部分第二相的弹性模量和韧脆性，Mg2Ni，MgCu2，MgZn2等兼具较高的弹性模量和较好的韧性，通过多组元合金化在镁合金引入高模量韧性相可同时提高弹性模量和韧性。然而，多组元镁合金中第二相的生成复杂且难以控制。因此，还需要研发体系简单，第二相易于控制的高模量高韧性镁合金以满足工程领域中的应用。
发明内容
[0004]为解决现有技术存在的问题，本发明的主要目的是提出一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法。
[0005]根据本发明的一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法，包括如下步骤：
S1、根据镁合金组成取原料进行熔炼得到镁合金铸件，镁合金为Mg-Y-Ni合金，且Y与Ni的原子比为1;在Mg-Y-Ni合金体系中，LPSO相的形成与Y与Ni原子比密切相关。当Y与Ni原子比大于1时，过量的Y原子会溶入镁基体中，合金主要由α-Mg、LPSO相及富Y相组成;当Y与Ni原子比小于1时，Ni元素过量，合金主要由α-Mg、LPSO相及Mg2Ni相组成;当Y与Ni原子比等于1时，可确保LPSO相的析出。
[0006]S2、对镁合金铸件进行固溶处理;
S3、对固溶处理的镁合金进行挤压变形，得到高模量高韧性双相镁合金。
[0007]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S1中，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 9.5~10.5wt.%，Ni 6.0~7.0wt.%，其余为Mg。优选的，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 10.0wt.%，Ni 6.5wt.%，其余为Mg。
[0008]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S1中，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 12.1~13.1wt.%，Ni 7.8~8.8wt.%，其余为Mg。优选的，Mg-Y-Ni合金组成为：Y 12.6wt.%，Ni 8.3wt.%，其余为Mg。
[0009]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S1中，原料为高纯镁锭(Mg 99.99 wt.%)、镍片(Ni 99.99 wt.%)、镁-钇中间合金(Mg-30wt.%Y)。同时，为了获得高品质镁合金熔体，熔炼合金前需去除原材料表面的氧化层，并将全部原材料以及熔炼所需要的覆盖剂、精炼剂、扒渣搅拌工具等置于200℃干燥箱中预热处理。
[0010]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S1中，熔炼在氩气气氛的箱式电阻炉中完成，具体步骤如下：
S11、熔化镁锭：将镁锭加入提前预热至500℃的钢制坩埚中，使用干燥后的盐类覆盖剂覆盖其表面并引入高纯氩气(99.999%)保护;由于纯镁高温下的化学性质活泼，与空气中的氧气和水蒸气接触后极易反应，本发明采用熔剂保护(盐类覆盖剂)+气体保护(高纯氩气)进行双重保护。将电阻炉温度升高至720℃保温30min，确保镁锭完全熔化;
S11、加镁-钇中间合金：将预热至200℃的镁-钇中间合金加入熔化的镁液中，使用盐类覆盖剂覆盖熔液表面，合炉并将炉温升至780℃，保温15min;
S13、加镍：保温结束后开炉除渣，加入预热好的镍片并使用搅拌棒机械搅拌3-5min，搅拌结束后使用覆盖剂将熔液表面覆盖，合炉并将炉温升回至780℃，保温20min;
S14、精炼：为确保镁合金的高品质熔炼，需进行精炼处理;开炉除渣，将盐类精炼剂加入合金熔液中并搅拌3min，使镁熔体与精炼剂充分接触，精炼结束后将覆盖剂均匀撒在熔液表面，合炉并将炉温升回至750℃，保温30min;
S15、浇铸：待保温结束后，开炉除渣，将合金熔液浇铸到提前预热至200℃的钢制浇铸模具中;浇铸前使用高纯氩气排除模具中的空气，浇铸过程中使用氩气保护，待冷却至室温，从模具中取出镁合金铸件。
[0011]在本发明中，由于纯镍(1452°C)的熔点远高于纯镁(650°C)，且在高温下镁极易蒸发。因此，为确保镍熔化的同时镁尽可能少的损耗，熔炼过程中使用溶剂和气体双重保护，通过在较低熔炼温度条件下借助扩散反应使镍熔化，有效避免了高温条件熔炼造成Mg元素过渡损耗，影响合金成分准确性。
[0012]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S2中，镁合金在凝固过程中存在成分偏析，高温热处理可以有效消除铸锭的成分、组织偏析。但高温下镁合金易氧化易烧损的特点使得镁合金热处理较为困难，因此，本发明采用粉末包埋的方式进行镁合金热处理，以确保试样不会氧化和烧损。对镁合金铸件采用粉末包埋的方式进行固溶处理，包括如下步骤：
S21、使用车床将镁合金铸件车削加工为Ø40×(25~35)mm的圆柱形试样;
S22、准备足量的氧化镁粉末置于刚玉坩埚，使用干燥箱在200°C烘干氧化镁粉末至少30min，去除氧化镁粉末中的水分;
S23、使用锡纸和干燥后的氧化镁粉末将试样包裹压实，然后将包裹好的试样放置于预热好的刚玉坩埚中，周围用干燥的氧化镁粉末填充并压实;
S24、使用马弗炉进行固溶处理，试样随炉升温至500°C并保温12h，升温速率为10°C/min;保温结束后将试样取出并迅速置于水中冷却，使用砂纸去除表面氧化层后获得固溶处理态镁合金试样。
[0013]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S3中，选用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套;挤压温度为400~420°C，挤压比为25/1~16/1，挤压速度为0.4mm/s，挤压角度为30°。
[0014]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的制备方法的优选方案，其中：所述步骤S3中，挤压变形包括如下步骤：
S31、将挤压模具置于环形电阻炉中升温至正挤压所需温度，为保证挤压模具各部分受热均匀，待到达挤压温度后保温至少60min;
S32、使用热处理炉在相应的挤压温度对试样进行60min的保温处理，该步骤与步骤S31同时进行;
S33、保温完成后，快速将试样放入模具中，使用0.4mm/s的挤压速度进行匀速挤压;
S34、挤压结束后，将挤压件取出置于空气中冷却至室温后得到镁合金挤压试样，即高模量高韧性双相镁合金。
[0015]根据本发明的另一个方面，本发明提供了如下技术方案：
一种高模量高韧性双相镁合金，采用上述高模量高韧性双相镁合金的制备方法制备得到，双相镁合金为α-Mg/14H-LPSO双相镁合金，且14H-LPSO相的体积分数≥45%，再结晶晶粒的尺寸≤3.2μm。优选的，4H-LPSO相的体积分数为45~65%，再结晶晶粒的尺寸为1.5~3.2μm。
[0016]作为本发明所述的一种高模量高韧性双相镁合金的优选方案，其中：高模量高韧性双相镁合金的弹性模量≥45GPa、抗拉强度≥350MPa、屈服强度为≥300MPa、伸长率≥7%。
[0017]本发明的有益效果如下：
本发明提出一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法，针对镁合金模量-韧性不匹配的领域难题，选用Mg-Y-Ni合金体系，通过设置Y与Ni原子比为1，并调控镁合金中Y、Ni含量，促进大量14H-LPSO相的形核与长大，制备出仅含α-Mg/14H-LPSO双相的镁合金;其次，通过特定挤压温度和挤压比的挤压变形，促进14H-LPSO相的繁衍与增殖，同时获得细小再结晶晶粒，从而对镁合金基体产生显著的LPSO纤维强化和细晶强化，制备得到高模量高韧性变形镁合金，其弹性模量≥45GPa、抗拉强度≥350MPa、屈服强度≥300MPa、伸长率≥7%。
附图说明
[0018]为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图示出的结构获得其他的附图。
[0019]图1为本发明实施例制备Mg-Y-Ni镁合金的热加工图;
图2为本发明实施例挤压过程及模具示意图;
图3为本发明实施例挤压态镁合金试样;
图4为本发明实施例不同挤压条件下Mg-Y-Ni合金的SEM照片;
图5为本发明实施例制备的Mg-12.6Y-8.3Ni变形合金TEM照片;
图6为本发明实施例挤压态Mg-Y-Ni合金室温下的弹性模量;
图7为本发明实施例挤压态Mg-Y-Ni合金室温下的拉伸应力应变曲线。
[0020]本发明目的的实现、功能特点及优点将结合实施例，参照附图做进一步说明。
具体实施方式
[0021]下面将结合实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
[0022]本发明提出一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法，具有如下优势：
(1)本发明通过调控镁合金中Y、Ni含量，设置Y与Ni原子比为1，制备出体系简单，第二相易于控制的高模量高韧性α-Mg/14H-LPSO双相镁合金母材。
[0023](2)本发明在挤压温度为400~420℃和挤压比为25/1~16/1的特定条件下，在Mg-Y-Ni合金中获得了α-Mg/14H-LPSO双相组织，且14H-LPSO相的体积分数达到了45%以上。14H-LPSO相自身具有较高的弹性模量(~66.7GPa)，且相较于18R-LPSO相，14H-LPSO相更有利于提高镁合金的韧性，在镁合金中大量引入14H-LPSO能够同时提高弹性模量和韧性。
[0024](3)本发明在挤压温度为400~420℃和挤压比为25/1~16/1的特定条件下，在Mg-Y-Ni合金中获得了晶粒尺寸尺寸≤3.2μm的再结晶晶粒，基于Hall-Petch关系，细小的再结晶晶粒提供了更高的强度。
[0025](4)本发明在挤压温度为400~420℃和挤压比为25/1~16/1的特定条件下，获得了兼具高模量高韧性Mg-Y-Ni变形合金，获得的14H-LPSO相与镁基体完全共格，能协同提升镁合金的弹性模量和韧性，其弹性模量为≥45GPa、抗拉强度≥350MPa、屈服强度为≥300MPa、伸长率为≥7%。
[0026](5)本发明制备的高模量高韧性Mg-Y-Ni变形镁合金综合性能优异，且该合金具有较低的生产成本，工艺简便，模具结构简单，无需复杂的制造过程和精密的机器设备，有望用于轨道交通、航空航天、军工等重大工程领域。
[0027]以下结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步说明。
[0028]本发明包括四组实施例，各实施例的条件分别如下：
实施例1：合金成分为Mg-10Y-6.5Ni，挤压温度为420℃，挤压比为25/1;
实施例2：合金成分为Mg-10Y-6.5Ni，挤压温度为400℃，挤压比为25/1;
实施例3：合金成分为Mg-10Y-6.5Ni，挤压温度为400℃，挤压比为16/1;
实施例4：合金成分为Mg-12.6Y-8.3Ni，挤压温度为400℃，挤压比为16/1。
[0029]如图1所示，高模量高韧性双相镁合金的制备方法，包括如下步骤：
S1、根据镁合金组成取原料进行熔炼得到镁合金铸件;原料为高纯镁锭(Mg99.99wt.%)，镍片(Ni 99.99wt.%)、镁-钇中间合金(Mg-30wt.%Y)。同时，为了获得高品质镁合金熔体，熔炼合金前需去除原材料表面的氧化层，并将全部原材料以及熔炼所需要的覆盖剂、精炼剂、扒渣搅拌工具等置于200℃干燥箱中预热处理。熔炼在氩气气氛的箱式电阻炉中完成，具体步骤如下：
S11、熔化镁锭：将镁锭加入提前预热至500℃的钢制坩埚中，使用干燥后的盐类覆盖剂覆盖其表面并引入高纯氩气(99.999%)保护;由于纯镁高温下的化学性质活泼，与空气中的氧气和水蒸气接触后极易反应，本发明采用熔剂保护(盐类覆盖剂)+气体保护(高纯氩气)进行双重保护。将电阻炉温度升高至720℃保温30min，确保镁锭完全熔化;
S11、加镁-钇中间合金：将预热至200℃的镁-钇中间合金加入熔化的镁液中，使用盐类覆盖剂覆盖熔液表面，合炉并将炉温升至780℃，保温15min;
S13、加镍：保温结束后开炉除渣，加入预热好的镍片并使用搅拌棒机械搅拌3-5min，搅拌结束后使用覆盖剂将熔液表面覆盖，合炉并将炉温升回至780℃，保温20min;
S14、精炼：为确保镁合金的高品质熔炼，需进行精炼处理;开炉除渣，将盐类精炼剂加入合金熔液中并搅拌3min，使镁熔体与精炼剂充分接触，精炼结束后将覆盖剂均匀撒在熔液表面，合炉并将炉温升回至750℃，保温30min;
S15、浇铸：待保温结束后，开炉除渣，将合金熔液浇铸到提前预热至200℃的钢制浇铸模具中;浇铸前使用高纯氩气排除模具中的空气，浇铸过程中使用氩气保护，待冷却至室温，从模具中取出镁合金铸件。
[0030]S2、对镁合金铸件进行固溶处理;对镁合金铸件采用粉末包埋的方式进行固溶处理，包括如下步骤：
S21、使用车床将镁合金铸件车削加工为Ø40×(25~35)mm的圆柱形试样;
S22、准备足量的氧化镁粉末置于刚玉坩埚，使用干燥箱在200°C烘干氧化镁粉末至少30min，去除氧化镁粉末中的水分;
S23、使用锡纸和干燥后的氧化镁粉末将试样包裹压实，然后将包裹好的试样放置于预热好的刚玉坩埚中，周围用干燥的氧化镁粉末填充并压实;
S24、使用马弗炉进行固溶处理，试样随炉升温至500°C并保温12h，升温速率为10°C/min;保温结束后将试样取出并迅速置于水中冷却，使用砂纸去除表面氧化层后获得固溶处理态镁合金试样。
[0031]S3、对固溶处理的镁合金进行挤压变形，选用立式挤压机，挤压方式采用正挤压，挤压模具包括了挤压凹模、挤压垫片、挤压杆和挤压套;挤压速度为0.4mm/s，挤压角度为30°。挤压过程及模具示意图如图2所示，挤压变形包括如下步骤：
S31、将挤压模具置于环形电阻炉中升温至正挤压所需温度，为保证挤压模具各部分受热均匀，待到达挤压温度后保温至少60min;
S32、使用热处理炉在相应的挤压温度对试样进行60min的保温处理，该步骤与步骤S31同时进行;
S33、保温完成后，快速将试样放入模具中，使用0.4mm/s的挤压速度进行匀速挤压;
S34、挤压结束后，将挤压件取出置于空气中冷却至室温后得到镁合金挤压试样，如图3所示。
[0032]对本发明各实施例制备得到的试样的结构和性能进行测试，结果如图4~图7所示。
[0033]图4为本发明实施例不同挤压条件下Mg-Y-Ni合金的SEM照片，图4中(a)为实施例1制备的合金的显微组织，图4中(b)为实施例2制备的合金的显微组织，图4中(c)为实施例3制备的合金的显微组织，图4中(d)为实施例4制备的合金的显微组织，由图4可见，Mg-Y-Ni变形合金获得了α-Mg/LPSO双相组织。其中，实施例1在挤压温度为420℃和挤压比为25/1的特定条件下，Mg-10Y-6.5Ni合金体积分数为46.4%LPSO相和3.12μm的细小再结晶晶粒;随着实施例2和实施例3挤压温度和挤压比的降低，Mg-10Y-6.5Ni合金中LPSO相体积分数分别提升至49.5%和50.6%，晶粒尺寸进一步减小至1.96μm和1.80μm。在此基础上，增加合金元素比例后，实施例4在挤压温度为400℃和挤压比为16/1的特定条件下，Mg-12.6Y-8.3Ni合金获得了高达60.6%体积分数的LPSO相和晶粒尺寸最细小(1.62μm)的再结晶晶粒。
[0034]图5为本发明实施例4制备的Mg-12.6Y-8.3Ni变形合金TEM照片，图5中(a)为14H-LPSO与α-Mg基体界面关系，图5中(b)为14H-LPSO衍射斑点，由图5(b)可见，在两个明亮斑点之间存在6个额外的衍射斑点，表明LPSO相结构为14H型，有图5(a)可见，原子在14H-LPSO与α-Mg基体界面处的排布一致，表明14H-LPSO与α-Mg基体之间形成了共格界面，共格界面产生很小或接近于零的晶格畸变，并使基体和析出相之间的载荷传递完美。
[0035]图6为本发明实施例挤压态Mg-Y-Ni合金室温下的弹性模量，由图6可见，实施例1在挤压温度为420℃和挤压比为25/1的特定条件下，Mg-10Y-6.5Ni合金弹性模量达到48.85GPa，通过挤压工艺的调整，实施例2在挤压温度400℃和挤压比25/1条件下、实施例3在挤压温度400℃和挤压比16/1的条件下，Mg-10Y-6.5Ni合金的弹性模量分别提升至49.05GPa和49.35GPa。在此基础上，通过增加合金元素比例，实施例4在挤压温度为400℃和挤压比为16/1的特定条件下，Mg-12.6Y-8.3Ni合金室温下的弹性模量高达50.85GPa。
[0036]图7为本发明实施例挤压态Mg-Y-Ni合金室温下的拉伸应力应变曲线，由图7可见，实施例1在挤压温度为420℃和挤压比为25/1的特定条件下，Mg-10Y-6.5Ni合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到370MPa、305MPa和13%。实施例2挤压温度下降至400℃后，Mg-10Y-6.5Ni合金强度提升而延伸率下降，其抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为400MPa、365MPa和9%。相比于实施例2，实施例3将挤压比降低至16/1，Mg-10Y-6.5Ni合金抗拉强度、屈服强度和延伸率均得到提升，分别为425MPa、380MPa和12.2%。在此基础上，通过增加合金元素比例，实施例4在挤压温度为400℃和挤压比为16/1的特定条件下，Mg-12.6Y-8.3Ni合金室温下的抗拉强度和屈服强度得到显著提升，其抗拉强度和屈服强度分别达到483MPa和446GPa，且其延伸率仍保持在8%以上。
[0037]以上所述仅为本发明的优选实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。
说明书附图(7)
声明：
“高模量高韧性双相镁合金及其制备方法” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
我是此专利(论文)的发明人(作者)
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编辑：北方有色网
来源：中北大学
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