纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料及其加工方法

技术领域

本发明属于镁合金制造技术领域，具体来说涉及一种纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料及其加工方法。

背景技术

医用镁合金以其显著优于可降解高分子和陶瓷材料的综合力学性能，良好的生物相容性和独特的腐蚀吸收特性成为新一代高强度、低模量、可降解植入材料的典型代表。在骨折内固定、血管支架和腔道支架的介入治疗、外科手术吻合器、闭合夹等临床应用中孕育着巨大的市场前景。自2005年以来，中外研究者通过合金化、表面涂层和陶瓷颗粒增强复合材料等方法提高镁及其合金的强度，改善耐蚀性。经过10余年的基础研究和体内外植入实验，德国、日本、韩国等相继开发了商品化的可降解镁合金血管支架与骨螺钉产品，临床应用显示了良好的安全性和有效性。国内一些研究者、研究单位所开发的相关产品也多在产品审批或第三方评价过程中。但，这并不意味着可降解镁合金已经完全满足了临床使用要求。仅就骨折内固定而言，医用镁合金还不能同时满足屈服强度大于300MPa，伸长率大于10％,降解速率小于0.5mm/y临床要求。尽管通过表面涂层技术已经可以控制镁合金的腐蚀降解速率，但是在复杂应力下，骨螺钉表面涂层容易破裂，反而易造成点蚀或缝隙腐蚀，加快镁的降解。因此从长期服役的角度考虑，提升镁合金植入体自身耐蚀性是提升镁材料作为骨固定用材料的首选条件。因此，发展兼具较高屈服强度和适宜降解速率的全降解镁合金意义非常重大。

一般来说，提高镁合金中除镁外合金元素的含量是提高其力学性能的主要方式之一。但对于生物医用可降解镁合金而言，除镁外合金元素的选择必须保证其生物安全性、生物相容性。与此同时，镁合金中各元素含量也应该得到合理的控制。虽然，提高除镁外合金元素含量会提高材料的力学性能，但提高除镁外合金元素带来的大量第二相会削弱材料的耐蚀性。这显然与高强度、高耐蚀性的合金设计思路不符合。因此，采用低合金化的方法，降低除镁外合金元素含量，可以有效降低第二相对合金耐蚀性的负面影响。然而除镁外合金元素的减少往往大幅减少材料的力学性能。

现有的研究表明(Scripta Mater 2010；63:1024，Materials Science andEngineering:A2016；677:367，Materials Science and Engineering:A 2013；576:6)，挤压态Mg-Zn-Ca合金中除镁外合金元素含量与材料的力学性能正相关，即力学性能随着除镁外合金元素含量提升而提升，上述合金的力学性能如下表1所示。从表1中数据可以看出，随着Mg-Zn-Ca合金中除镁外合金元素含量的增加，材料力学性能呈现上升趋势，此时除镁外合金元素含量较低的Mg-Zn-Ca合金很难拥有较高的力学性能。因此在低合金化的基础上提高材料力学性能，便成为亟待解决的问题。

纳米MgO颗粒已经被证实与镁合金基体具有良好的界面结合(MaterCharact2018；144:120)，同时纳米MgO颗粒的加入还可以抑制热挤压过程中的晶界迁移抑制晶粒长大从而帮助材料获得更细的晶粒尺寸(Metals-Basel 2020；10:1357)，但截至目前，使用常规加工工艺时，MgO/Mg-Zn-Ca复合材料的晶粒尺寸还仅仅处于>1.5μm的尺度(Mater Charact 2018；144:120)。根据力学性能上经典的Hall-Petch关系，通过晶粒细化可以显著提升金属材料的力学性能，尤其当晶粒尺寸细化到超细晶范畴(d＜1μm)时，材料的强度可获得大幅的提升。同时研究表明，镁合金的晶粒尺寸与耐蚀性之间也存在类Hall-Petch，即细化晶粒可以提高材料耐蚀性(Scripta Mater 2010；63:1201)。

显然，在现有基础上进一步细化复合材料的晶粒尺寸可以进一步改善材料的性能。然而，镁合金熔点低、变形加工困难，现有的超细晶镁合金制备技术还主要依赖于剧烈塑性变形等方法，如高压扭转、等通道转角挤压和挤压变形等。一般而言，当镁合金中除镁外合金元素含量较高时，合金基体中往往会形成大量的金属间化合物，这些金属间化合物会抑制挤压过程中的晶界迁移，促进超细晶结构的产生。但这一作用在除镁外合金元素较低时并不适用。除此之外，挤压加工中温度与速度对超细晶结构的产生也存在一定影响，从热力学角度来讲，材料发生动态再结晶过程需要外界提供能量，提高加热温度在一定程度上促进了材料动态再结晶的过程。但较高的温度会使完成动态再结晶的晶粒发生长大，无法获得超细晶组织。而在温度较低时，虽然抑制了温度晶粒生长的促进作用，但也抑制了动态再结晶的过程。

例如，申请号CN201210516981.6，名称为“一种超细晶镁合金薄板的高成材率加工方法”的专利，公开了镁合金等通道挤压后进行轧制加工，得到超细晶镁合金板材的方法。申请号201610589439.1，名称为“一种小变形量制备大块纳米晶镁合金的方法”的专利，公开了一种利用室温冷轧变形和后续低温短时热处理工艺制备纳米晶(40-100nm)Mg-Ag合金的方法。但这两种工艺由于制备流程复杂，需要多道次变形才能实现制备超细晶材料，这种工艺方法很难应用到大规模生产中，且得到的材料的延伸率和强度无法满足工程上对材料强度和延伸率的匹配需求。申请号202010873447.5，名称为“一种超细晶的变形镁合金材料及其制备方法”的专利公开了一种通过简单的反挤压方法制备超细晶高稀土含量(所有除镁外合金元素含量质量比＞13％)镁合金的专利，实施例给出的平均晶粒尺寸均为5-6μm，并不是国际上广泛认可的超细晶组织(d＜1μm)，同时除镁外合金元素含量较高。

图1总结了具有代表性的Mg-Zn(Ca)基合金及复合材料的除镁外合金元素含量，对应的屈服强度以及延伸率。从图1中不难看出，具有超细晶结构的材料，如热挤压超细晶镁(Mg-2Zn-0.7Ca-1Mn合金,J.Magnes.Alloy.,2021,9(4),1428-1442和Mg-4Zn-0.5Ca-0.5Tic复合材料,T Nonferr Metal Soc,2020,30(9),2394-2412)，等通道法制备的超细晶镁(Mg-0.6Zn-0.6Ca合金,Mater.Sci.Eng.A,2021,826,142002)和高压扭转制备的超细晶镁(Mg-6.2Zn-0.5Zr-0.2Ca合金,Scripta Materialia,2017,131,1-5)，往往具更比热挤压非超细晶镁(Mg-3Zn-0.2Ca-0.5MgO复合材料,Mater Charact,2018,144,120-130和Mg-5.25Zn-0.2Ca合金,Mater.Sci.Eng.A,2013,569,48-53)更高的屈服强度。但现有加工条件下具有较高力学性能的镁合金材料往往很难具有较高的延伸率。同时，在同为超细晶材料的情况下，具有较低除镁外合金元素含量的超细晶镁(Mg-0.6Zn-0.6Ca)的力学性能也相对较差。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的加工方法，该加工方法在专利号为ZL201610307112.0(自保护可降解MgO/Mg-Zn-Ca生物复合材料)技术方案的基础上，降低除镁外合金元素的含量，并使用低温慢速挤压的方法，实现一种短流程、可连续大批量制备具有超细晶组织的、高强韧、高耐蚀、低合金化镁基复合材料(MgO/Mg-Zn-Ca)的方法。

本发明的目的是通过下述技术方案予以实现的。

一种纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的加工方法，包括以下步骤：

S1：获得铸态镁基复合材料，按质量百分比计，所述铸态镁基复合材料由0.5-1wt％的Zn、0.2-0.5wt％的Ca、0.5-1.5wt％的MgO和余量的Mg组成，且MgO、Zn和Ca的总重量为铸态镁基复合材料的1.5-2.5wt％；

在所述S1中，按质量百分比计，所述铸态镁基复合材料由0.8-1wt％的Zn、0.2wt％的Ca、1-1.5wt％的MgO和余量的Mg组成。

在所述S1中，所述MgO为纳米MgO颗粒，所述纳米MgO颗粒的平均直径<100nm。

S2：将铸态镁基复合材料于第一预设温度下保温至少4h，放入温水中冷却，得到固溶态镁基复合材料；

在所述S2中，所述第一预设温度为350～550℃。

在所述S2中，所述第一预设温度的保温时间为4～36h

在所述S2中，所述温水的温度为60～70℃。

S3：将固溶态镁基复合材料进行热挤出，室温冷却，得到纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料，其中，热挤出的温度为150～400℃，热挤出的挤出速率为0.01～1.0mm/s。

在所述S3中，所述热挤出的挤出比为(10～60)：1。

在所述S3中，热挤出的挤出速率为0.01～0.1mm/s。

上述加工方法获得的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。

在上述技术方案中，所述纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的晶粒尺寸d为：100nm＜d＜1μm。

本发明加工方法使用低温慢速挤压的方式制备纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料，较低的挤压温度和纳米MgO颗粒可以促进固溶态镁基复合材料在挤压过程中的动态再结晶过程，使固溶态镁基复合材料在挤压过程中产生超细晶组织(晶粒尺寸d＜1μm)，获得具有超细晶组织的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。从而大幅提高材料的力学性能。相比于对比例1，实施例2在相同成分下使屈服强度提升了约186％，由152MPa提高到了435MPa。相比于对比例3，实施例2的屈服强度也有约34％的提升，由325MPa提高到了435MPa。这使得一步挤压法制备具有超细晶组织的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料成为可能。极大地提高了生产效率。

附图说明

图1为本发明纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料和现有报道的Mg-Zn(Ca)基合金及复合材料对应的屈服强度和延伸率；

图2为实施例1所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的(a、b)SEM、(c)室温拉伸曲线、(d)腐蚀速率；

图3为实施例2所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的(a、b)SEM、(c)室温拉伸曲线、(d)腐蚀速率；

图4为对比例1所得高温快速挤压制备低合金化镁基复合材料的SEM(a、b)和室温拉伸曲线(c)、(d)腐蚀速率；

图5为对比例2所得高除镁外合金元素含量镁合金材料的(a、b)SEM、(c)室温拉伸曲线、(d)腐蚀速率；

图6为实施例1和2中所使用的纳米MgO颗粒的形貌。

具体实施方式

纯镁(99.99wt.％)山西银光镁业

纯锌粒(99.99wt.％)天津光复化学

70wt.％Mg-30wt.％Ca中间合金山西银光镁业

75wt.％Mg-25wt.％Ca中间合金山西银光镁业

纳米MgO颗粒的制备方法参见生物医用Mg-Zn-Ca-xMgO复合材料及其涂层的制备与体外降解行为[D].天津理工大学,2020.DOI:10.27360/d.cnki.gtlgy.2020.000363.的2.1.1，纳米MgO颗粒的直径约为35-75nm之间，形貌如图6所示。

下面结合具体实施例进一步说明本发明的技术方案。

六氟化硫和氮气的按照体积比为1:100的混合气氛：使用99.99wt.％氮气和99.99wt.％的六氟化硫以100:1的体积比混合形成的气氛。(氮气：天津环宇气体，六氟化硫：天津赛美特气体)。

实施例1和2所使用铸态镁基复合材料按质量百分比计，由1wt％的Zn、0.2wt％的Ca、1wt％的MgO和余量的Mg组成；其制备方法为：将购买的纯镁(99.99wt.％)、纯锌(99.99wt.％)和75wt％Mg-25wt％Ca中间合金在具有高剪切搅拌和超声处理的镁合金箱式气氛炉中780℃熔化，后加入纳米MgO颗粒，在六氟化硫和氮气的按照体积比为1:100的混合气氛中，在3500转/分钟的剪切搅拌、10KHz超声的条件下处理15min，浇铸，获得铸态镁基复合材料。

平均年腐蚀速率：采用SBF溶液进行测试，将待测样品浸入至SBF溶液中，在不同天数的时候获得样品的重量减少值，根据ASTM G31-72标准得到平均年腐蚀速。

SBF溶液获得方法：所需的药品如表2所示(所有试剂均为AR分析纯)，将表2中药品依次加入到1L蒸馏水中，并使用盐酸(Hcl，AR 36％-38％，沪试)调节37℃时溶液pH值为7.4。

表2 1L SBF溶液中成分含量(单位g)

实施例1

一种纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的加工方法，包括以下步骤：

S1：获得铸态镁基复合材料；

S2：在箱式电阻炉中，将铸态镁基复合材料于第一预设温度下保温16h，放入60℃的温水中快速冷却，得到固溶态镁基复合材料，其中，第一预设温度为420℃；

S3：将固溶态镁基复合材料加工成直径为60mm的棒材，将固溶态镁基复合材料采用卧式挤压机进行热挤出，于室温20～25℃条件下在空气中自然冷却，得到纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料，其中，热挤出的温度为270℃，热挤出的挤出速率为0.1mm/s，热挤出的挤出比为56：1。

图2为实施例1所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的显微组织(a、b)、力学性能(c)、及耐蚀性(d)。经统计测量其平均晶粒尺寸为0.7μm，其室温拉伸屈服强度为377MPa，延伸率在10.1％，28天后平均年腐蚀速率为0.81mm/y，展现出优异的力学性能和耐蚀性。

实施例1所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的再结晶晶粒占比为82％。

实施例2

一种纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的加工方法，包括以下步骤：

S1：获得铸态镁基复合材料；

S2：在箱式电阻炉中，将铸态镁基复合材料于第一预设温度下保温16h，放入60℃的温水中快速冷却，得到固溶态镁基复合材料，其中，第一预设温度为420℃；

S3：将固溶态镁基复合材料加工成直径为60mm的棒材，将固溶态镁基复合材料采用卧式挤压机进行热挤出，于室温20～25℃条件下在空气中自然冷却，得到纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料，其中，热挤出的温度为260℃，热挤出的挤出速率为0.01mm/s，热挤出的挤出比为56：1。

图3为实施例2所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的显微组织、力学性能、及耐蚀性。经统计测量，在进一步降低挤压温度的情况下，挤压后材料仍然可以保持极大的完全再结晶比例，其平均晶粒尺寸为0.46μm，其室温拉伸屈服强度为进一步提高到了435MPa，延伸率为5.5％，28天后平均年腐蚀速率为0.68mm/y，展现出优异的力学性能和耐蚀性。

实施例2所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料的再结晶晶粒占比为76％。

与现有报道的Mg-Zn(Ca)基合金及复合材料相比，本发明实施例1可以做到在较低除镁外合金元素含量的同时一步加工出具有超细晶结构的、极高力学性能以及优秀延伸率的镁基复合材料；实施例2在实施例1基础上，进一步强化了材料的屈服强度，使屈服强度达到了435MPa。

对比例1

一种高温快速挤压制备低合金化镁基复合材料的方法，该方法与实施例1的加工方法基本相同，不同之处仅在于对比例1中S3中的热挤出的温度为330℃，热挤出的挤出速率为1mm/s。

图4为对比例1低合金化镁基复合材料的显微组织、力学性能及耐蚀性。从结果可以看出，在维持现有合金成分的情况下(与实施例1相同)，较高热挤出的温度与更快地挤出速率严重影响了材料的性能。经统计测量其平均晶粒尺寸为7μm，其室温拉伸屈服强度仅为152MPa，延伸率受到晶粒尺寸的影响，增长到了17.8％。

对比例2(不含陶瓷颗粒)

一种高合金元素含量镁合金材料的制备方法，包括以下步骤：

S1：获得铸态镁基复合材料，铸态镁基复合材料按质量百分比计，由3wt％的Zn、0.2wt％的Ca和余量的Mg组成；其制备方法为：将购买的纯镁(99.99wt.％),纯锌(99.99wt.％)和75wt％Mg-25wt％Ca中间合金在具有高剪切搅拌和超声处理的镁合金箱式气氛炉中720℃熔化，在六氟化硫和氮气的按照体积比为1:100的混合气氛中，在3500转/分钟的剪切搅拌、10KHz超声的条件下处理15min，浇铸，获得铸态镁基复合材料。

S2：在箱式电阻炉中，将铸态镁基复合材料于第一预设温度下保温24h，放入60℃的温水中快速冷却，得到固溶态镁基复合材料，其中，第一预设温度为400℃；

S3：将固溶态镁基复合材料加工成直径为60mm的棒材，将固溶态镁基复合材料采用卧式挤压机进行热挤出，于室温20～25℃条件下在空气中自然冷却，得到高合金元素含量镁合金材料，其中，热挤出的温度为300℃，热挤出的挤出速率为0.5mm/s，热挤出的挤出比为56：1。

图5为对比例2所得高合金元素含量镁合金材料的显微组织、力学性能及耐蚀性。从结果可以看出，在不加入陶瓷颗粒的情况下，即使材料中除镁外合金元素含量较高，低温慢速挤压也很制备具有超细晶结构的挤压态镁合金，经统计测量其平均晶粒尺寸为4μm。在失去了超细晶结构对材料性能的强化作用下，其室温拉伸屈服强度仅为236MPa，28天后平均年腐蚀速率为1.85mm/y，展现出的力学性能和耐蚀性和耐蚀性与实施例1和2相比均有大幅下降。

对比例1中的镁基复合材料合金成分与实施例1相同，但由于热挤出的温度过高，挤出速率过快，导致低合金化镁基复合材料晶粒尺寸严重长大，力学性能也远低于具有同成分材料的对比例1。

对比例2中高除镁外合金元素含量高于实施例1、2中的铸态镁基复合材料，但由于缺少纳米MgO颗粒的作用，导致对比例2所得镁合金的晶粒组织粗大，即使具有更高的除镁外合金元素含量，其力学性能仍然低于添加了纳米MgO颗粒的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。

对比例3

自保护可降解MgO/Mg-Zn-Ca生物复合材料(专利号：ZL201610307112.0)的制备方法，包括以下步骤：

第一步：合金熔炼

以纯度为99.99％的Mg块(山西银光镁业)、纯度为99.99％的Zn粒(天津光复)和70wt％Mg-30wt％Ca中间合金(山西银光镁业)为原料，MgO纳米颗粒为增强体。其中，MgO纳米颗粒的尺寸为60nm；按照质量百分比为0.3wt％MgO、3wt％的Zn、0.2wt％的Ca和余量的Mg的比例，将Mg块、Zn粒、70wt％Mg-30％Ca中间合金和MgO纳米颗粒在石墨坩埚中混合，熔炼温度为720℃，通入体积百分比为99.6％N

第二步：固溶处理

复合材料铸锭采用2步固溶处理工艺，温度分别为350℃和510℃，时间先后依次为为40h和3h。

第三步：热挤出处理

将固溶后的复合材料铸锭在350℃进行挤压变形，铸锭挤压成

对比例3获得的自保护可降解MgO/Mg-Zn-Ca生物复合材料的拉伸屈服强度为325Mpa。同样远低于实施例1和2获得的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。因此，本发明在原有专利的基础上完成了对材料性能的大幅度提高。

对比例4：一种文献公开的低温慢速挤压制备超细晶材料的方法1

潘等人的报道了一种在230-350℃范围内以0.5mm/s的挤压速率制备超细晶Mg-Ca合金的方法(Mater Lett 2019；237:65)，该方法中所涉及的两种低合金化镁合金的屈服强度和延伸率分别为Mg-1.02Ca合金：377MPa、2％和Mg-0.13Ca合金：290MPa、13％。该篇报道中的材料无法在具有较高力学性能的同时使得材料具有优秀的延伸率。其力学性能以及延伸率均低于本发明中实施例1和2中的377MPa，10.1％和435MPa，5.5％。

对比例5：一种文献公开的低温慢速挤压制备超细晶材料的方法2

李等人报道了一种在300℃温度下以0.4mm/s的挤压速率制备超细晶Mg-1Ca-1Al-0.3Zn-0.4Mn合金的方法(Mater Charact 2021；175:111049)，该方法涉及的Mg-1Ca-1Al-0.3Zn-0.4Mn合金的屈服强度以及延伸率分别是435MPa和4.9％。

与本发明中实施例2相比，尽管材料的性能相近，但上述方法中涉及的镁合金含有的除镁外合金元素含量明显更高，更高的除镁外合金元素会使得合金基体中往往会形成大量的金属间化合物，这些金属间化合物会抑制挤压过程中的晶界迁移，促进超细晶结构的产生，但这些金属间化合物也会加速合金的腐蚀，这显然不利于提高合金的耐蚀性。与之相比，本发明实施例1和2中所制备纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料在兼具上述超细晶合金高强度的同时，也可做到高韧性(高延伸率)以及低合金化，有效避免了因金属间化合物引起的快速腐蚀，提高了耐蚀性。

对比例6：一种文献公开的低温慢速挤压制备超细晶材料的方法3

聂等人报道了一种在270-310℃范围内以2.4mm/s的挤压速率制备超细晶Mg-4Zn-0.5Ca-0.5TiC复合材料的方法(T Nonferr Metal Soc 2020；30:2394),该方法涉及的Mg-4Zn-0.5Ca-0.5TiC复合材料的屈服强度和延伸率分别为404MPa和5.2％。

上述报道中的复合材料，尽管拥有较高的除镁外合金元素含量(含TiC颗粒)但仍然无法在具有较高力学性能的同时使得材料具有优秀的延伸率。其力学性能以及延伸率均低于本发明中实施例1和2所得纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。

对比例3中自保护可降解MgO/Mg-Zn-Ca生物复合材料的除镁外合金元素含量高于实施例1-2中除镁外合金元素含量的含量，但力学性能仍然低于本发明纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。此外，对比例4-6也表明，在现有报道的方法中，很难通过挤压加工制备兼具高屈服强度和高延伸率的低合金化镁基复合材料。由此可见，本发明可以获得兼具高强度、高延伸率、高耐蚀的纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料。

本发明通过加入纳米MgO颗粒，强化了在热挤出处理过程中动态再结晶的能力，且抑制了热挤压过程中的晶界迁移。是其在热挤出处理过程中(挤出温度为150℃～400℃，挤出速率为0.01mm/s～1.0mm/s，挤出比为10:1～60:1)发生更完全的动态再结晶，获得完全再结晶超细晶组织；并且与热挤出处理过程中伴随的固溶元素的晶界偏聚以及高密度纳米第二相颗粒的动态析出协同作用，有效钉扎晶界，使得动态再结晶超细晶组织在高温下得以保留；得到纳米MgO颗粒调控超细晶镁基复合材料中再结晶晶粒占比应＞75％，平均晶粒尺寸应＜1μm，力学性能应＞376MPa，根据ASTM G31-72标准使用SBF溶液进行标准浸泡实验28天后测得的平均年腐蚀速率应不高于0.81mm/y。

本发明通过综合优化材料成分和改进热挤出处理的工艺，利用热挤出处理过程中的动态再结晶和纳米第二相的动态析出原理，发明一种工艺流程简单的、可连续大批量制备具有超细晶组织的、高强韧、高耐蚀、低合金化镁合金的方法，进而实现高强高韧高耐蚀超细晶镁基复合材料的可控制备，工艺流程短，仅需要对镁基复合材料进行一次热挤出处理即可获得超细晶组织，还可实现棒材的连续制备，生产效率高，适合大规模工业化生产。采用本发明加工方法，可以获得尺寸均匀的等轴超细晶组织，晶粒的再结晶程度高，合金的力学性能优异，耐蚀性优异。

以上对本发明做了示例性的描述，应该说明的是，在不脱离本发明的核心的情况下，任何简单的变形、修改或者其他本领域技术人员能够不花费创造性劳动的等同替换均落入本发明的保护范围。