分散有氧化物颗粒的氧原子和金属元素的合金材料及其制造方法

摘要

根据本发明的一个实施方式，提供了合金铸造材料。所述合金铸造材料包含基质金属和合金元素，并且纳米尺寸的氧化物颗粒在所述基质金属中分解，从而通过新相形成带状结构或网状结构，所述新相包含构成所述氧化物颗粒的金属元素和合金元素，所述合金元素和所述金属元素具有负混合热关系。通过所述氧化物颗粒分解而形成的氧原子分散于所述基质金属中，并且不与所述基质金属形成氧化物。

说明书

技术领域

本发明涉及合金材料，特别是涉及具有改善的机械性能和耐腐蚀性 能的合金材料（如Mg合金）及其制造方法。更具体而言，本发明涉及 通过不同于常规构思的经均匀化热处理而具有改善的机械性能和耐腐蚀 性能等的合金材料（如Mg合金）及其制造方法。

背景技术

Mg是环境友好型材料，具有1.74g/cm³的密度，这一密度仅为Fe 密度的1/5和Al密度的2/3，通常具有优异的强度，并可容易地回收利 用。Mg也被评为超轻质结构材料，Mg的比强度和弹性系数与其它轻质 材料（例如Al）相当。此外，Mg对减震（absorb vibration）、冲击和电 磁波等显示出优异的能力，并具有优异的导电性和导热性。

然而，尽管具有上述的出色性能，Mg和Mg合金存在耐腐蚀性能差 的根本性问题。由于已知Mg因其高反应性而在电动势（EMF）下和在 电镀反应中迅速腐蚀，Mg的应用局限于腐蚀环境条件不严苛的内部或者 对强度、耐热性能或耐腐蚀性能要求不高的区域。因此，尽管仍需要从 根本上改善Mg和Mg合金耐腐蚀性能的技术，但是现有技术并不能满足 这种需要。

同时，通过向Mg材料中加入氧化物颗粒（例如，钙氧化物），尝试 弥补Mg的这些缺陷（例如，韩国专利公开号No.10-2009-78039）。然而， 当强力搅拌钙氧化物或将其长时间暴露于熔融金属中时，氧漂浮在该熔 融金属的表面上，由此形成杂质。必须去除这些有问题的杂质。当向Mg 中加入钙氧化物时，已知Mg和Ca形成复合物，且O与Mg键合形成杂 质。此类杂质（如MgO）降低了Mg的耐腐蚀性能。

此外，在制造材料时通常进行热处理。即，当进行均匀化热处理如 O-回火时，随着共晶结构消失，延伸率增加。通过此类均匀化热处理结 合低温热处理产生沉淀（沉淀硬化），由此改善了材料的机械性能，例如 强度或硬度。同时，虽然均匀化热处理增加了延伸率，但是由于第二相 消失，强度降低。在相关的技术中，由于均匀化热处理而在强度方面的 降低被视为正常的事而被接受，并未尝试改善这一强度。

发明内容

技术问题

本发明是为了解决现有技术中的上述问题，因此本发明的目的是提 供合金材料，其中，使用金属氧化物颗粒改善基质金属的机械性能和耐 腐蚀性能。

本发明的另一目的是提供合金材料，其中，使用金属氧化物纳米颗 粒通过均匀化热处理可改善所述合金材料的机械性能和耐腐蚀性能，以 及所述材料的制造方法。

技术方案

为实现上述目的，本发明提供了包含基质金属的铸造材料，其中， 氧化物颗粒在基质金属中分解，从而使作为该氧化物构成成分的金属元 素和氧（O）原子分散于所述基质金属中，并且所述氧原子不与所述基质 金属形成氧化物。

根据本发明，所述铸造材料不包含所述氧化物颗粒。

根据本发明，所述氧化物颗粒的氧原子可优先分散于所述基质金属 中，并且所述氧化物颗粒的金属元素可随后分散于所述基质金属中，由 此与所述基质金属混合。

根据本发明的实施方式，所述基质金属可以是Mg或Mg合金，所述 氧化物颗粒可以是选自如下氧化物中的至少一种氧化物的颗粒：钛氧化 物（TiO_x）、锰氧化物（MnO_x）、锆氧化物（ZrO_x）、铬氧化物（CrO_x） 和铁氧化物（FeO_x）。

本发明另一方面提供了制造铸造材料的方法，所述方法包括如下步 骤：制备基质金属的熔融金属；将氧化物颗粒加入到所述熔融金属中， 分解所述氧化物颗粒，从而使作为所述氧化物颗粒构成成分的氧原子首 先分散于所述基质金属中，并且使作为所述氧化物颗粒构成成分的金属 元素随后分散于所述基质金属中，由此制造出所述氧原子和所述金属元 素分散于所述基质金属中的铸造材料，其中，所述氧原子不与所述基质 金属形成氧化物。

根据本发明的实施方式，所述铸造材料可不包含所述氧化物颗粒。

本发明又一方面提供了铸造合金材料。所述铸造合金材料包含基质 金属和合金元素。纳米级的氧化物颗粒在所述基质金属中分解，从而使 包含金属元素（所述氧化物颗粒的构成成分）和所述合金元素的新相形 成带状结构或网状结构。所述金属元素和所述合金元素具有负混合热关 系。由所述氧化物颗粒分解形成的氧原子分散于所述基质金属中，并且 不与所述基质金属形成氧化物。

根据本发明的实施方式，所述金属元素和所述基质金属可具有正混 合热关系或负混合热关系，所述负混合热的绝对值小于所述金属元素和 所述合金元素之间的负混合热的绝对值。

根据本发明的实施方式，所述金属元素（所述氧化物颗粒的构成成 分）与所述基质金属不会形成复合物。

根据本发明的实施方式，可在均匀化热处理过程中形成所述新相， 从而与所述热处理前相比，机械性能和耐腐蚀性能得到改善。所述均匀 化热处理可为O-回火。

根据本发明的实施方式，所述基质金属可为Mg，合金元素可为Al， 所述氧化物颗粒可以是选自如下氧化物中的至少一种氧化物的颗粒：钛 氧化物（TiO_x）、锰氧化物（MnO_x）、铬氧化物（CrO_x）、锆氧化物（ZrO_x） 和铁氧化物（FeO_x）。

进一步地，本发明另一方面提供了制造铸造合金材料的方法。所述 方法包括如下步骤：制备基质金属的熔融金属；加入合金元素，该合金 元素与所述基质金属具有负混合热关系；将纳米级的氧化物颗粒加入到 所述熔融金属中，该氧化物颗粒包含与所述合金元素具有负混合热关系 的金属元素，从而分解所述氧化物颗粒，由此制造出所述金属元素优先 分布于所述合金元素周围的铸造材料；以及对所述铸造材料进行均匀化 热处理，从而由包含所述金属元素和所述合金元素的新相形成带状结构 或网状结构，与未经历所述均匀化热处理的铸造材料相比，由此改善了 铸造材料的机械性能和耐腐蚀性能。在所述铸造合金材料中，由氧化物 颗粒分解形成的氧原子分散于所述基质金属中，并且不与所述基质金属 形成氧化物。

根据本发明的实施方式，随所述热处理时间的增加，所述机械性能 可得到进一步改善。

根据本发明的实施方式，所述均匀化热处理可为O-回火。

根据本发明的实施方式，所述金属元素和所述基质金属可具有正混 合热关系或负混合热关系，所述负混合热的绝对值小于所述金属元素和 所述合金元素之间的负混合热的绝对值。

根据本发明的实施方式，所述基质金属可为Mg，所述合金元素可为 Al，所述氧化物颗粒可以是选自于如下氧化物中的至少一种氧化物的颗 粒：钛氧化物（TiO_x）、锰氧化物（MnO_x）、铬氧化物（CrO_x）、锆氧化 物（ZrO_x）和铁氧化物（FeO_x）。

本发明另一方面提供了包含Mg基质金属和合金元素的Mg合金材 料，所述合金元素与所述Mg基质金属具有负混合热关系。纳米级的氧 化物颗粒包含金属元素，该金属元素与所述Mg具有正混合热关系，并 与所述合金元素具有负混合热关系，使所述氧化物颗粒分解，从而由包 含所述金属元素（所述氧化物颗粒的构成成分）和所述合金元素的新相 形成带状结构或网状结构。由所述氧化物颗粒分解形成的氧原子分散于 所述Mg基质金属中，并且不与所述Mg形成氧化物。

有益效果

根据本发明，可通过使熔融金属中的氧化物颗粒分解，由此使构成 所述氧化物的金属元素和氧原子分散于基质金属中，从而制造出铸造材 料。与其它合金相比，由于使氧原子分散，所述铸造合金材料显示出优 异的机械性能和耐腐蚀性能。此外，即使进行均匀化热处理，但是包含 合金元素和金属元素（由氧化物颗粒分解形成）的新相形成带状结构或 网状结构，由此改善了所述合金材料的机械性能（如强度）和耐腐蚀性 能。

附图说明

图1是示出本发明实施方式所述的合金材料制造过程的流程图；

图2是示出根据本发明实施方式制造的铸造材料的照片；

图3是对根据本发明实施方式制造的铸造材料的表面进行观察获得 的光学显微照片；

图4是根据本发明实施方式制造的铸造材料的蚀刻状态照片及其放 大图；

图5是显示根据本发明实施方式制造的铸造材料的X射线能量色散 谱（EDS）组分分析结果的图；

图6是示出本发明另一实施方式所述的合金材料制造过程的流程图；

图7是示出本发明实施方式所述的铸造材料的微观结构的图，所述 铸造材料通过向熔融金属中添加二氧化钛（在该熔融金属中，已经以6%、 9%和12%的质量比将Al加入到Mg基质中），并经分解和分散制造；

图8是Mg-Al相图；

图9是示出本发明实施方式所述的铸造材料在400℃下热处理12小 时后的微观结构的图，所述铸造材料通过向熔融金属中添加二氧化钛（在 该熔融金属中，已经以6%、9%和12%的质量比将Al加入到Mg基质中）， 并经分解和分散制造；

图10是示出如下Mg合金的硬度值随处理时间变化的图：以9%和 12%的质量比添加Al并以2%的体积比添加二氧化钛的Mg合金；以12% 的质量比添加Al并以3%的体积比添加二氧化钛的Mg合金；以及可商 购的AZ91Mg合金；

图11是针对如下铸造材料进行腐蚀试验所得到的腐蚀曲线之间的比 较图：通过以3%的体积比将二氧化钛加入到熔融金属中（在该熔融金属 中，已经以12%的质量比将Al加入到Mg基质中）制造，并进行热处理 （氧化）后的铸造材料；现有的AZ91合金；热处理前的该铸造材料合 金。

图12是示出通过对根据本发明实施方式制造的铸造材料进行轧制而 获得的轧制材料的照片；以及

图13是示出对上述轧制材料进行的拉伸试验的图。

具体实施方式

下面将详细地参考本发明的各种实施方式以及附图。在本发明的以 下描述中，将省略对公知技术的详细描述。然而，下述实施方式将使本 领域技术人员易于理解本发明的特征性组成和效果，并能够没有明显困 难地将本发明付诸实践。

实施例

实施例1

图1是示出本发明实施例1所述的材料制造过程的流程图。

本发明人选择Mg和二氧化钛（TiO₂，50nm）分别作为金属基质和 纳米氧化物颗粒，根据如下过程制造材料，并评价该材料的性能。

首先，本发明人使用惯常的铸造方法通过将氧化物颗粒分解/分散于 基质金属中，实现了溶解氧原子的出乎预料的结果。具体而言，使用电 熔融炉对纯Mg进行熔融，然后以1%的体积比将二氧化钛（TiO₂，50nm） 加入到熔融金属中。此时，在室温下以压块（compact）的形式制备二氧 化钛粉末，从而可将二氧化钛颗粒加入到熔融金属中。将熔融金属的温 度升至820℃，并维持30分钟，使所述颗粒能够分解。随后进行铸造， 由此制造出图2所示的铸造材料。在制造过程中全程使用保护气体 （SF₆+CO₂）以防止氧化。同时，虽然本实施例中使用了纯Mg，但是还 可如下文所述使用Mg合金。

为分析上述制造的Mg材料的微观结构，使用光学显微镜观察蚀刻 前后的Mg材料，结果在图3和图4中示出。首先，关于刻蚀前的照片 （图3），这是使用光学显微镜观察由上述过程制造的铸造材料而获得的 照片。可确认在铸造材料内部实质上不存在缺陷。虽然惯常的Mg铸造 材料在其中通常含有相当大量的杂质，但是从本发明的Mg合金的表面 观察不到此类缺陷。

在使用苦味酸对铸造材料进行蚀刻后，使用光学显微镜观察铸造材 料的表面。结果在图4的左侧部分示出；通过在高放大倍数下对结果进 行观察而获得的照片在图4的右侧部分示出。由图4可知，通过TiO₂的 分解在颗粒内部形成新相。如果TiO₂是简单地分散而非分解，考虑到它 们的尺寸（约50nm），必定会发现颗粒的团聚物（clusters）。然而，并未 发现团聚物，并且观察到图4中所示的不同的相。

本发明人使用扫描电子显微镜（SEM）观察微观结构，并通过X射 线能量色散谱（EDS）进行组分分析，以对微观结构进行详细分析，结 果在图5中示出。由图5中示出的EDS照片可发现，O原子和Ti原子均 匀地分散于Mg基质中。此外，由于氧原子密集地分布于新相所在区域， 还可明白的是，形成了包含氧原子的新相。从现有的公知常识来看，可 认为这是相当出乎预料的结果。即，认为二氧化钛分成Ti原子和氧原子， 从而使O原子和Ti原子分散于Mg基质中，由此形成了单独的新相。

实施例2

图6是示出本发明实施例2所述的合金材料的制造过程的流程图。

本发明人选择Mg、Al和二氧化钛（TiO₂，50nm）分别作为金属基 质、合金元素和纳米氧化物颗粒，根据如下过程制造材料，并评价该材 料的性能。

同时，本发明人从混合热的角度对所选择的金属基质、合金元素和 纳米氧化物颗粒进行了分析。混合热是表示当两种不同的成分以液态形 式存在时，这两种成分各自的焓之间的差值的参数。当处于液态的两种 不同成分之间的焓差为负（–）时，通过这两种成分的分子间相互反应实 现混合。该差值越大，越容易混合（即，两种不同的成分倾向于聚集在 一起）。与此相反，当焓差为正（+）时，由于两种成分彼此之间不反应， 因此并不会发生混合（即，两种不同成分倾向于保持彼此分开）。Mg和 Ti之间的混合热差是+16，Al和Ti之间的混合热差是–30，Mg和Al之 间的混合热差是–2。因此可以说，Ti倾向于优先与Al而非Mg键合。

首先，本发明人使用惯常的铸造方法通过将氧化物颗粒分解/分散于 基质金属中，实现了溶解氧原子的出乎预料的结果。具体而言，使用电 熔融炉对纯Mg进行熔融，以6%、9%、12%的质量比加入Al，然后以 1%的体积比将二氧化钛加入到各熔融金属中。此时，在室温下以压块的 形式制备二氧化钛粉末，从而可将二氧化钛颗粒加入各熔融金属中。将 熔融金属的温度升至820℃，并维持30分钟，使所述颗粒能够得以分解。 随后进行铸造，由此制造出铸造材料。在制造过程中全程使用保护气体 （SF₆+CO₂）以防止氧化。

同时，在本发明中，所加入的氧化物颗粒的粒径处于纳米级（本实 施例中为50nm），将纳米级的氧化物颗粒的压块加入到熔融金属中。虽 然未在本申请文件中特别示出，但是根据本发明人的观察，当氧化物颗 粒的尺寸超出纳米级时，例如，当氧化物颗粒尺寸增大至微米级时，即 使将氧化物颗粒加入到熔融金属中，也观察不到如下文所述的氧化物被 分成金属元素和氧原子的现象。

为分析上述制造的Mg材料的微观结构，使用光学显微镜观察蚀刻 前后的Mg合金材料，结果在图7中示出。如该图所示，显然形成了不 同的新相，而非添加有Al的现有Mg合金可见的第二相。也就是说，认 为通过TiO₂的分解在颗粒内部形成新相。从现有的公知常识来看，可以 认为这是相当出乎预料的结果。即，在Mg熔融金属中，二氧化钛分解 成Ti原子和氧原子，并且Ti原子和氧原子均匀分散于熔融金属中。在固 化过程中，氧原子并不会形成Mg氧化物，而是以准平衡态存在于Mg-Al 基质中。还认为，Ti原子分散于合金基质中，并倾向于优先与Al键合， 由此形成单独的新相。此外，不仅是Ti，而且Zr、Mn、Cr和Fe也显示 出如下类似的倾向：随着Mg浓度梯度的增大，液相线升高。从混合热 的角度描述，Ti和Mn等显示出对于Mg的正（+）混合热，以及对于 Al的负（–）混合热。因此，Ti和Mn等并不会与Mg形成复合物，而是 优先与Al键合，由此形成新相。

这一结果相当出乎预料。已知的是，由于Mg在液相/固相时实质上 并不能溶解氧，氧原子在Mg中的分散不可能处于热力学稳定态。此外， 从热力学的角度来看，当强行溶解氧时，必定会直接形成MgO。然而， 根据本发明，实际上观察到在固化期间和在熔融金属中，氧原子分散于 Mg中而并未形成MgO，该结果在图7中示出。认为这是由于在制造Mg 合金时使用了不同于现有技术方法的独特方法。

具体而言，在尝试通过将氧化物颗粒加入到Mg熔融金属中来形成 MgO时，可认为，当氧形成数个团聚物且MgO成核并生长至预定尺寸 以上时，形成MgO颗粒。出于移除氧以防止其存在于熔融金属中的目的， 相关现有技术涉及在将氧化物颗粒加入到熔融金属中的同时，强力搅拌 熔融金属。该强力搅拌形成团聚物，从而形成了氧化物，例如MgO。与 广泛使用的相关现有技术方法不同，本发明人仅仅是加入处于稳定态的 氧化物颗粒。即，本发明人仅通过向熔融金属中加入上述制备的二氧化 钛颗粒，并且在加入二氧化钛颗粒时并没有为了使所述颗粒混入熔融金 属中而对熔融金属进行强力搅拌操作，就可将二氧化钛颗粒分成Ti原子 和氧原子。据此可认为，由于未满足从二氧化钛分出的氧原子可形成团 聚物的条件，使得并未发生MgO晶体的成核。因此，最终制造的Mg合 金中不含有MgO。

同时，本发明人对上述制造的材料进行热处理。即，在材料的通用 生产过程中，进行热处理（例如O-回火；参见图8），从而缓和应变硬化 并改善延展性。已知的是，均匀化热处理（如O-回火）降低机械性能（如 强度）。

从图8的Mg-Al相图中明显可见的是，通过将400℃下的热处理温 度维持12小时进行热处理，从而在基质中形成单一的相。使用光学显微 镜观察热处理材料的微观结构，并在图9中示出。

如图9中所示，不同于在添加有Al的常见Mg合金热处理过程中所 见的微观结构，首次发现，根据Al的量，新形成的相形成带状结构或网 络结构。显而易见的是，新相在整个区域上均匀形成，新相的形状随Al 添加量的增加而变得更加致密。具体而言，当将二氧化钛粉末加入到Mg 熔融金属中时，该二氧化钛粉末开始分解并分成Ti原子和氧原子。此时， 由于Ti原子不会与Mg形成复合物（+16的正混合热），因此并未形成由 Mg和Ti组成的相。本发明人向先添加了Al的Mg熔融金属中加入二氧 化钛粉末。与Mg的情况不同，Ti原子与Al具有负混合热，因此所分出 的Ti原子将优先分布在Al原子周围。认为当对Ti原子分布在Al周围的 材料进行上述热处理时，形成含有Mg、Al、Ti和氧原子的新相，由此构 成的相形成如图9所示的带状结构或网状结构。

本发明人对Al和二氧化钛的量不同的材料以及AZ91Mg合金（可 商购合金）的硬度值与热处理时间的关系进行了比较，结果在图10中示 出。如图10中所示，对如下合金的硬度值与热处理时间的关系进行了比 较：以9%和12%的质量比添加Al并以2%的体积比添加二氧化钛的Mg 合金；以12%的质量比添加Al并以3%的体积比添加二氧化钛的Mg合 金；以及AZ91Mg合金。热处理温度为420℃。明显的是，当热处理3 小时后，所有材料的硬度值均降低。这一现象的发生是由于材料中的共 晶相扩散入基质中。然而，在添加有二氧化钛的三种材料中，3小时后可 观察到强度的改善。这可能是由于形成了具有如图9所示的带状结构或 网状结构的相。因此，可证实与热处理的现有结果不同的结果，即所述 结果为，随热处理时间的增加，硬度值增加而非降低。可认为这是由于 随热处理时间的增加，构成网状的相在贯穿材料的整个内部形成。因此， 在通过利用本发明来制造块状材料（bulk material）的情况下，如果热处 理进行足够长的时间，能够形成在整个区域具有均匀的机械性能的合金 材料，并不存在所述机械性能（如硬度或强度）随材料位置不同而不同 的非均匀性。

此外，本发明人通过抛光上述制造的铸造材料的表面并随后在420℃ 下热处理24小时，进行腐蚀测试，结果在图11中示出。上述的热处理 过程（氧化）是一种通过在铸造材料或加工材料表面上形成氧化膜来改 善腐蚀评分的方法。然而，即使进行表面处理（如热处理），在表面上形 成的氧化膜也不均匀，因此难以改善Mg的腐蚀评分，这很成问题。与 之相反，就根据本发明进行热处理的铸造材料的情况而言，在该铸造材 料的表面上形成均匀的氧化膜。因此可理解的是，相对于AZ91合金（可 商购合金）的腐蚀曲线以及热处理前的铸造材料的腐蚀曲线，该铸造材 料的腐蚀曲线得到显著改善。

如下将对图11的结果进行更详细地描述。金属发射电子的时间（腐 蚀发生的时间）称为极化电位E_corr。如图11所示，电子发射的时间是反 应由还原转变为氧化的时间。可通过腐蚀试验测定该反应，并且极化电 位和腐蚀速率（I_corr，腐蚀电流密度）（Tefal曲线）可如图11所示。参考 Tefal曲线，可能确定施加电压时发生腐蚀的量。例如参考图11，当通入 –1.3V的电压时，添加有TiO₂的样品和AZ91样品之间的腐蚀速率差是 10^-2。这表明，添加有TiO₂的样品比起AZ91样品在腐蚀方面要更慢约 100倍。此外可理解的是，当对经过热处理（氧化）的样品通入–1.3V的 电压时未发生腐蚀，而在更高的电压–0.2V下发生腐蚀。该速率与未经热 处理的样品和AZ91样品相比分别显示出10^-3和10^-5的速率差。这表明， 腐蚀发生分别减慢约1000和100,000倍，且耐腐蚀性能得到显著改善。

本发明人将前述实施例中提出的溶解有氧原子的铸造材料在380℃ 下进行热轧制，所得到的轧制材料在图12中所示。具体而言，以1%的 体积比将二氧化钛（TiO₂）加入到熔融金属中，该熔融金属通过以3%的 质量比将Al熔融到纯Mg中得到。将所得到的熔融金属在恒温下维持30 分钟，随后进行铸造。在制造过程中全程使用保护气体（SF₆+CO₂）以防 止氧化。这与前述实施例中所述的相同。在380℃下，以15%的压下率 将上述制造的铸造材料从10mm的初始厚度热轧制至0.8mm，由此制造 出Mg轧制材料，并在室温和200℃下进行拉伸试验。在图13中示出了 在室温下和在200℃下由拉伸试验获得的标称应变-标称应力图。在室温 下，以10^-4s^-1的拉伸速率以及在200℃下以10^-3s^-1的拉伸速率进行拉伸试 验。如图13所示，显然的是，所述材料在室温和高温下均显示出优异的 延伸率。

虽然上文中已参考优选的实施方式对本发明进行了描述，但应当理 解的是，本发明不限于前述实施方式。虽然通过例举的方式将前述实施 方式描述为使用陶瓷颗粒即二氧化钛（TiO₂），但是本发明并不仅限于此。 例如，还可将基于金属元素的氧化物颗粒用于本发明，所述金属元素对 于基质金属具有正混合热，且对于合金元素具有负混合热。例如，所述 氧化物选自：锰氧化物（MnO_x）、铬氧化物（CrO_x）、锆氧化物（ZrO_x） 和铁氧化物（FeO_x）。此外，即使氧化物（例如钙氧化物（CaO_x）、锶氧 化物（SrO_x）、钡氧化物（BaO_x）、锌氧化物（ZnO_x）、硅氧化物（SiO_x）、 铝氧化物（AlO_x）、钇氧化物（YO_x）、稀土氧化物（REO_x）和锡氧化物 （SnO_x））可溶于基质金属，当通过本发明前述生产方法加入氧化物时（即 以静态放入而不强力搅拌），可根据本发明所述对该氧化物进行分解和热 处理，从而形成新相，所述新相构成贯穿整个基质金属的带状结构或网 状结构，由此改善合金材料的机械性能。如上所述，可在不脱离所附权 利要求书范围的情况下，对本发明进行各种变化和修改，并且这些变化 和修改全部落入本发明的范围内。因此，本发明仅由权利要求书及其等 同物限定。