一种含Mn的Mg-Zn-Al系铸造镁合金晶粒细化的方法

一种含mn的mg-zn-al系铸造镁合金晶粒细化的方法
技术领域
1.本发明涉及一种含mn的mg-zn-al系铸造镁合金晶粒细化的方法，属于mg-zn-al系铸造镁合金制备领域。


背景技术：

2.镁合金具有密度低，比强度、比刚度高，电磁屏蔽能力强，减震性能好，易回收等一系列优点，是目前实际应用中最轻的金属工程结构材料。镁合金由于在实现轻量化、降低能源消耗、减少环境污染等方面具有显著作用。
3.目前，工业上应用的镁合金主要包括铸造和变形镁合金两类。铸造镁合金占整个镁合金产品用量的70％。但是传统的铸造镁合金如az91d、am60b，屈服强度低、韧性不足仍然是限制镁合金大范围应用的关键问题。虽然可以通过添加合金元素如ca、si、re来提高合金的强度，但这种方法一般会降低合金的延伸率。屈服强度是材料的实际使用极限，因为当材料受力大于屈服强度之后便会发生不可逆的塑性变形，常常会导致功能永久失效，所以屈服强度是合金材料实际应用时必须考虑的重要参数。减小金属材料的晶粒尺寸是唯一能同时提高合金强度与塑性的方法。目前铸造镁合金中主流的细化晶粒的手段有加入各种晶粒细化剂和借助外加能量，输入能量的方式有机械振动、电磁搅拌、高速剪切、超声处理等。借助外加能量需要特殊的仪器装置和复杂的工艺流程，所需的时间和金钱成本较高不适合大规模工业生产。
4.现有技术中，镁合金晶粒细化的装置，由大小十余个结构单元组成，包括送丝机和结霜器等，结构较为复杂且仅能实现逐步送丝(晶粒细化剂锶条)的步骤，不利于大规模工业化生产。用于大规格半连铸镁合金锭的晶粒细化方法，也是通过喂丝法向熔体中间部分喂送mg-ti-zr晶粒细化合金丝实现。其细化晶粒细化效果较好，但是晶粒细化合金丝含0.5～15％ti和10～25％zr元素，且合金中含有gd、y、nd等贵稀土元素进一步提高了生产成本，限制了该类合金的应用。晶粒细化型铸造镁合金及其制备方法，得到的合金晶粒细化效果明显且具有较高的抗拉强度(大于等于300mpa)和优良的高温抗蠕变性能，但合金塑性较差只有5％～8％。熔炼过程中使用了价格昂贵的zrc和hfc作为晶粒细化剂，还需要震动搅拌、铜模水冷相应也提高了生产成本。含石墨烯的镁合金细化剂及其制备方法，将所得细化剂以0.1wt.％质量分数加入到zk60合金熔体内，经搅拌浇铸后得到的zk60合金晶粒尺寸由原来的85μm下降到约40μm，晶粒细化效果显著。但是该方法中细化剂石墨烯的制备工艺比较繁复，要将氧化石墨烯经过高温还原、超声分散、与金属粉末混合、抽滤、干燥、压粉等工艺才能最终制得，很难规模化生产。
5.因此，外场细化晶粒的方式需要借助复杂的仪器设备，增加生产成本；而一些通过添加昂贵晶粒细化剂细化晶粒的方法，不利于扩大镁合金的应用范围。


技术实现要素：

6.针对现有技术中外场细化晶粒的方式需要借助复杂的仪器设备，增加生产成本；
而一些通过添加昂贵晶粒细化剂细化晶粒的方法，不利于扩大镁合金的应用范围等问题，本发明提供一种含mn的mg-zn-al系铸造镁合金晶粒细化的方法，即以碳酸镁粉末作为晶粒细化剂，对mg-zn-al-cu-mn合金进行晶粒细化，获得屈服强度高于220mpa，延伸率高于10％的铸造镁合金产品。
7.一种含mn的mg-zn-al系铸造镁合金晶粒细化的方法，以含mn的mg-zn-al系铸造镁合金的质量分数为100％计，zn 7.2％～10.7％、al 0.8％～2.4％、mn 0.2％～0.5％、cu 0.2％～0.7％，其余为mg和不可避免的杂质，杂质的总含量不高于0.10％；
8.晶粒细化的方法，具体步骤如下：
9.(1)称量原料：按照质量百分比称量金属mg、金属al、金属zn、金属cu和mg-5wt.％mn中间合金；
10.(2)将步骤(1)的原料预热，将金属mg、金属al、金属zn、金属cu和mg-5wt.％mn中间合金置于熔炼炉中，通入保护气体，在温度720～760℃下熔炼至金属完全熔化，保温10～15min，得到合金熔体a；
11.(3)将干燥的碳酸镁粉末加入到合金熔体a中，搅拌均匀，打渣、静置10～20min得到晶粒细化的合金熔体b；
12.(4)采用rj-6精炼剂对晶粒细化的合金熔体b进行净化精炼处理5～10min，扒渣处理后将熔体温度调到720～740℃，静置20～40min得到精炼合金熔体c；
13.(5)将精炼合金熔体c浇注在预热模具中，脱模，在空气中冷却至室温得到合金铸锭；
14.(6)合金铸锭经固溶-双级时效处理得到镁合金锭。
15.所述步骤(2)预热温度为100～200℃。
16.所述步骤(2)保护气体为co2和sf6混合气体，保护气体中co2的体积分数为95～99％。
17.所述步骤(3)碳酸镁粉末的加入量为合金熔体a的0.2～2wt.％。
18.所述步骤(4)rj-6精炼剂的加入量为合金熔体b的1～2wt.％
19.所述步骤(5)预热模具的温度为200～220℃。
20.所述步骤(6)固溶-双级时效处理的具体方法为
21.1)合金铸锭匀速升温至370～400℃下固溶处理12～24h，然后置于温度为15～25℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
22.2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60～100℃，进行一级时效处理16～24h；再匀速升温至温度为150～200℃，进行二级时效处理2～8h，然后置于温度为15～25℃的水中淬火处理得到镁合金锭。
23.本发明的有益效果是：
24.(1)本发明以碳酸镁粉末作为晶粒细化剂，对mg-zn-al-cu-mn合金进行晶粒细化，碳酸镁可明显细化合金的晶粒，晶粒细化的合金经热处理(固溶-双级时效处理)，力学性能显著提升，得到屈服强度高于220mpa，延伸率高于10％的铸造镁合金产品，性能明显优于常用的铸造镁合金如az91d和am60b；
25.(2)本发明实现镁合金晶粒细化的方法简单可控、成本极低，易于工业化应用；
26.(3)本发明通过微量添加合金元素mn，mn会与合金中fe等杂质元素结合，净化熔
体，提高合金铸造品质和耐腐蚀能力；mn与碳酸镁引入的o元素以及合金中的al结合生成了高熔点的mn-al-o相(尖晶石结构的mnal2o4)，在合金凝固过程中可以作为α-mg的异质形核点，起到与碳酸镁复合细化合金晶粒的作用；
27.(4)本发明在熔体熔化后采用rj-6精炼剂对熔体进行精炼处理，精炼结束后采用静置除杂的方法，可以极大减少熔体杂质，提高合金的质量，保证合金的力学性能和抗腐蚀性能；
28.(5)本发明针对mg-zn-al-cu-mn合金拥有显著的时效强化效果，对合金进行了固溶-双级时效的热处理工艺，利用mgzn相的析出强化效应，显著提高合金的力学性能；双级时效的益处在于：在固溶处理后，低温预时效(一级时效)阶段，有利于合金快速形成大量且分布均匀的zn的富集区(g.p.区)，g.p.区在高温时效(二级时效)过程中可以作为析出强化相mgzn相的异质形核点，促进mgzn相更加均匀弥散析出，提高析出强化效果，进而提高合金的强度。
29.(6)本发明通过微量添加合金元素cu能提高合金的延展性并增强时效硬化效应，因为cu能提高mg-zn合金的共晶温度，便于合金在更高的温度进行固溶处理，进而使更多的zn、al元素固溶进镁基体中，提高固溶强化和时效硬化的效果。
附图说明
30.图1为对比例与实施例3合金铸态下的晶粒大小统计(电子背散射衍射)；
31.图2为对比例与实施例3合金时效态下的晶粒大小统计(光学显微镜)；
32.图3为实施例3合金固溶态下高分辨透射电子显微镜和能谱面扫描图像，(a)为第二相的分布，(b)为(a)图的放大图，插图展示了固溶后的α-mg的晶面间距，(c)为α-mg、mnal2o4、mgzn2之间的位相关系；(d)为典型区域的高角环形暗场像(haadf)，(e-i)为元素mg、zn、al、mn、cu的面分布图。
具体实施方式
33.下面结合具体实施方式对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
34.对比例：高强度mg-zn-al-mn-cu铸造镁合金，各组成元素以及重量百分比为：zn 10.0％，al 1.0％，mn 0.3％，cu 0.5％，其余为mg以及熔炼过程中不可避免的杂质，杂质的总含量小于0.1％；元素添加方式：mg、zn、al、cu以纯mg(99.97％)块、纯zn(99.9％)块、纯al(99.7％块)、纯cu(99.9％)块添加，mn元素以mg-5wt.％mn中间合金的方式添加；
35.(1)配料：原料采用金属纯mg、金属纯zn、金属纯al、金属纯cu和mg-5wt.％mn中间合金，根据重量百分比进行配料；其中熔炼前将原材料表面的氧化膜打磨并清洗，并考虑熔炼过程中存在元素烧损的情况，根据实际情况计算元素烧损率；
36.(2)熔炼：将步骤(1)的原料在温度180～200℃预热后，将mg块、zn块、al块、mg-5wt.％mn中间合金、cu块放入清洗干净且烘干后的不锈钢坩埚中，置于电阻炉中熔炼；熔炼温度控制在750～760℃，熔炼时以co2和sf6混合气体为保护气，保护气中co2的体积分数为95～99％；待坩埚中的金属全部熔化后，保温15min，得到合金熔体a；
37.(3)精炼：采用rj-6精炼剂对合金熔体a进行净化精炼处理；其中精炼剂的用量为
合金熔体a的1.5wt.％，精炼剂添加前置于温度230～250℃下干燥处理35min，精炼时，利用漏勺上下左右匀速搅拌6min，保证精炼剂与熔体充分接触；精炼完成后，对合金熔体进行扒渣处理，然后将温度调到720～740℃，静置30min得到合金熔体b；
38.(4)浇注：模具采用永久型金属模具，为了提高熔体的流动性保证充型能力，将模具置于温度为200～220℃下预热60min，浇注完成10min后脱模，并在空气中进行冷却至室温得到合金铸锭；
39.(5)热处理：将步骤(4)得到合金铸锭采用固溶-双级时效处理，其中固溶-双级时效处理的具体方法为
40.1)合金铸锭匀速升温至370℃下固溶处理24h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
41.2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60℃，进行一级时效处理16h；再匀速升温至温度为175℃，进行二级时效处理2h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到镁合金锭；
42.本对比例得到的合金铸态下的平均晶粒尺寸为38.5μm，见图1的(a)和(b)所示，时效态下的平均晶粒尺寸为56.8μm，见图2(a)和(b)所示，合金时效态下的屈服强度(ys)和延伸率(el)分别为231.0mpa和9.3％。
43.实施例1：低成本高强度mg-zn-al-mn-cu铸造镁合金，熔炼过程中加入0.2％质量分数的碳酸镁作为晶粒细化剂，各组成元素以及重量百分比为：zn 10.0％，al 1.0％，mn 0.3％，cu 0.5％，其余为mg以及熔炼过程中不可避免的杂质，杂质的总含量小于0.1％；元素添加方式：mg、zn、al、cu以纯mg(99.97％)块、纯zn(99.9％)块、纯al(99.7％块)、纯cu(99.9％)块添加，mn元素则是以mg-5wt.％mn中间合金的方式添加；
44.(1)配料：原料采用金属纯mg、金属纯zn、金属纯al、金属纯cu和mg-5wt.％mn中间合金，根据重量百分比进行配料；其中熔炼前将原材料表面的氧化膜打磨并清洗，并考虑熔炼过程中存在元素烧损的情况，根据实际情况计算元素烧损率；
45.(2)熔炼：将步骤(1)的原料在温度180～200℃预热后，将mg块、zn块、al块、mg-5wt.％mn中间合金、cu块放入清洗干净且烘干后的不锈钢坩埚中，置于电阻炉中熔炼；熔炼温度控制在750～760℃，熔炼时以co2和sf6混合气体为保护气，保护气中co2的体积分数为95～99％；待坩埚中的金属全部熔化后，保温15min，得到合金熔体a；
46.(3)将在温度85℃下干燥1.5h的碳酸镁粉末加入到合金熔体a中，并用漏勺搅拌3min使其均匀分布于熔体a中，再打渣、静置18min得到晶粒细化的合金熔体b；其中碳酸镁粉末添加量为合金熔体a的0.2wt.％；
47.(4)采用rj-6精炼剂对合金熔体b进行净化精炼处理；其中精炼剂的用量为合金熔体a的1.5wt.％，精炼剂添加前置于温度230～250℃下干燥处理35min，精炼时，利用漏勺上下左右匀速搅拌6min，保证精炼剂与熔体充分接触；精炼完成后，对合金熔体进行扒渣处理，然后将温度调到720～740℃，静置30min得到合金熔体c；
48.(5)浇注：模具采用永久型金属模具，为了提高熔体的流动性保证充型能力，将模具置于温度为200～220℃下预热60min，浇注完成10min后脱模，并在空气中进行冷却至室温得到合金铸锭；
49.(6)热处理：将步骤(5)得到合金铸锭采用固溶-双级时效处理，其中固溶-双级时效处理的具体方法为
50.1)合金铸锭匀速升温至370℃下固溶处理24h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
51.2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60℃，进行一级时效处理16h；再匀速升温至温度为175℃，进行二级时效处理2h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到镁合金锭；
52.本实施例得到的合金铸态下的合金铸态下的平均晶粒尺寸为35.6μm，时效态下的平均晶粒尺寸为54.5μm，合金时效态下的屈服强度(ys)和延伸率(el)分别为230.8mpa和10.2％；相比对比例，本实施例加0.2％质量分数的碳酸镁后合金晶粒尺寸略微下降，合金的屈服强度相应有所提高，延伸率也有明显提高。
53.实施例2：低成本高强度mg-zn-al-mn-cu铸造镁合金，熔炼过程中加入0.5％质量分数的碳酸镁作为晶粒细化剂，各组成元素以及重量百分比为：zn 10.0％，al 1.0％，mn 0.3％，cu 0.5％，其余为mg以及熔炼过程中不可避免的杂质，杂质的总含量小于0.1％；元素添加方式：mg、zn、al、cu以纯mg(99.97％)块、纯zn(99.9％)块、纯al(99.7％块)、纯cu(99.9％)块添加，mn元素则是以mg-5wt.％mn中间合金的方式添加；
54.(1)配料：原料采用金属纯mg、金属纯zn、金属纯al、金属纯cu和mg-5wt.％mn中间合金，根据重量百分比进行配料；其中熔炼前将原材料表面的氧化膜打磨并清洗，并考虑熔炼过程中存在元素烧损的情况，根据实际情况计算元素烧损率；
55.(2)熔炼：将步骤(1)的原料在温度180～200℃预热后，将mg块、zn块、al块、mg-5wt.％mn中间合金、cu块放入清洗干净且烘干后的不锈钢坩埚中，置于电阻炉中熔炼；熔炼温度控制在750～760℃，熔炼时以co2和sf6混合气体为保护气，保护气中co2的体积分数为95～99％；待坩埚中的金属全部熔化后，保温15min，得到合金熔体a；
56.(3)将在温度85℃下干燥1.5h的碳酸镁粉末加入到合金熔体a中，并用漏勺搅拌3min使其均匀分布于熔体a中，再打渣、静置18min得到晶粒细化的合金熔体b；其中碳酸镁粉末添加量为合金熔体a的0.5wt.％；
57.(4)采用rj-6精炼剂对合金熔体b进行净化精炼处理；其中精炼剂的用量为合金熔体a的1.5wt.％，精炼剂添加前置于温度230～250℃下干燥处理35min，精炼时，利用漏勺上下左右匀速搅拌6min，保证精炼剂与熔体充分接触；精炼完成后，对合金熔体进行扒渣处理，然后将温度调到720～740℃，静置30min得到合金熔体c；
58.(5)浇注：模具采用永久型金属模具，为了提高熔体的流动性保证充型能力，将模具置于温度为200～220℃下预热60min，浇注完成10min后脱模，并在空气中进行冷却至室温得到合金铸锭；
59.(6)热处理：将步骤(5)得到合金铸锭采用固溶-双级时效处理，其中固溶-双级时效处理的具体方法为
60.1)合金铸锭匀速升温至370℃下固溶处理24h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
61.2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60℃，进行一级时效处理16h；再匀速升温至温度为175℃，进行二级时效处理2h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到镁合金锭；
62.本实施例得到的合金铸态下的合金铸态下的平均晶粒尺寸为28.7μm，时效态下的平均晶粒尺寸为45.6μm，合金时效态下的屈服强度(ys)和延伸率(el)分别为236.2mpa和14.5％；相比对比例，本实施例加0.5％质量分数的碳酸镁后合金晶粒尺寸下降了大约10μ
m，合金的屈服强度相应有所提高，延伸率也有明显提高。
63.实施例3：高强度mg-zn-al-mn-cu铸造镁合金，各组成元素以及重量百分比为：zn 10.0％，al 1.0％，mn 0.3％，cu 0.5％，其余为mg以及熔炼过程中不可避免的杂质，杂质的总含量小于0.1％；元素添加方式：mg、zn、al、cu以纯mg(99.97％)块、纯zn(99.9％)块、纯al(99.7％块)、纯cu(99.9％)块添加，mn元素以mg-5wt.％mn中间合金的方式添加；
64.(1)配料：原料采用金属纯mg、金属纯zn、金属纯al、金属纯cu和mg-5wt.％mn中间合金，根据重量百分比进行配料；其中熔炼前将原材料表面的氧化膜打磨并清洗，并考虑熔炼过程中存在元素烧损的情况，根据实际情况计算元素烧损率；
65.(2)熔炼：将步骤(1)的原料在温度180～200℃预热后，将mg块、zn块、al块、mg-5wt.％mn中间合金、cu块放入清洗干净且烘干后的不锈钢坩埚中，置于电阻炉中熔炼；熔炼温度控制在750～760℃，熔炼时以co2和sf6混合气体为保护气，保护气中co2的体积分数为95～99％；待坩埚中的金属全部熔化后，保温15min，得到合金熔体a；
66.(3)将在温度85℃下干燥1.5h的碳酸镁粉末加入到合金熔体a中，并用漏勺搅拌3min使其均匀分布于熔体a中，再打渣、静置18min得到晶粒细化的合金熔体b；其中碳酸镁粉末添加量为合金熔体a的1wt.％；
67.(4)精炼：采用rj-6精炼剂对合金熔体b进行净化精炼处理；其中精炼剂的用量为合金熔体a的1.5wt.％，精炼剂添加前置于温度230～250℃下干燥处理35min，精炼时，利用漏勺上下左右匀速搅拌6min，保证精炼剂与熔体充分接触；精炼完成后，对合金熔体进行扒渣处理，然后将温度调到720～740℃，静置30min得到合金熔体c；
68.(5)浇注：模具采用永久型金属模具，为了提高熔体的流动性保证充型能力，将模具置于温度为200～220℃下预热60min，浇注完成10min后脱模，并在空气中进行冷却至室温得到合金铸锭；
69.(6)热处理：将步骤(5)得到合金铸锭采用固溶-双级时效处理，其中固溶-双级时效处理的具体方法为
70.1)合金铸锭匀速升温至370℃下固溶处理24h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
71.2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60℃，进行一级时效处理16h；再匀速升温至温度为175℃，进行二级时效处理2h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到镁合金锭；
72.本实施例得到的合金铸态下的平均晶粒尺寸为22.5μm，见图1的(c)和(d)，时效态下的平均晶粒尺寸为39.5μm，见图2的(c)和(d)，合金时效态下的屈服强度(ys)和延伸率(el)值分别为240.0mpa和16.1％；
73.对比例(不加碳酸镁)和本实施例3(加入1％的碳酸镁)铸态和时效态下的室温拉伸屈服强度(ys)和延伸率(el)对比见表1，
74.表1对比例和本实施例铸态和时效态下的室温拉伸屈服强度和延伸率对比
[0075][0076]
相比对比例，本实施例加1％质量分数的碳酸镁后合金晶粒得到显著细化，晶粒尺寸减小了约16μm，合金的力学性能提升明显，屈服强度提高了约10mpa，特别是延伸率得到显著提升；
[0077]
本实施例合金固溶态下高分辨透射电子显微镜和能谱面扫描图像见图3，其中(a)、(b)为纳米级相的hrtem图像，从图上能看到两种相，一种是相对较细长的杆状相即(b)中的1，另一种是垂直于前一种较粗短的杆状相即(b)中的2，根据haadf-stem图像和相应的eds面扫描结果可以看出，这些纳米级相主要由mg、al、mn和zn元素组成；将(b)整个区域进行快速傅里叶转变得到(c)，然后通过衍射斑的标定结果，判断细长的杆状相为具有尖晶石结构的mnal2o4，其与镁基体的位相关系为[1 0 0]
mg
||[1 0 0]
mnal2o4
；较粗短的杆状相为mgzn2，其与镁基体的位相关系为[1 0 0]
mg
||[0 0 1]
mgzn2
；通过以上透射电镜的表征，可以确认在mg-10zn-1al-0.5cu-0.3mn合金中加入质量分数1％的mgco3后会在熔体中生成高熔点的mnal2o4相，这些细小的高熔点相一方面既可以作为α-mg的异质形核点，提高形核率，进而起到细化晶粒的效果，又能作为析出强化相mgzn2的析出位点，促进其析出；另一方面根据orowan强化机制，这种硬质细小的相弥散分布在镁基体中，也能有效提高合金的强度。
[0078]
实施例4：低成本高强度mg-zn-al-mn-cu铸造镁合金，熔炼过程中加入2.0％质量分数的碳酸镁作为晶粒细化剂，各组成元素以及重量百分比为：zn 10.0％，al 1.0％，mn 0.3％，cu 0.5％，其余为mg以及熔炼过程中不可避免的杂质，杂质的总含量小于0.1％；元素添加方式：mg、zn、al、cu以纯mg(99.97％)块、纯zn(99.9％)块、纯al(99.7％块)、纯cu(99.9％)块添加，mn元素则是以mg-5wt.％mn中间合金的方式添加；
[0079]
(1)配料：原料采用金属纯mg、金属纯zn、金属纯al、金属纯cu和mg-5wt.％mn中间合金，根据重量百分比进行配料；其中熔炼前将原材料表面的氧化膜打磨并清洗，并考虑熔炼过程中存在元素烧损的情况，根据实际情况计算元素烧损率；
[0080]
(2)熔炼：将步骤(1)的原料在温度180～200℃预热后，将mg块、zn块、al块、mg-5wt.％mn中间合金、cu块放入清洗干净且烘干后的不锈钢坩埚中，置于电阻炉中熔炼；熔炼温度控制在750～760℃，熔炼时以co2和sf6混合气体为保护气，保护气中co2的体积分数为95～99％；待坩埚中的金属全部熔化后，保温15min，得到合金熔体a；
[0081]
(3)将在温度85℃下干燥1.5h的碳酸镁粉末加入到合金熔体a中，并用漏勺搅拌3min使其均匀分布于熔体a中，再打渣、静置18min得到晶粒细化的合金熔体b；其中碳酸镁粉末添加量为合金熔体a的2wt.％；
[0082]
(4)精炼：采用rj-6精炼剂对合金熔体b进行净化精炼处理；其中精炼剂的用量为合金熔体a的1.5wt.％，精炼剂添加前置于温度230～250℃下干燥处理35min，精炼时，利用漏勺上下左右匀速搅拌6min，保证精炼剂与熔体充分接触；精炼完成后，对合金熔体进行扒
渣处理，然后将温度调到720～740℃，静置30min得到合金熔体c；
[0083]
(5)浇注：模具采用永久型金属模具，为了提高熔体的流动性保证充型能力，将模具置于温度为200～220℃下预热60min，浇注完成10min后脱模，并在空气中进行冷却至室温得到合金铸锭；
[0084]
(6)热处理：将步骤(5)得到合金铸锭采用固溶-双级时效处理，其中固溶-双级时效处理的具体方法为
[0085]
1)合金铸锭匀速升温至370℃下固溶处理24h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到固溶合金铸锭；
[0086]
2)固溶合金铸锭匀速升温至温度为60℃，进行一级时效处理16h；再匀速升温至温度为175℃，进行二级时效处理2h，然后置于温度为20℃的水中淬火处理得到镁合金锭；
[0087]
本实施例得到的合金铸态下的合金铸态下的平均晶粒尺寸为20.2μm，时效态下的平均晶粒尺寸为35.4μm，合金时效态下的屈服强度(ys)和延伸率(el)值分别为198.6mpa和6.8％；相比对比例，本实施例加2.0％质量分数的碳酸镁后合金晶粒得到显著细化，但是合金的屈服强度和塑性明显下降，过量的碳酸镁在熔体中分解形成了较多的mgo颗粒，这些颗粒的团聚会形成氧化夹杂，拉伸过程中由于应力集中裂纹易在夹杂处萌生、扩展，从而恶化合金性能。
[0088]
以上对本发明的具体实施方式作了详细说明，但是本发明并不限于上述实施方式，在本领域普通技术人员所具备的知识范围内，还可以在不脱离本发明宗旨的前提下做出各种变化。