CN102162054B - 一种高强韧镁合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高强韧镁合金及其制备方法，由以下组分按质量比组成：7～8%Al，0.7～1%Zn，4.1～6.9%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。上述组分预热后，将Z91镁合金、工业纯铝、工业纯锌放入升温到700-720°C的井式电阻炉，通入N₂+0.1%SF₆混合气体，熔化后加入Mg-20.02%Gd中间合金；全部熔化后，清除熔渣；升温至750-760°C，保温静置10-15分钟；合金熔液降至700-720℃后从井式电阻炉中提出，浇入金属模具，得到铸态合金；将铸态合金进行热处理即可。本发明涉及合金制备领域，该高强韧镁合金与目前常用的AZ81镁合金相比其力学性能大大提高。

Description

一种高强韧镁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及合金制备领域，具体指一种高强韧镁合金及该合金的制备方法。

背景技术

镁合金具有高的比强度、比刚度以及良好的减震性、导热性和可回收性，因此被誉为21世纪的“绿色”工程材料。

镁合金由于室温、高温强度低、变形能力差限制了它大规模的工业应用。在镁合金的牌号中，Mg-Al系是应用最为广泛的一类合金，其中AZ81镁合金以其性能适中，价格较低等优点应用最广。然而，AZ81镁合金本身存在许多固有缺点限制了它的使用。首先，这种镁合金凝固温度范围较宽，晶粒有粗化的倾向。其次，凝固过程中粗大的β-Mg17Al12相以离异共晶的方式呈网状沿晶界析出，导致合金力学性能变差。同时，当工作温度超过120℃时，晶界上网状的Mg17Al12化合物易软化和粗化，使合金的力学性能大幅下降。这大大限制了AZ81镁合金在汽车、飞机等关键结构部件和耐热零部件方面的应用。

合金化是提高镁合金性能的一种方法，特别是向合金中添加稀土元素。稀土元素具有净化合金、改善组织，提高合金高温力学性能和增强合金耐蚀性等作用。由于稀土具有较高的热力学稳定性和高温稳定性，在镁合金中加入稀土元素可以明显改善合金的高温力学性能。已有的研究表明，在Mg-Al系合金中加入RE，可进一步改善Mg-Al合金的高温性能和抗蠕变性能。这是因为RE与Al结合生成RE-Al化合物，减少了Al形成低熔点的β相的数量。RE-Al化合物具有高熔点，并且在α-Mg中的扩散速度慢，因此具有很高的热稳定性。同时，RE元素加入镁合金中能起到细化晶粒的作用。稀土元素Gd是重稀土元素，根据相图可知，稀土元素Gd与Al形成化合物Al3Gd和Al2Gd，其熔点分别为1125℃，1525℃。从理论上看，这些高熔点化合物的存在能提高AZ81镁合金高温性能和室温性能。

因此，开发含稀土AZ81-xGd高强韧镁合金材料，对我国实现镁合金产业化具有重要意义。

发明内容

本发明的提供一种高强韧镁合金及其制备方法，该高强韧镁合金与目前常用的AZ81镁合金相比其力学性能大大提高。

为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：

一种高强韧镁合金，其特征在于：所述镁合金由以下组分按质量百分比组成：7～8%Al，0.7～1%Zn，4.1～6.9%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

该高强韧镁合金是由为原料熔炼而成。

一种高强韧镁合金的制备方法，其特征在于：所述方法包括如下步骤：

（1）将AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金分别置于坩埚中预热；

（2）将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有预热后的AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中，然后通入N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向坩埚中的合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金；

（3）当井式电阻炉升温至700-720℃，固料全部熔化后，搅拌合金熔液1-2分钟使其均匀混合，然后清除合金熔液中的熔渣；

（4）最后，井式电阻炉升温至750-760℃，保温静置10-15分钟；

（5）待合金熔液降至浇注温度700-720℃时，将坩埚从井式电阻炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；

（6）将铸态合金进行热处理即可得到高强韧镁合金。

步骤（1）中所述的预热温度为120～130℃。

步骤（5）所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-210℃，在预热后的模具表面涂一薄层ZnO。

步骤（5）所述的浇铸时应从直浇口往铸型内通入防护性气体0.5-1分钟，并用石棉板盖上冒口；同时，在浇杯下放置一块可挡住氧化夹渣的过滤网，浇注时往液流处连续输送防护性气体进行保护。

步骤（6）所述的热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

所述固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

所述时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

优点及效果：

本发明的高强韧镁合金力学性能上的特点是室温合金的抗拉强度（б_b）最高达262 MPa，延伸率为10.04%。热处理后的性能：固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）最高达278MPa，延伸率为13.47%。时效处理后的力学性能：合金的抗拉强度（б_b）最高达280 MPa，延伸率为12.01%。本发明的高强韧镁合金在力学性能上远高于常规的AZ81镁合金，在汽车、通讯、航天工业具有广阔的应用前景。

此外本发明Gd元素添加量控制在4.1%～5.5%范围内，可解决①因加入量过低合金强度和塑性提高不能达到较高数值的问题；②因加入量过高Al₂Gd相发生团聚而引起的合金强度和塑性下降的问题。

附图说明：

图1是AZ81镁合金的铸态显微组织图。

图2是AZ81加入4.5%Gd元素合金的铸态显微组织图。

图3是AZ81加入6%Gd元素合金的铸态显微组织图。

具体实施方式：

本发明的设计原理如下：

在AZ系镁合金中，其铸态显微组织是由两相组成：α-Mg固溶体和β- Mg₁₇Al₁₂相组成。α-Mg为基体相，β- Mg₁₇Al₁₂相为强化相。在金属型铸造冷却条件下，现用的AZ系列的镁合金中的强化相为沿晶非连续析出的β-Mg17Al12相。在W(Al)≤9%时，随Al含量的增加，AZ系列合金的强度随之增加，而塑性降低；在W(Al)﹥9%时，AZ系列合金的强度、塑性都开始降低。

当合金元素中Al含量为7.0～8.0%时，金属型铸造冷却条件下，β- Mg₁₇Al₁₂相在晶界上呈网状或块状分布。

当合金中加入稀土Gd元素后，其铸态显微组织发生了显著的变化：

（1）α-Mg晶粒明显细化。这是因为在Mg- Al合金中加入Gd元素后，Gd和Mg均为密排六方晶格，二者的晶格常数很接近，a_Mg=3.23×10^-10m，c_Mg=5.20×10^-10m ，a_Gd=3.64×10^-10m，c_Gd=5.78×10^-10m，根据金属结晶原理中晶粒形核核心的尺寸结构相匹配原则，Gd可以成为α-Mg的结晶核心。Gd元素的加入起到形核剂的作用，增加了非自发形核的数目，因此Gd对镁合金有较好的细晶强化作用。

（2）在α-Mg晶内出现形状不规则形状的块状新相，且随着Gd含量的增加，新相的体积分数增加，但其形态基本不变，以弥散的不规则的块状分布在α-Mg基体上。经过能谱分析，新相是由Al与Gd两种元素组成。经x射线衍射分析，新相为Al₂Gd，其熔点是1525℃。新相弥散分布在α-Mg晶粒内，对合金起的第二相强化作用。

（3）当Gd含量为4.1%～6.9%时，随着Gd含量的增加，β- Mg₁₇Al₁₂相由沿晶界呈网状或块状分布变成断续、弥散的小块状分布，而且Gd含量愈高β- Mg₁₇Al₁₂相愈加变得细小和弥散。这是由于Gd-Al的电负性差值是0.41，Gd-Mg电负性差值是0.11，Al-Mg电负性差值是0.3。因此，从热力学的角度看，在Mg- Al合金中加入稀土Gd后优先形成Al-Gd化合物。Al，Gd元素的大量结合，导致Al与Gd化合物周围液相中Al含量相对减少，使得周围晶界上β- Mg₁₇Al₁₂相数量减少，β- Mg₁₇Al₁₂相由沿晶界呈网状或块状分布变成断续、弥散的小块状分布结构。细小的弥散的β- Mg₁₇Al₁₂相对合金能起到弥散强化作用。

当Gd含量超过5.5wt.%时，新相Al₂Gd开始出现团聚现象，随着Gd含量的增加，其团聚现象越严重。团聚的Al₂Gd相会使合金的力学性能有所下降。

因此本发明将Gd元素添加量控制在4.1%～5.5%范围内，可解决因加入量过低合金强度和塑性提高不能达到较高数值的问题，以及因加入量过高Al₂Gd相发生团聚而引起的合金强度和塑性下降的问题。

下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。

实施例1：

本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成：8.0%Al，0.7%Zn，4.1%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

按上述成分配制合金，其熔炼工艺为：

（1）称取Mg-20.02%Gd中间合金410克，工业纯铝（纯度为99.999%）19克，工业纯锌（纯度为99.999%）3克，AZ91镁合金1573克配成上述合金；

（2）将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130℃；

（3）由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N2+0.1%SF6（体积百分比）混合气体保护。

将井式电阻炉升温到700-720℃，把预热后的AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌放入炉中。通入N2+0.1%SF6（体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金。

（4）熔体升温至700-720℃时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1-2分钟使成分均匀，然后清除熔渣。最后，升温至750-760℃，保温静置10-15分钟。

（5）待熔体降至浇注温度700-720℃左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210℃左右，并在预热后在模具表面涂一薄层ZnO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。

热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法：按照国家标准GB6397-86«金属拉伸实验试样»加工成5倍的标准拉伸试样。在国产CSS-55100型电子万能试验机上进行拉伸实验。

本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度（б_b）为215MP_a，延伸率为9%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）最高达237MP_a，延伸率为10.48%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）最高达240MP_a，延伸率为10.01%。

实施例2：

本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成：7.5%Al，0.7%Zn，4.5%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

按上述成分配制合金，其熔炼工艺为：

（1）称取Mg-20.02%Gd中间合金450克，工业纯铝（纯度为99.999%）11克，工业纯锌（纯度为99.999%）3克，AZ91镁合金1540克配成上述合金。

（2）将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130℃；

（3）由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体保护。

将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金。

（4）熔体升温至700-720℃时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1-2分钟使成分均匀，然后清除熔渣。最后，升温至750-760℃，保温静置10-15分钟。

（5）待熔体降至浇注温度700-720℃左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200℃左右，在预热后在模具表面涂一薄层ZnO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。

热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实施例1。

本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度（бb）为230MP_a，延伸率为9.2%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）最高达257MP_a，延伸率为11.56%， 时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）最高达258 MP_a，延伸率为11.38%。

实施例3：

本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成：8%Al，0.8%Zn， 4.9%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

按上述成分配制合金，其熔炼工艺为：

（1）称取Mg-20.02%Gd中间合金490克，工业纯铝（纯度为99.999%）27克，工业纯锌（纯度为99.999%）6克，AZ91镁合金1482克配成上述合金。

（2）将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在坩埚内预热，温度控制在120-130℃；

（3）由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体保护。

将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入N₂+0.1%SF₆ （体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金。

（4）熔体升温至700-720℃时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1-2分钟使成分均匀，然后清除熔渣。最后，升温至750-760℃，保温静置10-15分钟。

（5）待熔体降至浇注温度700-720℃左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210℃左右，在预热后在模具表面涂一薄层ZnO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。

热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度（б_b）为262 MP_a，延伸率为10.04%。 热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为278MP_a，延伸率为13.47%， 时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为280 MP_a，延伸率为12.01%。

实施例4：

本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成：7.2%Al，0.8%Zn，5.5%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

按上述成分配制合金，其熔炼工艺为：

（1）称取Mg-20.02%Gd中间合金549克，工业纯铝（纯度为99.999%）15克，工业纯锌（纯度为99.999%）6克，AZ91镁合金1434克配成上述合金。

（2）将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130℃；

（3）由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体保护。

将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金。

（4）熔体升温至700-720℃时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1-2分钟使成分均匀，然后清除熔渣。最后，升温至750-760℃，保温静置10-15分钟。

（5）待熔体降至浇注温度700-720℃左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210℃左右，在预热后在模具表面涂一薄层ZnO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。

热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

铸态高强韧镁合金的热处理工艺：固溶处理温度为415℃，保温时间20小时；时效处理温度为168℃，保温时间为16小时。

本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实例1。

本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度（б_b）为241MP_a，延伸率为9.5%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为267MP_a，延伸率为12.3%，时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为273 MP_a，延伸率为11.71%。

实施例5：

本实施例中的高强韧镁合金由以下质量百分比的组份组成：8.0%Al， 0.85%Zn，6.0%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg。

按上述成分配制合金，其熔炼工艺为：

（1）称取Mg-20.02%Gd中间合金600克，工业纯铝（纯度为99.999%）37克，工业纯锌（纯度为99.999%）7.5克，AZ91镁合金1362克配成上述合金。

（2）将AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金放在烘箱内预热，烘箱温度控制在120-130℃；

（3）由于镁合金在融化状态，化学活泼性高，需在熔剂或气体保护下进行熔炼。本发明采用的是N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体保护。

将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有AZ91镁合金、工业纯镁、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中。通入N₂+0.1%SF₆（体积百分比）混合气体，待上述炉料全部熔化后再向合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金。

（4）熔体升温至700-720℃时，当固料全部熔化后，搅拌合金液，搅拌1-2分钟使成分均匀，然后清除熔渣。最后，升温至750-760℃，保温静置10-15分钟。

（5）待熔体降至浇注温度700-720℃左右，将坩埚从井式炉中提出，直接浇入已预热好的金属模具中，得到铸态合金。金属模具预热加热温度为200-210℃左右，在预热后在模具表面涂一薄层ZnO以便提高铸锭表面的光洁度和易于脱模。

热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却。

时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时。到时间后把样品取出放到空气中冷却。

本实施例所得的高强韧镁合金的拉伸强度的测试方法同实例1。

本实施例所得的高强韧镁合金，其室温合金的抗拉强度（б_b）为197 MP_a，延伸率为8.5%。热处理后的性能为，固溶处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为211MP_a，延伸率为8.13%， 时效处理后的力学性能，合金的抗拉强度（б_b）为205 MP_a，延伸率为7.54%。

为了对本发明的技术效果进行更好的说明，下面对附图进行详细描述。

图1是AZ81镁合金的铸态显微组织图。图1中箭头所指的相是Mg₁₇Al₁₂相，它沿晶界呈网状或块状分布。

图2是AZ81加入4.5%Gd元素合金的铸态显微组织图。图2中箭头所指的相分别是Mg₁₇Al₁₂相和新生成的Al₂Gd相。可以看到加入4.5%Gd元素后Mg₁₇Al₁₂相变成沿晶界呈小块状分布，晶内生成了较规则几何形状的新相Al₂Gd相。

图3是AZ81加入6%Gd元素合金的铸态显微组织图。图2中箭头所指的相分别是Mg₁₇Al₁₂相和新生成的Al₂Gd相。可以看到加入6%Gd元素后Mg₁₇Al₁₂相变得更细小，晶内生成的新相Al₂Gd出现团聚现象。

Claims (1)

1.一种高强韧镁合金的制备方法，其特征在于：该高强韧镁合金是由以下原料按质量比熔炼而成：AZ91镁合金：工业纯铝：工业纯锌：Mg-20.02%Gd中间合金=420～524：6～17：1～2：137～230；

所述镁合金由以下组分按质量百分比组成：7～8%Al，0.7～1%Zn，5.5～6.9%Gd，杂质元素Mn<0.12%，其余为Mg；

所述方法包括如下步骤：

（1）将AZ91镁合金、纯度为99.999%的工业纯铝、纯度为99.999%的工业纯锌和Mg-20.02%Gd中间合金分别置于坩埚中进行预热；

（2）将井式电阻炉升温到700-720℃，把装有预热后的AZ91镁合金、工业纯铝、工业纯锌的坩埚放入炉中，然后通入N₂+0.1%SF₆按体积百分比混合气体，待上述炉料全部熔化后再向坩埚中的合金熔液中加入Mg-20.02%Gd中间合金；

（3）当井式电阻炉升温至700-720℃，固料全部熔化后，搅拌合金熔液1-2分钟使其均匀混合，然后清除合金熔液中的熔渣；

（4）最后，井式电阻炉升温至750-760℃，保温静置10-15分钟；

（5）待合金熔液降至浇注温度700-720℃时，将坩埚从井式电阻炉中提出，直接浇入金属模具，得到铸态合金；

（6）将铸态合金进行热处理即可得到高强韧镁合金；

在步骤（6）所述的热处理是对铸态合金依次进行的固溶处理和时效处理；

所述固溶处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到410-420℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至415℃后使其恒温，保温20小时，到时间后把样品取出直接放到水中冷却；

所述时效处理的步骤为：将箱式电阻炉升温到170-180℃，把样品放到箱式电阻炉中间的位置，在样品下面铺上一层防止氧化的FeS粉末，然后把炉温升温至168℃后使其恒温，保温16小时；到时间后把样品取出放到空气中冷却；

步骤（1）中所述的预热温度为120～130℃

步骤（5）所述的浇铸模具需预热，预热温度为200-210℃，在预热后的模具表面涂一薄层ZnO；

步骤（5）所述的浇铸时应从直浇口往铸型内通入防护性气体0.5-1分钟，并用石棉板盖上冒口；同时，在浇杯下放置一块可挡住氧化夹渣的过滤网，浇注时往液流处连续输送防护性气体进行保护。

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