1.一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，各组分的质量百分比为：Al：0.5-2.0 %，Zn：0.2-1.0 %，Mn：0.1-1.0 %，Ca：0.2-0.8 %，重稀土元素Y、Er或Gd：0.2-1.0 %，余量为Mg及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，Al、Zn、Mn、Ca四种元素的含量之和≤3.0 wt%。
3.根据权利要求1所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，0.5 wt%≤Ca和重稀土含量之和≤1.5 wt%。
4.根据权利要求1所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，在500 ℃以上合金表面均能形成连续致密的REO-CaO-MgO复合氧化膜。
5.根据权利要求1所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，经双极均匀化退火后可在10-30 m/min的挤压速率下挤压生产。
6.根据权利要求1-4任一所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，挤压态合金经固溶时效处理后表现出优异的综合力学和阻燃性能：室温极限抗拉强度≥270MPa，屈服强度≥240 MPa，延伸率≥12%，燃点≥850 ℃。
7.一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的制备方法，其特征在于，按权利要求1、2或3所述组份配备原料，包括以下步骤：
1)将原材料高纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭、Mg-Mn中间合金锭、Mg-Ca中间合金锭、Mg-RE中间合金锭切割为方便熔炼的块状，并对原材料表面进行打磨，以去除表面氧化皮;随后，将称量好的原材料放置在电阻炉中进行预热，预热温度为200-400 ℃，时间为10-30 min;同时，使用室温自来水对熔炼用304不锈钢坩埚清洗，去除油污和杂质，并烘干表面残留液体;
2)将预热充分的纯Mg锭、纯Al锭和纯Zn锭放入坩埚中，并将坩埚置入预热至700-740℃的井式电阻炉中;然后，在CO2和SF6混合保护气氛下保温60-120 min，得到液态合金;接着，将熔体升温至740-760 ℃，加入Mg-Ca中间合金和Mg-Mn中间合金，保温10-30 min;保温结束后，使用不锈钢搅拌器进行第一搅拌，搅拌时间为2-5 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;随后，将熔体温度升至760-780 ℃，加入Mg-RE中间合金，继续保温10-30 min;保温结束后，进行第二搅拌，搅拌时间为2-5 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;打捞完成后，保持熔体静止，保温5-20 min;接着，加入0.5-1.5 g精炼剂，精炼10-30 min;精炼完成后，进行第三次搅拌，搅拌时间为2-5 min;并再次打捞熔体表面浮渣;最后，保持熔体静止，保温10-20min后取出;在进行添加中间合金、搅拌和打捞浮渣的整个熔炼过程均在CO2和SF6的保护气氛下进行，同时需要断开电源;
3)将步骤2)中的熔炼完成的镁熔体和坩埚一同取出，并在CO2和SF6的保护气氛下，将坩埚匀速缓慢的伸入室温自来水中进行水冷;待熔体完全凝固后撤去保护气氛，并取出空冷至室温;随后，切除坩埚，再车削成直径75-83 mm，高度为30-60 mm的合金铸锭;
4)将步骤3)所得的合金铸锭进行均匀化退火处理;退火热处理制度为450-500 ℃下保温2-8 h，随后350-400 ℃下保温10-24 h;退火处理完成后采用自来水冷却至室温，并使用砂轮打磨掉表面的氧化层;
5)将步骤4)中退火态合金锭在电阻炉中预热，预热温度为250-450 ℃，预热时间为20-60 min;
6)将步骤5)中预热好的合金锭进行热挤压，挤压比为9:1-80：1;挤压温度为250-450℃，挤压速度为10-30 m/min，获得挤压材;
7)将步骤6)中的挤压材在400-500 ℃下固溶5-30 min，随后在150-200 ℃下时效30-240 min。
8.根据权利要求7所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的制备方法，其特征在于，步骤2)所述CO2和SF6均为市售产品，其SF6体积占比为0.1-1.0%。
9.根据权利要求7所述多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的制备方法，其特征在于，步骤2)所述精炼剂为六氯乙烷、RJ系列或氯盐熔剂。
10.一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的应用，其特征在于，将权利要求6-9所述方法制备得到的镁合金，用于制备轨道交通、航空航天和汽车等领域中的阻燃镁合金挤压材。
说明书
技术领域
[0001]本发明涉及镁合金技术领域，尤其涉及一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金及其制备方法。
背景技术
[0002]镁合金凭借其卓越的轻量化特性，在轨道交通、航空航天等高端装备制造领域展现出巨大的发展潜力。然而，目前商用镁合金材料在实际工程应用中仍面临诸多技术瓶颈，这限制了其进一步的推广和应用。
[0003]首先，镁合金的高活性使其在熔炼和使用过程中容易发生自燃，且一旦着火，火势极难扑灭。这一特性要求镁合金在熔炼和使用过程中需采取额外的防护措施，以避免其氧化和燃烧。其次，镁具有HCP结构，这使得其可挤压性相对较弱，无法与FCC结构的铝合金相媲美，致使现阶段轻质合金型材基本均为铝合金。尤其是在常见的商用Mg-Al系和Mg-Zn系合金中，由于含有大量低熔点的Mg-Al相和Mg-Zn相，难以在5 m/min以上的挤压速度下进行生产，造成合金难以实现高效挤压，大大增加了生产成本。
[0004]为了解决这些技术难题，研究人员提出了两种主要的改进方法：一是低合金化;例如，CN 119392063 A公开了一种能够在12-60 m/min挤压速度下保持优异可挤压性的低合金化高强韧镁合金。二是以高熔点相替换低熔点相;又如，CN 109338187 B提出了一种低成本可高速挤压的高强韧变形Mg-Bi-Sn-Al-Ca镁合金，该合金含有大量高熔点的Mg3Bi2相和Mg2CaBi2相，确保在0.1～30 m/min的挤压速度下仍能保持良好的力学性能。然而，现有技术中挤压后热处理对力学性能的提升效果有限，且阻燃性能未达应用标准，导致现有镁合金难以满足轨道交通、航空航天等领域的高要求。
[0005]综上所述，开发可高速挤压、可时效强化、高阻燃的新型低成本镁合金材料，已成为本领域技术人员亟待解决的技术难题。这一技术的突破将有望推动镁合金在更多领域的应用，为实现装备轻量化与低碳制造做出贡献。
发明内容
[0006]针对现有镁合金技术存在的上述不足，本发明的目的在于提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金及其制备方法，解决镁合金在可挤压性-力学性能-阻燃性能不匹配的问题。
[0007]实现上述目的，本发明采用如下技术方案：
一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金，其特征在于，各组分的质量百分比为：Al：0.5-2.0 %，Zn：0.2-1.0 %，Mn：0.1-1.0 %，Ca：0.2-0.8 %，重稀土元素Y、Er或Gd：0.2-1.0 %，余量为Mg及不可避免杂质。
[0008]进一步，所述Al、Zn、Mn、Ca四种元素的含量之和≤3.0 wt%。
[0009]进一步，0.5 wt%≤Ca和重稀土含量之和≤1.5 wt%。
[0010]进一步，在500 ℃以上合金表面均能形成连续致密的REO-CaO-MgO复合氧化膜。
[0011]进一步，经双极均匀化退火后可在10-30 m/min的挤压速率下挤压生产。
[0012]进一步，挤压态合金经固溶时效处理后表现出优异的综合力学和阻燃性能：室温极限抗拉强度≥270 MPa，屈服强度≥240 MPa，延伸率≥12%，燃点≥850 ℃。
[0013]本发明还提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的制备方法，按上述组份配备原料，包括以下步骤：
1)将原材料高纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭、Mg-Mn中间合金锭、Mg-Ca中间合金锭、Mg-RE中间合金锭切割为方便熔炼的块状，并对原材料表面进行打磨，以去除表面氧化皮;随后，将称量好的原材料放置在电阻炉中进行预热，预热温度为200-400 ℃，时间为10-30min;同时，使用室温自来水对熔炼用304不锈钢坩埚清洗，去除油污和杂质，并烘干表面残留液体;
2)将预热充分的纯Mg锭、纯Al锭和纯Zn锭放入坩埚中，并将坩埚置入预热至700-740 ℃的井式电阻炉中;然后，在CO2和SF6混合保护气氛下保温60-120 min，得到液态合金;接着，将熔体升温至740-760 ℃，加入Mg-Ca中间合金和Mg-Mn中间合金，保温10-30 min;保温结束后，使用不锈钢搅拌器进行第一搅拌，搅拌时间为2-5min，并打捞熔体表面形成的浮渣;随后，将熔体温度升至760-780 ℃，加入Mg-RE中间合金，继续保温10-30 min;保温结束后，进行第二搅拌，搅拌时间为2-5 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;打捞完成后，保持熔体静止，保温5-20 min;接着，加入0.5-1.5 g精炼剂，精炼10-30 min;精炼完成后，进行第三次搅拌，搅拌时间为2-5 min;并再次打捞熔体表面浮渣;最后，保持熔体静止，保温10-20min后取出;在进行添加中间合金、搅拌和打捞浮渣的整个熔炼过程均在CO2和SF6的保护气氛下进行，同时需要断开电源;
3)将步骤2)中的熔炼完成的镁熔体和坩埚一同取出，并在CO2和SF6的保护气氛下，将坩埚匀速缓慢的伸入室温自来水中进行水冷;待熔体完全凝固后撤去保护气氛，并取出空冷至室温;随后，切除坩埚，再车削成直径75-83 mm，高度为30-60 mm的合金铸锭;
4)将步骤3)所得的合金铸锭进行均匀化退火处理;退火热处理制度为450-500 ℃下保温2-8 h，随后350-400℃下保温10-24 h;退火处理完成后采用自来水冷却至室温，并使用砂轮打磨掉表面的氧化层;
5)将步骤4)中退火态合金锭在电阻炉中预热，预热温度为250-450 ℃，预热时间为20-60 min;
6)将步骤5)中预热好的合金锭进行热挤压，挤压比为9:1-80：1;挤压温度为250-450 ℃，挤压速度为10-30 m/min，获得挤压材;
7)将步骤6)中的挤压材在400-500 ℃下固溶5-30 min，随后在150-200 ℃下时效30-240 min。
[0014]进一步，步骤2)中，所述CO2和SF6均为市售产品，其SF6体积占比为0.1-1.0%。
[0015]进一步，步骤2)中，所述精炼剂为六氯乙烷、RJ系列或氯盐熔剂。
[0016]本发明还提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的应用，将上述方法制备得到的镁合金，用于制备轨道交通、航空航天和汽车等领域中的阻燃镁合金挤压材。
[0017]相比现有技术，本发明具有如下有益效果：
1、本发明创造性地利用多合金元素的交互和协同作用，采用非稀土Al、Mn、Zn和Ca与稀土元素Y、Er或Gd相互作用，形成丰富的高密度均匀弥散Al-RE相、Al-Mn相、Al-Mn-RE相、Mg-Ca相，这些相可以起到良好的沉淀强化效果，以及抑制高速挤压和T6(固溶+时效)过程中晶粒的长大。其中，Ca元素充当“第三元素”，有效提高了重稀土元素Y、Er和Gd的活性，显著提高了合金的抗氧化和阻燃性能，在500 ℃以上表面形成的致密REO-CaO-MgO氧化膜，使得合金在铸态、挤压态、固溶态以及时效态均具有超过850 ℃的燃点。
[0018]2、本发明采用多元素低合金化方法，在纯Mg中添加少量非稀土元素Al、Mn、Zn和Ca，以及重稀土元素(Heavy Rare Earth Elements, HREE)Y、Er或Gd，使得该合金可在10-30 m/min的挤压速率下挤压生产，表现出与铝合金相媲美的挤压成形性;以及结合优化的双极均匀化热处理和固溶时效热处理工艺，共同优化新型镁合金材料的成本、力学性能、阻燃特性与可挤压性。
[0019]3、本发明开发的多元素低合金化高速挤压阻燃镁合金，设计的双极均匀化热处理制度：450-500 ℃保温2-8 h，随后350-400 ℃保温10-24 h。该制度旨在实现溶解合金中的低熔点相，同时促进挤压前组织中Al-RE及Al-Mn-RE纳米相的析出，从而有效改善组织形貌和可挤压性。
[0020]4、本发明开发的多元素低合金化高速挤压阻燃镁合金，具有优异的时效强化效果，时效后，组织中析出了高密度的Al-Ca和Zn-Ca的G.P.区(Guinier-Preston Zones)，使得合金在T6热处理后展现出优异的综合力学性能和阻燃性能：室温极限抗拉强度≥270MPa，屈服强度≥240 MPa，延伸率≥12%，燃点≥850 ℃，这为推进镁合金挤压材在轨道交通、航空航天等领域实现装备轻量化与低碳制造提供了重要支持。
附图说明
[0021]图1实施例4在经过双极均匀化处理前后的SEM照片;
图2实施例4-6和对比例1-4的挤压态棒材宏观照片;
图3为实施例4-6和对比例1-4的T6处理后的OM组织照片。
具体实施方式
[0022]为了使本领域技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明作进一步的说明，但本发明的实施方式不仅限于此。
[0023]基于解决现有技术存在综合性能失衡问题，本发明创造性地利用多合金元素交互作用，本发明提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金及其制备方法，解决镁合金在可挤压性-力学性能-阻燃性能不匹配的问题。所开发的新型合金有望满足轨道交通、航空航天等高新技术领域对镁合金材料的新需求。
[0024]一、本发明提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金及其制备方法
各组分的质量百分比为：Al：0.5-2.0 %，Zn：0.2-1.0%，Mn：0.1-1.0 %，Ca：0.2-0.8%，重稀土元素Y、Er或Gd：0.2-1.0 %，余量为Mg及不可避免杂质;其中，Al、Zn、Mn、Ca四种元素的含量之和≤3.0 wt%;0.5 wt%≤Ca和重稀土含量之和≤1.5 wt%。
[0025]表1 实施例1-3及对比例1-4中的镁合金各元素含量(wt%)
实施例AlZnMnCaHREEMg杂质实施例10.570.260.220.290.3198.340.01实施例20.870.490.550.470.4997.110.02实施例31.640.540.270.540.7696.240.01对比例10.350.140.060.160.1499.140.01对比例22.441.431.120.951.2392.810.02对比例31.820.940.850.71-95.670.01对比例42.890.490.48--96.130.01
通过表1可知，实施例1-3中，Al、Zn、Mn、Ca和重稀土元素含量均控制在本发明设计的范围内。对比例1的所有元素含量均低于设计要求，对比例2中所有合金元素含量均超过了设计要求，对比例3未添加重稀土元素，对比例4为商用AZ31B合金。
[0026]本发明中，碱土金属Ca元素充当“第三元素”的效果，有效提高重稀土元素与氧的活性，促进合金表面致密的复合REO-CaO-MgO氧化膜的形成，显著提高合金的抗氧化和阻燃性能;而单一增加大量的稀土元素或者Ca元素来提高燃点，则会增加合金成本、恶化可挤压性和时效效果。
[0027]Al、Zn、Ca、Mn元素的添加主要是为了引入高密度的第二相，如Al-Mn相、Al-Mn-RE相、Al-RE相和Mg-Ca相，这些第二相能够有效抑制晶粒的长大。同时双极均匀化过程中，合金中析出高密的Al-Mn-RE和Al-RE纳米相，能起到有效的沉淀强化和抑制晶粒长大的作用。这些高密度的第二相在室温下能提供沉淀强化效果，而在高温下则会分解并释放阻燃元素Ca和RE，进一步有效提高燃点。此外，Zn、Ca、RE元素在晶界的偏析可有效降低晶界的迁移率，从而阻碍在高速挤压过程中晶粒的长大，并抑制T6过程中的晶粒长大。在时效过程中，Zn-Ca和Al-Ca的G.P.区的析出，将进一步提升合金的强度，特别是屈服强度。
[0028]本发明多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金所添加的的合金元素均设计在合理的范围内，组织中的不存在恶化可挤压性的低熔点相，也不会显著降低合金的固相线温度，保证合金可在10-30 m/min的挤压速率下挤压生产。
[0029]二、本发明还提供一种多元素低合金化高速挤压的阻燃镁合金的制备方法
实施例4
按表1中实施例1所示成分配比进行配料，采用如下方法制备而成，具体步骤为：
①将原材料高纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭、Mg-Mn中间合金锭、Mg-Ca中间合金锭和Mg-Y中间合金锭切割为方便熔炼的块状，并对原材料表面进行打磨，以去除表面氧化皮;随后，将称量好的原材料放置在电阻炉中进行预热，预热温度为200 ℃，时间为30 min;同时，使用室温自来水对熔炼用304不锈钢坩埚进行清洗，去除油污和杂质，并烘干表面残留液体;
②将预热充分的纯Mg锭、纯Al锭和纯Zn锭放入坩埚中，并将坩埚置入预热至700℃的井式电阻炉中;然后，在CO2和SF6混合保护气氛下保温120 min，得到液态合金;接着，将熔体升温至740 ℃，加入Mg-Ca中间合金和Mg-Mn中间合金，保温10 min;保温结束后，使用不锈钢搅拌器进行第一搅拌，搅拌时间为2 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;随后，将熔体温度升至760 ℃，加入Mg-Y中间合金，继续保温10 min;保温结束后，进行第二搅拌，搅拌时间为2 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;打捞完成后，保持熔体静止，保温5 min;接着，加入0.5 g精炼剂，精炼10 min;精炼完成后，进行第三次搅拌，搅拌时间为2 min;并再次打捞熔体表面浮渣;最后，保持熔体静止，保温10 min后取出;在进行添加中间合金、搅拌和打捞浮渣的整个熔炼过程均在CO2和SF6的保护气氛下进行，同时需要断开电源;
③将步骤②中的熔炼完成的镁熔体和坩埚一同取出，并在CO2和SF6的保护气氛下，将坩埚匀速缓慢的伸入室温自来水中进行水冷;待熔体完全凝固后撤去保护气氛，并取出空冷至室温;随后，切除坩埚，并车削成直径75 mm，高度为60 mm的合金铸锭;
④将步骤③所得的合金铸锭进行均匀化退火处理;退火热处理制度为450 ℃下保温8 h，随后350 ℃下保温24 h;热处理完成后采用自来水冷却至室温，并使用砂轮打磨掉表面的氧化层;
⑤将步骤④中退火态合金锭在电阻炉中预热，预热温度为250 ℃，预热时间为20min;
⑥将步骤⑤中预热好的合金锭进行热挤压，挤压比为9:1;挤压温度为250 ℃，挤压速度分别为10、20和30 m/min，获得挤压材;
⑦将步骤⑥中的挤压材在400 ℃下固溶30 min，随后在150 ℃下时效240 min;
⑧分别对挤压后的棒材在中心部分取拉伸样和随机位置取10 mm×10 mm× 10mm的长方体进行OM观察以及阻燃性能测试;燃点测试的升温速率为10 ℃/min，拉伸力学性能测试的拉伸机拉伸速率为1 mm/min。
[0030]实施例5
按表1中实施例2所示成分配比进行配料，采用如下方法制备而成，具体步骤为：
①将原材料高纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭、Mg-Mn中间合金锭、Mg-Ca中间合金锭和Mg-Er中间合金锭切割为方便熔炼的块状，并对原材料表面进行打磨，以去除表面氧化皮;随后，将称量好的原材料放置在电阻炉中进行预热，预热温度为300 ℃，时间为20 min;同时，使用室温自来水对熔炼用304不锈钢坩埚进行清洗，去除油污和杂质，并烘干表面残留液体;
②将预热充分的纯Mg锭、纯Al锭和纯Zn锭放入坩埚中，并将坩埚置入预热至720℃的井式电阻炉中;然后，在CO2和SF6混合保护气氛下保温80 min，得到液态合金;接着，将熔体升温至750 ℃，加入Mg-Ca中间合金和Mg-Mn中间合金，保温20 min;保温结束后，使用不锈钢搅拌器进行第一搅拌，搅拌时间为3 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;随后，将熔体温度升至770 ℃，加入和Mg-Er中间合金，继续保温20 min;保温结束后，进行第二搅拌，搅拌时间为4 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;打捞完成后，保持熔体静止，保温10 min;接着，加入1.0 g精炼剂，精炼20 min;精炼完成后，进行第三次搅拌，搅拌时间为4 min;并再次打捞熔体表面浮渣;最后，保持熔体静止，保温15 min后取出;在进行添加中间合金、搅拌和打捞浮渣的整个熔炼过程均在CO2和SF6的保护气氛下进行，同时需要断开电源;
③将步骤②中的熔炼完成的镁熔体和坩埚一同取出，并在CO2和SF6的保护气氛下，将坩埚匀速缓慢的伸入室温自来水中进行水冷;待熔体完全凝固后撤去保护气氛，并取出空冷至室温;随后，切除坩埚，并车削成直径80 mm，高度为60 mm的合金铸锭;
④将步骤③所得的合金铸锭进行均匀化退火处理;退火热处理制度为480 ℃下保温5 h，随后370℃下保温16 h;热处理完成后采用自来水冷却至室温，并使用砂轮打磨掉表面的氧化层;
⑤将步骤④中退火态合金锭在电阻炉中预热，预热温度为350 ℃，预热时间为40min;
⑥将步骤⑤中预热好的合金锭进行热挤压，挤压比为45:1;挤压温度为350 ℃，挤压速度分别为10、20、30 m/min，获得挤压材;
⑦将步骤⑥中的挤压材在450 ℃下固溶15 min，随后在170 ℃下时效120 min;
⑧分别对挤压后的棒材在中心部分取拉伸样和随机位置取10 mm×10 mm× 10mm的长方体进行OM观察以及阻燃性能测试;燃点测试的升温速率为10 ℃/min，拉伸力学性能测试的拉伸机拉伸速率为1 mm/min。
[0031]实施例6
按表1中实施例3所示成分配比进行配料，采用如下方法制备而成，具体步骤为：
①将原材料高纯Mg锭、纯Al锭、纯Zn锭、Mg-Mn中间合金锭、Mg-Ca中间合金锭和Mg-Gd中间合金锭切割为方便熔炼的块状，并对原材料表面进行打磨，以去除表面氧化皮;随后，将称量好的原材料放置在电阻炉中进行预热，预热温度为400 ℃，时间为10 min;同时，使用室温自来水对熔炼用304不锈钢坩埚进行清洗，去除油污和杂质，并烘干表面残留液体;
②将预热充分的纯Mg锭、纯Al锭和纯Zn锭放入坩埚中，并将坩埚置入预热至740℃的井式电阻炉中;然后，在CO2和SF6混合保护气氛下保温60 min，得到液态合金;接着，将熔体升温至760 ℃，加入Mg-Ca中间合金和Mg-Mn中间合金，保温30 min;保温结束后，使用不锈钢搅拌器进行第一搅拌，搅拌时间为5 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;随后，将熔体温度升至780 ℃，加入Mg-Gd中间合金，继续保温30 min;保温结束后，进行第二搅拌，搅拌时间为5 min，并打捞熔体表面形成的浮渣;打捞完成后，保持熔体静止，保温20 min;接着，加入1.5 g精炼剂，精炼30 min;精炼完成后，进行第三次搅拌，搅拌时间为5 min;并再次打捞熔体表面浮渣;最后，保持熔体静止，保温20min后取出;在进行添加中间合金、搅拌和打捞浮渣的整个熔炼过程均在CO2和SF6的保护气氛下进行，同时需要断开电源;
③将步骤②中的熔炼完成的镁熔体和坩埚一同取出，并在CO2和SF6的保护气氛下，将坩埚匀速缓慢的伸入室温自来水中进行水冷;待熔体完全凝固后撤去保护气氛，并取出空冷至室温;随后，切除坩埚，并车削成直径83 mm，高度为30 mm的合金铸锭;
④将步骤③所得的合金铸锭进行均匀化退火处理;退火热处理制度为500 ℃下保温2 h，随后400 ℃下保温10 h;热处理完成后采用自来水冷却至室温，并使用砂轮打磨掉表面的氧化层;
⑤将步骤④中退火态合金锭在电阻炉中预热，预热温度为450 ℃，预热时间为60min;
⑥将步骤⑤中预热好的合金锭进行热挤压，挤压比为80：1;挤压温度为450 ℃，挤压速度为10、20、30 m/min，获得挤压材;
⑦将步骤⑥中的挤压材在500 ℃下固溶5 min，随后在200 ℃下时效30 min;
⑧分别对挤压后的棒材在中心部分取拉伸样和随机位置取10 mm×10 mm× 10mm的长方体进行OM观察以及阻燃性能测试;燃点测试的升温速率为10 ℃/min，拉伸力学性能测试的拉伸机拉伸速率为1 mm/min。
[0032]对比例1：
根据表1中对比例1所示的成分配比进行配料，其制备工艺与本发明实施例4一致，不同在于均匀化处理仅在400 ℃下保温10 h，并仅以30 m/min的挤压速度进行挤压。此外，对比例1在OM观察、力学性能及阻燃性能测试方面均采用与实施例1相同的实验步骤和方法。
[0033]对比例2：
根据表1中对比例2所示的成分配比进行配料，其制备工艺及流程与实施例5保持一致，不同在于均匀化处理仅在400 ℃下保温10 h，并仅以10 m/min的挤压速度进行挤压。此外，对比例1在OM观察、力学性能及阻燃性能测试方面均采用与实施例1相同的实验步骤和方法。
[0034]对比例3：
根据表1中对比例3所示的成分配比进行配料，其制备工艺与实施例6保持一致，不同在于原材料中不包含Mg-Y中间合金，均匀化处理仅在400 ℃下保温10 h，同时仅在10 m/min的挤压速度下进行挤压。此外，对比例1在OM观察、力学性能及阻燃性能测试方面均采用与实施例1相同的实验步骤和方法。
[0035]对比例4：
本对比例的镁合金为商用AZ31B合金，其挤压参数、OM观察、室温力学和阻燃性能测试与实施例3一致，不同在于均匀化处理仅在400 ℃下保温10 h，并仅在20 m/min下进行挤压。
[0036]三、性能测试
表2为实施例4-6和对比例1-4所得镁合金的经过时效后的室温力学性能和燃点，以及挤压速度统计表，以对比实施例与对比例的组织性能。
[0037]表2
由表2可见，实施例4-6采用10、20和30 m/min的挤压速度成形，经时效处理后，合金的力学性能均能达到设计要求，同时具有超过850 ℃以上的燃点。相比之下，对比例1虽然能以高达30 m/min的挤压速率挤压，且塑性较好，但其强度和燃点均低于设计要求;对比例2的强度和燃点较高，但塑形偏低，且挤压速度也被限制在10 m/min以下，同时其成本也超出了设计范围;对比例3强度和燃点均低于设计要求，挤压速度被限制在10 m/min以下;对比例4强塑形和燃点均低于设计要求，同时挤压速度被限制在20 m/min以下。
[0038]本发明中实施例4在双极均匀化前后的SEM照片，如图1所示。由此可知，采用的双极均匀化热处理制度后，合金中析出了高密度的Al-Ce和Al-Mn-Ce纳米相，可在后续的挤压过程中，起到优异的沉淀强化和抑制晶粒长大的作用。实施例4-6在30 m/min挤压速率下的挤压棒与对比例1-4的挤压棒表面质量的宏观照片如图2所示。从图2可见，实施例 4-6的挤压棒表面光滑平整，无毛刺、起皮或开裂等宏观缺陷;而对比例1的挤压棒表面没有明显的宏观缺陷;对比例2的挤压棒表面粗糙，且存在大量与挤压方向垂直的环状裂纹;对比例3的挤压棒表面粗糙;对比例4的挤压棒且存在大量的起皮缺陷。
[0039]本发明中30 m/min挤压速率下的实施例4-6与对比例1-4在T6热处理后的金相组织照片如图3所示。由图3可见，实施例4-6的合金在T6热处理后，晶粒尺寸保持细小，均在10μm左右;第二相以弥散细小颗粒的形式分布在组织中。然而，对比例1和对比例3-4的合金在T6处理后晶粒较为粗大;对比例2中虽然含有大量第二相，促使时效后的晶粒相对较细小，但大量的第二相却降低了合金的塑性。
[0040]综上，实施例4-6的挤压棒材不仅具有优异的表面质量，同时组织中细小的第二相有效抑制了T6过程中晶粒的长大，从而保持了细晶组织。此外，合金元素的合理搭配赋予了材料优良的阻燃特性，最终在可挤压性、力学性能、阻燃性能与成本之间实现了有效的平衡。由此可见，本发明通过非稀土元素Al、Zn、Mn和Ca与微量重稀土元素的协同作用，实现了低成本、良好力学与阻燃性能的匹配。该合金经优化的双极均匀化热处理后，可在10-30 m/min的挤压速率下挤压生产。经T6处理后表现出优异的力学和阻燃性能：室温极限抗拉强度≥270 MPa，屈服强度≥240 MPa，延伸率≥12%，燃点≥850 ℃，这为推进镁合金挤压材在轨道交通、航空航天等领域实现装备轻量化与低碳制造提供了重要支持。
[0041]最后需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制技术方案，本领域的普通技术人员应当理解，那些对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。
说明书附图(3)
