CN102206765A

CN102206765A - 常温用镁合金及其制造方法

Info

Publication number: CN102206765A
Application number: CN2011100721730A
Authority: CN
Inventors: 金世侊; 徐祯皓
Original assignee: Korea Institute of Industrial Technology KITECH
Current assignee: Emk Corp; Korea Institute of Industrial Technology KITECH
Priority date: 2010-03-29
Filing date: 2011-03-24
Publication date: 2011-10-05
Anticipated expiration: 2031-03-24
Also published as: US9085815B2; KR20120080097A; KR101367894B1; JP2011206848A; JP5427816B2; US20110236250A1; WO2011122784A3; WO2011122784A2; CN102206765B

Abstract

本发明涉及常温用镁类合金，向镁或镁合金的金属溶液表面添加CaO之后，通过上述金属溶液和所添加的上述CaO的还原反应烧尽上述CaO，以使合金的常温机械物性(拉伸强度、屈服强度、延伸率)大于添加CaO之前的镁合金的常温机械物性，与此同时，随CaO的添加量的增加，合金的常温机械物性也增加。

Description

常温用镁合金及其制造方法

技术领域

本发明涉及常温用高强度/高延伸率镁合金及其制造方法。

背景技术

目前，工业上广泛使用Mg-Al类合金。若在Mg合金中添加Al，则因Al所引起的高溶强化及因β-Mg₁₇Al₁₂相的形成所引起的粒界强化，Mg合金的强度变大，熔点变低，流动性变大，从而变得更适合压铸。但因为脆性大的β相的增加，将降低其柔软性。若要将镁合金用于汽车部件等，则不能在受到冲击时立即断裂，而需吸收冲击能量保持原状，从而在常温下需要高的柔软性。而且，随柔软性的增加，也可确保加工性及产品成型性能。

因此，为了确保强度和铸造性，需要开发一种Mg-Al类合金，其在维持高水平的Al添加比率的同时，具备高水平的柔软性。柔软性的提高，一般会牺牲强度。若柔软性的提高导致强度的降低，则将会限制合金的应用范围，因此，难以达到合金商用化的目的。

因此，需同时考虑柔软性和强度。若要提高Mg-Al合金的柔软性，则需添加与Mg或Al的反应性强的元素，从而形成新的相，以抑制脆性大的β相。

发明内容

本发明的目的在于提供一种常温用镁合金及其制造方法，其向镁或镁合金的金属溶液添加碱土金属氧化物(尤其是氧化钙)，以制造镁合金。

另外，本发明的另一目的在于提供一种常温用镁合金及其制造方法，其向镁合金添加碱土金属氧化物，即CaO，以减少氧化物、夹杂物、气孔等，提高铸件的内部完整性，从而同时提高其柔软性及强度。

本发明的目的不受如上所述目的的限制，而对于本领域的普通技术人员而言，未提及的其他技术目的从下面的说明中变得显而易见。

为达到上述目的，本发明的常温用镁合金制造方法，包括如下步骤：熔解镁或镁合金；向熔解有上述镁或镁合金的金属溶液表面添加0.05重量％～1.2重量％的CaO；通过表面搅拌烧尽CaO，以通过上述金属溶液和所添加的上述CaO的充分反应，使CaO基本上不残留于反应物中；及使上述去除氧成分的Ca充分反应，从而使其基本上不残留于上述镁或镁合金中。

具体而言，上述所添加的CaO量为0.2重量％至0.9重量％，而较佳地，上述所添加的CaO量为0.3重量％至0.7重量％。

因添加上述CaO所生成的化合物有Mg₂Ca或Al₂Ca或(Mg、Al)₂Ca中的至少一种。

为达到上述目的，本发明的常温用镁合金，其特征在于：向镁或镁合金的金属溶液添加0.05重量％～1.2重量％的CaO之后，通过上述金属溶液和所添加的上述CaO的还原反应，烧尽上述CaO的一部分或全部，以使Ca和上述镁类合金中的Mg元素或构成合金的其他元素结合生成化合物，从而使合金的常温机械物性大于添加CaO之前的镁或镁合金的常温机械物性。

具体而言，上述常温机械物性是指常温屈服强度、常温拉伸强度或常温延伸率中的一种。

随上述CaO的添加量的增加，合金的常温机械物性增加；随上述CaO的添加量的增加，合金的常温屈服强度或常温拉伸强度和常温延伸率同时增加。

上述所添加的CaO量为0.2重量％至0.9重量％，而较佳地，上述所添加的CaO量为0.3重量％至0.7重量％；而因添加上述CaO所生成的化合物有Mg₂Ca或Al₂Ca或(Mg、Al)₂Ca中的至少一种。

如上所述，本发明向商用镁合金中添加CaO，从而使镁合金的组织变细并形成Al₂Ca相等。另外，抑制了脆性大的β-Mg₁₇Al₁₂相的形成，大幅减少了铸造缺陷。结果，通过添加CaO，同时提高镁合金的强度和柔软性。

附图说明

图1为本发明镁类合金制造方法顺序图；

图2为在本发明中，添加于镁金属溶液中的氧化钙(CaO)的解离顺序图；

图3为在本发明中，通过对镁金属溶液上部层的搅拌使氧化钙(CaO)解离的模式图；

图4a为作为比较例利用AZ91D的压铸产品微细构造照片；

图4b和4c为在本发明中，在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金的压铸产品微细构造照片；

图5a至图5d为根据本发明镁类合金制造方法制造而成的镁合金的EDS实验结果照片；

图6a至图6d为根据本发明制造而成的镁合金的拉伸试片破损面SEM图像照片；

图7为在本发明中，为了与不使用CaO的镁合金的常温屈服强度进行比较，以不同CaO添加量制造而成的镁合金的常温屈服强度测量图表；

图8为在本发明中，为了与不使用CaO的镁合金的常温拉伸强度进行比较，以不同CaO添加量制造而成的镁合金的常温拉伸强度测量图表；

图9为在本发明中，为了与不使用CaO的镁合金的常温延伸率进行比较，以不同CaO添加量制造而成的镁合金的常温延伸率测量图表；

图10为在本发明中，比较以不同CaO添加量制造而成的镁合金的常温延伸率和常温屈服强度和不使用CaO的镁合金的常温延伸率和常温屈服强度的图表；

图11为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温硬度的图表；

图12为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温屈服强度的图表；

图13为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温拉伸强度的图表；

图14为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温延伸率的图表；

图15为表示在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温延伸率和常温屈服强度关系的图表。

具体实施方式

下面，结合附图对本发明较佳实施例进行详细说明。在附图中，在任何地方对相同的结构尽量使用相同的标记。另外，省略对有可能给本发明的技术思想带来混淆的已公开功能及结构的说明。

本发明涉及将氧化钙添加于镁金属溶液而制造新合金的方法及利用上述方法制造而成的合金，而所要解决的技术课题是将上述钙添加于镁时的问题并克服物性的限制。

图1为本发明镁类合金制造方法顺序图。

如图1所示，本发明镁合金制造方法，包括如下步骤：形成镁类金属溶液S1；添加碱土金属氧化物(在本发明中为氧化钙CaO)S2；搅拌S3；烧尽碱土金属氧化物S4；进行碱土金属反应(在本发明中为钙Ca)S5；铸造S6；及固化S7。上述烧尽碱土金属氧化物的步骤S4和上述进行碱土金属反应的步骤S5，虽然为了说明的便利而分为单独的步骤，但两个工序S4、S5几乎同时发生。即，若在S4步骤中开始供应碱土金属，则开始S5步骤。

在上述形成镁类金属溶液的步骤S1，在将镁或镁合金投入熔炉之后，在保护气体气氛下提供400℃至800℃的温度。则上述熔炉内的镁合金经熔解成为镁类金属溶液。

镁或镁合金的熔解温度

在本发明中，镁或镁合金的熔解温度是指纯镁金属熔解的温度和镁合金熔解的温度。根据合金种类的不同，熔解温度有可能存在差异。为进行充分的反应，在镁或镁合金完全被熔解的状态下投入氧化钙。镁或镁合金的熔解温度，只要是能使固态充分熔解成完全的液态的温度即可。但在本发明中，考虑到氧化钙的投入会降低金属溶液的温度，需在有充分余量的温度范围内维持金属溶液的作业。

在此，若温度低于400℃，则难以形成镁合金金属溶液，而若温度高于800℃，则存在可使镁类金属溶液燃烧的危险。另外，虽然在上述镁的情况下，大致在600℃以上的温度形成金属溶液，但在镁合金的情况下，也可在400℃～600℃之间的温度形成金属溶液。一般而言，在金属学上，大多情况下随着形成合金其熔融点将降低。

若熔解温度过高，则将发生液体金属的气化，而且，根据镁的特点容易燃烧，因此，可导致金属溶液量的损失，且也给最终物性带来不利的影响。

用于上述镁类金属溶液形成步骤的镁，可为从纯镁、镁合金及其等价物中选择的任何一种。另外，上述镁合金可为从AZ91D、AM20、AM30、AM50、AM60、AZ31、AS41、AS31、AS21X、AE42、AE44、AX51、AX52、AJ50X、AJ52X、AJ62X、MRI153、MRI230、AM-HP2、Mg-Al、Mg-Al-Re、Mg-Al-Sn、Mg-Zn-Sn、Mg-Si、Mg-Zn-Y及其等价物中选择的任何一种，但本发明不受这些镁合金的限制。可选用通常用于工业的任何镁合金。

在上述添加碱土金属氧化物的步骤S2，向上述镁金属溶液添加粉末状的氧化钙。在此，为促进与镁合金的反应，氧化钙以粉末状为宜。

氧化钙的粉末状态

为进行反应而投入的氧化钙，可以任何形式投入。但为了有效的反应，取可增加反应表面积的粉末状为宜。但是，若小于0.1μm，则因气化的镁或热风飞散，从而不易投入到炉中。另外，相互凝聚，不易与液态的熔融金属混合并结块。但若过大，则因不利于增加表面积而不可取。理想的粉末粒度为小于500μm以下为宜。而更加为200μm以下。

而为了防止粉末相的飞散，也可投入凝聚粉末的丸状氧化钙。

所投入的碱土金属氧化物(氧化钙)

作为向金属溶液添加的碱土金属氧化物，本发明使用氧化钙(CaO)。此外，也可为从SrO、BeO或MgO及其等价物中选择的至少一种。

用于上述添加碱土金属氧化物的步骤的碱土金属氧化物，一般可添加0.001重量％至30重量％。

碱土金属氧化物的投入量取决于最终目标合金的成分。即，根据镁合金中所要包含的Ca的量，通过逆计算决定CaO的量。若镁合金中从CaO间接包括Ca的量超过21.4重量％(CaO为30重量％)，则镁合金的物性将超出原来的物性，因此，上述投入量需在低于30.0重量％的范围内调节。

在本发明中，用作碱土金属氧化物的氧化钙的投入量为0.05重量％至1.2重量％。在氧化钙的投入量低于1.2重量％时，可获得优秀的常温高强度(拉伸强度/屈服强度)和优秀的常温高延伸率的物性值。但若氧化钙的投入量低于0.05重量％，则上述物性值的改善效果相对较小。较佳地，上述氧化钙的投入量为0.2重量％至0.9重量％。而更加为0.3重量％至0.7重量％。在氧化钙的投入量为0.3重量％至0.7重量％范围内时，可获得优秀的常温高强度/高延伸率的物性值。与此同时，在0.3重量％至0.7重量％的范围内，常温机械物性值(拉伸强度、屈服强度、延伸率)，随氧化钙的量的增加而增加。

在上述搅拌步骤S3，以1秒～60分钟/所添加的氧化钙0.1重量％的标准，搅拌上述镁金属溶液。

在此，若搅拌时间少于1秒/0.1重量％，则不能使氧化钙充分混合至镁金属溶液，而若搅拌时间多余60分钟/0.1重量％，则造成镁金属溶液的搅拌时间的浪费。一般而言，搅拌时间取决于金属溶液的量和所投入的氧化钙的量。

在投入氧化物粉末时，可采用一次性投入的方法，也可为促进反应，降低粉末的凝聚可能性，采用第一次投入之后经过一定时间之后再次投入的方法，或采用分为适当两依次投入的方法。

搅拌方法及条件

为本发明镁或镁合金和氧化钙的有效反应，进行搅拌为宜。一般的搅拌方法是在盛有金属溶液的炉周围具备可施加电磁场的装置，以通过产生电磁场引起金属溶液的对流。另外，也可从外部人为地对金属溶液进行搅拌(机械搅拌)。若进行机械搅拌，可进行适当搅拌以防止所投入的氧化钙粉末凝聚。在本发明中，搅拌的最终目的是帮助金属溶液和所投入的粉末的还原反应。

根据金属溶液的温度和所投入的粉末的状态(预热状态)等，搅拌时间可存在差异。较佳地，原则上搅拌至在金属溶液表面看不见粉末为止。其原因是，因粉末的比重比金属溶液小，因此，在正常状态下粉末将漂浮于金属表面之上，而若在金属溶液表面看不见粉末，则可间接判断已充分反应。在此，充分反应是指氧化钙基本上都与金属溶液反应而被烧尽的状态。

即使在金属溶液表面看不见粉末，但也不能排出其存在于金属溶液之中的可能性，因此，在经过搅拌时间之后，有可能在维持一定时间的同时，确认是否存在未来得及浮上的粉末，以完全烧尽还未反应的粉末。

搅拌时机

搅拌的时机以在投入氧化物粉末的同时进行为宜。另外，也可在氧化物从金属溶液获得热量以达到一定温度以上之后，开始搅拌以促进反应。直至看不见投入至金属溶液表面的氧化物粉末为止进行搅拌。氧化钙通过反应完全烧尽之后结束搅拌。

表面反应

一般而言，若向金属溶液直接添加碱土金属中的Ca和Sr，则因比重的差异，从而向比重较小的镁的金属溶液下沉的同时完成反应。因此，只通过搅拌金属溶液，即可帮助Ca的溶解，生成合金。

与此相反，若向金属溶液投入氧化钙，则同样因比重的差异，不向金属溶液下沉而在金属溶液表面漂浮。

通常，在生成合金时，通过在金属溶液和金属之间形成对流(convection)或对其进行搅拌(stirring)，促进积极的反应，帮助金属溶液内部的反应。但是，在本发明中，若促进反应，则因投入金属溶液的氧化物来不及反应而残留于最终的材料之中，从而成为降低物性值或导致缺陷的原因。即，若促进非金属溶液表面的金属溶液内部的反应，则不能促进金属溶液表面的反应，从而最终使氧化钙残留于金属溶液之中相对较多。

因此，在本发明中，需创造一种反应条件，以使氧化物在非金属溶液内部的金属溶液表面进行反应。为此，需不将漂浮于金属溶液表面的氧化物，强制搅拌进金属溶液内部。较佳地，在暴露于空气的金属溶液的表面，将碱土金属氧化物均匀铺开。更加地，在供应氧化物时，用氧化物涂布金属溶液的全部表面。

较之不进行搅拌，进行搅拌更能促进反应，而较之在金属溶液的内部进行搅拌，在外部表面(上层部表面)进行搅拌更能促进反应。即，金属溶液在外部表面(上层部表面)更好地与露出至空气中的氧化物粉末进行反应。真空或气氛气体环境下的结果不是很好。为了充分的反应，需通过上层部搅拌促进表面反应。在此，充分的反应是指所投入的碱土金属氧化物全部与金属溶液反应，从而基本上不残留于金属溶液中的反应。在本发明中，该促进表面的搅拌称之为表面搅拌。即，通过添加至Mg金属溶液的表面的CaO的还原反应(表面还原反应)生成的Ca，将作为Mg或Mg合金的元素。

下表1为在向AM60B镁合金金属溶液各添加5重量％、10重量％、15重量％的70μm粒子大小的氧化钙之后，按不同的搅拌方法测得的镁合金内的氧化钙残量。搅拌方法分金属溶液的上部层搅拌、金属溶液的内部搅拌及其余的未搅拌。此时，对上部层的搅拌在从上述金属溶液表面位于全部金属溶液深度的10％左右的上部层进行。根据不同的搅拌条件，只对上部层进行搅拌的情况，较之未搅拌情况和进行内部搅拌的情况，在各添加5重量％、10重量％、15重量％的氧化钙的情况下，氧化钙的残量分别为0.001重量％、0.002重量％、0.005重量％，其残留量最少。即，为了使CaO在Mg金属溶液表面进行表面而对金属溶液上部层进行搅拌的情况下，所添加的绝大部分CaO分离为Ca。即，向商用AM60B的合金添加CaO，以通过还原反应向合金添加Ca。

表1

氧化钙的氧成分通过上述对金属溶液上部层的搅拌，基本上从金属溶液表面去除。上述搅拌在从上述金属溶液表面位于全部金属溶液深度的20％左右的上部层进行为宜。在20％以上的深度，不能产生作为本发明较佳示例的表面反应。而较佳地，上述搅拌在从上述金属溶液表面位于全部金属溶液深度的10％左右的上部层进行为宜。这是通过控制使漂浮的氧化钙基本上位于金属溶液深度10％的上部层，以最大限度地减少金属溶液的扰乱。

在上述烧尽碱土金属氧化物的步骤S4，通过上述金属溶液和上述所添加的氧化钙的反应，使氧化钙至少一部分或基本上(substantially)不残留于镁合金中。在本发明中，所投入的氧化钙通过充分的反应全部烧尽为宜。但是，即使存在一部分未反应而残留于合金内的氧化钙，需不能对物性产生很大的影响。

在此，烧尽氧化钙是指从碱土金属氧化物中去除氧成分。上述氧成分可以氧(O₂)气体的形式去除，或通过与金属溶液中的镁或其合金成分的结合，以浮渣(dross)或沉淀物形式去除。在此，氧化钙所提供的Ca，较之合金内的Mg，更倾向于与其他的成分元素化合。另外，上述氧成分通过对金属溶液上部层的搅拌，基本上从金属溶液表面去除。

图3为在本发明中，通过对镁金属溶液上部层的搅拌使氧化钙(CaO)解离的模式图。

在上述进行碱土金属反应的步骤S5，使通过上述烧尽氧化钙而生成的钙进行反应，以使钙至少一部分或基本上不残留于镁合金中。在此，通过烧尽而生成的钙，与上述镁合金中的镁、铝或上述金属溶液中的其余合金元素(成分)中的至少一种化合，以基本上不残留于镁合金中。在此，化合物是指通过金属和金属的结合而生成的金属间化合物。

在本发明中，烧尽全部所投入的氧化钙时，其效果达到最佳。可通过金属溶液和氧化钙的充分反应，使氧化钙不残留于镁合金中。金属溶液中不残留上述氧化钙时，其机械物性值达到最高。若因某些原因氧化钙未通过反应全部烧尽，而只烧尽其中的一部分，则较之全部烧尽的情况，其物性值较低。但即使是烧尽一部分的情况，其物性值优于相同成分的未投入氧化钙的镁合金的物性。

结果，所添加的氧化钙，通过与作为金属溶液的镁合金的反应，至少一部分或基本上去除氧成分，而去除氧成分的钙，与上述镁合金中的镁、铝或上述金属溶液中的其余合金元素中的至少一种化合，以至少一部分或基本上不残留于镁合金中。

在上述烧尽碱土金属的步骤S5，在进行碱土金属氧化物的还原反应时，在金属溶液表面产生闪光。而这种闪光可称为判断是否结束还原反应的标志。若在产生闪光的过程中出铁而结束反应，则所添加的碱土金属氧化物有可能没有完全烧尽。即，在作为还原反应的间接判断标志的闪光结束之后再出铁。

至今为止说明的过程，如图1和图2所示。图2为在本发明中，添加于镁金属溶液中的氧化钙(CaO)的解离顺序图。

另外，在铸造步骤S6，将上述镁金属溶液倒入常温或预热状态的模具中进行铸造。在此，上述模具为从金属模具、陶瓷模具、石墨模具及其等价物中选择的至少一种。另外，铸造方式可采用重力铸造、连续铸造及其等价方式。

在上述固化步骤S7，将上述模具冷却至常温之后，从模具中取出镁合金(例如，镁合金铸锭)。

通过上述制造方法制造而成的镁类合金的硬度(HRF)可为40至80。但上述硬度值根据加工方法及热处理等的不同存在各种变化，因此，本发明镁类合金不受上述硬度值的限制。

若为纯镁金属溶液，则金属溶液中的镁成分与碱土金属进行反应而生成镁(碱土金属)化合物。在本发明中，因碱土金属氧化物为CaO，因此，生成Mg₂Ca。另外，原来构成CaO的氧，或变成O₂排出至金属溶液外，或与Mg结合生成MgO，从而以浮渣形式排出(请参考下面的反应式1)。

反应式1

纯Mg+CaO--＞Mg(基质)+Mg₂Ca

...[生成O₂+生成MgO浮渣]

若为镁金属溶液，则金属溶液中的镁成分与碱土金属进行反应而生成镁(碱土金属)化合物或铝(碱土金属)化合物。另外，镁的合金元素与镁或铝一起与碱土金属生成化合物。在本发明中，若碱土金属氧化物为CaO，则生成Mg₂Ca、Al₂Ca或(Mg、Al、其他合金元素)₂Ca。另外，原来构成CaO的氧，与纯镁的情况一样，或变成O₂排出至金属溶液外，或与Mg结合生成MgO，从而以浮渣形式排出(请参考下面的反应式2)。

反应式2

Mg合金+CaO--＞Mg合金(基质)+

{Mg₂Ca+Al₂Ca+(Mg、Al、其他很近元素)₂Ca}

...[生成O₂+生成MgO浮渣]

如上所述，本发明提供比现有技术的镁合金生产方法更经济的镁合金制造工艺。碱土金属(例如，Ca)相对于碱土金属氧化物(例如，CaO)高价的合金元素，成为使镁合金价格上升的主要原因。另外，通过利用碱土金属氧化物替代碱土金属添加至镁或镁合金中，从而较容易形成合金。与此相反，不直接添加碱土金属(例如，Ca)，而通过添加化学稳定性好的碱土金属氧化物(例如，CaO)，从而获得相同或更高的合金生成效果。即，通过添加至Mg金属溶液的CaO的还原反应生成的Ca，将作为Mg或Mg合金的元素。

另外，若将碱土金属(Ca)直接投入镁或镁合金中，则在镁合金中发生一定量的碱土金属的熔解，但若采用本发明的技术，则在添加碱土金属氧化物(CaO)时，较之直接添加碱土金属(Ca)的情况，不发生溶解或量很少。较之直接添加Ca，通过CaO间接添加的方式，更容易形成包括Al₂Ca在内的金属间化合物。因此，为提高镁合金的物性，需添加一定百分比以上的碱土金属，但若添加碱土金属氧化物制造镁合金，则因相当量的碱土金属直接形成镁或Al的金属间化合物(例如，Mg₂Ca或Al₂Ca)，从而较之直接添加Ca，其物性得到提高。包括Al₂Ca在内的其他金属间化合物的形成，其约95％以上形成于结晶粒界，而其余约5％形成于结晶粒内。

图4a为作为比较例利用AZ91D的压铸产品微细构造照片，而图4b和4c为在本发明中，在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金的压铸产品微细构造照片。在本发明中，“添加CaO”是指在添加之后经过还原反应过程。在进行冷冻室(Cold Chamber)压铸之后拍摄细微构造照片。较之本发明比较例，合金的组织细致而致密。这样的倾向随添加于Mg合金的CaO的含量的增加而变得明显。这是随CaO的添加均匀分布形成相的Al₂Ca或其他相形成物(Mg₂Ca及(Mg、Al、其他合金元素)₂Ca)所造成的。

图5a至图5d为本发明中向AM60B合金的金属溶液添加0.45重量％的CaO制造而成的镁合金的EDS成分分析图片。如图所示，形成Al₂Ca相并抑制β-Mg₁₇Al₁₂相的形成。

Al和Ca的存在区域的分布也类似。即，从添加于镁金属溶液的CaO分离的Ca与Al生成化合物。因此，现有Mg-Al类合金中存在的脆性大的β-Mg₁₇Al₁₂相的形成被抑制，并提高镁合金的柔软性，而与此同时，通过Al₂Ca相的形成，增加合金的强度。

图6a为商用AM60B合金，而图6b至图6d为向AM60B添加CaO制造而成的镁合金的拉伸试片破损面SEM图像照片。

因合金内的气孔等铸造缺陷，常见酒窝(Dimple)结构(凹陷的部分)。与此相比，添加CaO制造而成的合金(在图6b中向AM60B中添加0.25重量％的CaO，在图6c中向AM60B中添加0.58重量％的CaO，而在图6d中向AM60B中添加0.98重量％的CaO)的拉伸试片破损面的酒窝结构明显减少。即，随CaO的添加，合金的气孔减少，且氧化物、夹杂物等减少，从而减少铸造缺陷。

图7为向镁合金中添加氧化钙时的常温屈服强度(TYS)图表。而实线表示未添加CaO的AM60B合金的常温屈服强度。

在实施例中，向AM60B镁合金添加0.2重量％至1.0重量％范围的氧化钙进行了实验。

如图7所示，若向镁合金中添加0.3重量％的氧化钙，则常温屈服强度约为130[MPa]至137[MPa]；若向镁合金中添加0.7重量％的氧化钙，则常温屈服强度约为151[MPa]至168[MPa]；而若向镁合金中添加0.9重量％的氧化钙，则屈服强度约为156[MPa]。在所添加的CaO的量在0.3重量％至0.7重量％范围内时，随CaO的量的增加，常温屈服强度也一同增加。

上述随氧化钙重量％的屈服强度如下表2所示：

表2

因此，如上表2所示，在向镁合金添加0.7重量％的氧化钙的附近，常温屈服强度(TYS)最好。

图8为向镁合金中添加氧化钙时的常温拉伸强度(UTS)图表。而实线表示未添加CaO的AM60B合金的常温拉伸强度。

如图8所示，若向镁合金中添加0.3重量％的氧化钙，则常温拉伸强度约为205[MPa]至230[MPa]；若向镁合金中添加0.7重量％的氧化钙，则常温拉伸强度约为240[MPa]至261[MPa]；而若向镁合金中添加0.9重量％的氧化钙，则拉伸强度约为245[MPa]至251[MPa]。在所添加的CaO的量在0.3重量％至0.7重量％范围内时，随CaO的量的增加，常温拉伸强度也一同增加。

上述随氧化钙重量％的常温拉伸强度如下表3所示：

表3

因此，如上表3所示，在向镁合金添加0.5重量％至0.8重量％范围的氧化钙时，常温拉伸强度最好。

图9为向镁合金中添加氧化钙时的常温延伸率(elongation)图表。而实线表示未添加CaO的AM60B合金的常温延伸率。

如图9所示，若向镁合金中添加0.3重量％的氧化钙，则常温延伸率约为6[％]至10[％]；若向镁合金中添加0.7重量％的氧化钙，则常温延伸率约为13[％]至15[％]；而若向镁合金中添加0.9重量％的氧化钙，则延伸率约为13[％]至14[％]。在所添加的CaO的量在0.3重量％至0.7重量％范围内时，随CaO的量的增加，常温延伸率也一同增加。

上述随氧化钙重量％的常温延伸率如下表4所示：

表4

因此，如上表4所示，在向镁合金添加0.5重量％至0.8重量％范围的氧化钙时，延伸率最好。

下表5表示根据本发明制造而成的镁合金的机械特性平均值。各数据通过约200个实验测量值取平均值。

表5

	YS(MPa)	UTS(MPa)	EL(％)
				AM60B	115	205	6
AM60B-0.3重量％CaO	130	220	9
				AM60B-0.5重量％CaO	160	255	14
AM60B-0.7重量％CaO	165	260	14
				AM60B-0.9重量％CaO	155	250	13

如图7、图8及图9所示，利用添加至Mg金属溶液的CaO的还原反应制造而成的Mg合金，较之未添加CaO的Mg合金，其常温屈服强度、常温拉伸强度及常温延伸率都得到提高。另外，这些常温机械物性的提高，随CaO的添加量的增加而增加。而且，这些倾向在CaO的添加量在0.3重量％至0.7重量％时变得最明显。这些常温机械物性的增加，是因为随CaO的添加，形成Mg₂Ca或Al₂Ca或(Mg、Al)₂Ca化合物的相。

图10为比较根据本发明制造而成的镁类合金和现有合金的常温屈服强度和和常温延伸率的图表。

如图所示，现有的AM(添加铝和锰的镁合金)和AE(添加向铝添加稀土类金属的镁合金)的常温屈服强度和常温延伸率成反比。

添加CaO的镁合金，虽然其常温屈服强度增加，但其常温延伸率也增加。一般而言，如图表的圆点(Mg-Al-RE合金)或三角形点(Mg-Al-Mn合金)的倾向，若延伸率增加，则合金的屈服强度将减少。即，一般而言，延伸率的增加，将牺牲屈服强度。但如上述图表的矩形点(添加CaO的镁合金)所示，若添加CaO，则随常温延伸率的增加，常温屈服强度也一同增加。

图11为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的硬度的图表。利用各合金进行冷冻室(ColdChamber)压铸之后，测量铬氏硬度。添加CaO的Mg合金的硬度大于未添加CaO的合金的硬度。另外，随CaO添加量的增加，其常温硬度也增加。在本发明中，“添加CaO”是指在添加之后经过还原反应过程。

图12为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温屈服强度的图表。利用热室(Hot Chamber)压铸法制造试片之后，测量常温屈服强度。添加CaO的Mg合金的常温屈服强度大于未添加CaO的合金的常温屈服强度。较之未添加CaO之前，添加0.7重量％的CaO之后，常温屈服强度约增加15％左右。另外，随CaO添加量的增加，其常温屈服强度也增加。

图13为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温拉伸强度的图表。利用热室(Hot Chamber)压铸法制造试片之后，测量常温拉伸强度。

添加CaO的Mg合金的常温拉伸强度大于未添加CaO的合金的常温拉伸强度。较之未添加CaO之前，添加0.7重量％的CaO之后，常温拉伸强度约增加14％左右。另外，随CaO添加量的增加，其常温拉伸强度也增加。

图14为比较在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温延伸率的图表。添加CaO的Mg合金的常温延伸率大于未添加CaO的合金的常温延伸率。较之未添加CaO之前，添加0.7重量％的CaO之后，常温延伸率约增加三倍左右。另外，随CaO添加量的增加，其常温延伸率也增加。

图15为表示在AZ91D中添加0.3重量％和0.7重量％的CaO制造而成的Mg合金和未添加CaO的AZ91D Mg合金的常温延伸率和常温屈服强度关系的图表。添加CaO的Mg合金的常温延伸率大于未添加CaO的合金的常温延伸率。另外，随CaO添加量的增加，其常温屈服强度和常温延伸率同时增加。

如上所述，本发明向商用镁合金中添加CaO，从而使镁合金的组织变细并形成Al₂Ca及Mg₂Ca或(Mg、Al、其他合金元素)₂Ca相等。另外，抑制脆性大的β-Mg₁₇Al₁₂相的形成，大幅减少铸造缺陷。结果，可通过添加CaO利用还原反应间接使Ca形成合金，因此，可同时增加镁合金的常温强度和常温柔软性。

上述实施例仅用以说明本发明而非限制，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明进行修改、变形或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种常温用镁合金制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

熔解镁或镁合金；

向熔解有上述镁或镁合金的金属溶液表面添加0.05重量％～1.2重量％的CaO；

通过表面搅拌烧尽CaO，以通过上述金属溶液和所添加的上述CaO的充分反应，使CaO基本上不残留于反应物中；及

使上述去除氧成分的Ca充分反应，从而使其基本上不残留于上述镁或镁合金中。

2.根据权利要求1所述的常温用镁合金制造方法，其特征在于：上述所添加的CaO量为0.2重量％至0.9重量％。

3.根据权利要求2所述的常温用镁合金制造方法，其特征在于：上述所添加的CaO量为0.3重量％至0.7重量％。

4.根据权利要求1所述的常温用镁合金制造方法，其特征在于：因添加上述CaO所生成的化合物有Mg₂Ca或Al₂Ca或(Mg、Al)₂Ca中的至少一种。

5.一种常温用镁合金，其特征在于：向镁或镁合金的金属溶液添加0.05重量％～1.2重量％的CaO之后，通过上述金属溶液和所添加的上述CaO的还原反应，烧尽上述CaO的一部分或全部，以使Ca和上述镁类合金中的Mg元素或构成合金的其他元素结合生成化合物，从而使合金的常温机械物性大于添加CaO之前的镁或镁合金的常温机械物性。

6.根据权利要求5所述的常温用镁合金，其特征在于：上述常温机械物性是指常温屈服强度、常温拉伸强度或常温延伸率中的一种。

7.根据权利要求5所述的常温用镁合金，其特征在于：随上述CaO的添加量的增加，合金的常温机械物性增加。

8.根据权利要求6所述的常温用镁合金，其特征在于：随上述CaO的添加量的增加，合金的常温屈服强度或常温拉伸强度和常温延伸率同时增加。

9.根据权利要求5所述的常温用镁合金，其特征在于：上述所添加的CaO量为0.2重量％至0.9重量％。

10.根据权利要求9所述的常温用镁合金，其特征在于：上述所添加的CaO量为0.3重量％至0.7重量％。

11.根据权利要求5所述的常温用镁合金，其特征在于：因添加上述CaO所生成的化合物有Mg₂Ca或Al₂Ca或(Mg、Al)₂Ca中的至少一种。