CN105408508A - 阻燃镁合金及其制造方法 - Google Patents

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CN105408508A CN201480033448.1A CN201480033448A CN105408508A CN 105408508 A CN105408508 A CN 105408508A CN 201480033448 A CN201480033448 A CN 201480033448A CN 105408508 A CN105408508 A CN 105408508A
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antiflaming
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Abstract

涉及具有长周期层叠形镁合金的机械特性，且具有800℃以上的燃点的阻燃镁合金的制造方法。一种熔化如下所述的阻燃镁合金和阻燃镁合金的制造方法，所述阻燃镁合金含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)。(式1)0.2≤a≤5.0(式2)0.5≤b≤5.0(式3)0.5a－0.5≤b(式4)0＜x≤0.5。

Description

阻燃镁合金及其制造方法
技术领域
本发明涉及阻燃镁合金及其制造方法。
背景技术
现有的长周期层叠(LPSO)形镁合金(例如参照专利文献1～3)具有高强度高延展性的机械特性。该长周期层叠形镁合金的熔化及铸造温度是750℃。因为此温度接近燃点，所以在空气中进行熔化和铸造有危险。因此，在熔化和铸造时需要在防止镁合金燃烧的气氛下(例如真空和不活泼气体的气氛下)进行作业。这使成本增加。特别是用于不活泼气体的SF6具有二氧化碳的23,900倍的全球变暖潜能值，因此不利于环境，应该控制其利用。
现有技术文献
专利文献1：日本专利第3905115号
专利文献2：日本专利第3940154号
专利文献3：日本专利第4139841号
发明内容
本发明的一个方式，其课题在于提供一种具有长周期层叠形镁合金的机械特性，且具有800℃以上的燃点的阻燃镁合金或其制造方法。
以下对于本发明各种方式进行说明。
[1]一种阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化如下的阻燃镁合金，所述合金含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)。
(式1)0.1≤a≤5.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
[2]一种阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化如下的阻燃镁合金，所述合金含有a原子％的Zn，含有的合计b原子％从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)。
(式1)0.1≤a≤3.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
[3]根据上述[1]的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金。
(式1’)0.2≤a≤5.0
(式2’)0.5≤b≤5.0
[4]根据上述[2]的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金。
(式1’)0.2≤a≤3.0
(式2’)0.5≤b≤5.0
[5]根据上述[1]至[4]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，所述阻燃镁合金具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。
[6]根据上述[1]至[5]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述阻燃镁合金时，在800℃以下(优选为850℃以上)的温度进行。
[7]根据上述[1]至[6]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在熔化所述阻燃镁合金之后，铸造已熔化的阻燃镁合金。
[8]根据上述[7]的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，铸造所述阻燃镁合金时的冷却速度为1000K/秒以下(优选为100K/秒以下)。
[9]根据上述[1]至[8]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，所述阻燃镁合金含有y原子％的Al，y满足下述(式5)。
(式5)0＜y≤0.5(优选为0.05≤y≤0.5)
[10]根据上述[3]、[4]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
[11]根据上述[1]、[2]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
[12]根据上述[3]、[4]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
[13]根据上述[1]、[2]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
[14]根据上述[3]、[4]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.5≤b+c+d≤6.0
[15]根据上述[1]、[2]和[9]中任一项的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.25≤b+c+d≤6.0
[16]根据上述[1]至[15]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计高于0原子％并在2.5原子％以下的从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素。
[17]一种阻燃镁合金，其特征在于，包含如下合金：含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，具备有着长周期层叠结构相的结晶组织。
(式1)0.1≤a≤5.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
[18]一种阻燃镁合金，其特征在于，包含如下合金：含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，具备有着长周期层叠结构相的结晶组织。
(式1)0.1≤a≤3.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
[19]根据上述[17]的阻燃镁合金，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金。
(式1’)0.2≤a≤5.0
(式2’)0.5≤b≤5.0
[20]根据上述[18]的阻燃镁合金，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金。
(式1’)0.2≤a≤3.0
(式2’)0.5≤b≤5.0
[21]根据上述[17]至[20]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。
[22]根据上述[17]至[21]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金含有y原子％的Al，y满足下述(式5)。
(式5)0＜y≤0.5(优选为0.05≤y≤0.5)
[23]根据上述[19]、[20]和[22]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
[24]根据上述[17]、[18]和[22]中任一项的阻燃镁合金，在所述阻燃合金中含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
[25]根据上述[19]、[20]和[22]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
[26]根据上述[17]、[18]和[22]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
[27]根据上述[19]、[20]和[22]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.5≤b+c+d≤6.0
[28]根据上述[17]、[18]和[22]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.25≤b+c+d≤6.0
[29]根据上述[17]至[28]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金中含有合计高于0原子％并在2.5原子％以下的从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素。
[30]根据上述[17]至[29]中任一项的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金是铸造物。
通过应用本发明的一个方式，能够提供具有长周期层叠形镁合金的机械特性，且具有800℃以上的燃点的阻燃镁合金或其制造方法。
附图说明
图1是表示对于实施例的试样以室温进行拉伸试验时的Ca含量与拉伸屈服强度和延伸率的关系的图形。
图2是表示对于实施例的试样以523K的温度进行拉伸试验时的Ca含量与拉伸屈服强度和延伸率的关系的图形。
图3是表示实施例的试样的Ca含量与燃点的关系的图形。
图4是表示实施例的Mg95.75－XZn2Y1.9La0.1Al0.25CaX合金(X＝0、0.3、0.6、0.9)的挤压材的结晶组织的SEM照片。
图5是表示实施例的Mg95.75－XZn2Y1.9La0.1Al0.25CaX合金(X＝0.9)的挤压材的结晶组织的SEM照片和EDS像。
图6是对比较例的试样以室温进行拉伸试验时的Al含量与抗拉强度和延伸率的关系的图形。
图7是对比较例的试样以523K的温度进行拉伸试验时的Al含量与抗拉强度和延伸率的关系的图形。
图8是比较例的Mg96－XZn2Y1.9La0.1AlX(其中，X＝0.05、0.1、0.15、0.2、0.25)的挤压材的结晶组织的SEM照片。
图9是表示比较例的Mg96－XZn2Y1.9La0.1AlX(其中，X＝0.3、0.35、0.4、0.5)的挤压材的结晶组织的SEM照片。
图10是比较例的Mg95.7Zn2Y1.9La0.1Al0.3合金的挤压材的EDS像。
图11是比较例的Mg95.5Zn2Y1.9La0.1Al0.5合金的挤压材的EDS像。
图12是表示比较例的Mg96－XZn2Y1.9La0.1AlX(其中，X＝0.1、0.2、0.3、0.4、0.5)的挤压材的结晶组织的照片。
图13是表示对比较例的挤压材进行蠕变试验的结果的图形。
图14是表示Mg98.4－XZnXY1.5La0.1(其中，X＝0.25、0.5、1.0、1.5、2.0)的挤压材的结晶组织的照片。
具体实施方式
以下，使用附图，对于本发明的实施的方式进行详细地说明。但是，本发明不受以下的说明限定，能够不脱离本发明的宗旨及其范围而对其方式和详情进行各种变更，这对本领域技术人员来说容易理解。因此，本发明不限定于以下所示的实施的方式所述内容而进行解释。
另外，就用于使以下所示的各实施的方式的镁合金的长周期层叠结构相发生的组成范围和制造工序的条件等，决定各个成分的上限和下限的理由和决定制造工序的条件范围的理由，如日本专利第3905115号、日本专利第3940154号、日本专利第4139841号所述。
＜实施的方式1＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。
将含有a原子％的Zn，含有Y为b原子％，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。
(式1)0.5≤a＜5.0
(式2)0.5＜b＜5.0
(式3)2/3a－5/6≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
作为制作上述的镁合金铸造物的工艺，可以使用各种工艺，例如，高压铸造、铸轧(ロールキャスト)、倾斜板铸造、连续铸造、触变射铸(チクソモールディング)、压铸等。另外，作为镁合金铸造物，也可以由锭料切割成既定形状。
接着，也可以对于镁合金铸造物实施均质化热处理。这时的热处理条件优选为，温度400℃～550℃，处理时间1分钟～1500分钟(或24小时)。
接着，对所述镁合金铸造物进行塑性加工。作为该塑性加工的方法，例如采用挤压、ECAE(equal－channel－angular－extrusion)加工法、轧制、拉拔和锻造、这些的重复加工、FSW(frictionstirwelding；摩擦搅拌焊接)加工等。
由挤压进行塑性加工时，优选使挤压温度为250℃以上、500℃以下，使挤压的断面减少率为5％以上。
ECAE加工法，是为了向试样中导入均匀的应变而每道次在试样纵长方向上各旋转90°的方法。具体来说，是使作为成形用材料的镁合金铸造物，强制性地进入形成有截面形状为L状的成形孔的成形用铸模的所述成形孔中，特别是在弯曲成L状成形孔的90°的部分对所述镁合金铸造物施加应力，而得到强度和韧性优异的成形体的方法。作为ECAE的通过次数优选为1～8道次。更优选为3～5道次。ECAE的加工时的温度优选为250℃以上、500℃以下。
由轧制进行塑性加工时，优选使轧制温度为250℃以上、500℃以下，使压下率为5％以上。
由拉拔加工进行塑性加工时，进行拉拔加工时的温度优选为250℃以上、500℃以下，所述拉拔加工的断面减少率优选为5％以上。
由锻造进行塑性加工时，进行锻造加工时的温度优选为250℃以上、500℃以下，所述锻造加工的加工率优选为5％以上。
对所述镁合金铸造物进行的塑性加工，优选每一次的应变量为0.002以上、4.6以下，总应变量为15以下。另外，所述塑性加工，更优选每一次的应变量为0.002以上、4.6以下，总应变量为10以下。使优选的总应变量为15以下，更优选的总应变量为10以下的理由在于，即使增多总应变量，镁合金的强度也并不会随之增加，另外，越是增多总应变量，制造成本越高。
还有，ECAE加工的应变量为0.95～1.15/次，例如ECAE加工进行16次时的总应变量为0.95×16＝15.2，ECAE加工进行8次时的总应变量为0.95×8＝7.6。
另外，挤压加工的应变量，在挤压比为2.5时是0.92/次，在挤压比为4时是1.39/次，在挤压比为10时是2.30/次，在挤压比为20时是2.995/次，在挤压比为50时是3.91/次，在挤压比为100时是4.61/次，在挤压比为1000时是6.90/次。
如上述对镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物，在常温下具有hcp结构镁相和长周期层叠结构相的结晶组织，拥有该长周期层叠结构的晶粒的体积分率为5％以上(更优选为10％以上)，镁合金的晶粒直径为100nm以上、500μm以下。所述hcp结构镁相的平均粒径为2μm以上，所述长周期层叠结构相的平均粒径为0.2μm以上。在该长周期层叠结构相的晶粒内存在许多的无规晶界，以该无规晶界规定的晶粒的平均粒径为0.05μm以上。在无规晶界中转移密度大，但长周期层叠结构相的无规晶界以外的部分的位错密度小。因此，hcp结构镁相的转移密度，比长周期层叠结构相的无规晶界以外的部分的位错密度大1个数量级以上。
所述长周期层叠结构相的至少一部分弯曲或屈曲。另外，所述塑性加工物，也可以具有从Mg和稀土类元素的化合物，Mg和Zn的化合物，Zn和稀土类元素的化合物以及Mg、Zn和稀土类元素的化合物所构成的析出物群中选择出的至少一种析出物。所述析出物的合计体积分率优选高于0％并在40％以下。另外，所述塑性加工物具有hcp－Mg。进行了所述塑性加工后的塑性加工物，与进行塑性加工之前的铸造物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。
对所述镁合金铸造物进行了塑性加工之后的塑性加工物，也可以对其实施热处理。该热处理条件优选为，温度在200℃以上、低于500℃，热处理时间为10分～1500分(或24小时)。之所以使热处理温度低于500℃，是由于若为500℃以上，则由塑性加工施加的应变量会被消除。
进行了该热处理之后的塑性加工物，与进行热处理之前的塑性加工物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。另外，热处理后的塑性加工物也与热处理前同样，在常温具有hcp结构镁相和长周期层叠结构相的结晶组织，拥有该长周期层叠结构的晶粒的体积分率为5％以上(更优选为10％以上)，所述hcp结构镁相的平均粒径为2μm以上，所述长周期层叠结构相的平均粒径为0.2μm以上。在该长周期层叠结构相的晶粒内存在许多的无规晶界，由该无规晶界规定的晶粒的平均粒径为0.05μm以上。在无规晶界中转移密度大，但长周期层叠结构相的无规晶界以外的部分的位错密度小。因此，hcp构造镁相的转移密度，与长周期层叠结构相的无规晶界以外的部分的位错密度相比，大一个数量级以上。
上述的热处理后的塑性加工物的长周期层叠结构相的至少一部分发生弯曲或屈曲。另外，该塑性加工物，也可以具有从Mg和稀土类元素的化合物，Mg和Zn的化合物，Zn和稀土类元素的化合物以及Mg和Zn和稀土类元素的化合物所构成的析出物群中选择的至少一种析出物。所述析出物的合计体积分率优选高于0％并在40％以下。
根据本实施的方式，通过具有长周期层叠结构相，用于制造具备高强度和高延展性的机械特性的镁合金的熔炼和铸造的工序，可以不在防止燃烧的气氛(成本和环境中作为课题的不活泼气体气氛)中，而是在空气中实施。其理由是由于，通过微量添加Ca，能够使镁合金的燃点为800℃以上(优选为850℃以上)。Ca的添加量高于0原子％并在0.5原子％以下(优选为0.1原子％以上、0.5原子％以下，更优选为0.15原子％以上、0.5原子％以下)。
即，若不添加Ca，则镁合金的熔化时的温度接近燃点，因此需要防止燃烧的气氛，相对于此，通过微量添加Ca，能够使燃点比熔化时的温度高，因此可以在空气中实施熔化和铸造。
另外，本实施的方式的镁合金是提高燃点而达成了阻燃化，也可以直接利用现有的金属加工设备，从而能够降低加工时发生的微细的粉末和切屑着火的危险性，加工工序中的环境·成本·安全的课题能够一并解决。
另外，本实施的方式的镁合金，具有长周期层叠结构相，从而能够提高强度，且具有在熔化、铸造、加工时难以燃烧的性质。就是说，能够实现高强度和阻燃化这两方面优点兼备的镁合金。
另外，本实施的方式的镁合金的适用范围，遍及IT领域(智能手机，笔记本电脑等)、医疗领域、汽车、飞机、铁路领域等多方面。
另外，对于本实施的方式的镁合金的组成范围进行说明。
这是由于，若锌的含量为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。另外若Y的含量合计为5原子％以上，则特别是韧性(或延展性)有降低的倾向。
在锌为0.5～1.5原子％时，强度和韧性的增大变得显著。若锌含量在0.5原子％附近，而稀土类元素含量变少，则强度有降低的倾向，但即使在此范围时，与以往相比仍显示出高强度和高韧性。因此，本实施的方式的镁合金的锌的含量的范围最广为0.5原子％以上、5.0原子％以下。
在本实施的方式的Mg－Zn－Y系镁合金中，具有前述范围的含量，但也可以含有不会对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
还有，本实施的方式的镁合金也可以还含有y原子％的Al，y满足下述(式5)，优选满足下述(式51)，更优选满足下述(式52)或(式53)，更进一步优选满足下述(式54)或(式55)即可。通过使Al含量的上限低于0.35原子％(优选为0.3原子％以下)，能够将高温下的强度维持得高。
(式5)0＜y≤0.5
(式51)0.05≤y≤0.5
(式52)0＜y＜0.35
(式53)0.05≤y＜0.35
(式54)0＜y≤0.3
(式55)0.05≤y≤0.3
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu、Mm和Gd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，或满足(式7)和(式8)。
(式6)0≤c＜2.0
(式7)0.2≤b+c≤6.0
(式8)c/b≤1.5
所谓Mm(混合稀土)，是以Ce和La为主成分的多种稀土类元素的混合物或合金，是从矿石中精炼除去作为有用的稀土类元素的Sm和Nd等之后的残渣，其组成依存于精炼前的矿石的组成。
使La等的含量的上限为2.0原子％的主要的理由在于，La等几乎没有固溶度极限。另外，使La等含有的理由在于，有使晶粒微细化的效果，有使金属间化合物析出的效果。
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Tb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式8)和(式9)即可。
(式8)0≤c≤3.0
(式9)0.2≤b+c≤6.0
使Yb等的含量的上限为3.0原子％的理由在于，Yb等的固溶度极限低。另外，使Yb等含有的理由在于，有使晶粒微细化的效果，有使金属间化合物析出的效果。
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计为c原子％的从Yb、Tb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，也可以含有合计为d原子％的从La、Ce、Pr、Eu、Mm和Gd所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)、或者满足(式8)和(式9)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d＜2.0
(式8)0.2≤b+c+d≤6.0
(式9)d/b≤1.5
使Y、Yb等和La等的合计含量为6.0原子％以下的理由在于，若高于6％则变重，原料成本变高，此外韧性降低。另外，使Yb等、La等含有的理由在于，有使晶粒微细化的效果，有使金属间化合物析出的效果。另外，作为上述(式9)的理由，是因为若比1.5倍大，则长周期层叠结构相的形成的效果薄弱，镁合金的重量加重。
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素，合计高于0原子％并在2.5原子％以下即可。若添加Th等，则能够在维持高强度高韧性的状态下，改善其他的性质。例如，对耐腐蚀性和晶粒微细化等有效。
另外，对于添加有高于0原子％并在2.5原子％以下的Zr的镁合金进行熔化铸造时，在该镁合金铸造物中，Mg3Zn3RE2这样的化合物的析出受到抑制，长周期层叠结构相的形成得到促进，结晶组织被微细化。因此，该镁合金铸造物其挤压等的塑性加工变得容易，进行了塑性加工的塑性加工物与没有添加Zr的镁合金的塑性加工物相比，具有大量的长周期层叠结构相，并且具有微细化的结晶组织。如此通过具有大量的长周期层叠结构相，能够使强度和韧性提高。
＜实施的方式2＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。还有，在实施的方式2的阻燃镁合金的制造方法中，尽可能省略与实施的方式1的阻燃镁合金的制造方法相同部分的说明。
对于含有a原子％的Zn、含有Y为b原子％、含有x原子％的Ca、余量由Mg构成、a、b及x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度进行熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。作为该镁合金铸造物，使用由锭料切割成规定形状的。
(式1)0.25≤a≤5.0
(式2)0.5≤b≤5.0
(式3)0.5a≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
接着，通过切削镁合金铸造物，制作多个数mm以下见方的切屑形状铸造物。
接着，运用压缩或塑性加工法的手段，对于切屑形状铸造物进行预备成形，也可以实施均质化热处理。这时的热处理条件优选为，温度400℃～550℃，处理时间1分钟～1500分钟(或24小时)。另外，也可以对于所述经预备成形的成形物，以150℃～450℃的温度实施1分钟～1500分钟(或24小时)的热处理。
切屑形状的铸造物例如一般用于触变模的原料。
还有，也可以将切屑形状铸造物与陶瓷粒子混合，使用压缩或塑性加工法的手段对其进行预备成形，实施均质化热处理。另外，对于切屑形状铸造物进行预备成形之前，也可以附加性地实施强应变加工。
接着，对于所述切屑形状铸造物进行塑性加工，由此使切屑形状铸造物固化成形。作为该塑性加工的方法，能够与实施的方式1的情况同样地使用各种各样的方法。还有，在使该切屑形状铸造物固化成形之前，也可以施加球磨机、捣碎机和高能量球磨机等的机械合金化，或块体机械合金化等的重复加工处理。另外，在固化成形后，也可以再施加塑性加工和喷丸加工。另外，也可以使所述镁合金铸造物与金属间化合物粒子或陶瓷粒子和纤维等复合化，也可以使所述切削物与陶瓷粒子和纤维等混合。
如此进行了塑性加工的塑性加工物，在常温下具有hcp构造镁相和长周期层叠结构相的结晶组织。该长周期层叠结构相的至少一部分发生弯曲或屈曲。进行了所述塑性加工之后的塑性加工物，与进行塑性加工之前的铸造物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。
对于所述切屑形状铸造物进行塑性加工时的总应变量优选为15以下，另外，更优选的总应变量为10以下。另外，进行所述塑性加工时的每1次的应变量优选为0.002以上、4.6以下。
还有，在里所说的总应变量，意思是没有因退火等的热处理而消除的总应变量，是对于切屑形状铸造物进行预备成形后进行塑性加工时的总应变量。即，对于在制造工序的途中进行热处理而被消除的应变，没有统计在总应变量中，另外，关于截止到对切屑形状铸造物进行预备成形的应变量，没有统计到总应变量中。
对于就所述切屑形状铸造物进行了塑性加工之后的塑性加工物，也可以实施热处理。该热处理条件优选为，温度为200℃以上、低于500℃，热处理时间为10分钟～1500分钟(或24小时)。之所以使热处理温度低于500℃，是由于若为500℃以上，则由塑性加工施加的应变量被消除。
关于进行了该热处理之后的塑性加工物，与进行热处理之前的塑性加工物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。另外，热处理后的塑性加工物中，也与热处理前同样，在常温下具有hcp构造镁相和长周期层叠结构相的结晶组织。该长周期层叠结构相的至少一部分发生弯曲或屈曲。
在本实施的方式中，也能够得到与实施的方式1同样的效果。
另外，根据本实施的方式，通过切削铸造物而制作切屑形状铸造物，由此使组织微细化，因此与实施的方式1相比，可以制作更高强度·高延展性·高韧性的塑性加工物等。另外，本实施的方式的镁合金与实施的方式1的镁合金相比，即使锌和稀土类元素为更低浓度，也能够得到高强度和高韧性的特性。
另外，若锌的含量低于0.25原子％，或Y的含量低于0.5原子％，则强度和韧性的至少任意一个将不充分。因此，使锌的含量的下限为0.25原子％，使稀土类元素的合计含量的下限为0.5原子％。之所以能够如此使锌的含量的下限与实施的方式1相比而低至1/2，是由于适用于切屑形状铸造物。
另外，在本实施的方式的Mg－Zn－Y系镁合金中，具有前述的范围的含量，但也可以含有不对合金特性造成影响的这种程度的杂质。
还有，本实施的方式的镁合金，也可以含有从La、Ce、Pr、Eu、Mm和Gd所构成的群中选择的至少一种元素，合计c原子％，c满足下述(式6)和(式7)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.1≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Tb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式8)和(式9)即可。
(式8)0≤c≤3.0
(式9)0.1≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Tb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，也可以含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu、Mm和Gd所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤3.0
(式8)0.1≤b+c+d≤6.0
＜实施的方式3＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。还有，在实施的方式3的阻燃镁合金的制造方法中，尽可能省略与实施的方式1的阻燃镁合金的制造方法相同部分的说明。
将含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素、含有x原子％的Ca、余量由Mg构成、a、b和x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度进行熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。
(式1)0.2≤a≤5.0
(式2)0.5≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
接着，也可以对镁合金铸造物实施均质化热处理。
接着，对所述镁合金铸造物进行塑性加工。
如上述对镁合金铸造物进行了塑性加工的塑性加工物，在常温下具有hcp结构镁相和长周期层叠结构相的结晶组织，拥有该长周期层叠结构的结晶粒的体积分率为5％以上(更优选为10％以上)。
所述长周期层叠结构相的至少一部分发生弯曲或屈曲。
对于所述镁合金铸造物进行了塑性加工之后的塑性加工物，也可对其实施热处理。该热处理条件优选为，温度400℃～550℃，热处理时间1分钟～1500分钟(或24小时)。
进行了该热处理之后的塑性加工物，与进行热处理前的塑性加工物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。另外，热处理后的塑性加工物也与热处理前同样，在常温下具有hcp结构镁相和长周期层叠结构相的结晶组织。
在本实施的方式中也能够得到与实施的方式1同样的效果。
另外，在本实施的方式的Mg－Zn－(Gd、Tb、Tm、Lu)系镁合金中，具有前述范围的含量，但也可以含有对合金特性不会造成影响这种程度的杂质。
还有，本实施的方式的镁合金也可以还含有含有y原子％的Al，y满足下述(式5)，优选满足下述(式51)，更优选满足下述(式52)或(式53)，进一步优选满足下述(式54)或(式55)即可。使Al含量的上限低于0.35原子％(优选为0.3原子％以下)，能够将高温下的强度维持得高。
(式5)0＜y≤0.5
(式51)0.05≤y≤0.5
(式52)0＜y＜0.35
(式53)0.05≤y＜0.35
(式54)0＜y≤0.3
(式55)0.05≤y≤0.3
还有，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)即可。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，也可以含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.5≤b+c+d≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素，合计高于0原子％并在2.5原子％以下。若添加Th等，则能够在维持高强度高韧性的状态下，改善其他的性质。例如，对于耐腐蚀性和晶粒微细化等有效。
另外，对于添加有高于0原子％并在2.5原子％以下的Zr的镁合金进行熔化铸造时，该镁合金铸造物中Mg3Zn3RE2这样的化合物的析出受到抑制，长周期层叠结构相的形成得到促进，结晶组织被微细化。因此，该镁合金铸造物容易进行挤压等的塑性加工，进行了塑性加工的塑性加工物与没有添加Zr的镁合金的塑性加工物相比，具有大量的长周期层叠结构相，并且具有得到微细化的结晶组织。通过如此具有大量的长周期层叠结构相，能够使强度和韧性提高。
＜实施的方式4＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。还有，在实施的方式4的阻燃镁合金的制造方法中，尽可能省略与实施的方式1的阻燃镁合金的制造方法相同部分的说明。
对于含有a原子％的Zn，含有从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素合计b原子％，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度进行熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。铸造时的冷却速度为1000K/秒以下，更优选为100K/秒以下。
(式1)0.2≤a≤3.0
(式2)0.5≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
制作上述的镁合金铸造物的工序以后，与实施的方式3相同。
在本实施的方式中，也能够得到与实施的方式3同样的效果。
＜实施的方式5＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。还有，在实施的方式5的阻燃镁合金的制造方法中，尽可能省略与实施的方式3的阻燃镁合金的制造方法相同部分的说明。
将含有a原子％的Zn、含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素、含有x原子％的Ca、余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度进行熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。作为该镁合金铸造物，使用由锭料切割成规定形状的。
(式1)0.1≤a≤5.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
接着，通过切削镁合金铸造物而制作多个数mm以下见方的切屑形状铸造物。
接着，用压缩或塑性加工法的手段对于切屑形状铸造物进行预备成形，也可以实施均质化热处理。这时的热处理条件与实施的方式2同样。
切屑形状的铸造物一般用于例如触变模的原料。
还有，也可以将切屑形状铸造物与陶瓷粒子混合，使用压缩或塑性加工法的手段对其进行预备成形，并实施均质化热处理。另外，对于切屑形状铸造物进行预备成形之前，也可以附加性地实施强应变加工。
接着，对于所述切屑形状铸造物进行塑性加工，由此使切屑形状铸造物固化成形。作为该塑性加工的方法，能够与实施的方式1的情况同样地使用各种各样的方法。还有，在使该切屑形状铸造物固化成形之前，也可以施加球磨机、捣碎机和高能量球磨机等的机械合金化或块体机械合金化等的重复加工处理。另外，在固化成形后，也可以再施加塑性加工和喷丸加工。另外，也可以使所述镁合金铸造物与金属间化合物粒子或陶瓷粒子和纤维等复合化，也可以使所述切削物与陶瓷粒子和纤维等混合。
如此进行了塑性加工的塑性加工物，在常温下具有hcp构造镁相和长周期层叠结构相的结晶组织。该长周期层叠结构相的至少一部分发生弯曲或屈曲。进行了所述塑性加工之后的塑性加工物，与进行塑性加工之前的铸造物相比，维氏硬度和屈服强度均上升。
对于所述切屑形状铸造物进行塑性加工时的总应变量与实施的方式2同样。
对于所述切屑形状铸造物进行了塑性加工之后的塑性加工物，也可以对其实施热处理。该热处理条件和热处理的效果与实施的方式2同样。
在本实施的方式中，也能够得到与实施的方式3同样的效果。
另外，根据本实施的方式，通过切削铸造物而制作切屑形状铸造物，从而组织微细化，因此与实施的方式3相比，可以制作更加高强度·高延展性·高韧性的塑性加工物等。另外，本实施的方式的镁合金与实施的方式3的镁合金相比，即使锌和稀土类元素为更低浓度，也能够得到高强度和高韧性的特性。
另外，锌的含量的下限和稀土类元素的含量的下限分别与实施的方式3相比，之所以能够低至1/2，是出于实施的方式2同样的理由。
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有对合金特性不造成影响的这种程度的杂质。
还有，本实施的方式的镁合金，也可以合计c原子％的含有从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)即可。
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0
另外，本实施的方式的镁合金，也可以含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)即可。
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.25≤b+c+d≤6.0
＜实施的方式6＞
对于本发明的一个方式的阻燃镁合金的制造方法进行说明。还有，在实施的方式6的阻燃镁合金的制造方法中，尽可能省略与实施的方式5的阻燃镁合金的制造方法相同部分的说明。
对于含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)的合金，以800℃以下(优选为850℃以下)的温度进行熔化铸造。该合金通过含有Ca而具有800℃以上(优选为850℃以上)的燃点。如此制作镁合金铸造物。作为该镁合金铸造物，使用由锭料切割成规定形状的。
(式1)0.1≤a≤3.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5(优选为0.1≤x≤0.5，更优选为0.15≤x≤0.5)
制作上述的镁合金铸造物的工序以后，与实施的方式5同样。
在本实施的方式中，也能够得到与实施的方式5同样的效果。
还有，也可以将上述的实施的方式1～6适宜相互组合实施。
实施例
＜第一实施例＞
(试样的制作)
实施例的试样的合金成分是Mg95.75－XZn2Y1.9La0.1Al0.25CaX(其中，X＝0～1.05)。将具有这些合金成分的镁合金的锭料，使用高频熔炉在大气气氛中熔炼，由这些锭料切割成的形状而制作铸造材。对于这些铸造材，以温度350℃、挤压比10、挤压速度2.5mm/秒的条件进行挤压加工。
(拉伸试验)
对于上述的挤压加工后的挤压材，以室温通过拉伸试验测量拉伸屈服强度和延伸率，其结果显示在图1中。在图1中，■表示拉伸屈服强度，●表示延伸率。
另外，对于上述的挤压材，以523K的温度通过拉伸试验测量拉伸屈服强度和延伸率，其结果显示在图2中。在图2中，■表示拉伸屈服强度，●表示延伸率。
(燃点的测量)
测量上述的铸造材的燃点。测量方法如下。
将铸造材的锭料用旋床加工成切屑形状后，将一定的尺寸的切屑0.5g放入电炉，在加热(100K/min)下测量燃点。
如此测量的结果显示在图3中。
根据图3显示，Ca含量为0.15～0.6at％时，镁合金的燃点为850℃以上。换言之，使Ca含量高于0at％、低于0.75at％(优选为0.1at％以上、低于0.75at％)，能够期待800℃以上的燃点。
相对于此，没有Ca的组成，例如Mg95.75Zn2Y1.9La0.1Al0.25合金的燃点为775℃左右，这一燃点接近作为该合金的熔化和铸造时的温度的750℃。因此，在熔融该合金时，需要作为不活泼气体的气氛。但是，如果像本实施例的试样这样燃点为800℃以上或850℃以上，则比合金的熔点高得多，因此即使不使用不活泼气体，也可以进行熔融加工。
根据图1和图2可确认，若Ca含量高于0.5at％，则室温下的抗拉强度和高温(523K)下的抗拉强度大幅降低。因此，在长周期层叠形镁合金中添加Ca，既具有长周期层叠形镁合金的优异的机械特性，又具有800℃以上或850℃以上的燃点的Ca的添加范围高于0at％并在0.5at％以下(优选为0.1～0.5at％)。
(挤压材的结晶组织)
实施了上述的挤压加工的挤压材的组织观察，通过SEM、EDS进行。其结果显示在图4和图5中。
[比较例]
(试样的作制)
比较例的试样的合金成分是Mg96－XZn2Y1.9La0.1AlX(其中，X＝0～0.5)。对于具有这些合金成分的镁合金的锭料，使用高频熔炉在Ar气氛中熔炼，由这些锭料切割成φ32×70mm的形状而制作铸造材。对于这些铸造材，以温度350℃、挤压比10、挤压速度2.5mm/秒的条件进行挤压加工。
(拉伸试验)
对于上述的挤压加工后的挤压材，以室温通过拉伸试验测量抗拉强度和延伸率，其结果显示在图6中。在图6中，■表示抗拉强度(σUTS)，▲表示屈服强度(σ0.2)，●表示延伸率(％)。
另外，对于上述的挤压材，以523K的温度通过拉伸试验测量抗拉强度和延伸率，其结果显示在图7中。在图7中，■表示抗拉强度(σUTS)，▲表示屈服强度(σ0.2)，●表示延伸率(％)。
根据图7可确认，若Al含量高于0.3at％，则高温(523K)下的抗拉强度降低。因此，使Al含量低于0.35at％(优选为0.3at％以下)，能够将高温下的强度维持得高。
(挤压材的结晶组织)
实施了上述的挤压加工的挤压材的组织观察，通过SEM、EDS进行。其结果显示在图8～图12中。
另外，以与比较例同样的方法，制作Mg98.4－XZnXY1.5La0.1(其中，X＝0.25、0.5、1.0、1.5、2.0)的挤压材的试样，进行组织观察。其结果显示在图14中。
(蠕变试验)
对于上述的挤压材的试样进行蠕变试验。试样的合金成分是Mg96－ XZn2Y1.9La0.1AlX(其中，X＝0、0.05、0.15、0.25)。另外，以与比较例同样的方法制作Mg96Zn2Y2合金的挤压材的试样，进行蠕变试验。蠕变试验的条件为200℃，150MPa。这些结果显示在图13中。
＜第二实施例＞
(试样的制作)
第二实施例的试样的合金成分，如表1和表2所示。对于具有这些合金成分的镁合金的锭料，使用高频熔炉在大气气氛中熔炼，由这些锭料切割成的形状而制作铸造材。对于这些铸造材，以温度350℃，挤压比10，挤压速度2.5mm/秒的条件进行挤压加工。
(燃点的测量)
测量上述的铸造材的燃点。测量方法如下。
将铸造材的锭料用旋床加工成切屑形状后，将一定的尺寸的切屑0.5g放入电炉，在加热(100K/min)下测量燃点。
如此测量的结果显示在表1中。
根据表1和表2，通过含有Ca，能够提高镁合金的燃点。
[表1]
编号 合金成分 燃点(℃)
1 Mg95.7Zn2Gd2Ca0.3 868
2 Mg95.7Zn2Tb2Ca0.3 855
3 Mg95.9Zn2Gd2Ca0.1 833
4 Mg95.7Zn2Tb2Ca0.1 841
5 Mg95.45Zn2Gd2Al0.25Ca0.3 867
6 Mg95.45Zn2Tb2Al0.25Ca0.3 861
7 Mg95.6Zn2Gd2La0.1Ca0.3 834
8 Mg95.6Zn2Tb2La0.1Ca0.3 845
9 Mg95.6Zn2Gd2Ce0.1Ca0.3 855
10 Mg95.6Zn2Gd2Yb0.1Ca0.3 836
11 Mg95.6Zn2Gd2Nd0.1Ca0.3 851
12 Mg95.5Zn2Gd2Sm0.1La0.1Ca0.3 822
13 Mg95.5Zn2Tb2Yb0.1La0.1Ca0.3 825
14 Mg95.35Zn2Gd2Al0.25Ti0.1Ca0.3 863
15 Mg95.5Zn2Gd2Ce0.1Ti0.1Ca0.3 821
[表2]
编号 合金成分 燃点(℃)
1 Mg95.7Zn2Y2Ca0.3 832
2 Mg95.55Zn2Y1.9Al0.25Ca0.3 870
3 Mg95.7Zn2Y1.9Sm0.1Ca0.3 832
4 Mg95.7Zn2Y1.9Nd0.1Ca0.3 829
5 Mg95.7Zn2Y1.9La0.1Ca0.3 878
6 Mg95.7Zn2Y1.9Ce0.1Ca0.3 869
7 Mg95.7Zn2Y1.9Gd0.1Ca0.3 862
8 Mg95.6Zn2Y1.9Gd0.1Sm0.1Ca0.3 842
9 Mg95.6Zn2Y1.9La0.1Nd0.1Ca0.3 850
10 Mg95.6Zn2Y1.9Ce0.1Yb0.1Ca0.3 891
11 Mg95.45Zn2Y1.9La0.1Al0.25Ca0.3 936
12 Mg95.6Zn2Y1.9La0.1Al0.25Ca0.15 865
13 Mg95.3Zn2Y1.9La0.1Al0.25Ca0.45 906
14 Mg95.4Zn2Y1.9La0.1Nd0.1Zr0.2Ca0.3 853
15 Mg95.45Zn2Y1.9Gd0.1Al0.25Ca0.3 910

Claims (30)

1.一种阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化如下的阻燃镁合金，所述镁合金含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，
(式1)0.1≤a≤5.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5。
2.一种阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化如下的阻燃镁合金，所述镁合金含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，
(式1)0.1≤a≤3.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5。
3.根据权利要求1所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金，
(式1’)0.2≤a≤5.0
(式2’)0.5≤b≤5.0。
4.根据权利要求2所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金，
(式1’)0.2≤a≤3.0
(式2’)0.5≤b≤5.0。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，所述阻燃镁合金具有800℃以上的燃点。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，熔化所述阻燃镁合金时，在800℃以下的温度进行。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在熔化所述阻燃镁合金后，铸造已熔化的阻燃镁合金。
8.根据权利要求7所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，铸造所述阻燃镁合金时的冷却速度为1000K/秒以下。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，所述阻燃镁合金含有y原子％的Al，y满足下述(式5)，
(式5)0＜y≤0.5。
10.根据权利要求3、4和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0。
11.根据权利要求1、2和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0。
12.根据权利要求3、4和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0。
13.根据权利要求1、2和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0。
14.根据权利要求3、4和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.5≤b+c+d≤6.0。
15.根据权利要求1、2和9中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.25≤b+c+d≤6.0。
16.根据权利要求1至15中任一项所述的阻燃镁合金的制造方法，其特征在于，在所述阻燃镁合金中，含有合计高于0原子％并在2.5原子％以下的从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素。
17.一种阻燃镁合金，其特征在于，包含如下合金：含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，具备有着长周期层叠结构相的结晶组织，
(式1)0.1≤a≤5.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)0.5a－0.5≤b
(式4)0＜x≤0.5。
18.一种阻燃镁合金，其特征在于，包含如下合金：含有a原子％的Zn，含有合计b原子％的从Gd、Tb、Tm和Lu所构成的群中选择的至少一种元素，含有x原子％的Ca，余量由Mg构成，a、b和x满足下述(式1)～(式4)，具备有着长周期层叠结构相的结晶组织，
(式1)0.1≤a≤3.0
(式2)0.25≤b≤5.0
(式3)2a－3≤b
(式4)0＜x≤0.5。
19.根据权利要求17所述的阻燃镁合金，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金，
(式1’)0.2≤a≤5.0
(式2’)0.5≤b≤5.0。
20.根据权利要求18所述的阻燃镁合金，其特征在于，熔化所述a和b满足下述(式1’)、(式2’)的阻燃镁合金，
(式1’)0.2≤a≤3.0
(式2’)0.5≤b≤5.0。
21.根据权利要求17至20中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金具有800℃以上的燃点。
22.根据权利要求17至21中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金含有y原子％的Al，y满足下述(式5)，
(式5)0＜y≤0.5。
23.根据权利要求19、20和22中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中，含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0。
24.根据权利要求17、18和22中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金中，含有合计c原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤2.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0。
25.根据权利要求19、20和22中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.5≤b+c≤6.0。
26.根据权利要求17、18和22之中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，c满足下述(式6)和(式7)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0.25≤b+c≤6.0。
27.根据权利要求19、20和22之中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.5≤b+c+d≤6.0。
28.根据权利要求17、18和22之中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，在所述合金中，含有合计c原子％的从Yb、Sm和Nd所构成的群中选择的至少一种元素，并含有合计d原子％的从La、Ce、Pr、Eu和Mm所构成的群中选择的至少一种元素，c和d满足下述(式6)～(式8)，
(式6)0≤c≤3.0
(式7)0≤d≤2.0
(式8)0.25≤b+c+d≤6.0。
29.根据权利要求17至28中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金中含有合计高于0原子％并在2.5原子％以下的从Th、Si、Mn、Zr、Ti、Hf、Nb、Ag、Sr、Sc、B、C、Sn、Au、Ba、Ge、Bi、Ga、In、Ir、Li、Pd、Sb和V所构成的群中选择的至少一种元素，。
30.根据权利要求17至29中任一项所述的阻燃镁合金，其特征在于，所述合金是铸造物。
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