CN1317412C - 镁合金 - Google Patents

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Abstract

一种耐热镁合金，它包括作为主要成分的镁，以及其半径比镁原子大9-14%并且其在与镁构成的固溶体中最大浓度为2%质量比或更大的元素，该元素被以不超过能够在固溶体中与镁均匀混合的最大量的量混合，由此提高其晶粒的内部强度。或者，添加有含量为0.5-3.8%质量比的钆，从而除了钆之外的剩余部分由镁和不可避免的杂质构成。该镁合金用来抑制屈服应力的降低和蠕变变形，由其是在用在高温通常为200℃下时的初始蠕变变形。该镁合金可以用作车辆的结构材料，从而可以获得一种重量轻型且耐热的结构材料。

Description

镁合金
技术领域
本发明涉及镁合金。更具体地说，本发明涉及一种具有高耐热性和高蠕变强度的镁合金，它适用于在高温条件下使用的结构材料。
背景技术
近年来，出于对陆地环境的考虑，采用镁合金(下面被称为“镁材料”)作为构成车辆发动机、车架等的加强构件，以便提高例如车辆的燃料效率。
作为在用于结构材料中具有许多实际优良性能的材料，镁材料已经逐渐受到关注。更具体地说，镁是一种金属材料，它实际重量最轻(例如其比重大约为铝的2/3并且大约为铁的1/4)，比铁和镁更坚固且更刚硬，在众多实际金属材料中其在吸收震动(阻尼容量)方面的能力最高，非常耐击打，更不容易随着时间或随着温度变化而出现尺寸变化，并且容易循环利用。为此，镁材料特别适用于车辆的结构材料和便携式终端的外壳。
但是，在镁材料作为用在高温氛围中的车辆等的结构材料的情况中，尤其是，当该镁材料被用作构成发动机的部件(这些部件将暴露在大约200℃的高温下)时，例如螺栓的轴向(拧紧)力在用该螺栓紧固这些部件的位置中将不利地降低。
由于该部件或螺母的紧固表面的变形，所以在这种用螺栓紧固的部分中的螺栓的轴向力会出现降低，并且据信螺栓轴向力的降低尤其取决于该材料的蠕变强度。
因此，为了防止螺栓轴向力的降低，已经开发出各种具有改进的蠕变强度的镁材料(镁合金)。
例如，在本领域已知有，含有特定比例的铝、锌等并且通过添加硅、稀土金属、钙等形成的耐热镁合金。
但是，在上述普通的镁合金中，虽然可以在蠕变强度方面实现一些改进，但是难以阻止在将由镁合金构成的部件用在相对高温氛围的条件下螺栓轴向力降低，因此上述缺点似乎不能得到根本解决。
发明内容
本发明的一个目的在于提供一种具有高耐热性的镁合金，采用该镁合金即使当用在高温条件，优选为150℃，更优选为200℃下，螺栓的轴向力也不会降低，本发明还提供一种具有高蠕变强度的镁合金，该镁合金能够在例如设在车辆发动机等周围的结构材料部件用在高温条件，优选在150℃，更优选为200℃下时，防止螺栓轴向力降低。
附图说明
图1为用来说明用螺栓紧固的构件的示意图，该构件由镁材料制成；
图2为曲线图，显示出螺栓的轴向力和时间之间的关系，并且由镁材料制成的螺栓紧固构件暴露在高温条件下；
图3为曲线图，显示出蠕变延伸率和时间之间的关系，并且该镁材料暴露在高温条件下；
图4的图表显示相对于在与镁混合成固溶体的第一组分的原子半径和镁的原子半径之间的差异的合金硬度的增加量；
图5的图表显示出与镁混合成固溶体的第一组分的最大量和镁合金硬度增加量之间的关系；
图6的图表显示出与镁均匀混合成固溶体的第一组分的原子半径和镁的原子半径之间的差异百分比和能够与镁均匀混合成固溶体的第一组分的最大量之间的关系；
图7的图表显示出在与镁混合成固溶体的第二组分的试验确定的共晶点和稳态蠕变延伸率之间的关系；
图8的图表显示出在加入有作为第三组分的锆(Zr)的合金中的锆(Zr)含量和该合金的晶粒尺寸之间的关系；
图9的曲线图显示出到含有钇(Y)的镁的熔融金属开始燃烧所需要的时间和加入的钇(Y)量之间的关系。
本发明的实施模式
根据本发明的镁合金包括将在下面所述的镁合金的第一至第三模式。下面将对根据本发明的镁合金的第一至第三模式的组分进行详细说明。
根据本发明的镁合金的第一至第三模式是镁基合金，其中加入有预定量的各种组分。
<镁>
镁是本发明的第一至第三模式的基础金属元素。因此，现在将对用作结构材料的镁的特征进行说明。因此，当在下面说明书中说明作为结构材料的镁的总体性能时将采用术语“镁材料”。
如上所述，镁材料为实际最轻的金属，比铁和铝更坚固和刚硬，在众多实际金属材料中其在吸收震动(阻尼容量)方面的能力最高，非常耐击打，即使在高温氛围中也更不容易出现尺寸变化，并且容易循环利用。
但是，当该镁材料暴露在大约为200℃的高温氛围中时，该镁材料发生蠕变，例如由镁材料制成的螺栓紧固部件蠕变，并且螺栓的轴向力减小。
现在将参照显示螺栓的轴向力和时间之间关系的曲线图(图2)，对当由镁材料制成的螺栓紧固部件(图1)暴露在高温氛围中时螺栓的轴向力的变化进行说明。
当螺栓紧固部件暴露在高温氛围中时，该螺栓的轴向力上升，然后在相对短暂的时间内急剧下降，并且随后逐渐降低。推测该现象可归因于以下几个原因。
紧接着在将螺栓固定在由镁材料制成的部件上之后，施加在该镁材料的紧固表面和螺母上的应力不会超过其屈服应力，并且因此该镁材料不发生蠕变。因此，该螺栓的轴向力保持在足够的水平上(在图2中的范围a)。
当由镁材料制成的该螺栓紧固部件暴露在高温氛围中时，施加在镁材料的紧固表面和螺母上的应力增加，同时该镁材料的强度由于温度的增加而降低。
紧接着在所述螺栓紧固部件暴露在高温氛围中之后，由于在该镁材料和螺栓材料(图1：刚材料)之间的热膨胀量的差异而产生的“热应力”使得该螺栓的轴向力增加(在图2中的范围b)。
之后，当施加在由镁材料制成的紧固表面和螺母上的应力超过该镁材料的强度时，该镁材料发生永久的变形(蠕变)并且该螺栓的轴向力降低(在图2中的范围c)。
该螺栓轴向力的降低一直持续到施加在该镁材料上的应力到达该镁材料在那个温度下的屈服应力或所能够承受的最大强度水平。
当施加在该镁材料上的应力达到该镁材料在那个温度下的屈服应力时，该螺栓的轴向力看起来似乎被阻止急剧降低，但是之后在较低应力下出现的稳态蠕变变形使得该螺栓的轴向力继续相对缓慢地降低。(在图2中的范围d)。
下面，将参照显示出镁材料在高温氛围中的蠕变延伸率和时间之间的关系的曲线图(图3)对镁材料的蠕变变形过程进行说明。
当其上施加有特定应力水平的镁材料暴露在高温氛围中时，蠕变(伸长)在相对较短的时间内(在图3中的范围a)出现。这种蠕变在后面将被称为“初始蠕变变形”。之后，相对缓慢的蠕变(伸长)随着时间的延续而继续(在图3中的范围b)。这种缓慢蠕变在后面将被称为“稳态蠕变变形”。
随后，将对在拉伸试验或蠕变试验中所观察到的变形产生的机理进行说明。
金属镁是一种多晶体，它由镁晶粒聚集体构成。晶界存在于各个晶粒之间。
由于在拉伸试验或蠕变试验的短时间范围内在镁的各个晶粒中观察到变形，所以可以假定屈服应力和初始蠕变变形受晶粒强度的影响。
另一方面，由于在蠕变试验的长时间范围内，在镁的晶界中观察到变形，并且之外还产生非常小的孔，所以可以假定该稳态蠕变变形受到晶界强度的影响。
在这些晶粒中，存在有规则地三维排布的镁原子。镁原子的这种规则排布在外力的作用下很容易变形。原则上，该变形主要是由于原子的错位造成的。
另一方面，晶界是在制造(铸造)过程中在最后形成的部分，并且除了镁和/或结合于该金属镁的组分中的化合物之外的元素容易分布在其中。其排布包括镁原子和镁以外的元素的这些晶界，受到由原子缺位而产生的晶格缺陷的损害。在高温条件下，原子之间的内聚力由于热振动的增加而降低。因此，在晶界中的这些原子变得容易更频繁地移动到相邻晶格缺陷部分中。该现象被称为扩散。随着该扩散继续，晶界出现变形。
总之，在由镁材料制成的螺栓紧固部件中的螺栓轴向力的降低可以解释如下。紧接着在使该螺栓固定镁部件暴露在高温条件下之后，所显示出的该螺栓轴向力的急速降低是由于屈服应力降低和受这些晶粒的内部强度影响的初始蠕变变形导致的，而随后该螺栓轴向力的逐渐降低是由于受这些晶界强度影响的稳态蠕变变形而导致的。
因此，为了抑制用在高温条件下的由镁材料制成的螺栓紧固部件中的螺栓轴向力的降低，应该设法改善屈服应力并且阻止初始蠕变变形以及阻止稳态蠕变变形，因为只设法阻止蠕变变形，尤其是只设法阻止稳态蠕变变形，正如在传统方案中用来研制耐热合金的做法，不能防止螺栓的轴向力降低。
为了改善屈服应力并且阻止初始蠕变变形，必须阻止在镁的各个晶粒中的变形，而为了阻止稳态蠕变变形，则必须抑制在晶界中的扩散。
[第一模式]
下面将对针对根据本发明的镁合金的第一模式的要求进行说明。根据本发明的镁合金的第一模式其特征在于，具有一种其量不超过如上所述可以与镁均匀混合在固溶体中的最大量的元素(在下面被称为“第一组分”)，该第一组分其半径比镁原子大9-14％，并且在固溶体中的最大浓度为2％质量比或更大，以便防止屈服应力在高温条件下降低以及由于初始蠕变(在图2中的范围a)而产生的变形。
<第一组分：一种其半径比镁原子大9-14％的元素，并且其在与镁混合的固溶体中的最大浓度为2％质量比或更大>
在本发明的镁合金的第一模式中，与镁均匀混合成固溶体的第一组分的原子部分代替了在这些晶粒中的镁原子以形成一种置换固溶体，因此在晶体中出现了微观点阵畸变。然后，该微观点阵畸变用来抑制在镁暴露在高温环境中时会出现的在镁晶粒中的变形。因此，由这些晶粒的内部强度决定的屈服应力或拉伸强度可以得到改善，并且可以阻止初始蠕变变形。
本发明人和他们的同事在试验上验证发现，如果与镁均匀混合成固溶体的第一组分的原子半径超出比镁原子半径大9-14％的范围，则不能充分实现提高镁合金的屈服应力的效果。
这是因为当与镁均匀混合成固溶体的第一组分的原子半径小于比镁原子大9％的尺寸时，所获得的置换固溶体点阵畸变的减小会减轻抑制晶粒中变形的效果。
其另一个原因如下。当均匀混合成固溶体的第一组分的原子半径超过比镁原子大14％的尺寸时，所获得的置换固溶体的点阵畸变足够大，但是与镁混合的第一组分的量太少，从而不容易形成固溶体。
另外，如果将其原子半径小于镁的元素与镁均匀混合成一种固溶体，则不能充分实现所期望的提高屈服应力的效果。这是基于与在如上所述该元素的原子半径小于比镁原子大9％的尺寸的情况中一样的原因。
实际上，当原子半径小于镁原子半径的元素与镁均匀混合成一种固溶体以形成合金时，该合金的强度由于受热而显著降低，并且抑制晶粒中变形的效果受到限制。
图4显示出合金硬度的增加相对于在与镁均匀混合成固溶体的第一元素的试验获得的原子半径和镁的原子半径之间的差异百分比之间的关系。
从图4中可以看出，原子半径比镁原子半径大11.3％的钆(Gd)显示出硬度增加65.5；此外，原子半径大13.8％的钇(Y)显示出增加54.1；原子半径大13.8％的钕(Nd)显示出增加39.2；并且其原子半径大11.9％的钐(Sm)显示出增加33.8。
在原子半径小于比镁原子半径大9％的尺寸的普通元素中，原子半径大-3.1％的铋(Bi)显示出硬度增加23.9。
如上所述，如果第一组分的原子半径落入在比镁原子半径大9-14％的范围内，则可以实现需要的硬度增加。
另外，如果可以与镁均匀混合成固溶体的第一组分的最大量不超过2％质量比，则不能实现提高屈服应力的效果。
这是因为可以与镁均匀混合成固溶体的第一组分的最大量如此少，从而替代镁原子的第一组分原子的比例(形成置换固溶体的比率)低。
图5显示出与镁均匀混合成固溶体的第一组分的试验获得的最大量与这些合金的硬度增加之间的关系。
从图5中可以看出，能够与镁原子均匀混合成固溶体的最大量为3.82％质量比的钆(Gd)显示出硬度增加65.5；此外，能够形成固溶体的最大量为2.20％质量比的钇(Y)显示出增加54.1；能够形成固溶体的最大量为0.12％质量比的钕(Nd)显示出增加39.2；并且能够形成固溶体的最大量为0.39％质量比的钐(Sm)显示出增加33.8。
另一方面，在本发明范围之外的其他元素中，例如能够形成固溶体的最大量为3.31％质量比的铅(Pb)、能够形成固溶体的最大量为3.32％质量比的铝(Al)分别显示出增加23.9和19.5；不能实现与稀土元素相当的增加。能够形成固溶体的最大量不超过2.0％质量比的锡(Sn)和镓(Ga)显示出相同的结果。
从上面可以清楚地看出，如果能够与镁原子均匀混合成固溶体的第一元素的最大量等于或大于2％质量比的话，则可以实现令人满意的硬度增加。
由于上述原因，与镁均匀混合成固溶体的优选第一组分可以包括钬(Ho)、镝(Dy)、铽(Tb)、钆(Gd)、钇(Y)等，其原子半径比镁原子半径大9-14％，并且能够与镁构成固溶体的最大量等于或大于2％质量比。
图6的图表显示出与镁均匀混合成固溶体的第一组分的原子半径和镁原子半径之间的百分比差异，和能够与镁均匀混合成固溶体的第一组分的最大量之间的关系。在图6中所示的数值也是由试验获得的数值。
从上面讨论中可以清楚地看出，使用原子半径比镁原子半径大9-14％并且其能够与镁构成固溶体的最大量等于或大于2％质量比的稀土元素，将产生令人满意的结果。
更具体地说，除了上述第一组分之外，例如可以添加镥(Lu)、铒(Er)、铥(Tm)和这种稀土元素，以生产出具有优良硬度的合金。
镁合金的传统制备方法在许多情况中采用了铝(Al)或锌(Zn)作为添加元素。但是，其原子半径小于镁原子半径，因此它们的使用不能产生出在高温环境中显示出优选硬度的合金。
因此，将超出上述范围(即其原子半径比镁原子半径大9-14％；能够与镁构成固溶体的最大量等于或大于2％质量比)的这些元素与镁混合，对于形成镁合金的当前模式不是优选的。
因此，如上所述要理解的是，当该第一组分将与镁均匀混合成固溶体时，所添加的第一组分其量的上限是能够与镁构成固溶体的该元素的最大量。该数量的下限没有具体限制，只要该量足以实现本发明的目的。因此，所要添加的第一组分的量可以适当考虑所要生产的镁合金的成本等来确定。
为了更具体地说明，例如假定选择钆(Ga)作为添加的元素，如将在下面所述，其所要添加的量大约优选为0.5-3.8％质量比、更优选为1.0-3.5％质量比。
<第二组分>
在本发明镁合金的第一模式中，除了上述第一组分之外，如将在下面所述，还可以添加其与镁的混合物具有540℃或更高的共晶点的一种元素(下面被称为“第二组分”)，以阻止稳态蠕变。
第二组分的可用元素是其与镁的混合物具有540℃或更高的共晶点，并且其熔点低于镁的元素。优选的，例如可以加入镧(La)、铈(Ce)、钕(Nd)或其他稀土元素或者锡(Sn)、钡(Ba)等。
更具体地说，当加入满足以上条件的第二组分时，该第二组分与镁原子形成共晶化合物，并且这些共晶化合物扩散进构成镁的各个晶粒之间的界面或晶界中。由于如上形成的这些共晶化合物在高温下是稳定的，即使在高温条件下也能有效抑制在晶界中的原子的扩散，并且因此可以阻止镁合金的稳态蠕变。
因此，如果该第二组分与镁的混合物的共晶点低于540℃，则该稳态蠕变伸长将不利地变得更大。这是因为，在高温条件下在该共晶化合物中更容易出现原子的扩散，因此在高温下不能阻止在晶界中的变形。
图7显示出与镁混合成固溶体的第二组分的试验确定的共晶点和其稳态蠕变伸长之间的关系。
从图7中可以看出，其与镁的混合物具有540℃或更高的共晶点的钆(Gd)、铈(Ce)等显示出最小化的的稳态蠕变延伸率(％)。
因此，用于本发明的第二组分优选是其与镁的混合物具有540℃或更高的共晶点并且具有低于镁的熔点的元素。
阻止稳态蠕变变形的效果由形成该化合物的温度即共晶点决定；该效果随温度而增强。因此，在上述镧系元素中的元素以其效果按下面次序降低：镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、铕(Eu)、钕(Nd)，和钐(Sm)。
对于所要添加的第二组分的量而言，如果所添加的第二组分的比率小于1％质量比，则所产生的共晶化合物的量将减小，因此不能抑制在晶界中发生的原子扩散，从而不能充分实现由添加第二元素而期望的目的和优点。如果所添加的第二组分的比率为15％质量比或更大，则所产生的共晶点化合物的数量将变得太大，因此该镁合金的延伸能力将被不利地显著降低。
应用于结构材料的镁材料需要在高温下具有足够的强度，即拉伸强度、屈服应力和蠕变强度，但是只是出于对在高温下强度的考虑而制定的这种安排在一些情况中将难以实现。在强度和延伸率之间的平衡才是关键。对于适当的延伸率水平而言要理解的是，结构材料尤其是用于车辆发动机的结构材料需要具有大约为2.0％或更大的延伸率百分比。因此，在高温下的足够强度和足够的延伸率水平都应该要确保。
因此，根据本发明所要添加的第二组分的量落入在以下范围内：优选为1-15％质量比，并且更优选为3-8％质量比。
<第三组分>
而且，根据本发明的镁合金的第一模式，除了上述第一组分和第二组分之外，还可以包含选自锆(Zr)、锶(Sr)和锰(Mn)的一种或多种元素(下面被称为“第三组分”)，其含量小于1％质量比。
将少量的上述元素添加到这些镁合金中，使得镁晶体的晶粒尺寸更小。
镁合金的每个晶体的晶粒尺寸在很大程度上取决于总体固化速率，并且这些晶体的晶粒尺寸越小，则屈服应力将越大。
在较厚部分中，固化进行得较慢；因此这些晶体得晶粒尺寸将变得更大并且其强度将变得更低。
采用该第三组分，即使在其中固化进行得较慢的较厚部分中，也可以使这些晶体的晶粒尺寸非常小，和在其中固化进行得更快的较薄部分中所能获得的尺寸一样小。而且，晶界中的化合物均匀地扩散，并且因此在高温条件下每个部分中的强度变化可以落入在充分窄的范围内。
在图8中显示出加入作为第三组分的锆(Zr)的合金中的锆(Zr)含量与该合金的晶粒尺寸之间关系。换句话说，该曲线图显示出晶粒尺寸随着根据本发明添加在该镁合金中的锆(Zr)量的变化，所述锆含量在0.0-1.2％质量比的范围内。
如在图8中所示，随着锆(Zr)的加入量增加，晶体的晶粒尺寸降低。当加入超过0.8％质量比的锆(Zr)时，添加锆(Zr)显示出其最大效果。由于锆(Zr)与镁反应从而形成包析体，并且在固化时，锆(Zr)变成镁晶体的固化核，该晶粒变小。
当所添加的该第三组分的量为1％质量比或更大时，在晶粒或晶界中产生大量相对脆的化合物。这些相对脆的化合物会导致脆断；因此，在晶粒或晶界中产生的大量相对脆的化合物将使镁合金的延伸能力显著下降，并且降低这些镁合金的强度。
要理解的是，当使用锶(Sr)或锰(Mn)时，也可以实现添加第三组分的效果。
因此，在根据本发明的镁合金的第一模式中该第三组分的添加量优选低于1％质量比，并且更优选范围为0.5-0.8％质量比。
该第三组分不必与第一和第三组分结合使用，而是可以只与第一组分使用。
在该情况中，由镁、第一组分和第三组分构成的镁合金可以用来有效地实现屈服应力的提高；并且通过形成置换固溶体和小尺寸晶粒，阻止在高温环境下出现初始蠕变变形。
如上所述，根据本发明的镁合金的第一模式在高温条件下显示了高屈服应力和高蠕变强度，因此可以用于用在高温条件下的结构材料，例如用于车辆的结构材料，尤其是那些适用于汽缸体、汽缸盖、进气歧管、气缸盖罩、链条箱、机油盘、变速器壳体、ECU架以及其它安装在车辆发动机周围的结构件的结构材料。
[第二模式]
下面将对本发明镁合金的第二模式的要求进行说明。镁合金的这个第二模式其特征在于，在作为主要成分的上述镁中的钆(Gd)含量为0.5-3.8％质量比，即剩余部分由镁和不可避免的杂质构成。
<第一组分：Gd>
镁合金的这个第二模式具有0.5-3.8％质量比的作为第一组分的钆，它在固溶体中与镁均匀混合，用来防止在高温条件下屈服应力降低以及由于初始蠕变(在图3中的范围a)而产生的变形。
在这种组成的镁合金的第二模式中，均匀混合成固溶体的第一组分的原子代替了在晶粒中的一些镁原子以形成置换固溶体，并且因此在这些晶体中产生微观点阵畸变。然后，该微观点阵畸变用来抑制在该镁暴露在高温环境中时会出现的在镁晶粒中的变形。因此，由这些晶粒的内部强度决定的屈服应力和拉伸强度可以得到改善，并且可以阻止初始蠕变变形。
选择钆作为镁合金第二模式的第一组分的原因是，钆的原子半径大于镁原子半径，并且在与镁混合时形成固溶体所允许的钆的最大量更大，因此抑制变形的效果比其它元素更高。
由于钆在与镁混合时形成固溶体，所以即使添加了比形成固溶体所允许的钆的最大量更多的钆，多余量的钆也不会与镁均匀混合成固溶体。因此，在本发明中，钆含量的上限为3.8％质量比，即为用来形成固溶体允许的钆的最大量。
用来混合成固溶体的钆含量的下限没有限制到具体值，只要可以实现本发明的目的就可以。该量可以适当考虑镁合金的制造成本等来确定。
因此，在根据本发明的镁合金第二模式中的钆含量大约优选为0.5-3.8％质量比，并且更优选为1.0-3.5％质量比。
<第二组分>
根据本发明的镁合金第二模式，除了作为上述第一组分的钆之外，还可以包括选自在元素周期表中的镧系元素中的镧至铕中的一种或多种元素(在下面被称为“第二组分”)，其含量范围为1-15％质量比，以阻止稳态蠕变变形。
优选可以添加的第二组分包括镧(La)、铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钷(Pm)和钐(Sm)等。
更具体地说，当加入满足以上条件的第二组分时，该第二组分与镁原子结合形成共晶化合物，并且这些共晶化合物扩散进晶界中。由于如此形成的共晶化合物在高温下是稳定的，所以即使在高温条件下也能有效抑制在晶界中的原子扩散，并且因此可以阻止镁合金的稳态蠕变。
阻止稳态蠕变形变的效果随化合物形成的温度，即共晶点而提高；该效果随温度而增强。在上述镧系元素中，该效果似乎按下述顺序增强：镧、铈、镨、铕、钕和钐。
具体地说，由于可以与镁原子均匀混合成固溶体的，属于上述镧系元素的这些元素的最大量较小，所以即使加入少量这些元素，也可以在晶界中形成共晶化合物。
阻止稳态蠕变变形的效果由形成该化合物的温度即共晶点决定；该共晶点越高，则该效果越强：因此，在上述镧系元素中的元素其效果可以按下面次序降低：镧、铈、镨、铕、钕和钐。
因此，如果所添加的第二组分的比率小于1％质量比，则所产生的共晶化合物的量将减小，因此不能抑制在这些晶界中发生原子扩散，从而不能充分实现由于添加第二元素而期望的目的和优点。
而且，如果所添加的第二组分的比率为15％质量比或更大，则所产生的共晶化合物的数量将变得太大，因此该镁合金的延伸能力将被不利地显著降低。
应用在结构材料上的镁材料需要在高温下具有足够的强度即拉伸强度、屈服应力和蠕变强度，但是只是出于对在高温下强度的考虑而制定的这种安排在一些情况中将难以实现。在强度和延伸率之间的平衡才是关键。对于足够水平的延伸率而言要理解的是，结构材料尤其是用于车辆发动机的结构材料需要具有大约为2.0％或更大的延伸率百分比。因此，在高温下的足够强度和足够的延伸率水平都应该要确保。
因此，根据本发明所要添加的第二组分的量落入在以下范围内：优选为1-15％质量比，并且更优选为3-8％质量比。
因此，由镁、第一组分和第二组分构成的镁合金的第二模式，由于共晶化合物而能够抑制稳态蠕变变形，并且由于上述置换固溶体的形成而能够改善屈服应力并且抑制初始蠕变变形，因此能够有效提高镁合金在高温环境下的屈服应力和蠕变强度。
<第三组分>
而且，如在第一模式中，上述镁合金的第二模式除了上述第一组分和第二组分之外，还可以包含选自锆、锶和锰(下面被称为“第三组分”)的一种或多种元素，如在第一模式中其含量小于1％质量比。
由这些元素实现的功能与在第一模式中讨论的相同，因此在这里将省略其说明。
采用该第三组分，即使在其中固化进行得较慢的部分中，也可以使这些晶体的晶粒尺寸非常小，和在其中固化进行得更快的较薄部分中所能获得的尺寸一样小。而且，在晶界中的化合物均匀地扩散，并且因此在高温条件下每个部分中的强度变化可以落入在足够窄的范围内。
在图8中显示出加入作为第三组分的锆(Zr)的合金中的Zr含量与该合金的晶粒尺寸之间关系。换句话说，图8显示出晶粒尺寸随着根据本发明添加在该镁合金中的锆(Zr)加入量的变化，所述锆含量在0.0-1.2％质量比的范围内。如图8中所示，随着Zr的加入量增加，晶体的晶粒尺寸降低。当加入超过0.8％质量比的Zr时，添加Zr的效果显示出其最大。
因此，当所添加的该第三组分的量为1％质量比或更大时，在晶粒或晶界中产生大量相对脆的化合物。因此，这些相对脆的化合物会使镁合金的延伸能力显著降低，并且使这些镁合金的强度降低。
因此，在根据本发明的镁合金的第二模式中该第三组分的添加量优选低于1％质量比，并且更优选的范围为0.5-0.8％质量比。
该第三组分不必与第一和第二组分结合使用，而是可以只与第一组分使用。
在该情况中，由镁、第一组分和第三组分构成的镁合金可以用来有效地实现屈服应力的提高，并且通过形成置换固溶体和小尺寸晶粒来阻止在高温环境下的初始蠕变变形。
如上所述，根据本发明的镁合金的第二模式在高温条件下具有高屈服应力和高蠕变强度，因此可以用于用在高温条件下的结构材料，例如用于车辆的结构材料，尤其是那些适用于汽缸体、汽缸盖、进气歧管、气缸盖罩、链条箱、机油盘、变速器壳体、ECU架以及安装在车辆发动机周围的结构件的结构材料。
[第三模式]
下面将对根据本发明镁合金的第三模式的要求进行说明。镁合金的这个第三模式其特征在于，在作为主要成分的镁中其铈含量为2.0-10.0％、锡含量为1.4-7.0％质量比，即剩余部分由镁和不可避免的杂质构成。
<第一组分：Ce+Sn>
镁合金的该第三模式除了作为主要成分的镁之外，还包含含量为2.0-10.0％质量比优选为4.0-6.0％质量比的铈(Ce)，以及含量为1.4-7.0％质量比优选为3.5-6.5％质量比的锡(Sn)(在下面被称为“第一组分”)以便阻止稳态蠕变。因此，镁合金的这个第三模式设计用来利用以规定量添加的这两种元素铈(Ce)和锡(Sn)的协同效果，来阻止在所要制备的镁合金中的稳态蠕变。
因此，当将铈和锡添加到镁中时，形成了镁、铈和锡的三元系的针状共晶化合物。这样形成的共晶化合物扩散到构成镁的各个晶粒之间的界面或晶界中。因此，在高温下稳定的这些共晶化合物用来抑制在高温环境下会出现的扩散，并且针状化合物固有的抑制能力用来抑制一个晶粒相对于另一个晶粒的滑移，由此抑制这些镁合金的蠕变变形。
如果所添加的铈(Ce)量低于2.0％质量比，或者如果所添加的锡(Sn)量低于1.4％质量比，则可以形成的共晶化合物的量将不足，因此不能充分抑制稳态蠕变变形。
相反，如果所添加的铈(Ce)量大于10.0％质量比，或者如果所添加的锡(Sn)量大于7.0％质量比，则形成的共晶化合物的量将太多，因此将显著降低这些镁合金的延伸能力。
因此，上述范围之外的分别添加到镁合金中的铈(Ce)和/或锡(Sn)的量将不利地阻止所得到的镁合金充分实现高蠕变强度。
所添加的铈(Ce)和锡(Sn)的量之间的质量比优选为0.6-1.4，并且更优选为1.0-1.2(铈-锡比，Ce/Sn)。
如果该质量比(铈-锡比，Ce/Sn)小于0.6，则除了具有镁、铈和锡的三元系的共晶化合物，在这些晶界中形成的Mg-Sn化合物和/或单相锡(Sn)的百分比将增加。
在这两种成分中，具体地说，单相锡(Sn)具有低熔点，因此镁合金的蠕变强度趋于随着在这些晶界中所包含的单相锡(Sn)的百分比的增加而降低。
如果该质量比(铈-锡比，Ce/Sn)大于1.4，则除了具有镁、铈和锡的三元系的共晶化合物，在这些晶界中形成的Mg-Ce化合物的百分比将增加。
Mg-Ce化合物在150℃或更高温度下其稳定性低于Mg-Ce-Sn三元化合物，因此镁合金的蠕变强度趋于随着在这些晶界中所包含的Mg-Ce化合物的百分比的增加而降低。
因此，所添加的铈(Ce)和锡(Sn)的量之间的比值优选落入在上述范围内。
<第二组分>
而且，根据本发明的镁合金第三模式，除了上述第一组分之外，还可以包括选自锆(Zr)、锶(Sr)和锰(Mn)(下面被称为“第二组分”)的一种或多种元素，其含量小于1％质量比。
将少量上述元素添加在镁合金，从而使得镁合金的晶粒尺寸更小。
如上所述，镁合金的每个晶体的晶粒尺寸在很大程度上取决于总体固化速率，并且这些晶体的晶粒尺寸越小，则屈服应力将越大。
在镁合金的较厚部分中，固化进行得较慢；因此这些晶体的晶粒尺寸将变得更大，并且其强度将变得更低。
采用该第二组分，即使在其中固化进行相对较慢的较厚部分中，也可以使这些晶体的晶粒尺寸非常小，和在其中固化进行得更快的较薄部分中所能获得的尺寸一样小。而且，在晶界中的化合物均匀地扩散，并且因此在高温条件下每个部分中的强度变化可以落入在足够窄的范围内。
在图8中显示出加入作为第二组分的锆(Zr)的合金中的锆(Zr)含量与该合金的晶粒尺寸之间关系。换句话说，图8显示出晶粒尺寸随着根据本发明添加在该镁合金第三模式中的锆(Zr)量的变化，所述锆含量在0.0-1.2％质量比的范围内。如图8中所示，随着锆(Zr)的加入量增加，晶体的晶粒尺寸降低。当加入超过0.8％质量比的锆(Zr)时，添加锆(Zr)的效果显示出其最大。
当所添加的该第二组分的量为1％质量比或更大时，在晶粒或晶界中产生大量相对脆的化合物。因此，在晶粒或晶界中产生的大量相对脆的化合物将使镁合金的延伸能力显著下降，并且降低这些镁合金的强度。要理解的是，当使用锶(Sr)或锰(Mn)时，也可以实现添加第二组分的效果。
因此，在根据本发明的第二组分的添加量优选低于1％质量比，并且更优选为0.5-0.8％质量比。
因此，由第一组分和第二组分以及镁构成的镁合金，由于小尺寸晶粒的形成可以抑制初始蠕变变形，并且由于共晶化合物的形成能够抑制稳态蠕变，因此可以有效提高镁合金在高温环境下的拉伸强度和屈服应力。
如上所述，根据本发明的镁合金的第三模式在高温条件下显示出高蠕变强度，因此可以用于用在高温条件下的结构材料，例如用于车辆的结构材料，尤其是那些适用于汽缸体、汽缸盖、进气岐管、气缸盖罩、链条箱、机油盘、变速器壳体、ECU架以及安装在车辆发动机周围的结构件的结构材料。
如上所述根据本发明的镁合金的第一至第三模式，例如可以通过如将在下面所描述的铸造工艺制成。也就是说，将添加有特定量钇(Y)的镁或镁合金熔融；然后在通过熔融步骤获得的镁或镁合金的熔融金属的顶面处，形成由钇(Y)制成的氧化物膜，这使得它能够铸造出根据本发明的镁合金，同时防止镁或镁合金的氧化和燃烧。
因此，该镁由作为主要成分的镁和不可避免的杂质组成；该镁合金由作为主要成分的镁、添加元素和不可避免的杂质组成。这些添加元素是，适当地根据这些镁合金的所期望性能而添加到镁中的金属元素。添加元素是熟知的，例如包括铝。
根据本发明的镁合金的上述铸造工艺设计用于这种镁和镁合金。
之后，这种镁和镁合金必要时将一般被称为“镁材料”。
<熔融的镁材料>
通常，当要用镁材料形成一部件时，首先将该镁材料熔融成熔融材料。然后将该熔融的镁材料浇注进模具中，并且使之在该模具中冷却和固化，从而用镁材料形成了该部件。
一般来说，熔融镁材料的特征包括：在与大气中的氧接触时，出现燃烧并伴随着耀眼的光，从而形成氧化镁(MgO)白色粉末；并且在与受热的氧化铁接触时，出现剧烈反应，从而还原了氧化铁同时生成单质铁，由此形成氧化镁(MgO)。因此，在处理熔融的镁材料中应该注意避免不期望出现的氧化和燃烧，尤其要避免与氧气接触。
(钇(Y))
在根据本发明的镁或镁合金的铸造工艺中，为了防止在铸造期间会由大气中的氧引起的熔融镁材料的氧化和燃烧，将含量为0.002％质量比或更大优选为0.002-1.0％质量比，更优选为0.002-0.3％质量比的钇(Y)添加到镁材料中。
之后，当添加有钇(Y)的该镁材料开始熔融时，在熔融镁材料的顶面处形成一层包含钇(Y)的致密氧化物膜。该氧化物膜用来使熔融镁材料保持不与大气中的氧接触，因此防止了该熔融材料的氧化和燃烧。
要理解的是，钇(Y)的最小添加量是由试验获得的数值。下面将参照图9，对将钇(Y)的添加量确定在上述范围内的原因进行说明。
图9的曲线图显示出直到含有钇(Y)的镁的熔融金属开始燃烧所需要的时间和所添加的钇(Y)的量之间的关系，其中添加有钇(Y)的镁的熔融金属暴露在含氧的环境中。
在图9中，当钇(Y)的添加量小于0.002％质量比时，将添加有钇(Y)的镁熔融金属暴露在含有氧的环境中，会在非常短的时间内引起含有钇的镁熔融金属开始燃烧。这是因为包含钇(Y)的致密氧化物膜在镁熔融金属顶面上形成的较少。
已经显示出，如果钇(Y)的添加量大于0.002％质量比，则出现抑制燃烧的效果并且随着添加量而逐渐增加。
当钇(Y)的添加量为0.005％质量比时，含有钇(Y)的镁熔融金属在将该合金放进含氧环境中之后经过三分钟才燃烧。
随后，同样抑制燃烧的时间随着钇(Y)的添加量的增加而逐渐变长；当加入的(Y)量大于0.01％质量比时，即使当该镁熔融金属暴露在含氧环境中五分钟，该镁熔融金属也来出现燃烧。
如上所述，在图9中所示的试验结果表明，添加到镁中的钇(Y)量的下限为0.002％质量比。
因此，在可以用来制造根据本发明镁合金的铸造工艺中，如果添加到镁材料中的钇(Y)为0.002％质量比或更多，则可以实现本发明的目的。
因此，由于钇(Y)是一种相对昂贵的元素，所以添加更多量的钇(Y)将会损害成本效率。而且，添加过多量钇(Y)可能使得钇(Y)与镁形成合金。由于这些和其它原因，在镁材料的铸造工艺中钇(Y)的添加量优选为，以抑制镁的熔融金属的氧化和燃烧所需要的最小量，用来在镁材料的熔融金属上表面上形成氧化物膜。
因此添加到镁材料中的钇(Y)量的上限可以适当根据所要制造的镁合金的成本，或将镁熔融金属浇注进模具中的可操作性来确定，并且0.3％质量比(形成厚度大约为0.05mm的氧化物膜)是其中可以充分实现所期望的效果，而不损害可操作性的量。
根据如上所述的镁或镁合金的铸造工艺，在镁或镁合金的熔融金属顶面上形成含有钇(Y)的氧化物膜，因此将镁或镁合金的熔融金属与含在空气中的氧隔离开。因此，可以防止镁或镁合金的熔融金属的氧化和燃烧。
即使在该镁材料熔融金属的温度较高例如700℃或更高时，也能够适当地实现添加钇(Y)的效果，并且即使将添加有钇(Y)的镁材料熔融金属长时间保持在高温条件下，如在传统阻燃方法中所使用的铍或钙的情况，在镁材料熔融金属中存在的元素量也不会随着时间减少。
而且，当镁材料是由添加有钇(Y)的镁材料熔融金属铸造而成的时，钇(Y)的每个晶体结构(颗粒)的晶粒尺寸不会变得粗。换句话说，由铸造工艺得到的镁材料的每个晶体结构(颗粒)的晶粒尺寸被限制的小，因此可以获得具有高耐热性的镁材料。
另外，使用添加有钇(Y)的镁材料熔融金属使得该镁材料熔融金属容易分离。因此，当将该镁材料熔融金属浇注进模具中时，可以防止镁材料熔融金属附着在铸勺上与，这与没有添加钇(Y)的镁合金熔融金属不一样。
另外，当在形成铸件之后，使铸件与模具分离时更容易进行脱模；因此可以实现良好的可操作性。
含有钇(Y)的氧化物膜的特殊性能可以产生以下特性，例如适当的润湿特性、表面张力等。
本发明人和他们的同事采用如上所述的根据本发明的镁合金的铸造工艺，并且如将在下面所述。实际上进行镁合金的铸造。
在保护气体(氩(Ar)+5％六氟化硫(SF6))氛围中，在小型熔炼炉(10kg)中将加入有0.028％质量比的钇的纯镁，以及作为对比实施例的没有添加钇(Y)的纯镁分别进行加热，直到每个都在700℃下熔融。
在由锅炉钢制成的熔化锅中进行镁的熔融，所述熔化锅的内部经过渗铝处理。该锅的尺寸为内径150mm，深度200mm，并且熔融金属与外界气体接触的表面积为177cm2。形成在镁材料熔融金属表面上的氧化物膜的厚度大约为0.05mm。
在将熔融金属保持在700℃下五分钟之后，停止保护气体，并且除去锅盖，并且观察熔融金属表面的变化。
即使从保护气体停止已经经过了五分钟，已经添加有钇(Y)的纯镁熔融金属也没有燃烧。
另一方面，没有添加任何钇(Y)的纯镁熔融金属在保护气体停止之后大约10分钟开始燃烧，并且在该纯镁熔融金属的表面上可以看到由于燃烧产生的黑色颗粒状氧化物。
为了将添加有钇(Y)的纯镁铸造船形模制件，将镁熔融金属浇注进该模具中。在浇注操作期间，镁熔融金属不会附着在锅或铸勺上，因此可以有效地进行该浇注操作。
如上所述，本发明用来通过将预定量钇(Y)添加到镁或镁合金中，来防止镁或镁合金熔融金属燃烧。
这里，采用用上述实施例中的熔化锅(内径为150mm，深度为200mm并且熔融金属与外界空气接触的表面积为177cm2)，形成在镁熔融金属表面上的氧化物膜厚度，在钇的添加量为0.3％质量比时为0.05mm，并且当钇的添加量为1.0％质量比时为0.2mm。
更具体地说，加入的钇量(Y)越大，则形成在镁熔融金属表面上的氧化物膜越稳定。但是，已经显示出，如果氧化物膜太厚，则在将镁熔融金属浇注进模具中的可操作性将会降低，并且鉴于可操作性，该氧化物膜的厚度应该优选小于0.05mm。
因此，为了防止镁熔融金属由于与外界气体接触而燃烧，形成在镁熔融金属表面上的氧化物膜的厚度小于0.2mm，并且优选小于0.05mm。该氧化物膜厚度的下限是在加入的钇量为0.002％质量比的镁熔融金属表面上形成的氧化物膜的厚度，即大约为0.01mm。
或者，由于在将镁熔融金属浇注进模具中时，氧化物膜的厚度逐渐降低，所以可以适当根据形成在镁熔融金属表面上的氧化物膜的厚度或者根据在熔化锅中的熔融金属深度/残余量来添加钇(Y)。
上述镁合金铸造工艺不仅适用于本发明的镁合金，而且还适用于常用的镁或镁合金。
工作实施例
下面将对本发明的工作实施例进行详细说明。但是要理解的是，本发明并不限于这些实施例。
[第一工作实施例]
首先，为了制备具有如表1所示的组分的材料，在电熔炼炉中，在氩和六氟化硫气体混合物的氛围中使纯镁熔融，并且注入预定量的第一组分和第二组分，然后搅拌并且静置。将所得到的熔融金属浇注进30mm高、25mm宽并且200mm长的金属模具中以获得铸造材料。
在其内部经过渗铝处理的熔化锅中进行熔化过程，并且当纯镁的温度达到700℃时注入这些元素。
在200℃的氛围中将该铸造材料均热以进行100小时热滞，之后取出拉伸试验试样和蠕变试验试样并进行拉伸试验和蠕变试验。对于这些试验试样采用JIS No.4 Piece。
使用5吨Autograph试验机，在200℃的氛围中以0.5mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验。在蠕变试验中，在200℃下施加50MPa负载100小时，以测量整体延伸百分比。
                                                 表1
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％)   第二元素(wt％)   第二元素的共晶温度(℃)              在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa下经过100小时的整体蠕变延伸率(％)
 对比实施例1   0.5Ca   23.1   0.8Si   638   20   23.0   中途断裂
 对比实施例2   2.0Ca   23.1   1.0Si   638   45   16.5   6.950
 对比实施例3   2.0Al   -10.6   0.8Si   638   70   8.5   中途断裂
 对比实施例4   4.0Al   -10.6   2.0Nd   548   100   10.0   2.250
 对比实施例5   5.0Al   -10.6   3.0Mm   517   75   6.5   0.520
 对比实施例6   1.0Zn   -16.9   3.0Ca   548   90   4.0   0.305
 对比实施例7   3.5Gd   11.3   -   87   22.0   1.086
 对比实施例8   3.5Gd   11.3   20.0Ce   634   255   0.2   0.090
同样方式，在下表2中显示出由其中采用钆(Gd)作为第一组分的试验所得到的结果；在下表3中显示出由其中采用铽(Tb)作为第一组分的试验所得到的结果；在下表4中显示出由其中采用镝(Dy)作为第一组分的试验所得到的结果；在下表5中显示出由其中采用钬(Ho)作为第一组分的试验所得到的结果；并且在下表6中显示出由其中采用钇(Y)作为第一组分的试验所得到的结果。
                                                         表2
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％) 第二元素(wt％) 第二元素的共晶温度(℃) 第三元素(wt％)            在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa过100小时整体蠕伸率(％)
  实施例1   0.8Gd   11.3   9.5Nd   548   -   120   7.5   0.150
  实施例2   3.5Gd   11.3   8.0Nd   548   -   185   8.0   0.065
  实施例3   4.1Gd   11.3   9.7Nd   548   -   178   3.0   0.102
  实施例4   3.4Gd   11.3   2.4Nd   548   -   84   11.5   0.240
  实施例5   3.6Gd   11.3   13.5Nd   548   -   275   4.2   0.078
  实施例6   3.5Gd   11.3   8.0Ce   634   -   175   6.0   0.085
  实施例7   3.5Gd   11.3   15.0Ce   634   -   265   3.0   0.095
  实施例8   1.0Gd   11.3   8.0Ce   634   -   120   7.5   0.150
  实施例9   3.5Gd   11.3   8.0La   613   -   130   8.0   0.160
  实施例10   3.7Gd   11.3   7.9Pr   575   -   163   6.5   0.295
  实施例11   3.5Gd   11.3   6.5Sm   540   -   140   5.4   0.362
  实施例12   3.5Gd   11.3   8.0MM   (540)   -   180   6.5   0.075
  实施例13   3.5Gd   11.3   8.0Sn   562   -   130   8.5   0.155
  实施例14   3.5Gd   11.3   8.0Ba   634   -   130   2.5   0.115
  实施例15   3.7Gd   11.3   8.5Nd   548   0.4Zr   180   7.4   0.070
  实施例16   3.6Gd   11.3   8.9Nd   548   0.8Zr   187   7.6   0.096
  实施例17   3.7Gd   11.3   7.6Nd   548   1.2Zr   198   8.5   0.150
  实施例18   3.5Gd   11.3   8.4Nd   548   0.5Sr   185   7.4   0.130
  实施例19   3.5Gd   11.3   8.7Nd   548   0.7Mn   188   8.3   0.087
MM为稀土混合物(其共晶温度用最低的Sm来评估)
                                               表3
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％) 第二元素(wt％) 第二元素的共晶温度(℃) 第三元素(wt％)            在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa过100小时整体蠕伸率(％)
  实施例20   1.2Tb   10.0   9.0Nd   548   -   168   8.9   0.130
  实施例21   8.4Tb   10.0   8.5Nd   548   -   250   5.5   0.075
  实施例22   11.4Tb   10.0   9.0Nd   548   -   289   3.9   0.065
  实施例23   8.6Tb   10.0   14.0Nd   548   -   315   2.5   0.110
  实施例24   8.2Tb   10.0   6.4Ce   634   -   250   6.5   0.100
  实施例25   5.0Tb   10.0   8.0MM   (540)   -   205   5.0   0.150
  实施例26   7.9Tb   10.0   7.0Sn   562   -   180   4.5   0.156
  实施例27   8.1Tb   10.0   8.9Nd   548   0.7Zr   250   5.8   0.120
  实施例28   7.3Tb   10.0   8.4Nd   548   0.3Sr   260   6.6   0.120
  实施例29   8.2Tb   10.0   8.7Nd   548   0.6Mn   260   4.5   0.115
MM为稀土混合物(其共晶温度用最低Sm进行评估)
                                                   表4
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％) 第二元素(wt％) 第二元素的共晶温度(℃) 第三元素(wt％)            在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa过100小时整体蠕伸率(％)
  实施例30   0.6Dy   9.4   9.5Nd   548   -   144   9.5   0.150
  实施例31   5.0Dy   9.4   8.0Nd   548   -   215   7.0   0.065
  实施例32   11.4Dy   9.4   9.7Nd   548   -   305   6.0   0.085
  实施例33   9.8Dy   9.4   2.4Nd   548   -   220   6.8   0.159
  实施例34   9.5Dy   9.4   14.1Nd   548   -   285   3.5   0.065
  实施例35   8.9Dy   9.4   5.9Ce   634   -   235   4.0   0.125
  实施例36   9.7Dy   9.4   8.0MM   (540)   -   195   5.5   0.120
  实施例37   9.4Dy   9.4   6.5Sm   540   -   200   5.5   0.150
  实施例38   9.4Dy   9.4   7.5Sn   562   -   195   4.5   0.097
  实施例39   9.6Dy   9.4   7.2Ba   634   -   193   3.8   0.105
  实施例40   8.9Dy   9.4   8.9Nd   548   0.6Zr   210   7.5   0.078
  实施例41   9.9Dy   9.4   7.6Nd   548   1.2Zr   237   8.9   0.085
  实施例42   9.4Dy   9.4   8.4Nd   548   0.5Sr   218   8.0   0.078
  实施例43   9.3Dy   9.4   8.7Nd   548   0.5Mn   210   7.6   0.080
MM为稀土混合物(其共晶温度用最低Sm进行评估)
                                                    表5
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％) 第二元素(wt％) 第二元素的共晶温度(℃) 第三元素(wt％)            在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa过100小时整体蠕伸率(％)
  实施例44   0.6Ho   10.0   9.0Nd   548   -   200   8.0   0.150
  实施例45   8.4Ho   10.0   9.2Nd   548   -   285   6.5   0.064
  实施例46   11.4Ho   10.0   9.7Nd   548   -   270   4.0   0.050
  实施例47   8.6Ho   10.0   13.5Nd   548   -   298   2.0   0.136
  实施例48   8.2Ho   10.0   6.5Ce   634   -   240   4.0   0.150
  实施例49   5.0Ho   10.0   8.0MM   (540)   -   205   5.0   0.150
  实施例50   8.1Ho   10.0   6.5Sm   540   -   240   4.2   0.170
  实施例51   7.9Ho   10.0   7.5Sn   562   -   180   8.9   0.132
  实施例52   8.3Ho   10.0   8.8Nd   549   0.8Zr   275   6.0   0.120
  实施例53   8.5Ho   10.0   8.1Nd   551   0.5Sr   270   5.0   0.090
  实施例54   8.6Ho   10.0   8.1Nd   552   0.6Mn   270   5.5   0.120
MM为稀土混合物(其共晶温度用最低Sm进行评估)
                                                                  表6
第一元素(wt％)   第一元素和镁之间的原子半径差(％) 第二元素(wt％) 第二元素的共晶温度(℃) 第三元素(wt％)             在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 延伸率(％) 在50MPa过100小时整体蠕伸率(％)
  实施例55   0.4Y   13.8   9.0Nd   548   -   100   16.5   0.165
  实施例56   2.0Y   13.8   8.2Nd   548   -   160   8.0   0.100
  实施例57   5.0Y   13.8   8.0Nd   548   -   140   5.5   0.130
  实施例58   2.0Y   13.8   14.5Nd   548   -   220   4.3   0.145
  实施例59   1.8Y   13.8   8.3Ce   634   -   165   5.0   0.095
  实施例60   1.8Y   13.8   7.0MM   (540)   -   160   6.5   0.190
  实施例61   1.9Y   13.8   6.8Sm   540   -   135   11.0   0.140
  实施例62   2.0Y   13.8   5.0Sn   562   -   145   15.5   0.180
  实施例63   2.0Y   13.8   8.0Nd   549   0.4Zr   170   8.5   0.135
  实施例64   2.0Y   13.8   8.5Nd   551   0.2Sr   165   8.5   0.130
  实施例65   1.9Y   13.8   5.4Nd   552   0.5Mn   165   7.0   0.160
MM为稀土混合物(其共晶温度用最低Sm进行评估)
因此，通过添加满足特定条件(实施例1-65)的第一、第二和第三组分而制备出的镁合金显示出比其中采用其原子半径与镁相差14％或更多的钙的实施例(对比实施例1和2)，和比其中具有其半径小于镁原子的铝、锌等的实施例(对比实施例3-6)更优异的性能。因此，可以确保根据本发明的镁合金的实用性。
[第二工作实施例]
接下来，为了制备出具有如表7所示一样的组分的材料，在电熔炼炉中的氩和六氟化硫气体混合物的氛围中将纯镁熔融，并且注入预定量的第一组分和第二组分，然后搅拌，之后静置。将所得到的熔融材料浇注进30mm高、25mm宽并且200mm长的金属模具中，以便获得铸造材料。
将混合稀土(MM)用作镧系元素中在镧至铕范围内的元素。
而且，在其内部经过渗铝处理的熔化锅中进行熔融过程，并且当纯镁的温度达到700℃时注入这些元素。
在200℃的氛围中将该铸造材料均热以进行100小时热滞，之后取出拉伸试验试样和蠕变试验试样并进行拉伸试验和蠕变试验(这两者都采用JIS No.4Piece形式)。
使用5吨Autograph试验机，在200℃的氛围中以0.5mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验。在蠕变试验中，在200℃下施加50MPa负载100小时，以测量整体延伸百分比。在图7中显示出这些结果。
                                            表7
  第一元素(％质量比)   第二元素(％质量比)   第三元素(％质量比)                在200℃下的强度特性
0.2％屈服应力(MPa) 断裂延伸率(％) 在50MPa下经过100小时的整体蠕伸率(％)
  实施例66   0.8Gd   9.5Nd   -   120   7.5   0.150
  实施例67   3.5Gd   8.0Nd   -   185   8.0   0.065
  实施例68   4.1Gd   9.7Nd   -   178   3.0   0.102
  实施例69   3.4Gd   2.4Nd   -   84   11.5   0.240
  实施例70   3.6Gd   13.5Nd   -   275   4.2   0.078
  实施例71   3.5Gd   8.0Ce   -   175   6.0   0.085
  实施例72   3.5Gd   15.0Ce   -   265   3.0   0.095
  实施例73   1.0Gd   8.0Ce   -   120   7.5   0.150
  实施例74   3.5Gd   8.0La   -   130   8.0   0.160
  实施例75   3.7Gd   7.9Pr   -   163   6.5   0.295
  实施例76   3.5Gd   6.5Sm   -   140   5.4   0.362
  实施例77   3.5Gd   8.0MM   -   180   6.5   0.075
  实施例78   3.7Gd   8.5Nd   0.4Zr   180   7.4   0.070
  实施例79   3.6Gd   8.9Nd   0.8Zr   187   7.6   0.096
  实施例80   3.7Gd   7.6Nd   1.2Zr   198   8.5   0.150
  实施例81   3.5Gd   8.4Nd   0.5Sr   185   7.4   0.130
  实施例82   3.5Gd   8.7Nd   0.7Mn   188   8.3   0.087
  对比实施例9   3.5Gd   -   -   87   22.0   1.086
  对比实施例10   3.5Gd   20.0Ce   -   255   0.2   0.090
  对比实施例11   0.5Ca   0.8Si   -   20   23.0   中途断裂
  对比实施例12   2.0Ca   1.0Si   -   45   16.5   6.950
  对比实施例13   2.0AL   0.8Si   -   70   8.5   中途断裂
  对比实施例14   4.0AL   2.0Nd   -   100   10.0   2.250
  对比实施例15   5.0AL   3.0MM   -   50   13.0   1.730
  对比实施例16   5.0AL   3.0Ca   -   75   6.5   0.520
  对比实施例17   1.0Zn   3.0Nd   -   90   4.0   0.305
从表7中可以看出，通过添加分别满足本发明所要求的特定条件(其元素种类和用量)的第一、第二并且必要时第三组分而制备出的镁合金(实施例66至82)显示出比其中采用小于1％质量比或大于15％质量比的作为第二组分的铈(Ce)的实施例(对比实施例9和10)，和普通镁合金(对比实施例11-17)更优的性能。因此，可以确保根据本发明的镁合金在高温下的优良性能。
[第三工作实施例]
接下来，为了制备出具有如表8所示组分的材料，在电熔炼炉中，在氩气和六氟化硫气体混合物的氛围中将纯镁熔融，并且注入预定量的第一组分和第二组分，然后搅拌，之后静置。将所得到的熔融材料浇注进30mm高、25mm宽并且200mm长的金属模具中，以便获得铸造材料。
在其内部经过渗铝处理的熔化锅中进行熔融过程，并且当纯镁的温度达到700℃时注入这些元素。
在150℃的氛围中将该铸造材料均热以进行100小时热滞，之后取出拉伸试验试样和蠕变试验试样并进行拉伸试验和蠕变试验(这两者都采用JIS No.4 Piece形式)。
使用5吨Autograph试验机，在150℃的氛围中以0.5mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验。在蠕变试验中，在150℃下施加50MPa负载100小时，以测量整体延伸百分比。
                                         表8
  合金组成(以％质量比为单位)   铈/锡比   在200℃下的蠕变特性
  在50MPa下经过100小时的整体蠕变延伸率(％)
  实施例83   Mg-5.0Ce-3.6Sn   1.4   0.234
  实施例84   Mg-5.0Ce-4.5Sn   1.1   0.193
  实施例85   Mg-4.5Ce-6.4Sn   0.7   0.245
  实施例86   Mg-8.0Ce-6.2Sn   1.3   0.136
  实施例87   Mg-4.0Ce-4.0Sn   1.0   0.161
  实施例88   Mg-4.0Ce-6.7Sn   0.6   0.185
  实施例89   Mg-6.0Ce-5.0Sn   1.2   0.179
  对比实施例18   Mg-0.5Ce-1.0Sn   0.5   中途断裂
  对比实施例19   Mg-1.0Ce-5.0Sn   0.2   中途断裂
  对比实施例20   Mg-5.0Ce-3.3Sn   1.5   0.550
  对比实施例21   Mg-14.0Ce-7.0Sn   2.0   0.358
  对比实施例22   Mg-0.5Ca-1.0Si   -   中途断裂
  对比实施例23   Mg-2.0Ca-1.0Si   -   6.950
  对比实施例24   Mg-2.0Al-0.8Si   -   中途断裂
  对比实施例25   Mg-4.0Al-2.0Nd   -   2.250
  对比实施例26   Mg-5.0Al-3.0MM   -   1.730
  对比实施例27   Mg-3.0Nd-1.0Zn   -   0.305
  对比实施例28   Mg-5.0Al-3.0Ca   -   0.520
对比实施例29 Mg-5.0Al-2.0Ca-2.0MM - 0.755
因此，已经显示出，如果在所得到的镁合金中的铈(Ce)和锡(Sn)的添加量各自落入预定范围内，并且如果以质量计的铈(Ce)和锡(Sn)的添加比(铈/锡比值或Ce/Sn比)落在0.6-1.4的范围内(实施例83-89)，则与具有普通组分(对比实施例29-36)等的合金相比，整体蠕变延伸率(％)受到限制。
而且，当铈(Ce)和锡(Sn)的添加量都小于下限(分别为2％质量比和10％质量比)(对比实施例25)，或者当只有铈(Ce)的添加量小于下限(2％质量比)(对比实施例26)，则这些镁合金在蠕变测试期间会中途断裂。推测这是因为所形成的共晶化合物的量太少，以致于不能抑制镁合金的变形。
另外，当铈(Ce)和锡(Sn)的添加量各自都落入在预定范围内时，并且如果以质量计的铈(Ce)和锡(Sn)的添加比值(铈/锡比或Ce/Sn比)超出0.6-1.4的范围(实施例3)，则整体蠕变延伸率(％)基本上等于或好于具有普通组分的合金(对比实施例29-36)。
因此，已经显示出，其铈(Ce)和锡(Sn)的添加量在预定范围内的镁合金的蠕变延伸率(％)显示出比具有普通组分的镁合金更好的结果，并且如果所添加的铈(Ce)和锡(Sn)的比值落入在0.6-1.4的范围内的话，则可以实现更合乎要求的结果。
因此，可以确保根据本发明的镁合金的实用性。
要理解的是，本发明并不限于本发明的上述形式，例如如下其它形式将落入在本发明的范围内。
(第一种变型)
(1)一种耐热镁合金，它包括作为主要成分的镁，以及半径比镁原子大9-14％并且其在与镁构成的固溶体中最大含量为2％质量比或更大的元素，该元素以不超过可以在与镁均匀混合的固溶体中最大量的量混合，由此可以提高其晶粒的内部强度。
(2)一种耐热镁合金，它还包括其与镁的共晶温度为540℃的元素，该元素其添加的量为1-15％质量比。
(3)一种由上述耐热镁合金构成的用于车辆的结构材料。
(第二种变型)
(1)一种耐热镁合金，它包括作为主要成分的镁，以及其含量为0.5-3.8％质量比的钆，其中钆之外的剩余部分由镁和不可避免的杂质构成。
(2)一种耐热镁合金，除了上述耐热镁合金之外，还包括选自在元素周期表中的镧系元素中的镧至铕中的至少一种元素，其含量为1-15％质量比。
(3)一种耐热镁合金，除了上述耐热镁合金之外，还包括选自锆、锶和锰中的至少一种元素，其含量低于1％质量比。
(4)一种由上述耐热镁合金构成的用于车辆的结构材料。
(第三种变型)
(1)一种耐热镁合金，它包括作为主要成分的镁，以及其含量为0.5-3.8％质量比的钆，其中钆之外的剩余部分由镁和不可避免的杂质构成。
(2)一种耐热镁合金，除了上述耐热镁合金之外，还包括选自在元素周期表中的镧系元素中的镧至铕中的至少一种元素，其含量为1-15％质量比。
(3)一种耐热镁合金，除了上述耐热镁合金之外，还包括选自锆、锶和锰中的至少一种元素，其含量低于1％质量比。
(4)一种由上述耐热镁合金构成的用于车辆的结构材料。
工业实用性
本发明实现了在高温下具有高屈服应力和高蠕变强度的镁合金。因此本发明可以用于暴露于高温条件的加强部件，例如车辆的发动机，从而可以将在螺栓紧固部分中的轴向力的下降限制到最小，并且可以实现车体重量的显著降低。
而且，本发明实现了在150℃或更高温度下具有高蠕变强度的镁合金，因此可以用于暴露于高温条件的加强部件，例如车辆的发动机，从而可以将在螺栓紧固部分中的轴向力的下降限制到最小，并且可以实现车体重量的显著降低。
另外，本发明实现了一种镁或镁合金的铸造工艺，通过该工艺可以铸造镁与镁合金，并使得镁或镁合金的熔融金属在氧气存在下不会氧化或燃烧，因此使得该工艺比普通的铸造镁或镁合金方法更加容易铸造出镁或镁合金，同时防止镁或镁合金的熔融金属氧化或燃烧。

Claims (2)

1.一种镁合金，其组成为
(a-1)不超过3.82％质量比的量的钆；
(a-2)不超过2.20％质量比的量的钇；
(a-3)不超过11.73％质量比的量的钬；或
(a-4)不超过9.00％质量比的量的铽；
由此所述量足以增强所述合金的晶粒的内部强度；以及任选地
(b)总量为1-15％质量比的选自镧、铈、钕、锡、钡、镨、和钐的元素；以及任选地
(c)总量低于1％质量比的选自锆、锰和锶的一种或多种元素；并且
余量为镁和不可避免的杂质，且条件是
钆和钐不同时存在于所述镁合金中。
2.一种由如权利要求1所述的镁合金构成的用于车辆的结构部件。
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