鎂合金的制作方法

專利名稱：鎂合金的制作方法
技術領域：
本發明涉及鎂合金。更具體地說，本發明涉及一種具有高耐熱性和高蠕變強度的鎂合金，它適用于在高溫條件下使用的結構材料。
作為在用于結構材料中具有許多實際優良性能的材料，鎂材料已經逐漸受到關注。更具體地說，鎂是一種金屬材料，它實際重量最輕(例如其比重大約為鋁的2/3并且大約為鐵的1/4)，比鐵和鎂更堅固且更剛硬，在眾多實際金屬材料中其在吸收震動(阻尼容量)方面的能力最高，非常耐擊打，更不容易隨著時間或隨著溫度變化而出現尺寸變化，并且容易循環利用。為此，鎂材料特別適用于車輛的結構材料和便攜式終端的外殼。
但是，在鎂材料作為用在高溫氛圍中的車輛等的結構材料的情況中，尤其是，當該鎂材料被用作構成發動機的部件(這些部件將暴露在大約200℃的高溫下)時，例如螺栓的軸向(擰緊)力在用該螺栓緊固這些部件的位置中將不利地降低。
由于該部件或螺母的緊固表面的變形，所以在這種用螺栓緊固的部分中的螺栓的軸向力會出現降低，并且據信螺栓軸向力的降低尤其取決于該材料的蠕變強度。
因此，為了防止螺栓軸向力的降低，已經開發出各種具有改進的蠕變強度的鎂材料(鎂合金)。
例如，在本領域已知有，含有特定比例的鋁、鋅等并且通過添加硅、稀土金屬、鈣等形成的耐熱鎂合金。
但是，在上述普通的鎂合金中，雖然可以在蠕變強度方面實現一些改進，但是難以阻止在將由鎂合金構成的部件用在相對高溫氛圍的條件下螺栓軸向力降低，因此上述缺點似乎不能得到根本解決。
本發明的實施模式根據本發明的鎂合金包括將在下面所述的鎂合金的第一至第三模式。下面將對根據本發明的鎂合金的第一至第三模式的組分進行詳細說明。
根據本發明的鎂合金的第一至第三模式是鎂基合金，其中加入有預定量的各種組分。<鎂>
鎂是本發明的第一至第三模式的基礎金屬元素。因此，現在將對用作結構材料的鎂的特征進行說明。因此，當在下面說明書中說明作為結構材料的鎂的總體性能時將采用術語“鎂材料”。
如上所述，鎂材料為實際最輕的金屬，比鐵和鋁更堅固和剛硬，在眾多實際金屬材料中其在吸收震動(阻尼容量)方面的能力最高，非常耐擊打，即使在高溫氛圍中也更不容易出現尺寸變化，并且容易循環利用。
但是，當該鎂材料暴露在大約為200℃的高溫氛圍中時，該鎂材料發生蠕變，例如由鎂材料制成的螺栓緊固部件蠕變，并且螺栓的軸向力減小。
現在將參照顯示螺栓的軸向力和時間之間關系的曲線圖(圖2)，對當由鎂材料制成的螺栓緊固部件(

圖1)暴露在高溫氛圍中時螺栓的軸向力的變化進行說明。
當螺栓緊固部件暴露在高溫氛圍中時，該螺栓的軸向力上升，然后在相對短暫的時間內急劇下降，并且隨后逐漸降低。推測該現象可歸因于以下幾個原因。
緊接著在將螺栓固定在由鎂材料制成的部件上之后，施加在該鎂材料的緊固表面和螺母上的應力不會超過其屈服應力，并且因此該鎂材料不發生蠕變。因此，該螺栓的軸向力保持在足夠的水平上(在圖2中的范圍a)。
當由鎂材料制成的該螺栓緊固部件暴露在高溫氛圍中時，施加在鎂材料的緊固表面和螺母上的應力增加，同時該鎂材料的強度由于溫度的增加而降低。
緊接著在所述螺栓緊固部件暴露在高溫氛圍中之后，由于在該鎂材料和螺栓材料(圖1剛材料)之間的熱膨脹量的差異而產生的“熱應力”使得該螺栓的軸向力增加(在圖2中的范圍b)。
之后，當施加在由鎂材料制成的緊固表面和螺母上的應力超過該鎂材料的強度時，該鎂材料發生永久的變形(蠕變)并且該螺栓的軸向力降低(在圖2中的范圍c)。
該螺栓軸向力的降低一直持續到施加在該鎂材料上的應力到達該鎂材料在那個溫度下的屈服應力或所能夠承受的最大強度水平。
當施加在該鎂材料上的應力達到該鎂材料在那個溫度下的屈服應力時，該螺栓的軸向力看起來似乎被阻止急劇降低，但是之后在較低應力下出現的穩態蠕變變形使得該螺栓的軸向力繼續相對緩慢地降低。(在圖2中的范圍d)。
下面，將參照顯示出鎂材料在高溫氛圍中的蠕變延伸率和時間之間的關系的曲線圖(圖3)對鎂材料的蠕變變形過程進行說明。
當其上施加有特定應力水平的鎂材料暴露在高溫氛圍中時，蠕變(伸長)在相對較短的時間內(在圖3中的范圍a)出現。這種蠕變在后面將被稱為“初始蠕變變形”。之后，相對緩慢的蠕變(伸長)隨著時間的延續而繼續(在圖3中的范圍b)。這種緩慢蠕變在后面將被稱為“穩態蠕變變形”。
隨后，將對在拉伸試驗或蠕變試驗中所觀察到的變形產生的機理進行說明。
金屬鎂是一種多晶體，它由鎂晶粒聚集體構成。晶界存在于各個晶粒之間。
由于在拉伸試驗或蠕變試驗的短時間范圍內在鎂的各個晶粒中觀察到變形，所以可以假定屈服應力和初始蠕變變形受晶粒強度的影響。
另一方面，由于在蠕變試驗的長時間范圍內，在鎂的晶界中觀察到變形，并且之外還產生非常小的孔，所以可以假定該穩態蠕變變形受到晶界強度的影響。
在這些晶粒中，存在有規則地三維排布的鎂原子。鎂原子的這種規則排布在外力的作用下很容易變形。原則上，該變形主要是由于原子的錯位造成的。
另一方面，晶界是在制造(鑄造)過程中在最后形成的部分，并且除了鎂和/或結合于該金屬鎂的組分中的化合物之外的元素容易分布在其中。其排布包括鎂原子和鎂以外的元素的這些晶界，受到由原子缺位而產生的晶格缺陷的損害。在高溫條件下，原子之間的內聚力由于熱振動的增加而降低。因此，在晶界中的這些原子變得容易更頻繁地移動到相鄰晶格缺陷部分中。該現象被稱為擴散。隨著該擴散繼續，晶界出現變形。
總之，在由鎂材料制成的螺栓緊固部件中的螺栓軸向力的降低可以解釋如下。緊接著在使該螺栓固定鎂部件暴露在高溫條件下之后，所顯示出的該螺栓軸向力的急速降低是由于屈服應力降低和受這些晶粒的內部強度影響的初始蠕變變形導致的，而隨后該螺栓軸向力的逐漸降低是由于受這些晶界強度影響的穩態蠕變變形而導致的。
因此，為了抑制用在高溫條件下的由鎂材料制成的螺栓緊固部件中的螺栓軸向力的降低，應該設法改善屈服應力并且阻止初始蠕變變形以及阻止穩態蠕變變形，因為只設法阻止蠕變變形，尤其是只設法阻止穩態蠕變變形，正如在傳統方案中用來研制耐熱合金的做法，不能防止螺栓的軸向力降低。
為了改善屈服應力并且阻止初始蠕變變形，必須阻止在鎂的各個晶粒中的變形，而為了阻止穩態蠕變變形，則必須抑制在晶界中的擴散。[第一模式]下面將對針對根據本發明的鎂合金的第一模式的要求進行說明。根據本發明的鎂合金的第一模式其特征在于，具有一種其量不超過如上所述可以與鎂均勻混合在固溶體中的最大量的元素(在下面被稱為“第一組分”)，該第一組分其半徑比鎂原子大9-14％，并且在固溶體中的最大濃度為2％質量比或更大，以便防止屈服應力在高溫條件下降低以及由于初始蠕變(在圖2中的范圍a)而產生的變形。<第一組分一種其半徑比鎂原子大9-14％的元素，并且其在與鎂混合的固溶體中的最大濃度為2％質量比或更大>
在本發明的鎂合金的第一模式中，與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的原子部分代替了在這些晶粒中的鎂原子以形成一種置換固溶體，因此在晶體中出現了微觀點陣畸變。然后，該微觀點陣畸變用來抑制在鎂暴露在高溫環境中時會出現的在鎂晶粒中的變形。因此，由這些晶粒的內部強度決定的屈服應力或拉伸強度可以得到改善，并且可以阻止初始蠕變變形。
本發明人和他們的同事在試驗上驗證發現，如果與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的原子半徑超出比鎂原子半徑大9-14％的范圍，則不能充分實現提高鎂合金的屈服應力的效果。
這是因為當與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的原子半徑小于比鎂原子大9％的尺寸時，所獲得的置換固溶體點陣畸變的減小會減輕抑制晶粒中變形的效果。
其另一個原因如下。當均勻混合成固溶體的第一組分的原子半徑超過比鎂原子大14％的尺寸時，所獲得的置換固溶體的點陣畸變足夠大，但是與鎂混合的第一組分的量太少，從而不容易形成固溶體。
另外，如果將其原子半徑小于鎂的元素與鎂均勻混合成一種固溶體，則不能充分實現所期望的提高屈服應力的效果。這是基于與在如上所述該元素的原子半徑小于比鎂原子大9％的尺寸的情況中一樣的原因。
實際上，當原子半徑小于鎂原子半徑的元素與鎂均勻混合成一種固溶體以形成合金時，該合金的強度由于受熱而顯著降低，并且抑制晶粒中變形的效果受到限制。
圖4顯示出合金硬度的增加相對于在與鎂均勻混合成固溶體的第一元素的試驗獲得的原子半徑和鎂的原子半徑之間的差異百分比之間的關系。
從圖4中可以看出，原子半徑比鎂原子半徑大11.3％的釓(Gd)顯示出硬度增加65.5；此外，原子半徑大13.8％的釔(Y)顯示出增加54.1；原子半徑大13.8％的釹(Nd)顯示出增加39.2；并且其原子半徑大11.9％的釤(Sm)顯示出增加33.8。
在原子半徑小于比鎂原子半徑大9％的尺寸的普通元素中，原子半徑大-3.1％的鉍(Bi)顯示出硬度增加23.9。
如上所述，如果第一組分的原子半徑落入在比鎂原子半徑大9-14％的范圍內，則可以實現需要的硬度增加。
另外，如果可以與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的最大量不超過2％質量比，則不能實現提高屈服應力的效果。
這是因為可以與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的最大量如此少，從而替代鎂原子的第一組分原子的比例(形成置換固溶體的比率)低。
圖5顯示出與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的試驗獲得的最大量與這些合金的硬度增加之間的關系。
從圖5中可以看出，能夠與鎂原子均勻混合成固溶體的最大量為3.82％質量比的釓(Gd)顯示出硬度增加65.5；此外，能夠形成固溶體的最大量為2.20％質量比的釔(Y)顯示出增加54.1；能夠形成固溶體的最大量為0.12％質量比的釹(Nd)顯示出增加39.2；并且能夠形成固溶體的最大量為0.39％質量比的釤(Sm)顯示出增加33.8。
另一方面，在本發明范圍之外的其他元素中，例如能夠形成固溶體的最大量為3.31％質量比的鉛(Pb)、能夠形成固溶體的最大量為3.32％質量比的鋁(Al)分別顯示出增加23.9和19.5；不能實現與稀土元素相當的增加。能夠形成固溶體的最大量不超過2.0％質量比的錫(Sn)和鎵(Ga)顯示出相同的結果。
從上面可以清楚地看出，如果能夠與鎂原子均勻混合成固溶體的第一元素的最大量等于或大于2％質量比的話，則可以實現令人滿意的硬度增加。
由于上述原因，與鎂均勻混合成固溶體的優選第一組分可以包括鈥(Ho)、鏑(Dy)、鋱(Tb)、釓(Gd)、釔(Y)等，其原子半徑比鎂原子半徑大9-14％，并且能夠與鎂構成固溶體的最大量等于或大于2％質量比。
圖6的圖表顯示出與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的原子半徑和鎂原子半徑之間的百分比差異，和能夠與鎂均勻混合成固溶體的第一組分的最大量之間的關系。在圖6中所示的數值也是由試驗獲得的數值。
從上面討論中可以清楚地看出，使用原子半徑比鎂原子半徑大9-14％并且其能夠與鎂構成固溶體的最大量等于或大于2％質量比的稀土元素，將產生令人滿意的結果。
更具體地說，除了上述第一組分之外，例如可以添加镥(Lu)、鉺(Er)、銩(Tm)和這種稀土元素，以生產出具有優良硬度的合金。
鎂合金的傳統制備方法在許多情況中采用了鋁(Al)或鋅(Zn)作為添加元素。但是，其原子半徑小于鎂原子半徑，因此它們的使用不能產生出在高溫環境中顯示出優選硬度的合金。
因此，將超出上述范圍(即其原子半徑比鎂原子半徑大9-14％；能夠與鎂構成固溶體的最大量等于或大于2％質量比)的這些元素與鎂混合，對于形成鎂合金的當前模式不是優選的。
因此，如上所述要理解的是，當該第一組分將與鎂均勻混合成固溶體時，所添加的第一組分其量的上限是能夠與鎂構成固溶體的該元素的最大量。該數量的下限沒有具體限制，只要該量足以實現本發明的目的。因此，所要添加的第一組分的量可以適當考慮所要生產的鎂合金的成本等來確定。
為了更具體地說明，例如假定選擇釓(Ga)作為添加的元素，如將在下面所述，其所要添加的量大約優選為0.5-3.8％質量比、更優選為1.0-3.5％質量比。<第二組分>
在本發明鎂合金的第一模式中，除了上述第一組分之外，如將在下面所述，還可以添加其與鎂的混合物具有540℃或更高的共晶點的一種元素(下面被稱為“第二組分”)，以阻止穩態蠕變。
第二組分的可用元素是其與鎂的混合物具有540℃或更高的共晶點，并且其熔點低于鎂的元素。優選的，例如可以加入鑭(La)、鈰(Ce)、釹(Nd)或其他稀土元素或者錫(Sn)、鋇(Ba)等。
更具體地說，當加入滿足以上條件的第二組分時，該第二組分與鎂原子形成共晶化合物，并且這些共晶化合物擴散進構成鎂的各個晶粒之間的界面或晶界中。由于如上形成的這些共晶化合物在高溫下是穩定的，即使在高溫條件下也能有效抑制在晶界中的原子的擴散，并且因此可以阻止鎂合金的穩態蠕變。
因此，如果該第二組分與鎂的混合物的共晶點低于540℃，則該穩態蠕變伸長將不利地變得更大。這是因為，在高溫條件下在該共晶化合物中更容易出現原子的擴散，因此在高溫下不能阻止在晶界中的變形。
圖7顯示出與鎂混合成固溶體的第二組分的試驗確定的共晶點和其穩態蠕變伸長之間的關系。
從圖7中可以看出，其與鎂的混合物具有540℃或更高的共晶點的釓(Gd)、鈰(Ce)等顯示出最小化的的穩態蠕變延伸率(％)。
因此，用于本發明的第二組分優選是其與鎂的混合物具有540℃或更高的共晶點并且具有低于鎂的熔點的元素。
阻止穩態蠕變變形的效果由形成該化合物的溫度即共晶點決定；該效果隨溫度而增強。因此，在上述鑭系元素中的元素以其效果按下面次序降低鑭(La)、鈰(Ce)、鐠(Pr)、銪(Eu)、釹(Nd)，和釤(Sm)。
對于所要添加的第二組分的量而言，如果所添加的第二組分的比率小于1％質量比，則所產生的共晶化合物的量將減小，因此不能抑制在晶界中發生的原子擴散，從而不能充分實現由添加第二元素而期望的目的和優點。如果所添加的第二組分的比率為15％質量比或更大，則所產生的共晶點化合物的數量將變得太大，因此該鎂合金的延伸能力將被不利地顯著降低。
應用于結構材料的鎂材料需要在高溫下具有足夠的強度，即拉伸強度、屈服應力和蠕變強度，但是只是出于對在高溫下強度的考慮而制定的這種安排在一些情況中將難以實現。在強度和延伸率之間的平衡才是關鍵。對于適當的延伸率水平而言要理解的是，結構材料尤其是用于車輛發動機的結構材料需要具有大約為2.0％或更大的延伸率百分比。因此，在高溫下的足夠強度和足夠的延伸率水平都應該要確保。
因此，根據本發明所要添加的第二組分的量落入在以下范圍內優選為1-15％質量比，并且更優選為3-8％質量比。<第三組分>
而且，根據本發明的鎂合金的第一模式，除了上述第一組分和第二組分之外，還可以包含選自鋯(Zr)、鍶(Sr)和錳(Mn)的一種或多種元素(下面被稱為“第三組分”)，其含量小于1％質量比。
將少量的上述元素添加到這些鎂合金中，使得鎂晶體的晶粒尺寸更小。
鎂合金的每個晶體的晶粒尺寸在很大程度上取決于總體固化速率，并且這些晶體的晶粒尺寸越小，則屈服應力將越大。
在較厚部分中，固化進行得較慢；因此這些晶體得晶粒尺寸將變得更大并且其強度將變得更低。
采用該第三組分，即使在其中固化進行得較慢的較厚部分中，也可以使這些晶體的晶粒尺寸非常小，和在其中固化進行得更快的較薄部分中所能獲得的尺寸一樣小。而且，晶界中的化合物均勻地擴散，并且因此在高溫條件下每個部分中的強度變化可以落入在充分窄的范圍內。
在圖8中顯示出加入作為第三組分的鋯(Zr)的合金中的鋯(Zr)含量與該合金的晶粒尺寸之間關系。換句話說，該曲線圖顯示出晶粒尺寸隨著根據本發明添加在該鎂合金中的鋯(Zr)量的變化，所述鋯含量在0.0-1.2％質量比的范圍內。
如在圖8中所示，隨著鋯(Zr)的加入量增加，晶體的晶粒尺寸降低。當加入超過0.8％質量比的鋯(Zr)時，添加鋯(Zr)顯示出其最大效果。由于鋯(Zr)與鎂反應從而形成包析體，并且在固化時，鋯(Zr)變成鎂晶體的固化核，該晶粒變小。
當所添加的該第三組分的量為1％質量比或更大時，在晶粒或晶界中產生大量相對脆的化合物。這些相對脆的化合物會導致脆斷；因此，在晶粒或晶界中產生的大量相對脆的化合物將使鎂合金的延伸能力顯著下降，并且降低這些鎂合金的強度。
要理解的是，當使用鍶(Sr)或錳(Mn)時，也可以實現添加第三組分的效果。
因此，在根據本發明的鎂合金的第一模式中該第三組分的添加量優選低于1％質量比，并且更優選范圍為0.5-0.8％質量比。
該第三組分不必與第一和第三組分結合使用，而是可以只與第一組分使用。
在該情況中，由鎂、第一組分和第三組分構成的鎂合金可以用來有效地實現屈服應力的提高；并且通過形成置換固溶體和小尺寸晶粒，阻止在高溫環境下出現初始蠕變變形。
如上所述，根據本發明的鎂合金的第一模式在高溫條件下顯示了高屈服應力和高蠕變強度，因此可以用于用在高溫條件下的結構材料，例如用于車輛的結構材料，尤其是那些適用于汽缸體、汽缸蓋、進氣歧管、氣缸蓋罩、鏈條箱、機油盤、變速器殼體、ECU架以及其它安裝在車輛發動機周圍的結構件的結構材料。[第二模式]下面將對本發明鎂合金的第二模式的要求進行說明。鎂合金的這個第二模式其特征在于，在作為主要成分的上述鎂中的釓(Gd)含量為0.5-3.8％質量比，即剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。<第一組分Gd>
鎂合金的這個第二模式具有0.5-3.8％質量比的作為第一組分的釓，它在固溶體中與鎂均勻混合，用來防止在高溫條件下屈服應力降低以及由于初始蠕變(在圖3中的范圍a)而產生的變形。
在這種組成的鎂合金的第二模式中，均勻混合成固溶體的第一組分的原子代替了在晶粒中的一些鎂原子以形成置換固溶體，并且因此在這些晶體中產生微觀點陣畸變。然后，該微觀點陣畸變用來抑制在該鎂暴露在高溫環境中時會出現的在鎂晶粒中的變形。因此，由這些晶粒的內部強度決定的屈服應力和拉伸強度可以得到改善，并且可以阻止初始蠕變變形。
選擇釓作為鎂合金第二模式的第一組分的原因是，釓的原子半徑大于鎂原子半徑，并且在與鎂混合時形成固溶體所允許的釓的最大量更大，因此抑制變形的效果比其它元素更高。
由于釓在與鎂混合時形成固溶體，所以即使添加了比形成固溶體所允許的釓的最大量更多的釓，多余量的釓也不會與鎂均勻混合成固溶體。因此，在本發明中，釓含量的上限為3.8％質量比，即為用來形成固溶體允許的釓的最大量。
用來混合成固溶體的釓含量的下限沒有限制到具體值，只要可以實現本發明的目的就可以。該量可以適當考慮鎂合金的制造成本等來確定。
因此，在根據本發明的鎂合金第二模式中的釓含量大約優選為0.5-3.8％質量比，并且更優選為1.0-3.5％質量比。<第二組分>
根據本發明的鎂合金第二模式，除了作為上述第一組分的釓之外，還可以包括選自在元素周期表中的鑭系元素中的鑭至銪中的一種或多種元素(在下面被稱為“第二組分”)，其含量范圍為1-15％質量比，以阻止穩態蠕變變形。
優選可以添加的第二組分包括鑭(La)、鈰(Ce)、鐠(Pr)、釹(Nd)、钷(Pm)和釤(Sm)等。
更具體地說，當加入滿足以上條件的第二組分時，該第二組分與鎂原子結合形成共晶化合物，并且這些共晶化合物擴散進晶界中。由于如此形成的共晶化合物在高溫下是穩定的，所以即使在高溫條件下也能有效抑制在晶界中的原子擴散，并且因此可以阻止鎂合金的穩態蠕變。
阻止穩態蠕變形變的效果隨化合物形成的溫度，即共晶點而提高；該效果隨溫度而增強。在上述鑭系元素中，該效果似乎按下述順序增強鑭、鈰、鐠、銪、釹和釤。
具體地說，由于可以與鎂原子均勻混合成固溶體的，屬于上述鑭系元素的這些元素的最大量較小，所以即使加入少量這些元素，也可以在晶界中形成共晶化合物。
阻止穩態蠕變變形的效果由形成該化合物的溫度即共晶點決定；該共晶點越高，則該效果越強因此，在上述鑭系元素中的元素其效果可以按下面次序降低鑭、鈰、鐠、銪、釹和釤。
因此，如果所添加的第二組分的比率小于1％質量比，則所產生的共晶化合物的量將減小，因此不能抑制在這些晶界中發生原子擴散，從而不能充分實現由于添加第二元素而期望的目的和優點。
而且，如果所添加的第二組分的比率為15％質量比或更大，則所產生的共晶化合物的數量將變得太大，因此該鎂合金的延伸能力將被不利地顯著降低。
應用在結構材料上的鎂材料需要在高溫下具有足夠的強度即拉伸強度、屈服應力和蠕變強度，但是只是出于對在高溫下強度的考慮而制定的這種安排在一些情況中將難以實現。在強度和延伸率之間的平衡才是關鍵。對于足夠水平的延伸率而言要理解的是，結構材料尤其是用于車輛發動機的結構材料需要具有大約為2.0％或更大的延伸率百分比。因此，在高溫下的足夠強度和足夠的延伸率水平都應該要確保。
因此，根據本發明所要添加的第二組分的量落入在以下范圍內優選為1-15％質量比，并且更優選為3-8％質量比。
因此，由鎂、第一組分和第二組分構成的鎂合金的第二模式，由于共晶化合物而能夠抑制穩態蠕變變形，并且由于上述置換固溶體的形成而能夠改善屈服應力并且抑制初始蠕變變形，因此能夠有效提高鎂合金在高溫環境下的屈服應力和蠕變強度。<第三組分>
而且，如在第一模式中，上述鎂合金的第二模式除了上述第一組分和第二組分之外，還可以包含選自鋯、鍶和錳(下面被稱為“第三組分”)的一種或多種元素，如在第一模式中其含量小于1％質量比。
由這些元素實現的功能與在第一模式中討論的相同，因此在這里將省略其說明。
采用該第三組分，即使在其中固化進行得較慢的部分中，也可以使這些晶體的晶粒尺寸非常小，和在其中固化進行得更快的較薄部分中所能獲得的尺寸一樣小。而且，在晶界中的化合物均勻地擴散，并且因此在高溫條件下每個部分中的強度變化可以落入在足夠窄的范圍內。
在圖8中顯示出加入作為第三組分的鋯(Zr)的合金中的Zr含量與該合金的晶粒尺寸之間關系。換句話說，圖8顯示出晶粒尺寸隨著根據本發明添加在該鎂合金中的鋯(Zr)加入量的變化，所述鋯含量在0.0-1.2％質量比的范圍內。如圖8中所示，隨著Zr的加入量增加，晶體的晶粒尺寸降低。當加入超過0.8％質量比的Zr時，添加Zr的效果顯示出其最大。
因此，當所添加的該第三組分的量為1％質量比或更大時，在晶粒或晶界中產生大量相對脆的化合物。因此，這些相對脆的化合物會使鎂合金的延伸能力顯著降低，并且使這些鎂合金的強度降低。
因此，在根據本發明的鎂合金的第二模式中該第三組分的添加量優選低于1％質量比，并且更優選的范圍為0.5-0.8％質量比。
該第三組分不必與第一和第二組分結合使用，而是可以只與第一組分使用。
在該情況中，由鎂、第一組分和第三組分構成的鎂合金可以用來有效地實現屈服應力的提高，并且通過形成置換固溶體和小尺寸晶粒來阻止在高溫環境下的初始蠕變變形。
如上所述，根據本發明的鎂合金的第二模式在高溫條件下具有高屈服應力和高蠕變強度，因此可以用于用在高溫條件下的結構材料，例如用于車輛的結構材料，尤其是那些適用于汽缸體、汽缸蓋、進氣歧管、氣缸蓋罩、鏈條箱、機油盤、變速器殼體、ECU架以及安裝在車輛發動機周圍的結構件的結構材料。[第三模式]下面將對根據本發明鎂合金的第三模式的要求進行說明。鎂合金的這個第三模式其特征在于，在作為主要成分的鎂中其鈰含量為2.0-10.0％、錫含量為1.4-7.0％質量比，即剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。<第一組分Ce+Sn>
鎂合金的該第三模式除了作為主要成分的鎂之外，還包含含量為2.0-10.0％質量比優選為4.0-6.0％質量比的鈰(Ce)，以及含量為1.4-7.0％質量比優選為3.5-6.5％質量比的錫(Sn)(在下面被稱為“第一組分”)以便阻止穩態蠕變。因此，鎂合金的這個第三模式設計用來利用以規定量添加的這兩種元素鈰(Ce)和錫(Sn)的協同效果，來阻止在所要制備的鎂合金中的穩態蠕變。
因此，當將鈰和錫添加到鎂中時，形成了鎂、鈰和錫的三元系的針狀共晶化合物。這樣形成的共晶化合物擴散到構成鎂的各個晶粒之間的界面或晶界中。因此，在高溫下穩定的這些共晶化合物用來抑制在高溫環境下會出現的擴散，并且針狀化合物固有的抑制能力用來抑制一個晶粒相對于另一個晶粒的滑移，由此抑制這些鎂合金的蠕變變形。
如果所添加的鈰(Ce)量低于2.0％質量比，或者如果所添加的錫(Sn)量低于1.4％質量比，則可以形成的共晶化合物的量將不足，因此不能充分抑制穩態蠕變變形。
相反，如果所添加的鈰(Ce)量大于10.0％質量比，或者如果所添加的錫(Sn)量大于7.0％質量比，則形成的共晶化合物的量將太多，因此將顯著降低這些鎂合金的延伸能力。
因此，上述范圍之外的分別添加到鎂合金中的鈰(Ce)和/或錫(Sn)的量將不利地阻止所得到的鎂合金充分實現高蠕變強度。
所添加的鈰(Ce)和錫(Sn)的量之間的質量比優選為0.6-1.4，并且更優選為1.0-1.2(鈰-錫比，Ce/Sn)。
如果該質量比(鈰-錫比，Ce/Sn)小于0.6，則除了具有鎂、鈰和錫的三元系的共晶化合物，在這些晶界中形成的Mg-Sn化合物和/或單相錫(Sn)的百分比將增加。
在這兩種成分中，具體地說，單相錫(Sn)具有低熔點，因此鎂合金的蠕變強度趨于隨著在這些晶界中所包含的單相錫(Sn)的百分比的增加而降低。
如果該質量比(鈰-錫比，Ce/Sn)大于1.4，則除了具有鎂、鈰和錫的三元系的共晶化合物，在這些晶界中形成的Mg-Ce化合物的百分比將增加。
Mg-Ce化合物在150℃或更高溫度下其穩定性低于Mg-Ce-Sn三元化合物，因此鎂合金的蠕變強度趨于隨著在這些晶界中所包含的Mg-Ce化合物的百分比的增加而降低。
因此，所添加的鈰(Ce)和錫(Sn)的量之間的比值優選落入在上述范圍內。<第二組分>
而且，根據本發明的鎂合金第三模式，除了上述第一組分之外，還可以包括選自鋯(Zr)、鍶(Sr)和錳(Mn)(下面被稱為“第二組分”)的一種或多種元素，其含量小于1％質量比。
將少量上述元素添加在鎂合金，從而使得鎂合金的晶粒尺寸更小。
如上所述，鎂合金的每個晶體的晶粒尺寸在很大程度上取決于總體固化速率，并且這些晶體的晶粒尺寸越小，則屈服應力將越大。
在鎂合金的較厚部分中，固化進行得較慢；因此這些晶體的晶粒尺寸將變得更大，并且其強度將變得更低。
采用該第二組分，即使在其中固化進行相對較慢的較厚部分中，也可以使這些晶體的晶粒尺寸非常小，和在其中固化進行得更快的較薄部分中所能獲得的尺寸一樣小。而且，在晶界中的化合物均勻地擴散，并且因此在高溫條件下每個部分中的強度變化可以落入在足夠窄的范圍內。
在圖8中顯示出加入作為第二組分的鋯(Zr)的合金中的鋯(Zr)含量與該合金的晶粒尺寸之間關系。換句話說，圖8顯示出晶粒尺寸隨著根據本發明添加在該鎂合金第三模式中的鋯(Zr)量的變化，所述鋯含量在0.0-1.2％質量比的范圍內。如圖8中所示，隨著鋯(Zr)的加入量增加，晶體的晶粒尺寸降低。當加入超過0.8％質量比的鋯(Zr)時，添加鋯(Zr)的效果顯示出其最大。
當所添加的該第二組分的量為1％質量比或更大時，在晶粒或晶界中產生大量相對脆的化合物。因此，在晶粒或晶界中產生的大量相對脆的化合物將使鎂合金的延伸能力顯著下降，并且降低這些鎂合金的強度。要理解的是，當使用鍶(Sr)或錳(Mn)時，也可以實現添加第二組分的效果。
因此，在根據本發明的第二組分的添加量優選低于1％質量比，并且更優選為0.5-0.8％質量比。
因此，由第一組分和第二組分以及鎂構成的鎂合金，由于小尺寸晶粒的形成可以抑制初始蠕變變形，并且由于共晶化合物的形成能夠抑制穩態蠕變，因此可以有效提高鎂合金在高溫環境下的拉伸強度和屈服應力。
如上所述，根據本發明的鎂合金的第三模式在高溫條件下顯示出高蠕變強度，因此可以用于用在高溫條件下的結構材料，例如用于車輛的結構材料，尤其是那些適用于汽缸體、汽缸蓋、進氣岐管、氣缸蓋罩、鏈條箱、機油盤、變速器殼體、ECU架以及安裝在車輛發動機周圍的結構件的結構材料。
如上所述根據本發明的鎂合金的第一至第三模式，例如可以通過如將在下面所描述的鑄造工藝制成。也就是說，將添加有特定量釔(Y)的鎂或鎂合金熔融；然后在通過熔融步驟獲得的鎂或鎂合金的熔融金屬的頂面處，形成由釔(Y)制成的氧化物膜，這使得它能夠鑄造出根據本發明的鎂合金，同時防止鎂或鎂合金的氧化和燃燒。
因此，該鎂由作為主要成分的鎂和不可避免的雜質組成；該鎂合金由作為主要成分的鎂、添加元素和不可避免的雜質組成。這些添加元素是，適當地根據這些鎂合金的所期望性能而添加到鎂中的金屬元素。添加元素是熟知的，例如包括鋁。
根據本發明的鎂合金的上述鑄造工藝設計用于這種鎂和鎂合金。
之后，這種鎂和鎂合金必要時將一般被稱為“鎂材料”。<熔融的鎂材料>
通常，當要用鎂材料形成一部件時，首先將該鎂材料熔融成熔融材料。然后將該熔融的鎂材料澆注進模具中，并且使之在該模具中冷卻和固化，從而用鎂材料形成了該部件。
一般來說，熔融鎂材料的特征包括在與大氣中的氧接觸時，出現燃燒并伴隨著耀眼的光，從而形成氧化鎂(MgO)白色粉末；并且在與受熱的氧化鐵接觸時，出現劇烈反應，從而還原了氧化鐵同時生成單質鐵，由此形成氧化鎂(MgO)。因此，在處理熔融的鎂材料中應該注意避免不期望出現的氧化和燃燒，尤其要避免與氧氣接觸。(釔(Y))在根據本發明的鎂或鎂合金的鑄造工藝中，為了防止在鑄造期間會由大氣中的氧引起的熔融鎂材料的氧化和燃燒，將含量為0.002％質量比或更大優選為0.002-1.0％質量比，更優選為0.002-0.3％質量比的釔(Y)添加到鎂材料中。
之后，當添加有釔(Y)的該鎂材料開始熔融時，在熔融鎂材料的頂面處形成一層包含釔(Y)的致密氧化物膜。該氧化物膜用來使熔融鎂材料保持不與大氣中的氧接觸，因此防止了該熔融材料的氧化和燃燒。
要理解的是，釔(Y)的最小添加量是由試驗獲得的數值。下面將參照圖9，對將釔(Y)的添加量確定在上述范圍內的原因進行說明。
圖9的曲線圖顯示出直到含有釔(Y)的鎂的熔融金屬開始燃燒所需要的時間和所添加的釔(Y)的量之間的關系，其中添加有釔(Y)的鎂的熔融金屬暴露在含氧的環境中。
在圖9中，當釔(Y)的添加量小于0.002％質量比時，將添加有釔(Y)的鎂熔融金屬暴露在含有氧的環境中，會在非常短的時間內引起含有釔的鎂熔融金屬開始燃燒。這是因為包含釔(Y)的致密氧化物膜在鎂熔融金屬頂面上形成的較少。
已經顯示出，如果釔(Y)的添加量大于0.002％質量比，則出現抑制燃燒的效果并且隨著添加量而逐漸增加。
當釔(Y)的添加量為0.005％質量比時，含有釔(Y)的鎂熔融金屬在將該合金放進含氧環境中之后經過三分鐘才燃燒。
隨后，同樣抑制燃燒的時間隨著釔(Y)的添加量的增加而逐漸變長；當加入的(Y)量大于0.01％質量比時，即使當該鎂熔融金屬暴露在含氧環境中五分鐘，該鎂熔融金屬也來出現燃燒。
如上所述，在圖9中所示的試驗結果表明，添加到鎂中的釔(Y)量的下限為0.002％質量比。
因此，在可以用來制造根據本發明鎂合金的鑄造工藝中，如果添加到鎂材料中的釔(Y)為0.002％質量比或更多，則可以實現本發明的目的。
因此，由于釔(Y)是一種相對昂貴的元素，所以添加更多量的釔(Y)將會損害成本效率。而且，添加過多量釔(Y)可能使得釔(Y)與鎂形成合金。由于這些和其它原因，在鎂材料的鑄造工藝中釔(Y)的添加量優選為，以抑制鎂的熔融金屬的氧化和燃燒所需要的最小量，用來在鎂材料的熔融金屬上表面上形成氧化物膜。
因此添加到鎂材料中的釔(Y)量的上限可以適當根據所要制造的鎂合金的成本，或將鎂熔融金屬澆注進模具中的可操作性來確定，并且0.3％質量比(形成厚度大約為0.05mm的氧化物膜)是其中可以充分實現所期望的效果，而不損害可操作性的量。
根據如上所述的鎂或鎂合金的鑄造工藝，在鎂或鎂合金的熔融金屬頂面上形成含有釔(Y)的氧化物膜，因此將鎂或鎂合金的熔融金屬與含在空氣中的氧隔離開。因此，可以防止鎂或鎂合金的熔融金屬的氧化和燃燒。
即使在該鎂材料熔融金屬的溫度較高例如700℃或更高時，也能夠適當地實現添加釔(Y)的效果，并且即使將添加有釔(Y)的鎂材料熔融金屬長時間保持在高溫條件下，如在傳統阻燃方法中所使用的鈹或鈣的情況，在鎂材料熔融金屬中存在的元素量也不會隨著時間減少。
而且，當鎂材料是由添加有釔(Y)的鎂材料熔融金屬鑄造而成的時，釔(Y)的每個晶體結構(顆粒)的晶粒尺寸不會變得粗。換句話說，由鑄造工藝得到的鎂材料的每個晶體結構(顆粒)的晶粒尺寸被限制的小，因此可以獲得具有高耐熱性的鎂材料。
另外，使用添加有釔(Y)的鎂材料熔融金屬使得該鎂材料熔融金屬容易分離。因此，當將該鎂材料熔融金屬澆注進模具中時，可以防止鎂材料熔融金屬附著在鑄勺上與，這與沒有添加釔(Y)的鎂合金熔融金屬不一樣。
另外，當在形成鑄件之后，使鑄件與模具分離時更容易進行脫模；因此可以實現良好的可操作性。
含有釔(Y)的氧化物膜的特殊性能可以產生以下特性，例如適當的潤濕特性、表面張力等。
本發明人和他們的同事采用如上所述的根據本發明的鎂合金的鑄造工藝，并且如將在下面所述。實際上進行鎂合金的鑄造。
在保護氣體(氬(Ar)+5％六氟化硫(SF6))氛圍中，在小型熔煉爐(10kg)中將加入有0.028％質量比的釔的純鎂，以及作為對比實施例的沒有添加釔(Y)的純鎂分別進行加熱，直到每個都在700℃下熔融。
在由鍋爐鋼制成的熔化鍋中進行鎂的熔融，所述熔化鍋的內部經過滲鋁處理。該鍋的尺寸為內徑150mm，深度200mm，并且熔融金屬與外界氣體接觸的表面積為177cm2。形成在鎂材料熔融金屬表面上的氧化物膜的厚度大約為0.05mm。
在將熔融金屬保持在700℃下五分鐘之后，停止保護氣體，并且除去鍋蓋，并且觀察熔融金屬表面的變化。
即使從保護氣體停止已經經過了五分鐘，已經添加有釔(Y)的純鎂熔融金屬也沒有燃燒。
另一方面，沒有添加任何釔(Y)的純鎂熔融金屬在保護氣體停止之后大約10分鐘開始燃燒，并且在該純鎂熔融金屬的表面上可以看到由于燃燒產生的黑色顆粒狀氧化物。
為了將添加有釔(Y)的純鎂鑄造船形模制件，將鎂熔融金屬澆注進該模具中。在澆注操作期間，鎂熔融金屬不會附著在鍋或鑄勺上，因此可以有效地進行該澆注操作。
如上所述，本發明用來通過將預定量釔(Y)添加到鎂或鎂合金中，來防止鎂或鎂合金熔融金屬燃燒。
這里，采用用上述實施例中的熔化鍋(內徑為150mm，深度為200mm并且熔融金屬與外界空氣接觸的表面積為177cm2)，形成在鎂熔融金屬表面上的氧化物膜厚度，在釔的添加量為0.3％質量比時為0.05mm，并且當釔的添加量為1.0％質量比時為0.2mm。
更具體地說，加入的釔量(Y)越大，則形成在鎂熔融金屬表面上的氧化物膜越穩定。但是，已經顯示出，如果氧化物膜太厚，則在將鎂熔融金屬澆注進模具中的可操作性將會降低，并且鑒于可操作性，該氧化物膜的厚度應該優選小于0.05mm。
因此，為了防止鎂熔融金屬由于與外界氣體接觸而燃燒，形成在鎂熔融金屬表面上的氧化物膜的厚度小于0.2mm，并且優選小于0.05mm。該氧化物膜厚度的下限是在加入的釔量為0.002％質量比的鎂熔融金屬表面上形成的氧化物膜的厚度，即大約為0.01mm。
或者，由于在將鎂熔融金屬澆注進模具中時，氧化物膜的厚度逐漸降低，所以可以適當根據形成在鎂熔融金屬表面上的氧化物膜的厚度或者根據在熔化鍋中的熔融金屬深度/殘余量來添加釔(Y)。
上述鎂合金鑄造工藝不僅適用于本發明的鎂合金，而且還適用于常用的鎂或鎂合金。工作實施例下面將對本發明的工作實施例進行詳細說明。但是要理解的是，本發明并不限于這些實施例。
首先，為了制備具有如表1所示的組分的材料，在電熔煉爐中，在氬和六氟化硫氣體混合物的氛圍中使純鎂熔融，并且注入預定量的第一組分和第二組分，然后攪拌并且靜置。將所得到的熔融金屬澆注進30mm高、25mm寬并且200mm長的金屬模具中以獲得鑄造材料。
在其內部經過滲鋁處理的熔化鍋中進行熔化過程，并且當純鎂的溫度達到700℃時注入這些元素。
在200℃的氛圍中將該鑄造材料均熱以進行100小時熱滯，之后取出拉伸試驗試樣和蠕變試驗試樣并進行拉伸試驗和蠕變試驗。對于這些試驗試樣采用JIS No.4 Piece。
使用5噸Autograph試驗機，在200℃的氛圍中以0.5mm/分鐘的拉伸速度進行拉伸試驗。在蠕變試驗中，在200℃下施加50MPa負載100小時，以測量整體延伸百分比。
表1

同樣方式，在下表2中顯示出由其中采用釓(Gd)作為第一組分的試驗所得到的結果；在下表3中顯示出由其中采用鋱(Tb)作為第一組分的試驗所得到的結果；在下表4中顯示出由其中采用鏑(Dy)作為第一組分的試驗所得到的結果；在下表5中顯示出由其中采用鈥(Ho)作為第一組分的試驗所得到的結果；并且在下表6中顯示出由其中采用釔(Y)作為第一組分的試驗所得到的結果。
表2

MM為稀土混合物(其共晶溫度用最低的Sm來評估)
表3

MM為稀土混合物(其共晶溫度用最低Sm進行評估)
表4

MM為稀土混合物(其共晶溫度用最低Sm進行評估)
表5

MM為稀土混合物(其共晶溫度用最低Sm進行評估)
表6

MM為稀土混合物(其共晶溫度用最低Sm進行評估)因此，通過添加滿足特定條件(實施例1-65)的第一、第二和第三組分而制備出的鎂合金顯示出比其中采用其原子半徑與鎂相差14％或更多的鈣的實施例(對比實施例1和2)，和比其中具有其半徑小于鎂原子的鋁、鋅等的實施例(對比實施例3-6)更優異的性能。因此，可以確保根據本發明的鎂合金的實用性。[第二工作實施例]接下來，為了制備出具有如表7所示一樣的組分的材料，在電熔煉爐中的氬和六氟化硫氣體混合物的氛圍中將純鎂熔融，并且注入預定量的第一組分和第二組分，然后攪拌，之后靜置。將所得到的熔融材料澆注進30mm高、25mm寬并且200mm長的金屬模具中，以便獲得鑄造材料。
將混合稀土(MM)用作鑭系元素中在鑭至銪范圍內的元素。
而且，在其內部經過滲鋁處理的熔化鍋中進行熔融過程，并且當純鎂的溫度達到700℃時注入這些元素。
在200℃的氛圍中將該鑄造材料均熱以進行100小時熱滯，之后取出拉伸試驗試樣和蠕變試驗試樣并進行拉伸試驗和蠕變試驗(這兩者都采用JIS No.4Piece形式)。
使用5噸Autograph試驗機，在200℃的氛圍中以0.5mm/分鐘的拉伸速度進行拉伸試驗。在蠕變試驗中，在200℃下施加50MPa負載100小時，以測量整體延伸百分比。在圖7中顯示出這些結果。
表7

從表7中可以看出，通過添加分別滿足本發明所要求的特定條件(其元素種類和用量)的第一、第二并且必要時第三組分而制備出的鎂合金(實施例66至82)顯示出比其中采用小于1％質量比或大于15％質量比的作為第二組分的鈰(Ce)的實施例(對比實施例9和10)，和普通鎂合金(對比實施例11-17)更優的性能。因此，可以確保根據本發明的鎂合金在高溫下的優良性能。[第三工作實施例]接下來，為了制備出具有如表8所示組分的材料，在電熔煉爐中，在氬氣和六氟化硫氣體混合物的氛圍中將純鎂熔融，并且注入預定量的第一組分和第二組分，然后攪拌，之后靜置。將所得到的熔融材料澆注進30mm高、25mm寬并且200mm長的金屬模具中，以便獲得鑄造材料。
在其內部經過滲鋁處理的熔化鍋中進行熔融過程，并且當純鎂的溫度達到700℃時注入這些元素。
在150℃的氛圍中將該鑄造材料均熱以進行100小時熱滯，之后取出拉伸試驗試樣和蠕變試驗試樣并進行拉伸試驗和蠕變試驗(這兩者都采用JIS No.4 Piece形式)。
使用5噸Autograph試驗機，在150℃的氛圍中以0.5mm/分鐘的拉伸速度進行拉伸試驗。在蠕變試驗中，在150℃下施加50MPa負載100小時，以測量整體延伸百分比。
表8

因此，已經顯示出，如果在所得到的鎂合金中的鈰(Ce)和錫(Sn)的添加量各自落入預定范圍內，并且如果以質量計的鈰(Ce)和錫(Sn)的添加比(鈰/錫比值或Ce/Sn比)落在0.6-1.4的范圍內(實施例83-89)，則與具有普通組分(對比實施例29-36)等的合金相比，整體蠕變延伸率(％)受到限制。
而且，當鈰(Ce)和錫(Sn)的添加量都小于下限(分別為2％質量比和10％質量比)(對比實施例25)，或者當只有鈰(Ce)的添加量小于下限(2％質量比)(對比實施例26)，則這些鎂合金在蠕變測試期間會中途斷裂。推測這是因為所形成的共晶化合物的量太少，以致于不能抑制鎂合金的變形。
另外，當鈰(Ce)和錫(Sn)的添加量各自都落入在預定范圍內時，并且如果以質量計的鈰(Ce)和錫(Sn)的添加比值(鈰/錫比或Ce/Sn比)超出0.6-1.4的范圍(實施例3)，則整體蠕變延伸率(％)基本上等于或好于具有普通組分的合金(對比實施例29-36)。
因此，已經顯示出，其鈰(Ce)和錫(Sn)的添加量在預定范圍內的鎂合金的蠕變延伸率(％)顯示出比具有普通組分的鎂合金更好的結果，并且如果所添加的鈰(Ce)和錫(Sn)的比值落入在0.6-1.4的范圍內的話，則可以實現更合乎要求的結果。
因此，可以確保根據本發明的鎂合金的實用性。
要理解的是，本發明并不限于本發明的上述形式，例如如下其它形式將落入在本發明的范圍內。(第一種變型)(1)一種耐熱鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及半徑比鎂原子大9-14％并且其在與鎂構成的固溶體中最大含量為2％質量比或更大的元素，該元素以不超過可以在與鎂均勻混合的固溶體中最大量的量混合，由此可以提高其晶粒的內部強度。
(2)一種耐熱鎂合金，它還包括其與鎂的共晶溫度為540℃的元素，該元素其添加的量為1-15％質量比。
(3)一種由上述耐熱鎂合金構成的用于車輛的結構材料。(第二種變型)(1)一種耐熱鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及其含量為0.5-3.8％質量比的釓，其中釓之外的剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。
(2)一種耐熱鎂合金，除了上述耐熱鎂合金之外，還包括選自在元素周期表中的鑭系元素中的鑭至銪中的至少一種元素，其含量為1-15％質量比。
(3)一種耐熱鎂合金，除了上述耐熱鎂合金之外，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
(4)一種由上述耐熱鎂合金構成的用于車輛的結構材料。(第三種變型)(1)一種耐熱鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及其含量為0.5-3.8％質量比的釓，其中釓之外的剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。
(2)一種耐熱鎂合金，除了上述耐熱鎂合金之外，還包括選自在元素周期表中的鑭系元素中的鑭至銪中的至少一種元素，其含量為1-15％質量比。
(3)一種耐熱鎂合金，除了上述耐熱鎂合金之外，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
(4)一種由上述耐熱鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
工業實用性本發明實現了在高溫下具有高屈服應力和高蠕變強度的鎂合金。因此本發明可以用于暴露于高溫條件的加強部件，例如車輛的發動機，從而可以將在螺栓緊固部分中的軸向力的下降限制到最小，并且可以實現車體重量的顯著降低。
而且，本發明實現了在150℃或更高溫度下具有高蠕變強度的鎂合金，因此可以用于暴露于高溫條件的加強部件，例如車輛的發動機，從而可以將在螺栓緊固部分中的軸向力的下降限制到最小，并且可以實現車體重量的顯著降低。
另外，本發明實現了一種鎂或鎂合金的鑄造工藝，通過該工藝可以鑄造鎂與鎂合金，并使得鎂或鎂合金的熔融金屬在氧氣存在下不會氧化或燃燒，因此使得該工藝比普通的鑄造鎂或鎂合金方法更加容易鑄造出鎂或鎂合金，同時防止鎂或鎂合金的熔融金屬氧化或燃燒。
權利要求
1.一種鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及半徑比鎂原子大9-14％并且其在與鎂構成的固溶體中最大濃度為2％質量比或更大的一種元素，其中該元素被以不超過能夠在與鎂的固溶體中均勻混合的最大量的量混合，由此提高其晶粒的內部強度。
2.如權利要求1所述的鎂合金，它還包括具有與鎂的共晶溫度為540℃的一種元素，其中該元素的添加量范圍為1-15％質量比。
3.一種由如權利要求1所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
4.一種由如權利要求2所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
5.一種鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及其含量范圍為0.5-3.8％質量比的釓，其中除了釓之外的剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。
6.如權利要求5所述的鎂合金，還包括選自在元素周期表中的鑭系元素中的鑭至銪之間各元素中的至少一種元素，其含量范圍為1-15％質量比。
7.如權利要求5所述的鎂合金，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
8.如權利要求6所述的鎂合金，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
9.一種由如權利要求5所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
10.一種由如權利要求6所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
11.一種由如權利要求7所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
12.一種由如權利要求8所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
13.一種鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及含量范圍為2.0-10.0％質量比的鈰和含量范圍為1.4-7.0％質量比的錫，其中除了鈰和錫之外的剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。
14.如權利要求13所述的鎂合金，其中鈰與錫(鈰/錫)的比值落在0.6-1.4的范圍內。
15.如權利要求13所述的鎂合金，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
16.如權利要求14所述的鎂合金，還包括選自鋯、鍶和錳中的至少一種元素，其含量低于1％質量比。
17.一種由如權利要求13所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
18.一種由如權利要求14所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
19.一種由如權利要求15所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
20.一種由如權利要求16所述的鎂合金構成的用于車輛的結構材料。
全文摘要
一種耐熱鎂合金，它包括作為主要成分的鎂，以及其半徑比鎂原子大9－14％并且其在與鎂構成的固溶體中最大濃度為2％質量比或更大的元素，該元素被以不超過能夠在固溶體中與鎂均勻混合的最大量的量混合，由此提高其晶粒的內部強度。或者，添加有含量為0.5－3.8％質量比的釓，從而除了釓之外的剩余部分由鎂和不可避免的雜質構成。該鎂合金用來抑制屈服應力的降低和蠕變變形，由其是在用在高溫通常為200℃下時的初始蠕變變形。該鎂合金可以用作車輛的結構材料，從而可以獲得一種重量輕型且耐熱的結構材料。
文檔編號C22C23/00GK1464913SQ02802647
公開日2003年12月31日 申請日期2002年8月9日 優先權日2001年8月13日
發明者木皮和男, 白石隆, 深津敦 申請人:本田技研工業株式會社