专利名称：耐热镁合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及耐热Mg—Al—Zn—稀土元素镁合金，这种合金在耐热和强度特性方面十分优良。
镁(Mg)的比重为1.74，在工业金属材料中它是最轻的金属，在机械性能方面它可与铝合金相比美。因此，镁已经被视为可以在航空、汽车等领域中使用的工业金属材料，并且它能满足轻型要求，减少燃料消耗的要求等。
传统的镁合金中，Mg—Al金属，例如AM60B，AM50A，AM20A合金等，按照ASTM，它们含有2—12％(重量)的铝(Al)，并且其中添加痕量的锰(Mn)。在Mg—Al合金相图中存在共晶体系，该共晶体系在富Mg侧含有α—Mg固溶体和β—Mg17Al12化合物。当Mg—Al合金经受热处理时，会出现时效硬化，引起Mg17Al12中间相的沉淀。而且，Mg—Al合金通过固溶处理可在强度和韧性方面得以改进。
此外，还有Mg—Al—Zn合金，例如AZ91C合金等，按照ASTM，它们含有5—10％(重量)的Al，和1—3％(重量)的Zn。在Mg—Al—Zn合金相图中，在Mg—Al—Zn化合物形成结晶的富Mg侧有很宽的α固溶体区域。铸态Mg—Al—Zn合金坚韧并且有优良的耐腐蚀性，但通过时效硬化在机械性能方面可进一步改进。此外，在Mg—Al—Zn合金中，通过淬火和回火可使Mg—Al—Zn化合物象珠光体那样在晶界处沉淀出来。
在铸态Mg—Zn合金中，当按2％(重量)的数量将Zn添加到Mg中时，可以获得最大的强度和延伸率。为了改进可铸性和获得无断裂铸件，可将更多的Zn添加到Mg中。然而，当Mg—6％Zn合金是铸态时，它会呈现出低到17kgf/mm2的抗拉强度。尽管可以通过T6处理(即，固溶处理后的人工硬化)来提高它的抗拉强度，但它仍然不如Mg—Al合金的抗拉强度。作为Mg—Zn合金，ZCM630A(例如，Mg—6％Zn—3％Cu—0.2％Mn)已可在市场上买到。
此外，对耐热性优良从而适合于高温用途的镁合金业已进行了调研。结果，研究出一种添加有稀土元素(下文中简称为“R.E.”)的镁合金。这种镁合金的机械性能在常温下稍劣于铝合金。但在250—300℃的高温下它呈现出的机械性能可与铝合金媲美。例如，下列含有R.E.的镁合金已被引入实际应用没有Zn的EK30A合金(例如Mg—2.5至4％R.E.—0.2％Zr)，和含有Zn的ZE41A合金(例如Mg—1％R.E.—2％，Zn—0.6％，Zr)。
在上述镁合金中，Mg—Al或Mg—Al—Zn合金的成本花费较少，它可以是压模铸件，并且它逐渐被用于在最高为60℃的低温下使用的构件。然而，由于Mg—Al合金具有低熔点并由于它在升高的温度下是不稳定的，因此，它的高温强度差而且在高温下它的抗蠕变性能大大地降低。
例如，AZ91D，类似于AZ91C合金的Mg—Al—Zn合金中的一种，它在室温或最高为150℃时的可铸性、耐腐蚀性和抗拉强度都很好，但是它在100℃或更高温度下的抗蠕变性低劣。在高温下抗蠕变性能低的情况下，会出现一个问题，即由这些合金制成的零部件当它在工作期间温度升高时会在许多部位，例如在用螺栓紧固的部位呈现出很差的拉紧力(即轴向力)。当用压铸方法生产这种零部件时，这个问题尤其值得注意。
镁合金中含的铝在凝固期间形成Mg17Al12结晶。当冷却速率和压铸速率一样快时，会出现许多与晶界邻接的区域[即枝状晶胞(dendritic cells)]，含有溶质原子(例如铝原子)的区域以高浓度优先结晶。由于有这些不稳定的铝原子存在，在温度升高的环境中晶界扩散快，因而可以认为不稳定的铝原子助长了蠕变作用。
为了解决上述用于压铸的常规Mg—Al镁合金的问题，例如抗蠕变性能差的问题，研究出了本发明。因此，本发明的目的是提供一种耐热镁合金，这种合金在150℃时的蠕变性能得到改进，它在室温至最高为100℃的温度范围肯定能显示出预定的抗拉强度，并且它的可铸性和耐腐蚀性也得到提高。
为了达到上述目的，本发明者们调研了镁合金中不会导致形成枝状晶胞的铝浓度。结果，他们发现通过将铝浓度限制在1.0—3.0％(重量)范围内就可抑制枝状晶胞的形成。他们还发现如果按0.25—3.0％(重量)的数量有效地添加锌肯定可得到在室温至最高为100℃的温度范围内具有预定抗拉强度和延伸率的产品。此外，他们还发现如果把能够在镁合金的晶界处形成高熔点结晶的稀土元素，例如铈(Ce)和钕(Nd)，以0.5—4.0％(重量)的数量添加到镁合金中，就可以强化所得镁合金的晶界。而且，他们还发现如果按0.1—1.0％(重量)的数量将锰(Mn)添加到镁合金中，就可以提高弹性极限应力，并发现如果将锰以0.2—0.3％(重量)的有限数量添加到其中，就可以提高耐腐蚀性。因而，本发明者们完成了按照本发明的耐热镁合金。
本发明耐热镁合金具有优良的延伸率和抗拉强度，它可用下列通式表示Mg—(“a”％重量)Al—(“b”％重量)Zn—(“c”％重量)稀土元素；其中，“a”表示铝含量，它在1.0—3.0％(重量)的范围内；“b”表示锌含量，它在0.25—3.0％(重量)的范围内；“c”表示稀土元素含量，它在0.5—4.0％(重量)的范围内；当“b”在0.25≤“b”≤1.0范围内时，“a”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋1.0当“b”在1.0≤“b”≤3.0范围内时，“a”，“b”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋“b”≤(1/2)“c”＋4.0。
此外，本发明耐热镁合金，如果需要，还可通过使含Mn量为0.1—1.0％(重量)来提高它的弹性极限应力。而且，同样还可使含Mn量局限在0.2—0.3％(重量)来提高它的耐腐蚀性。
在本发明耐热镁合金中，由于铝浓度被限制在不会形成枝状晶胞的1.0—3.0％(重量)范围内，从而由本发明耐热镁合金制得的产品在100℃或更高的高温下的抗蠕变性能方面得以改进。还由于以0.25—3.0％(重量)的数量添加Zn，从而由它制得的产品在室温至最高为100℃时的抗拉强度和延伸率方面得以提高，并同时改善了其可铸性。而且，由于以0.5—4.0％(重量)的数量添加稀土元素，例如Ce和Nd，从而在本发明耐热镁合金的晶界处形成高熔点结晶，以致强化了晶界，从而使这种合金制得的产品在150℃时的蠕变性能方面得以改进。
特别是，当Mn以0.1—1.0％(重量)的数量添加到本发明耐热镁合金时，由这种合金制得的产品其弹性极限应力提高了而螺栓紧固的轴向力只有较少降低。MN的添加量即使很少它也能溶解入晶粒中，从而能有效地实现固溶强化或硬化。结果是，Mn改进了室温下和高温下由该合金制得的产品的弹性极限应力。由于初始轴向力的降低取决于材料(即待紧固的构件)的弹性极限应力，因此可以认为增加Mn可提高该性能。而且，当Mn以0.2—0.3％(重量)的有限量添加于其中时，由该合金制得的产品的耐腐蚀性也提高了。
以下叙述本发明耐热镁合金中添加各种合金元素以及将其组成限制在上述范围内的理由。
1.0—3.0％(重量)的Al由镁合金制得的产品的轴向力保持率随着Al含量的增加而降低。
图1表示对由镁合金制得的试样的轴向力保持率的变化进行评价的结果，该合金含Zn量为2.0％(重量)，R.E.量为2.9％(重量)，Mn量为0.2％(重量)，其余为Mg和不可避免的杂质，并向其中添加了0—4.0％(重量)的Al。轴向力保持率的目标值被定成试样在150℃的温度下经历300小时衰减之后保持50％。因此，3.0％(重量)的Al含量被定成能满足该目标值的上限。图2是表示对由相同镁合金制成的试样的热撕裂出现率进行评价的结果。从图中可清楚地看出，当Al含量低于1.0％(重量)时，热撕裂似乎较有可能发生。因此，1.0％(重量)的铝含量被定为下限。更优选的是，本发明耐热镁合金的含铝量为1.5—2.5％(重量)。
在评价轴向力保持率时，进行拉伸蠕变试验其目的在于测量试样的蠕变量。在此，将镁合金熔融并制成一圆柱状试样，其内径为7mm，外径为15mm，长度为25mm，是用一个带有热室的压模通过压铸方法制成，其铸造温度为690℃，模温为80—120℃，铸造压力为300kgf/mm2。在常温和表面压力为6.5kgf/mm2下将该圆柱状试样在两端用螺栓和螺帽固紧，将它放在温度升至150℃的炉内保留300小时，然后测量螺栓的延伸率以便检验试样的轴向力保持率。
在评价热撕裂出现率时，进行热撕裂出现试验以便观察在试样中热撕裂的出现率。为此，将镁合金制成一正方形盒试样，它具有以下将要详述的预定半径的弯角。如图17所示，用于压铸热撕裂出现试验的试样10是一个圆柱体，它的横截面是正方形，它的厚度为3—4mm，它的每一侧边长为200mm。铸口12安排在14侧边上，而绝热体18安排在16侧面上，16侧面与带有铸口12的14侧边相对。16侧面的一端制成半径为1.0mm的圆角20，而16侧面的另一端制成半径为0.5mm的圆角22。这种压铸热撕裂试样打算用于试验由于凝固收缩产生的应力而在圆角20或22处引起的热撕裂。由于在用绝热体18覆盖的部分和其它部分之间的凝固时间不同而导致这种凝固收缩。
0.25—30％(重量)的Zn图4表示对由镁合金制成的试样在室温下的抗拉强度的变化进行评价的结果，该合金含有2.0％(重量)的Al，2.9％(重量)的R.E.，0.2％(重量)的Mn，其余为Mg和不可避免的杂质，并向其中添加0—4.0％(重量)的Zn。图5表示对由相同镁合金制成的试样在100℃下的延伸率变化进行评价的结果。为此，对试样进行抗拉强度试验，该试验具有哑铃状外形和符合ASTM“80—91”，第12，2，1节规定的尺寸。从图4和5中可清楚地看出，由于添加了0.25％(重量)或更多的Zn，试样不仅提高了在室温下的抗拉强度而且也提高了100℃时的延伸率。单从室温抗拉强度方面来看，Zn的添加量最好是10％(重量)或更高。然而，从图3可看出，图3表示对由相同镁合金制成的试样在轴向力保持率方面的变化进行评价的结果，当Zn的添加量多时，轴向力保持率降低。因此，能满足上述目标轴向力保持率的Zn含量上限被定为3.0％(重量)。更优选的是，本发明耐热镁合金的含Zn量为0.5—1.5％(重量)。
尤其是，当添加的Zn量少时，它溶于镁合金的晶粒中，并与Mg、Al和RE一起形成高熔点的化合物，从而提高了抗拉强度、延伸率和抗蠕变性能。然而，当添加的Zn多时，在晶界处也会出现含有Mg、Al和Zn但不含R.E.的低熔点化合物，从而降低抗蠕变性能。
0.5—4.0％(重量)的R.E.图6示出对由镁合金制成的试样的轴向力保持率变化进行评价的结果，该合金含有2.0％(重量)的Al、2.0％(重量)的Zn、0.2％(重量)的Mn，其余为Mg和不可避免的杂质，并且向其中添加0—4.0％(重量)的R.E.。从图6中可清楚地了解，由于添加了0.5％(重量)或更多的R.E.，使试样的轴向力保持率有了明显的改进。然而，从图7可清楚地看出，图7示出对由相同镁合金制成的试样在室温下的抗拉强度进行评价的结果，当R.E.的添加量多于4.0％(重量)时，室温抗拉强度降低。因此，R.E含量的上限被规定为4.0％(重量)。更优选的是，本发明耐热镁合金的含R.E.量为2.5—3.5％(重量)。
至于R.E.，可优先使用含铈(Ce)作为主要成分的混合稀土，但是其中用钕(Nd)来代替混合稀土的镁合金同样产生有利的效果。
特别是，更优选R.E.，是一种至少含铈(Ce)的混合稀土，而且混合稀土的含Ce量最好为45—55％(重量)。
0.1—1.0％(重量)的MnMn能溶入晶粒中，从而影响固溶强化或硬化。结果，由含Mn的镁合金制成的产品可以抑制初始轴向力降低。为了获得这种有利效果，必须向镁合金中添加0.1％(重量)或更多的Mn。向其中添加大约0.4％(重量)的Mn会使抑制初始轴向力降低的有利效果达到饱和。然而，当向其中添加的Mn量多于1.0％(重量)时，会产生Mn—Al—R.E.结晶，从而导致热撕裂(hottearings)。因此，Mn添加量的上限被定为1.0％(重量)。尤其是，向其中添加的Mn量为0.2％(重量)或更多时，Mn和Al同时起作用以致能够除去对所得产品的耐腐蚀性有不利影响的Fe。然而，当向其中添加的Mn量多于0.3％(重量)时，则不能改进其耐腐蚀性。因此，当希望改进耐腐蚀性时，最好将Mn添加量的上限定为0.3％(重量)。
此外，在本发明耐热镁合金中，适当地安排铝含量“a”，锌含量“b”和R.E.，含量“c”，使其当“b”在0.25≤“b”≤1.0范围内时，满足关系式“c”≤“a”＋1.0；当“b”在1.0≤“b”≤3.0范围内时，满足关系式“c”≤“a”＋“b”≤(1/2)“c”＋4.0。规定它们满足这些关系式，因为当R.E.的添加量多于由Al含量计算得的数量时所得产品的室温抗拉强度降低，也就是说，在Al含量上添加系数1.0(例如“a”＋1.0)，并且还因为当Al和Zn的添加总量多于由R.E.含量计算得的数量时所得产品的蠕变性能变坏，也就是说，R.E含量乘1/2并加系数4.0(例如(1/2)“c”＋4.0)。
因此，本发明耐热镁合金可用通式Mg—(“a”％重量)Al—(“b”％重量)Zn—(“c”％重量)稀土元素表示，其中“a”表示铝含量范围为1.0—3.0％(重量)；“b”表示Zn含量范围为0.25—3.0％(重量)；和“c”表示稀土元素含量范围为0.5—4.0％(重量)；并且当“b”在0.25≤“b”≤1.0范围内时，“a”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋1.0；当“b”在1.0≤“b”≤3.0范围内时，“a”，“b”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋“b”≤(1/2)“c”＋4.0。由于铝含量被限制在1.0—3.0％(重量)范围内，因此不会形成枝状晶胞，由本发明耐热镁合金制成的产品在100℃或更高的高温时具有的抗蠕变性能可得到改进。由于添加0.25—3.0％(重量)的Zn，因此由该合金制成的产品可以保证从室温至100℃时的抗拉强度和延伸率，同时还可提高其可铸性。由于添加0.5—4.0％(重量)的稀土元素，如Ce和Nd，可使得在本发明耐热镁合金的晶界处形成高熔点结晶，以致强化了晶界，从而提高了由该合金制成的产品在150℃时的蠕变性能。在另外添加0.1—1.0％(重量)Mn的情况下，所得产品可以抑制初始轴向力的降低，尤其是在另外添加有限量的0.2—0.3％(重量)的Mn时，所得产品还可进一步提高耐腐蚀性。
参考以下结合附图及其详细说明(所有这些构成公开内容的一部分)而进行的叙述，可以清楚地了解本发明更完整的评价和许多优点。
图1所示曲线表示本发明耐热镁合金的轴向力保持率和Al含量之间的关系。
图2所示曲线表示本发明耐热镁合金的热撕裂出现率和Al含量之间的关系。
图3所示曲线表示本发明耐热镁合金的轴向力保持率和Zn含量之间的关系。
图4所示曲线表示本发明的耐热镁合金的室温下抗拉强度和Zn含量之间的关系。
图5所示曲线表示本发明耐热镁合金的100℃时延伸率和Zn含量之间的关系。
图6所示曲线表示本发明耐热镁合金的轴向力保持率和R.E，含量之间的关系。
图7所示曲线表示本发明耐热镁合金的室温下抗拉强度和R.E含量之间的关系。
图8所示点聚图表示本发明耐热镁合金的组成，该合金含Zn量为1.0％(重量)并具有预定值或更高的抗拉强度和轴向力保持率。
图9所示点聚图表示本发明耐热镁合金的组成，该合金含Zn量为2.0％(重量)并具有预定值或更高的抗拉强度和轴向力保持率。
图10所示点聚图表示本发明耐热镁合金的组成，该合金含Zn量为3.0％(重量)并具有预定值或更高的抗拉强度和轴向力保持率。
图11所示点聚图表示本发明耐热镁合金的组成，该合金含Zn量为0.25％(重量)并具有预定值或更高的抗拉强度和轴向力保持率。
图12所示显微照相图示出含Al和Zn量高于本发明耐热镁合金组成范围的对比镁合金。
图13所示显微照相图示出本发明耐热镁合金。
图14所示曲线表示对本发明耐热镁合金.对比镁合金以及传统镁合金进行拉伸蠕变试验的结果。
图15所示曲线表示本发明耐热镁合金的初始轴向力保持率和含Mn量之间的关系。
图16所示曲线表示本发明耐热镁合金的热撕裂出现率和Mn含量之间的关系。
图17是为压铸热撕裂发生试验而制备的试样的透视图。
已经一般性地叙述了本发明，通过参考本文中提供的具体最佳实施方案，可进一步地了解本发明，这些实施方案仅用于说明而不打算用来限制附属权利要求的范围。
以下和传统的镁合金或对比例一起叙述本发明耐热镁合金的最佳实施方案，其目的是证实本发明的有利效果。
第一优选实施方案制备以下四种镁合金第一种镁合金含Zn量为1.0％(重量)，含Al量为0—4.0％(重量)，含R.E.量为0—4.0％(重量)，其余为Mg和不可避免的杂质(下文中简称为“合金”A“ ”)。
第二种镁合金含Zn量为2.0％(重量)、含Al量为0—4.0％(重量)、含R.E.量为0—5.0％(重量)，其余为Mg和不可避免的杂质(下文中简称为(“合金”B“ ”)。
第三种镁合金含Zn量为3.0％(重量)、含Al量为0—4.0％(重量)，含R，E.量为0—5.0％(重量)，其余为Mg和不可避免的杂质(下文中简称为“合金”C“ ”)。
第四种镁合金含Zn量为0.25％(重量)、含Al量为0—4.0％(重量)、含R.E.量为0—5.0％(重量)，其余为Mg和不可避免的杂质(下文中简称“合金”D“ ”)。
将这四种合金，即从合金“A”至“D”，熔融并制成上述ASTM“80—91”，第12，2，1节中所规定的圆柱状试样和哑铃状试样。将这些圆柱状试样置于150℃的炉中保留300小时后，检验它们的轴向力保持率，并检验哑铃状试样的室温下抗拉强度。对合金“A”，“B”，“C”和“D”的检验结果分别示于图8、9、10和11中。在这些图中，制成圆柱状试样并且其轴向力保持率为50％或更低的镁合金用符号“X”标记；制成哑铃状试样并且其室温抗拉强度为200MPa或更低的镁合金用实心三角形(▲)标记；制成圆柱状试样并且其轴向力保持率为50％或更高以及哑铃状试样并且其室温抗拉强度为200MPa或更高的镁合金用实心圆(●)标记。
图8示出对用通式Mg—(“a”％重量)Al—(“b(＝1.0”％重量)Zn—(“c”％重量)R.E.表示的合金“A”进行检验的结果。图8中，在合金“A”中，用实心圆(●)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.、含量“c”满足以下条件1.0≤“a”≤3.0；1.0≤％”≤3.0；0.5≤“c”≤4.0；和“C”≤“a”＋“b”≤(1/2)“C”＋4.0的那些合金位于其四边形“ABCD”所包括的区域内，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是轴向力保持率为50％或更高和室温抗拉强度为200MPa或更高。另一方面，在合金“A”中，用符号“X”或实心三角形(▲)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”不满足上述条件的那些合金位于四边形“ABCD”区的外面，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更低和其室温抗拉强度为200MPa或更低。因此，对组成能满足上述条件的合金进行检验，以确定本发明的有利效果。
图9示出对用通式Mg—(“a”％重量)Al—(“b(＝2.0)”％重量)Zn—(“C”％重量)R.E.表示的合金“B”进行检验的结果。图9中，在合金“B”中，用实心圆(●)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”满足以下条件1.0≤“a”≤3.0；1.0≤“b”≤3.0；0.5≤“C”≤4.0；和“C”≤“a”＋“b”≤(1/2)“C”＋4.0的那些合金位于其六边形“ABCDEF”所包括的区域内，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更高和其室温抗拉强度为200MPa或更高。另一方面，在合金“B”中，用符号“X”或实心三角形(▲)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E含量“C”不满足上述条件的那些合金位于六边形“ABCDEF”区的外边，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃试样分别是其轴向力保持率为50％或更低和其室温抗拉强度为200MPa或更低。因此，对组成满足上述条件的合金进行检验，以确定本发明的有利效果。
图10示出对用通式Mg—(“a”重量)Al—(“b(＝3.0)”％重量)Zn—(“C”％重量)R.E.表示的合金“C”进行检验的结果。图10中，在合金“C”中，用实心圆(●)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”满足以下条件1.0≤“a”≤3.0；1.0≤“b”≤3.0；0.5≤“C”≤4.0；和“C”≤“a”＋“b”≤(1/2)“C”＋4.0的那些合金位于其四边形“ABCD”包括的区域内，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更高和其室温抗拉强度为200MPa或更高。另一方面，在合金“C”中，用符号“X”或实心三角形(▲)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”不满足上述条件的那些合金位于四边形“ABCD”区的外边，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更低，或其室温抗拉强度为200MPa或更低。因此，对组成满足上述条件的合金进行检验，以确定本发明的有利效果。
图11示出对用通式Mg—(“a”％重量)Al—(“b(＝0.25)”％重量)Zn—(“C”％重量)R.E.表示的合金“D”进行检验的结果。图11中，在合金“D”中，用实心圆(●)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”满足以下条件1.0≤“a”≤3.0；0.25≤“b”≤1.0；0.5≤“C”≤4.0；和“C”≤“a”＋1.0的那些合金位于其四边形“ABCD”包括的区域内，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更高，和其室温抗拉强度为200MPa或更高。另一方面，在合金“D”中，用符号“X”或实心三角形(▲)标记并且其Al含量“a”，Zn含量“b”和R.E.含量“C”不满足上述条件的那些合金位于四边形“ABCD”区的外边，并且由它们制成的圆柱状试样和哑铃状试样分别是其轴向力保持率为50％或更低，或室温抗拉强度为200MPa或更低。因此，对组成满足上述条件的合金进行检验，以确定本发明的有利效果。
第二优选实施方案将具有下面表1所示化学组成的镁合金熔融，并通过用冷室(cold chamber)的压铸方法制成上述ASTM“80—91”第12，2，1节中规定的圆柱状试样和哑铃状试样。I.D.No.1是本发明耐热镁合金。I.D.No.2是含Al量和含Zn量高于本发明组成范围的对比镁合金。I、D、No、3是相当于AZ91D合金的传统镁合金。
图12和13示出的显微照相图分别表示对比镁合金和本发明耐热镁合金。如图12所示，在对比镁合金中，邻近晶界处以高浓度存在不产生结晶的溶质原子的区域，这是因为冷却速率较快的缘故。当这些区域存在时，促进溶质原子在晶界处扩散，故被认为对高温蠕变性能有不利影响。另一方面，如图13所示，在本发明耐热镁合金中不存在这种区域，因为Al和Zn的浓度保持在低的水平。因此，本发明耐热镁合金的高温蠕变性能优良。
圆柱状试样的检验是将它们置于150℃炉中保留300小时后测定它们的轴向力保持率，而对哑铃状试样则是检验它们于室温下的抗拉强度。所得结果总结于以下的表1中并示于图14中。
表1
从表1和图14能清楚地看出，由对比镁合金制成的哑铃状试样其室温下的抗拉强度几乎与由传统AZ91D合金制成的哑铃状试样相等。然而，由对比镁合金制成的圆柱状试样在与高温蠕性能有关的螺栓松驰特性方面是低劣的，因而它的轴向力保持率为30％。
同样，在传统的AZ91D合金中，邻近晶界处以高浓度存在不产生结晶的溶质原子的区域。因为是用压铸方法将传统的AZ91D合金制成圆柱状试样。因此，由它制成的圆柱状试样的轴向力保持率为30％。
另一方面，由本发明耐热镁合金制成的哑铃状试样其室温抗拉强度为220MPa，这几乎与由传统AZ91D合金制成的哑铃状试样相等。而且，由它制成的圆柱状试样的轴向力保持率为70％。因此，本发明耐热镁合金在不降低拉伸性能的情况下其高温抗蠕变性能却有明显改进。
第三优选实施方案将含Al为2％(重量)，含Zn为2％(重量)、含R.E.为3％(重量)，其余为Mg和不可避免杂质的镁合金熔融，并向所得熔融金属中添加Mn的数量在0—1.0％范围内变化。通过用冷室的压铸方法将由此制得的镁合金制成上述圆柱状试样。对所得试样进行螺栓松驰试验，其中将它们放在150℃炉中保留1小时，以便检验它们的初始轴向力保持率。所得结果作为Mn含量与初始轴向力保持率之间的关系示于图15中。
此外，除了Mn的添加量在0—1.6％(重量)范围内变化外，将按上述方法制成的镁合金熔融并铸成方形盒状试样，以便用于图17中所示的压铸热撕裂出现试验。将所得试样进行压铸热撕裂出现试验，其目的是检验如上所述半径为1.0mm的圆角20处它的热撕裂出现率。所得结果作为Mn含量和热撕裂出现率之间的关系示于图16中。
此外，将含Al为3％(重量)，含Zn为2％(重量)，含R.E.为3％(重量)，其余为Mg和不可避免杂质的另一种镁合金熔融，并向所得熔融金属中添加Mn，其添加量在0—1.6％范围内变化。将由此制得的镁合金铸成方形盒状试样以便用于压铸热撕裂出现试验，同样也用于检验半径为1.0mm的圆角20处它的热撕裂出现率。所得结果也作为Mn含量和热撕裂出现率之间的关系示于图16中。
从图15所示结果可清楚地看出，当Mn的添加量为0.1％(重量)或更高时，初始轴向力保持率有明显的提高；当Mn的添加量高达0.4％(重量)时，初始轴向力的提高作用达到饱和。然而，从图16可看出，当Mn含量超过1.0％(重量)时出现热撕裂，因为有Mn—Al—R.E结晶形成。根据这些结果，证明当Mn含量为0.1—1.0％(重量)时本发明耐热镁合金可以更有利地产生有益效果。
现在已对本发明做了充分的叙述，很显然，本领域的普通技术人员可在不脱离本文包括的附属权利要求中所提出的本发明精神或范围的情况下作出许多变化和修改。
权利要求
1.一种耐热镁合金，它可用通式Mg—(“a”％重量)Al—(“b”％重量)Zn—(“c”％重量)R.E.表示，其中“a”表示Al含量范围为1.0—3.0％(重量)；“b”表示Zn含量范围为0.25—3.0％(重量)；“c”表示稀土元素含量范围为0.5—4.0％(重量)；并且当“b”在0.25≤“b”≤1.0范围中时，“a”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋1.0；当“b”在1.0≤“b”≤3.0范围中时，“a”，“b”和“c”满足关系式“c”≤“a”＋“b”≤(1/2)“c”＋4.0。
2.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金还含锰(Mn)0.1—1.0％(重量)。
3.根据权利要求2的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金含有所述锰0.2—0.3％(重量)。
4.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金含有所述铝1.5—2.5％(重量)。
5.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金含有所述锌0.5—1.5％(重量)。
6.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金含有所述稀土元素2.5—3.5％(重量)。
7.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述耐热镁合金在其金属组织中没有枝状晶胞。
8.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，由所述耐热镁合金制成的圆柱状试样将它在150℃炉中保留300小时后其轴向力保持率为50％或更高，并且由该合金制成的哑铃状试样在室温下的抗拉强度为200MPa或更高。
9.根据权利要求1的耐热镁合金所形成的模铸结构。
10.根据权利要求1的耐热镁合金，其中，所述稀土元素是混合稀土。
11.根据权利要求10的耐热镁合金，其中，所述混合稀土至少包括铈(Ce)。
12.根据权利要求11的耐热镁合金，其中，所述混合稀土含所述铈为45—55％(重量)。
全文摘要
一种镁合金，它含有1.0-3.0％(重量)的Al(“a”)，0.25-3.0％(重量)的Zn(“b”)和0.5-4.0％(重量)的R.E.；其中当“b”在0.25≤“b”≤1.0范围内时，“a”和“c”满足关系式“c”≤“a”+1.0；当“b”在1.0≤“b”≤3.0范围内时，“a”，“b”和“c”满足关系式“c”≤“a”+“b”≤(1/2)“C”+4.0；其目的在于进一步改进高温下的蠕变性能并同时至少保持从室温至高达100℃的温度时的高抗拉强度。
文档编号C22C23/00GK1119679SQ9410652
公开日1996年4月3日 申请日期1994年6月3日 优先权日1993年12月3日
发明者射场英纪, 竹内正, 铃木康行 申请人:丰田自动车株式会社