镁合金和镁合金构件的制作方法

本公开涉及镁合金和镁合金构件。本申请要求2017年11月17日提交的日本专利申请2017-221519号和2017年11月17日提交的日本专利申请2017-221520号的优先权。通过参考将所述日本专利申请中所述的全部内容并入本文中。

背景技术：

镁合金作为轻质材料备受关注，因为它们在实用金属中具有最低的比重并且在比强度和比刚度方面极好。专利文献1公开了一种镁合金，所述镁合金含有al、sr、ca和mn，剩余部分为mg和不可避免的杂质。此外，专利文献2公开了一种含有镁合金的铸造构件(所述铸造构件称为镁合金构件)，所述镁合金构件在构成部分之间具有不同的厚度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-242146号公报

专利文献2：日本特开2017-160495号公报

技术实现要素：

根据本公开的镁合金为：

含有al、sr、ca和mn并且剩余部分为mg和不可避免的杂质的镁合金，所述镁合金具有：

具有α-mg相和析出物相的结构，所述析出物相分散在所述α-mg相的晶界和晶胞边界(セル境界)中的至少一者中，

所述析出物相包含：

选自由al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相构成的a组中的至少一种相；和

选自由al2ca相和(mg,al)2ca相构成的b组中的至少一种相，

所述镁合金的横截面中所述a组析出物相和所述b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下。

根据本公开的镁合金构件为：

一种镁合金构件，所述镁合金构件含有上述镁合金，并包含基部和以从所述基部突出的方式与所述基部一体化成型的板状部，

所述基部在所述板状部的突出方向上具有所述板状部厚度的5倍以上的厚度。

附图说明

图1是显示镁合金的结构的示意图。

图2a是显示镁合金构件的示意透视图。

图2b是沿图2a的b-b线截取的剖视图。

发明内容

[本公开要解决的问题]

期望开发一种高温强度优异的镁合金。诸如汽车部件和飞机部件的部件可以在高于常温的使用环境温度下使用。例如，安装在发动机室附近的部件可以在约100℃～约180℃的使用环境温度下使用，并且期望在高温下具有优异的强度。

因此，本公开的目的是提供一种高温强度优异的镁合金。

另外，希望镁合金构件在铸造期间不易破裂。因此，作为镁合金构件，可以设想采用厚度变化大且形状复杂的一体化成型制品。例如，镁合金构件可以包含基部和以从基部突出的方式与基部一体化成型的板状部，并且所述镁合金构件在基部与板状部之间可以具有大的厚度差。

然而，厚度变化大且由形状复杂的一体化成型制品形成的镁合金构件易于在铸造期间在诸如基部与板状部之间的边界处的厚度发生变化的部分处破裂。

因此，本公开的目的是提供一种镁合金构件，所述镁合金构件在铸造期间不易破裂。

本公开的有益效果

上述镁合金的高温强度优异。另外，上述镁合金构件在铸造期间不易破裂。

实施方案的描述

首先，将列出本公开的实施方案的内容并进行描述。

(1)根据本公开实施方案的镁合金为：

含有al、sr、ca和mn并且剩余部分为mg和不可避免的杂质的镁合金，所述镁合金具有：

具有α-mg相和析出物相的结构，所述析出物相分散在所述α-mg相的晶界和晶胞边界中的至少一者中，

所述析出物相包含：

选自由al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相构成的a组中的至少一种相；和

选自由al2ca相和(mg,al)2ca相构成的b组中的至少一种相，

所述镁合金的横截面中所述a组析出物相和所述b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下。

a组析出物相和b组析出物相有助于提高高温强度。因为所述镁合金具有在特定范围内的a组析出物相和b组析出物相，所以所述镁合金的高温强度优异。具体地，因为所述镁合金在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上，所以所述镁合金能够显示出实际应用上足够的高温强度。横截面中的a组析出物相和b组析出物相的总面积比越大，越能够提高高温强度。然而，总面积比过大时，易于使得存在降低高温强度的析出物相。因此，因为在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为30％以下，所以较少存在或基本上不存在降低高温强度的析出物相，并且能够抑制高温强度的降低。

(2)在所述镁合金的一例中，

所述析出物相还包含选自由al17sr8相和mg17sr2相构成的c组中的至少一种相，并且

所述镁合金的横截面中所述c组析出物相的面积比为15％以下。

c组析出物相降低高温强度。因此，当镁合金具有c组析出物相且在横截面中c组析出物相的面积比为15％以下时，能够抑制高温强度的降低。

(3)在具有c组析出物相的所述镁合金的一例中，

所述镁合金的横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为10％以上且25％以下。

当所述镁合金具有c组析出物相并且在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为10％以上时，即使当c组析出物相的面积比相对大时，也能够容易地抑制高温强度的降低。此外，当所述镁合金具有c组析出物相并且在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为25％以下时，能够容易地抑制c组析出物相的结晶，所述c组析出物相为降低高温强度的析出物相。

(4)在所述镁合金的一例中，

所述析出物相还包含mg17al12相，并且

所述镁合金的横截面中mg17al12相的面积比为10％以下。

mg17al12相降低高温强度。因此，当所述镁合金具有mg17al12相并且在横截面中mg17al12相的面积比为10％以下时，能够抑制高温强度的降低。

(5)在所述镁合金的一例中，

所述析出物相还包含：

选自由al17sr8相和mg17sr2相构成的c组中的至少一种相；和

mg17al12相，

所述镁合金的横截面中：

a组析出物相和b组析出物相的总面积比为15％以上且25％以下；

c组析出物相的面积比为7％以下；以及

mg17al12相的面积比为5％以下。

c组析出物相和mg17al12相降低高温强度。因此，当所述镁合金同时具有c组析出物相和mg17al12相并且在横截面中c组析出物相的面积比为7％以下且mg17al12相的面积比为5％以下时，能够抑制高温强度的降低。当所述镁合金同时具有c组析出物相和mg17al12相并且在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为15％以上时，即使当c组析出物相或mg17al12相的面积比相对大时，也能够容易地抑制高温强度的降低。此外，当所述镁合金同时具有c组析出物相和mg17al12相并且在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为25％以下时，能够容易地抑制c组析出物相的结晶。

(6)根据本公开实施方案的镁合金构件为：

一种镁合金构件，所述镁合金构件含有上述镁合金，并包含基部和以从所述基部突出的方式与所述基部一体化成型的板状部，

所述基部在所述板状部的突出方向上具有所述板状部厚度的5倍以上的厚度。

更具体地，根据本公开实施方案的镁合金构件为：

含有所述镁合金并包含基部和以从所述基部突出的方式与所述基部一体化成型的板状部的镁合金构件，

所述镁合金具有含有al、sr、ca和mn并且剩余部分为mg和不可避免的杂质的组成和具有α-mg相和析出物相的结构，所述析出物相分散在所述α-mg相的晶界和晶胞边界中的至少一者中，

所述析出物相包含：

选自由al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相构成的a组中的至少一种相；和

选自由al2ca相和(mg,al)2ca相构成的b组中的至少一种相，

所述镁合金的横截面中所述a组析出物相和所述b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下，

所述基部在所述板状部的突出方向上具有所述板状部厚度的5倍以上的厚度。

a组析出物相和b组析出物相有助于提高高温强度。因为所述镁合金具有在特定范围内的a组析出物相和b组析出物相，所以所述镁合金的高温强度优异并且不易在铸造期间破裂。具体地，因为所述镁合金在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上，所以所述镁合金能够显示出实际应用上足够的高温强度并且不易在铸造期间破裂。横截面中的a组析出物相和b组析出物相的总面积比过大时易于使得存在降低高温强度的析出物相。因此，因为在横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为30％以下，所以较少存在或基本上不存在降低高温强度的析出物相，并且能够抑制高温强度的降低并且所述镁合金不易在铸造期间破裂。

因为所述镁合金构件含有在特定范围内的具有有助于改善高温强度的析出物相的所述镁合金，所以即使所述镁合金构件厚度变化大并且具有复杂形状时其在铸造期间仍不易破裂，所述复杂形状包含基部和与基部一体化成型的板状部。

(7)在所述镁合金构件的一例中，

所述基部在与所述板状部的突出方向相交的方向上具有板状部厚度的5倍以上的长度。

在所述镁合金构件中，能够增加所述基部和所述板状部的形状的自由度。

(8)在所述镁合金构件的一例中，

所述析出物相还包含选自由al17sr8相和mg17sr2相构成的c组中的至少一种相，并且

所述镁合金的横截面中c组析出物相的面积比为10％以下。

c组析出物相降低高温强度。因此，当所述镁合金具有c组析出物相，并且在横截面中c组析出物相的面积比为10％以下时，能够抑制高温强度的降低，并且能够容易地抑制在铸造期间裂纹的产生。因为所述镁合金构件含有高温强度几乎不降低的所述镁合金，所以即使所述镁合金构件厚度变化大并且具有复杂形状时其在铸造期间仍不易破裂，所述复杂形状包含基部和与基部一体化成型的板状部。

(9)在镁合金构件的实例中，

所述析出物相还包含mg17al12相，并且

所述镁合金构件的横截面中mg17al12相的面积比为5％以下。

mg17al12相降低高温强度。因此，当所述镁合金具有mg17al12相，并且在横截面中mg17al12相的面积比为5％以下时，能够抑制高温强度的降低，并且能够容易地抑制在铸造期间裂纹的产生。因为所述镁合金构件含有高温强度几乎不降低的镁合金，所以即使所述镁合金构件厚度变化大并且具有复杂形状时其在铸造期间仍不易破裂，所述复杂形状包含基部和与基部一体化成型的板状部。

实施方案的详情

下面将对本公开的实施方案的详情进行描述。

<<镁合金>>

根据实施方案的镁合金具有含有al、sr、ca和mn且剩余部分为mg和不可避免的杂质的组成和具有α-mg相和析出物相的结构，所述析出物相分散在α-mg相的晶界和晶胞边界中的至少一者中。根据实施方案的镁合金的特征之一是镁合金包含各自在特定范围内的特定析出物相。在下文中，首先将描述镁合金的组成，然后将描述镁合金的结构。

<组成>

所述镁合金含有al、sr、ca和mn，剩余部分为mg和不可避免的杂质。

[铝(al)]

al具有通过在合金结构中形成作为析出物相存在的含sr化合物相或含ca化合物相而提高高温强度的作用。含有al和sr并有助于提高高温强度的化合物相的实例包括al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相(a组化合物相)。含有al和ca并有助于提高高温强度的化合物相的实例包括al2ca相和(mg,al)2ca相(b组化合物相)。为了使a组化合物相和b组化合物相作为析出物相存在，al含量可以为6.5质量％以上。当al含量为6.5质量％以上时，能够提高镁合金基体(α-mg相)的强度。此外，当al含量为6.5质量％以上时，镁合金的熔点降低以改善熔融金属的流动性，从而易于改善铸造性。al含量还可以为7.1质量％以上，并且特别地可以为8.1质量％以上。

同时，al含量过高时容易使降低高温强度的化合物相结晶。降低高温强度的化合物相的实例包括mg17al12相。因此，al含量可以为13.1质量％以下。al含量还可以为12.6质量％以下，并且特别地可以为10.1质量％以下。

[锶(sr)]

sr具有通过在合金结构中形成作为析出物相存在的a组化合物相如al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和/或(mg,al)4sr相来提高高温强度的作用。sr还具有通过形成作为析出物相存在的a组化合物相来抑制降低高温强度的化合物相如mg17al12相的形成的作用。为了使a组化合物相作为析出物相存在，sr含量可以为1.6质量％以上。sr含量越高，形成的a组化合物相越充分地作为析出物相更丰富地存在于晶界和/或晶胞边界中，并且能够容易地抑制晶界滑动等。sr含量还可以为2.6质量％以上，并且特别地可以为2.8质量％以上。

同时，过高的sr含量会导致作为析出物相的a组化合物相过量存在，并且进一步使得降低高温强度的化合物相易于结晶。降低高温强度的化合物相的实例包括al17sr8相和mg17sr2相(c组化合物相)以及mg17al12相。因此，sr含量可以为3.9质量％以下。当sr含量为3.9质量％以下时，能够容易地抑制在铸造期间铸模的咬粘。sr含量还可以为3.6质量％以下，并且特别地可以为3.4质量％以下。

[钙(ca)]

ca具有通过在合金结构中形成作为析出物相存在的b组化合物相如al2ca相和/或(mg,al)2ca相来提高高温强度的作用。ca还具有通过形成作为析出物相存在的b组化合物相来抑制降低高温强度的化合物相如mg17al12相的形成的作用。为了使b组化合物相作为析出物相存在，ca含量可以为0.3质量％以上。ca含量越高，形成的b组化合物相越充分地作为析出物相更丰富地存在于晶界和/或晶胞边界中，并且能够容易地抑制晶界滑动等。ca含量还可以为0.6质量％以上，并且特别地可以为0.8质量％以上。

同时，ca含量过高会导致过量存在作为析出物相的b组化合物相，并且mg17al12相易于结晶。因此，ca含量可以为2.4质量％以下。当ca含量为2.4质量％以下时，能够容易地抑制作为析出物相的b组化合物相的过量存在，所述析出物相可能引起诸如热裂纹的缺陷。ca含量还可以为1.8质量％以下，并且特别地可以为1.5质量％以下。

[锰(mn)]

mn具有通过在合金结构中形成作为析出物相存在的含al化合物相来抑制降低高温强度的化合物相如mg17al12相的结晶的作用。mn还通过减少可能作为杂质存在于镁合金中的fe而有助于提高耐腐蚀性。mn含量可以为0.02质量％以上且0.50质量％以下，还可以为0.10质量％以上且0.45质量％以下，并且特别地可以为0.20质量％以上且0.38质量％以下。

[sr/al]

除了sr和al的含量满足上述范围之外，sr含量对al含量之比(sr/al)可以满足0.23以上且0.55以下的范围。因为上述比例满足0.23以上的范围，所以a组化合物相如al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和/或(mg,al)4sr相能够在特定范围内作为析出物相存在于合金结构中，并且能够提高高温强度。如果上述比例过大，则sr含量相对于al含量过高，从而不能消耗sr并且形成降低高温强度的化合物相如mg17al12相。因此，因为所述比例为0.55以下，所以能够抑制mg17al12相的形成，并且能够抑制高温强度的降低。sr含量对al含量之比还可以为0.25以上且0.46以下，并且特别地可以为0.27以上且0.39以下。

[sr+ca]

除了sr和ca的含量满足上述范围外，sr和ca的总含量(sr+ca)可以满足3质量％以上且5.5质量％以下的范围。满足3质量％以上的范围的总含量能够容易地提高高温强度。同时，满足5.5质量％以下的范围的总含量能够容易地有效地抑制诸如咬粘到铸模和热裂纹的缺陷。sr和ca的总含量还可以为3.3质量％以上且5.3质量％以下，并且特别地可以为3.5质量％以上且5.0质量％以下。

sr对ca的含量比可以为1.5:1～5:1。因为sr对ca的含量比满足上述范围，所以能够以良好平衡的方式容易地获得改善高温强度的效果和抑制诸如咬粘到铸模和热裂纹的缺陷的效果。sr对ca的含量比还可以为2.1:1～4.2:1。

[其他元素]

不会抑制上述效果的元素的实例包括bi(铋)、zn(锌)、si(硅)、sn(锡)和稀土元素(即sc、y、la、ce、pr、nd、pm、sm、eu、gd、tb、dy、ho、er、tm、yb和lu)。如果这些元素的量各自为2质量％以下则提供与上述相同的效果。

[不可避免的杂质]

镁合金可以含有选自如下中的元素的至少一种元素作为杂质：铁(fe)、镍(ni)、铜(cu)和硅(si)。因为这些元素倾向于降低耐腐蚀性，所以这些元素的含量优选小。以质量为基准，fe含量可以为50ppm以下。以质量为基准，ni含量可以为200ppm以下。以质量为基准，cu含量可以为300ppm以下。以质量为基准，si含量可以为1000ppm以下。当满足上述含量时，在此规定的元素认为是不可避免的杂质。

<结构>

镁合金具有：具有α-mg相(mg晶粒)和析出物相的结构，所述析出物相分散在α-mg相的晶界和晶胞边界中的至少一者中。图1显示了镁合金的结构的示意图。在图1中，α-mg相用向下倾斜的斜线阴影表示，并且析出物相用部分包含椭圆形的轮廓表示。“α-mg相的晶界”是在不同晶体取向上生长的母相(α-mg相)的晶体相互接触的界面，并且在图1中用粗虚线表示。“晶胞边界”是因组成不同而形成的界面，并且在图1中用粗实线表示。如图1所示，析出物相以分散状态存在于α-mg相的晶界和/或晶胞边界中。尽管在图1中将析出物相示意性地显示为椭圆形形状，但是析出物相实际上以层状、晶粒状、细长状和/或块状存在。

析出物相包含：选自由al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相构成的a组中的至少一种相；和选自由al2ca相和(mg,al)2ca相构成的b组中的至少一种相。析出物相还可以包含：选自由al17sr8相和mg17sr2相构成的c组中的至少一种相；和/或mg17al12相。根据实施方案的镁合金的特征之一是镁合金具有如下的结构：a组析出物相和b组析出物相在特定范围内以相对大的量存在，并且c组析出物相和mg17al12相各自以相对少的量存在或基本上不存在。

[a组析出物相]

a组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相。a组析出物相具有提高高温强度的作用。a组析出物相的熔点为1000℃以上，其充分高于c组析出物相和mg17al12相的熔点。因此，因为a组析出物相以分散状态存在于α-mg相的晶界和/或晶胞边界中，所以所述镁合金即使在高温下也能够保持强度，并且在铸造期间不易破裂。a组析出物相通常以层状或细长状存在。

[b组析出物相]

b组析出物相包含选自如下相的至少一种相：al2ca相和(mg,al)2ca相。b组析出物相具有提高高温强度的作用。b组析出物相的熔点为1000℃以上，其充分高于c组析出物相和mg17al12相的熔点。因此，因为b组析出物相以分散状态存在于α-mg相的晶界和/或晶胞边界中，所以镁合金即使在高温下也能够保持强度，并且在铸造期间不易破裂。b组析出物相通常以层状或细长状存在。

[a组析出物相和b组析出物相的总和]

镁合金的横截面中a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下。因为上述面积比为2.5％以上，所以镁合金能够显示出实际上足够的高温强度，并且不易在铸造期间破裂。面积比越大，高温强度提高得越多。因此，上述面积比还可以为10％以上，并且特别地可以为15％以上。同时，过大的上述面积比易于使得存在降低高温强度的析出物相。因此，上述面积比还可以为27％以下，并且特别地可以为25％以下。

当存在降低高温强度的析出物相时，具体地，当存在作为析出物相的c组析出物相和/或mg17al12相时，上述面积比可以为10％以上且25％以下。当上述面积比为10％以上时，能够容易地抑制高温强度的降低，并且即使c组析出物相或mg17al12相的面积比大时，也能够容易地抑制在铸造期间裂纹的发生。同时，当上述面积比为25％以下时，能够容易地抑制c组析出物相的结晶。特别地，当同时存在作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相时，上述面积比可以为15％以上且25％以下。

[c组析出物相]

c组析出物相包含选自如下相的至少一种相：al17sr8相和mg17sr2相。c组析出物相降低高温强度。因此，当镁合金具有c组析出物相作为析出物相时，c组析出物相在横截面中的面积比可以为15％以下。特别地，当同时存在作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相时，c组析出物相的面积比可以为7％以下。c组析出物相的量越少，越能够抑制高温强度的降低。因此，c组析出物相的面积比还可以为5.5％以下，并且特别地可以为4.5％以下，并且优选基本上不存在c组析出物相。c组析出物相通常以块状存在。

此外，为了抑制高温强度的降低并抑制镁合金构件在铸造期间的裂纹，c组析出物相在横截面中的面积比可以优选为10％以下。特别地，当同时存在作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相时，c组析出物相的面积比可以优选为7％以下。c组析出物相的量越少，则越能够抑制高温强度的降低，并且越能够抑制镁合金构件在铸造期间的裂纹。因此，c组析出物相的面积比还可以为5.5％以下，并且可以特别优选为4.5％以下，并且最优选基本上不存在c组析出物相。

[mg17al12相]

mg17al12相降低高温强度。因此，当镁合金具有mg17al12相作为析出物相时，mg17al12相在横截面中的面积比可以为10％以下。特别地，当同时存在作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相时，mg17al12相的面积比可以为5％以下。mg17al12相的量越少，越能够抑制高温强度的降低。因此，mg17al12相的面积比还可以为3.5％以下，并且特别地可以为2.5％以下，并且优选基本上不存在mg17al12相。mg17al12相通常以晶粒形状存在。

此外，为了抑制高温强度的降低并抑制镁合金构件在铸造期间的裂纹，mg17al12相在横截面中的面积比可以优选为5％以下。特别地，当同时存在作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相时，mg17al12相的面积比可以优选为3％以下。mg17al12相的量越少，则越能够抑制高温强度的降低，并且越能够抑制镁合金构件在铸造期间的裂纹。因此，mg17al12相的面积比还可以优选为2.5％以下，并且最优选基本上不存在mg17al12相。

通过基于例如能量色散x射线光谱法(edx)、x射线衍射法(xrd)和俄歇(auger)电子能谱法(aes)的组分分析，能够确认上述各种析出物相的组成。

对于上述的各种析出物相，能够按如下测量在镁合金的横截面中的面积比。首先，使用镁合金的横截面的显微照片，对于a组析出物相和b组析出物相之和、c组析出物相和mg17al12相单独提取在观察视野sf中存在的析出物相，确定提取的析出物相的面积，并进一步确定单独提取的析出物相的总面积sm。然后，将通过将a组析出物相和b组析出物相的总面积sma+b除以观察视野的面积sf而获得的比例((sma+b/sf)×100％)确定为a组析出物相和b组析出物相的总面积比。类似地，将通过将c组析出物相的总面积smc除以观察视野的面积sf而获得的比例((smc/sf)×100％)确定为c组析出物相的面积比。将通过将mg17al12相的总面积smd除以观察视野的面积sf而获得的比例((smd/sf)×100％)确定为mg17al12相的面积比。观察视野的数量可以为五个以上，并且还可以为十个以上。在这种情况下，各种析出物相的面积比是观察视野数的平均值。能够使用市售横截面抛光器(cp)处理装置对横截面进行取样。使用通过使用图像处理设备对显微照片(sem照片)进行二值化而获得的二值化图像，能够容易地测量各析出物相的横截面积。通过用亮度差将待测析出物相(例如a组析出物相和b组析出物相)与α-mg相和除待测析出物相之外的析出物相(例如c组析出物相和mg17al12相)区分开来，能够将sem照片二值化。在这种情况下，通过基于edx的点分析能够确认α-mg相和各种析出物相的类型。

<<制造镁合金的方法>>

通常通过制备具有上述组成的镁合金的熔体并对熔体进行铸造，能够制造上述镁合金。

所述镁合金熔体可以按如下制备。作为原料，使用纯镁的块、和待添加元素金属的块或待添加元素的合金的块，所述纯镁的块的纯度为99质量％以上，优选为99.5质量％以上。

使用所准备的原料块，首先，将纯镁完全熔融以制备纯镁熔体。当气氛气体是诸如氩(ar)气的稀有气体或诸如氮气或co2气体的惰性气体时，能够抑制mg等的氧化。另外，当气氛气体含有诸如sf6的防燃气体(防燃ガス)时，能够防止着火。

向纯镁熔体中，添加待添加元素，其包括al、sr、ca和mn。在添加待添加元素时，可以首先添加al，因为al趋于降低mg的活性。另外，因为ca容易溶于纯镁，所以可以最后添加ca。mn可以与al同时添加，因为mn需要相对长的时间来溶解。

在添加待添加元素期间，将纯镁熔体调节至680℃以上且730℃以下的温度。温度为680℃以上的纯镁熔体能够完全溶解待添加元素。纯镁熔体的温度越高，越能够确定地防止待添加元素的溶解失败，并且越能够缩短溶解时间。因此，可以将温度设置为690℃以上，还可以设置为700℃以上，并且特别地可以设置为710℃以上。同时，具有730℃以下的温度的纯镁熔体能够容易地抑制mg的氧化，并且当使用铁坩埚时，能够容易地防止因为fe的溶出而导致包含fe。因此，温度还可以为720℃以下。

在添加待添加元素之后，将制得的混合物充分搅拌。使用棒状夹具或市售搅拌器对混合物进行机械搅拌。搅拌时间取决于搅拌方法、熔体的量等。当搅拌时间例如为约5分钟以上且约15分钟以下时，能够获得具有均匀组成的熔体。在搅拌之后，能够将混合物静置约10分钟以上且约30分钟以下以分离熔体中的夹杂物，然后将混合物立即铸造以防止添加的元素分离(析出或悬浮)，并且能够适当地制造a组结晶产物和b组结晶产物。

铸造过程中的冷却速率可以为0.01℃/秒以上且500℃/秒以下。冷却速率越高，则越能够适当地制造a组结晶产物和b组结晶产物。因此，冷却速率可以为100℃/秒以上，还可以为300℃/秒，并且特别可以为400℃/秒。优选适当地调节冷却条件以实现上述冷却速率。

析出物相包含稳定相和亚稳定相。稳定相包括al2sr相、al4sr相、al2ca相、al17sr8相和mg17al12相。亚稳定相包括(mg,al)2sr相、(mg,al)4sr相、(mg,al)2ca相和mg17sr2相。冷却速率越低，即混合物凝固越慢，稳定的析出物相增加越多，而冷却速率越高，即混合物凝固越快，亚稳定析出物相增加越多。

在上述冷却过程中，各化合物相依次结晶。例如，当以0.01℃/秒～50℃/秒的冷却速率将温度从680℃以上的温度降低至560℃以下的温度时，大量生成al2sr相、al4sr相和al2ca相的多组分共晶，并且根据组成，在比生成多组分共晶的温度更低的温度范围内mg17al12相和al17sr8相中的至少一种可以大量结晶。而且，当以300℃/秒以上的冷却速率将温度从680℃以上的温度降低至560℃以下的温度时，大量生成(mg,al)2sr相、(mg,al)4sr相和(mg,al)2ca相的多组分共晶，并且根据组成，在比生成多组分共晶的温度更低的温度范围内mg17al12相和mg17sr2相中的至少一种可以大量结晶。此外，当以50℃/秒～300℃/秒的冷却速率将温度从680℃以上的温度降低至560℃以下的温度时，大量生成选自al2sr相、al4sr相、al2ca相、(mg,al)2sr相、(mg,al)4sr相和(mg,al)2ca相中的两种以上的多组分共晶，并且根据组成，在比生成多组分共晶的温度更低的温度范围内mg17al12相、al17sr8相和mg17sr2相中的至少一种可以大量结晶。在冷却过程中，将混合物以基本上均匀的冷却速率从680℃以上的温度冷却直至混合物完全凝固。

<<应用>>

根据实施方案的镁合金能够适合用作各种铸造构件的材料。

<<镁合金构件>>

根据实施方案的镁合金构件含有上述镁合金，并且包含基部和以从基部突出的方式与基部一体化成型的板状部。根据实施方案的镁合金构件的特征之一是，镁合金构件包含具有在特定范围内的有助于高温强度改善的析出物相的镁合金并且所述镁合金构件具有厚度变化大的部分。所述“具有厚度变化大的部分”是板状部与具有板状部厚度的5倍以上的长度的基部之间的边界。“具有板状部厚度的5倍以上的长度的基部”在板状部的突出方向上具有板状部厚度的5倍以上的厚度。此外，基部在与板状部的突出方向相交的方向上具有板状部厚度的5倍以上的长度。

<形状>

图2a和2b示意性地显示了镁合金构件1，所述镁合金构件1具有作为基部的凸台(ボス)2和作为板状部的加强筋(リブ)3。凸台2和加强筋3一体化成型在一起以形成一体化成型制品。图2a是镁合金构件1的透视图，并且图2b是沿图2a的b-b线截取的剖视图。在图2a和2b中，为了易于理解，凸台2与加强筋3之间的各边界显示为具有角部，但是构造可能与实际情况不同。

凸台2以从基座(土台)4突出的方式设置。凸台2形成用于螺栓的内螺纹或螺钉以将镁合金构件1固定或连接至另一部件，或者形成用于将销等压入的插入孔，并且通常是圆柱形的。

加强筋3以从基座4和凸台2两部分突出而将基座4和凸台2连接在一起的方式设置。加强筋3增强凸台2，并且各自具有板状。加强筋3径向地设置在凸台2的外周上。在该实例中，四个加强筋3在周向上均匀地设置在凸台2上。能够适当地选择加强筋3的位置和数量。

<尺寸>

凸台2和加强筋3的厚度不同。具体地，凸台2在加强筋3的突出方向上具有加强筋3的厚度t1的5倍以上的厚度t2。通常，加强筋3以垂直于凸台2的表面的方式设置在凸台2上。因此，凸台2在加强筋3的突出方向上的厚度t2是凸台2在凸台2的径向上的厚度，更具体地，是凸台2的内径与外径之差。具有凸台2与加强筋3之间的厚度差大的形状的这种一体化成型制品在铸造期间易于在凸台2与加强筋3之间的边界处破裂。凸台2与加强筋3之间的厚度差越大，一体化成型制品在铸造期间越易于在凸台2与加强筋3之间的边界处破裂。尽管将在后面对详情进行描述，但是即使凸台2与加强筋3之间的厚度差大时，根据实施方案的镁合金构件1也不易在铸造期间破裂。因此，在根据实施方案的镁合金构件1中，能够将凸台2的在加强筋3的突出方向上的厚度t2进一步设置为加强筋3的厚度t1的6倍以上、7倍以上或8倍以上。然而，凸台2与加强筋3之间的厚度差过大时，可能会在铸造期间引起裂纹。因此，凸台2的在加强筋3的突出方向上的厚度t2优选为加强筋3的厚度t1小于15倍、13倍以下或者12倍以下。

加强筋3的厚度在加强筋3的突出方向上可以是均匀的(图2a)，或者可以从凸台2侧向加强筋3的边缘侧减小。加强筋3的厚度从凸台2侧向加强筋3的边缘侧减小的形状的实例包括：锥形形状；厚度向边缘侧减小的弯曲形状；阶梯形状；及其组合。当加强筋3的厚度从凸台2侧向边缘侧减小时，加强筋3的厚度t1由如下(a)或(b)限定。(a)加强筋3的厚度t1是在凸台2侧的最大厚度。(b)加强筋3的厚度t1是在凸台2侧的最大厚度和在边缘侧的最小厚度的平均厚度。

此外，凸台2在与加强筋3的突出方向相交的方向上具有加强筋3的厚度t1的5倍以上的长度t3。通常，加强筋3以垂直于凸台2的表面的方式设置在凸台2上。更具体地，凸台2在与加强筋3的突出方向正交的方向上具有加强筋3的厚度t1的5倍以上的长度t3。当基部为如由凸台2所示的圆柱形时，凸台2在与加强筋3的突出方向相交(正交)的方向上的长度t3是凸台2的外径。具有如下形状的一体化成型制品在铸造期间更易于在凸台2与加强筋3之间的边界处破裂：加强筋3的厚度t1与凸台2的在加强筋3的突出方向上的厚度t2之间的差大，并且另外加强筋3的厚度t1与凸台2的在与加强筋3的凸出方向相交的方向上的长度t3之间的差大。根据实施方案的镁合金构件1即使在其具有易于导致裂纹的形状时，也不易在铸造期间破裂。因此，在根据实施方案的镁合金构件1中，能够将凸台2的在与加强筋3的突出方向相交的方向上的长度t3进一步设置为加强筋3的厚度t1的6倍以上、7倍以上或8倍以上。然而，加强筋3的厚度t1与凸台2的在与加强筋3的突出方向相交的方向上的长度t3之间的差过大时，可能在铸造期间引起裂纹。因此，凸台2的在与加强筋3的突出方向相交的方向上的长度t3优选为加强筋3的厚度t1的小于15倍、13倍以下或12倍以下。

除了包含凸台2和加强筋3的镁合金构件1之外，具有厚度变化大的部分的镁合金构件的实例还包括如下形式。一个例子是包含如下部分的镁合金构件：在一端开口的容器状主体；从主体的开口的边缘向外延伸的凸缘；和用于增强凸缘的加强筋。主体具有底部和侧壁。所述加强筋以从侧壁和凸缘两者突出以将侧壁和凸缘连接的方式设置。在这种镁合金构件中，侧壁或凸缘为基部，加强筋为板状部，并且侧壁或凸缘的厚度为加强筋的厚度的5倍以上。另一个例子是包含如下部分的镁合金构件：在一端开口的容器状主体和用于增强主体的拐角的加强筋。主体具有底部和侧壁。所述加强筋以从底部和侧壁两者突出以将底部和侧壁连接的方式设置。在这种镁合金构件中，侧壁或底部为基部，加强筋为板状部，并且侧壁或底部的厚度为加强筋的厚度的5倍以上。

[试验例1]

使用镁合金制造各种镁合金构件，并对镁合金构件进行横截面观察和耐热性评价。

[样品的制备]

作为原料，准备了50kg纯度为99.9质量％的纯镁块并在ar气氛中使用熔融炉在690℃下熔融以制备纯镁熔体。向完全熔融的纯镁熔体中，添加如下待添加元素1～4的块，以制备各自具有表1中所示组成的镁合金熔体。通过用棒状夹具以熔体温度保持在690℃下的状态搅拌10分钟来添加并溶解待添加元素。

1.纯度为99.9质量％的纯铝块

2.纯度为99质量％的sr块

3.纯度为99.5质量％的ca块

4.铝母合金(al-10质量％的mn)

使用各种制备的镁合金熔体样品制造了镁合金构件。为了制造镁合金构件，使用了冷室压铸机(型号：ub530is2，由ubemachinerycorporation,ltd.制造)。将铸造工艺中的冷却速率汇总示于表1中。镁合金构件具有环状。

[横截面观察]

对各种制造的镁合金构件样品的横截面进行了取样，并通过扫描电子显微镜(sem)观察了样品的结构。使用市售横截面抛光器(cp)处理装置对横截面进行取样。在cp横截面中对任意观察视野进行了取样。

使用sem显微照片确定单个析出物相或相的面积比。具体地，对于a组析出物相和b组析出物相之和、c组析出物相和mg17al12相单独提取在观察视野sf(350μm×250μm)中存在的析出物相，确定单独提取的析出物相的总面积sm，并将(sm/sf)×100％的值确定为横截面中单独提取的析出物相的面积比。在该实例中，观察视野的数量为十，并且将十个观察视野中的面积比的平均值定义为各样品中单独提取的析出物相或相的面积比(％)。将结果汇总显示在表1中。在表1中，“a组+b组”是a组析出物相和b组析出物相的总面积比，并且“c组”是c组析出物相的面积比。a组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相。b组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al2ca相和(mg,al)2ca相。c组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al17sr8相和mg17sr2相。使用通过使用图像处理设备对显微照片(sem显微照片)进行二值化而获得的二值化图像，能够容易地测量各种析出物相的横截面积。

[耐热性的评价]

残余轴向力

测量了各种所制造镁合金构件样品的残余轴向力。具体地，将各种镁合金构件样品和铝块材料用铁螺栓紧固在一起以制造试验构件，对所述试验构件进行热处理，并根据热处理前后螺栓的应变量确定残余轴向力(％)。通过如下操作制造了试验构件：在块状材料的适当位置设置螺栓孔，所述螺栓孔具有与镁合金构件样品的孔相同的直径；使螺栓孔与镁合金构件样品的孔对准；和拧紧铁螺栓以进行紧固。热处理的条件是温度为150℃并且保持时间为170小时。使用安装在螺栓上的市售应变仪确定应变量。根据[(st-so)/so]×100(％)计算残余轴向力，其中so是紧接紧固后并在加热到150℃之前螺栓的应变量，并且st是螺栓在经历150℃×170小时的热历史之后的应变量。加热前的应变量so是螺栓在以9n的初始拧紧轴向力拧紧后的应变量。将残余轴向力的结果和残余轴向力的评价a～c汇总显示在表1中。在评价a中，残余轴向力为60％以上；在评价b中，残余轴向力为50％以上且小于60％；并且在评价c中，残余轴向力小于50％。

在150℃下的屈服强度(耐力)

对各种所制造镁合金构件样品在150℃下的屈服强度进行了测量。具体地，从各种镁合金构件样品中采集试件，并且在150℃下对试件进行拉伸试验以测量0.2％屈服强度。根据jisz2241(2011)“金属材料-拉伸试验”，使用万能拉伸试验机测量0.2％屈服强度。将在150℃下的屈服强度的结果和在150℃下的屈服强度的评价a～d汇总显示在表1中。在评价a中，在150℃下的屈服强度为140mpa以上；在评价b中，在150℃下的屈服强度为130mpa以上且小于140mpa；在评价c中，在150℃下的屈服强度为120mpa以上且小于130mpa；并且在评价d中，在150℃下的屈服强度为小于120mpa。表1中的符号“-”表示在拉伸试验中的伸长率极低，使得无法测量0.2％屈服强度。

如表1所示，可以理解，满足a组析出物相和b组析出物相的总面积比为10％以上且30％以下的1-1～1-9号和1-11～1-19号样品具有高的残余轴向力和高的在150℃下的屈服强度。特别地，可以理解，其中没有c组析出物相和mg17al12相或者这些相的面积比小的1-1～1-9号和1-11～1-17号样品具有130mpa以上的非常高的在150℃下的屈服强度。对于1-18号样品，可以看出，尽管a组析出物相和b组析出物相具有18％的大的总面积比，但由于具有9％的相对大的c组析出物相的面积比而具有低的高温强度和低的在150℃下的屈服强度。另外，对于1-19号样品，可以看出，尽管a组析出物相和b组析出物相具有15％的大的总面积比，但由于具有7％的相对大的mg17al12相的面积比而具有低的高温强度和低的在150℃下的屈服强度。

同时，可以理解，其中除了a组析出物相和b组析出物相外还存在c组析出物相和mg17al12相并且c组析出物相和mg17al12相的面积比大的1-101～1-103号和1-111～1-113号样品具有小于100mpa的非常低的在150℃下的屈服强度。对于1-101和1-111号样品，可以看出，样品由于sr相对于al的含量过高并且c组析出物相大量结晶而具有低的高温强度和低的在150℃下的屈服强度。认为无法测量1-101和1-111号样品的0.2％屈服强度的原因是，a组析出物相和b组析出物相以层状存在，而c组析出物相以块状存在，使得伸长率极低。对于1-102号和1-112号样品，可以看出，样品由于没有ca并且a组析出物相和b组析出物相的面积比小并且mg17al12相大量结晶而具有低的高温强度和低的在150℃下的屈服强度。对于1-103和1-113号样品，可以看出，样品由于没有sr并且a组析出物相和b组析出物相的面积比小并且mg17al12相大量结晶而具有低的高温强度和低的在150℃下的屈服强度。

[试验例2]

在试验例2中，在铸造工艺中以缓慢冷却的冷却速率(1～50℃/秒)制造了各种镁合金构件。镁合金构件使用模具通过重力铸造来制造。在试验例2中，镁合金的组成和铸造工艺中的冷却速率与试验例1中的不同，并且其他试验条件与试验例1中的相同。将镁合金的组成示于表2中。

以与试验例1相同的方式，对各种所制造镁合金构件样品进行镁合金构件的横截面观察和耐热性评价。在试验例2中，因为铸造工艺中的冷却速率为缓慢冷却，所以凝固方式比快速冷却中的非平衡凝固更接近平衡凝固。在非平衡凝固期间，亚稳态相的结晶增加。随着凝固方式接近平衡凝固，稳定相的结晶增加。结果，当冷却速率为缓慢冷却时，a组析出物相和b组析出物相的总面积比小。因此，残余轴向力和在150℃下的屈服强度两者均低于试验例1的。在试验例2中，关于残余轴向力的评价，在评价a中，残余轴向力为50％以上；在评价b中，残余轴向力为40％以上且小于50％；并且在评价c中，残余轴向力小于40％。另外，关于在150℃下的屈服强度的评价，在评价a中，在150℃下的屈服强度为60mpa以上；在评价b中，在150℃下的屈服强度为50mpa以上且小于60mpa；在评价c中，在150℃下的屈服强度为30mpa以上且小于50mpa，并且在评价d中，在150℃下的屈服强度为小于30mpa。表2汇总显示了各种析出物相的面积比、残余轴向力和在150℃下的屈服强度的结果。

如表2所示，可以理解，在铸造工艺中的冷却速率为缓慢冷却的情况下，满足a组析出物相和b组析出物相的总面积比为4％以上且16％以下的2-1～2-10号样品比具有大的mg17al12相面积比的2-102和2-103号样品具有更高的残余轴向力和更高的在150℃下的屈服强度。可以看出，2-101号样品由于al含量低而在室温下固有地具有低的屈服强度并具有低的在150℃下的0.2％屈服强度。

[试验例3]

使用镁合金制造各种镁合金构件，并且对所述镁合金构件进行横截面观察以及耐热性和裂纹状态的评价。

[样品的制备]

作为原料，以与试验例1相同的方式准备了50kg纯度为99.9质量％的纯镁块并在ar气氛中使用熔融炉在690℃下熔融以制备纯镁熔体。向完全熔融的纯镁熔体中，添加如下待添加元素1～4的块，以制备各自具有表3或4中所示组成的镁合金熔体。通过用棒状夹具以熔体温度保持在690℃下的状态搅拌10分钟来添加并溶解待添加元素。

1.纯度为99.9质量％的纯铝块

2.纯度为99质量％的sr块

3.纯度为99.5质量％的ca块

4.铝母合金(al-10质量％的mn)

使用各种制备的镁合金熔体样品制造了镁合金构件。为了制造镁合金构件，使用了冷室压铸机(型号：ub530is2，由ubemachinerycorporation,ltd.制造)。铸造工艺中的冷却速率为100℃/秒～400℃/秒。

在该实例中，以与试验例1相同的方式制造环状镁合金构件，以评价耐热性。另外，在该实例中，制造了各自包含凸台和从凸台突出的加强筋的镁合金构件(见图2a和2b)，以用于裂纹的评价。镁合金构件样品的t1、t2和t3是如下的值，其中t2(mm)是凸台在加强筋的突出方向上的厚度，t3(mm)是凸台在与加强筋的突出方向正交的方向上的长度，并且t1(mm)是加强筋的厚度。在3-1-1～3-1-7号样品中，t1为5mm，t2为10mm，并且t3为35mm。在3-2-1～3-2-7号样品中，t1为4mm，t2为12mm，并且t3为34mm。在3-3-1～3-3-7号样品中，t1为4mm，t2为16mm，并且t3为42mm。在3-4-1～3-4-7号样品中，t1为3mm，t2为15mm，并且t3为40mm。在3-5-1～3-5-7号样品中，t1为3mm，t2为21mm，并且t3为52mm。在3-6-1～3-6-7号样品中，t1为2mm，t2为20mm，并且t3为50mm。在3-7-1～3-7-7号样品中，t1为2mm，t2为30mm，并且t3为70mm。表3和表4中所示的“厚度比”是t2/t1的值。

[横截面观察]

对各种制造的镁合金构件样品的横截面进行了取样，并以与试验例1相同的方式通过扫描电子显微镜(sem)观察了样品的结构。使用市售横截面抛光器(cp)处理装置对横截面进行取样。在cp横截面中对任意观察视野进行了取样。

使用sem显微照片确定单个析出物相或相的面积比。具体地，对于a组析出物相和b组析出物相之和、c组析出物相和mg17al12相单独提取在观察视野sf(350μm×250μm)中存在的析出物相，确定单独提取的析出物相的总面积sm，并将(sm/sf)×100％的值确定为横截面中单独提取的析出物相的面积比。在该实例中，观察视野的数量为十，并且将十个观察视野中的面积比的平均值定义为各样品中单独提取的析出物相或相的面积比(％)。将结果汇总显示在表3和4中。在表3和4中，“a组+b组”是a组析出物相和b组析出物相的总面积比，并且“c组”是c组析出物相的面积比。a组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al2sr相、al4sr相、(mg,al)2sr相和(mg,al)4sr相。b组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al2ca相和(mg,al)2ca相。c组析出物相包含选自如下相中的至少一种相：al17sr8相和mg17sr2相。使用通过使用图像处理设备对显微照片(sem显微照片)进行二值化而获得的二值化图像，能够容易地测量各种析出物相的横截面积。

[耐热性的评价]

残余轴向力

以与试验例1相同的方式测量了各种所制造镁合金构件样品的残余轴向力。具体地，将各种镁合金构件样品和铝块材料通过铁螺栓紧固在一起以制造试验构件，对所述试验构件进行热处理，并根据热处理前后螺栓的应变量确定残余轴向力(％)。通过如下操作制造了试验构件：在块状材料的适当位置设置螺栓孔，所述螺栓孔具有与镁合金构件样品的孔相同的直径；使螺栓孔与镁合金构件样品的孔对准；和拧紧铁螺栓以进行紧固。热处理的条件是温度为150℃并且保持时间为170小时。使用安装在螺栓上的市售应变仪确定应变量。根据[(st-so)/so]×100(％)计算残余轴向力，其中so是紧接紧固后并在加热到150℃之前螺栓的应变量，并且st是螺栓在经历150℃×170小时的热历史之后的应变量。加热前的应变量so是螺栓在以9n的初始拧紧轴向力拧紧后的应变量。将残余轴向力的结果和残余轴向力的评价a～c汇总显示在表3和4中。在评价a中，残余轴向力为60％以上；在评价b中，残余轴向力为50％以上且小于60％；并且在评价c中，残余轴向力小于50％。

[裂纹的评价]

对各种所制造镁合金构件样品的裂纹状态进行了评价。在该实例中，为各种制造的样品制备十个镁合金构件，并且通过目测对各个镁合金构件中的裂纹数量进行了检查。然后，将通过将镁合金构件中的裂纹总数除以镁合金构件的数量(十)而获得的值计算为十个镁合金构件的裂纹数的平均值，并且定义为各种样品的裂纹(位点)数。将裂纹数的结果和裂纹数的评价a～c汇总示于表3和表4中。在评价a中，裂纹数为0；在评价b中，裂纹数大于0且小于1；并且在评价c中，裂纹数为1以上。

[综合评价]

将残余轴向力评价和裂纹评价的综合评价示于表3和表4中。在综合评价a中，残余轴向力和裂纹两者的评价均为a；在综合评价b中，残余轴向力和裂纹的评价中至少有一项为b；并且在综合评价c中，残余轴向力和裂纹的评价中至少有一项为c。

首先，关于裂纹的评价，如表3和4所示，可以理解，随着厚度比越大，镁合金构件越容易破裂。例如，在厚度比为2或3的情况下，除了3-1-7和3-2-7号样品以外，所有样品中的裂纹数都为0，但是在厚度比为10的情况下，在3-6-1～3-6-4号样品中裂纹数大于0且小于1，并且在3-6-5～3-6-7号样品中裂纹数为1以上，并且在厚度比为15的情况下，所有样品中的裂纹数都为1以上。

另外，如表3和4所示，可以理解，满足a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30以下的样品即使在厚度比大的情况下也不易破裂。具体地，在厚度比为4或5的情况下，在3-3-1～3-3-5号样品和3-4-1～3-4-5号样品中的裂纹数为0，并且在3-3-6和3-4-6号样品中的裂纹数大于0且小于1。在厚度比为7的情况下，在3-5-2和3-5-4号样品中裂纹数为0，并且在3-5-1、3-5-3和3-5-5号样品中裂纹数大于0且小于1。在厚度比为10的情况下，在3-6-1～3-6-4号样品中裂纹数大于0且小于1。

此外，如表3和4所示，可以理解，在如由7以上的厚度比所示的厚度变化较大的情况下，满足a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下并且包含少量c组析出物相和mg17al12相的样品一定不易破裂，只要厚度比小于15即可。具体地，即使在厚度比为如10一样大的情况下，在3-6-1～3-6-4号样品中裂纹数也大于0且小于1。

接下来，关于残余轴向力的评价，如表3和4所示，可以理解，满足a组析出物相和b组析出物相的总面积比为2.5％以上且30％以下并包含相对少量c组析出物相和mg17al12相的样品具有相对高的残余轴向力。例如，3-1-1～3-1-4号样品、3-2-1～3-2-4号样品、3-3-1～3-3-4号样品、3-4-1～3-4-4号样品、3-5-1～3-5-4号样品、3-6-1～3-6-4号样品和3-7-1～3-7-4号样品具有50％以上的残余轴向力。

根据上述可以理解，具有在特定范围内的有助于提高高温强度的a组析出物相和b组析出物相的镁合金构件，即使其具有包含具有厚度变化大的一体化成型部分的复杂形状，在铸造期间也不易破裂。特别地，可以理解，具有在特定范围内的a组析出物相和b组析出物相并且具有相对少量作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相的镁合金构件，即使其具有厚度变化较大的复杂形状，在铸造期间也一定不易破裂。此外，可以理解，具有在特定范围内的a组析出物相和b组析出物相并且具有相对少量作为降低高温强度的析出物相的c组析出物相和mg17al12相的镁合金构件能够抑制残余轴向力的减小。

应理解，本文中公开的实施方案和实例在所有方面都是说明性的，而不是限制性的。本发明的范围不是由上述实施方案和实例来显示，而是由权利要求的范围显示，并且意图包括在与权利要求的范围等同的意义和范围内的所有变体。

标号说明

1：镁合金构件；2：凸台(基部)；3：加强筋(板状部)；4：基座；t1、t2：厚度；t3：长度。