專利名稱：：使鑄件具有更好的高溫蠕變特性、延展性和腐蝕特性的鑄造方法和合金成分的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及鎂合金的鑄造方法，所述鎂合金包括質(zhì)量百分比為2.0-6.00%的鋁、質(zhì)量百分比為3.00-8.00%的稀土金屬(RE)，所述稀土金屬和鋁的質(zhì)量百分比之比大于0.8，其中所述稀土金屬包含質(zhì)量百分比至少為40%的鈰、質(zhì)量百分比小于0.5%的錳、質(zhì)量百分比小于1.00%的鋅、質(zhì)量百分比小于O.Ol%的鈣、質(zhì)量百分比小于0.01%的鍶，其余為鎂和不可避免的雜質(zhì)，總的雜質(zhì)水平的質(zhì)量百分比低于0.1%。
背景技術(shù)：
：鎂合金鑄件被廣泛應(yīng)用于航空和汽車工業(yè)。鎂合金鑄件可通過現(xiàn)有的各種方法來(lái)制造，這些方法包括壓模、砂型澆鑄、持久型和半持久型鑄造、石膏模鑄造和熔模鑄造。鎂合金具有多種有利性質(zhì)已經(jīng)得到證實(shí)，因此在汽車工業(yè)中需要大量的鎂合金鑄件。這些性質(zhì)包括低密度、高強(qiáng)度重量比、良好的可鑄性、易機(jī)械加工性和良好的阻尼特性。已知多數(shù)常見的鎂壓鑄合金，如Mg-Al-合金或Mg-Al-Zn-合金(鎂-鋁-鋅合金)，在溫度高于120°C時(shí)，均易于失去蠕變抗性。已開發(fā)出的Mg-Al-Si-合金可用于更高的溫度，但是其蠕變抗性的改進(jìn)較為有限。Mg-Al-Ca和Mg-Al-Sr合金體系可提供更好的蠕變抗性，但是其可鑄性存在問題。這對(duì)于與模具表面高速撞擊的金屬來(lái)說(所謂的水錘效應(yīng))，更是一個(gè)難題。已知合金AE48(4%AP，2-3%RE)可在高溫特性和腐蝕性能上提供顯著改進(jìn)。包括有類似Sr和Ca成分的Mg-Al合金可提供進(jìn)一步改進(jìn)的蠕變性能，然而是以可鑄性的降低為代價(jià)的。Mg-Al-Ca和Mg-Al-Sr合金可提供進(jìn)一步改進(jìn)的蠕變性能，然而這些合金都存在可鑄性的問題。這對(duì)于與模具表面高速撞擊的金屬來(lái)說(所謂的水錘效應(yīng))，更是一個(gè)難題。在圖1A和IB中，分別示出了冷室和熱室壓鑄機(jī)，各個(gè)壓鑄機(jī)分別具有模具IO、20，所述模具IO、20分別具有液壓阻尼系統(tǒng)11、21。通過采用分別具有活塞13、23的壓射缸(shotcylinder)12、22，將熔融金屬引入模具中。在冷室系統(tǒng)中，需要有用于計(jì)量進(jìn)入臥式壓射缸的金屬的輔助系統(tǒng)。熱室壓鑄機(jī)(圖IB)直接在熔融金屬中使用立式活塞系統(tǒng)(12、23)。為了獲得具有優(yōu)異性能的Mg-Al-Re合金，必須保證合金是在極速冷卻條件下鑄造的。這便是高壓模具鑄造方法。鋼模10、20配備有油(或水)冷卻系統(tǒng)，用于將模具溫度控制在200-30(TC的范圍內(nèi)。獲得高質(zhì)量的條件是短的模具填充時(shí)間，以避免金屬在填充的過程中凝固。較優(yōu)的模具填充時(shí)間是io-2秒(s)x平均零件厚度(mm)這樣一個(gè)量級(jí)。通過迫使得合金以高速(一般為30-300m/s)流過澆口可獲得這樣的填充時(shí)間?？墒褂镁哂凶銐虼蟮闹睆讲⒕哂懈哌_(dá)10m/s的速度的活塞在壓射缸中獲得期望的流量以用于獲得需要的較短填充時(shí)間。通常使用20-70Mpa靜態(tài)金屬壓力，并隨后將壓力加強(qiáng)到高達(dá)150MPa。采用該鑄造方法，可使得鑄件的冷卻速度范圍在10-1000°C/S內(nèi)，該冷卻速度取決于鑄件的厚度。對(duì)于AE合金，整個(gè)部件的高冷卻速率，特別是表面層的極高冷卻速率，是決定合金性能的關(guān)鍵。在圖2中，示出了凝固范圍和微觀結(jié)構(gòu)之間的關(guān)系。橫坐標(biāo)表示以'C/S為單位的凝固速度，左手邊的縱坐標(biāo)表示以fim為單位的二次枝晶臂間距(secondarydendritearmspacing)，而右手邊的縱坐標(biāo)表示以|im為單位的粒徑。線30表示獲得的顆粒大小，而線31表示二次枝晶臂間距的獲得值。采用壓模鑄造時(shí)，通過該冷卻速度可獲得晶粒的細(xì)化。通?？色@得上述處于10-100(TC/S范圍內(nèi)的冷卻速度，從而使得晶粒大小位于5-100jim的范圍內(nèi)。眾所周知，細(xì)的結(jié)晶粒度有利于合金的延展性。圖3示出了結(jié)晶粒度和合金延展性之間的關(guān)系。橫坐標(biāo)表示以,為單位的結(jié)晶粒度大小，而縱坐標(biāo)表示以％為單位的相關(guān)延展率。圖中示出了兩種不同的成分，線35表示純粹的鎂，線36表示指定的AZ91鎂合金。眾所周知，細(xì)的結(jié)晶粒度有利于合金的拉伸屈服強(qiáng)度。這一關(guān)系(Hall-Petch關(guān)系)在圖4中示出。橫坐標(biāo)示出了表示為d(-0.5)的粒徑(其單位以pm表示)，而縱坐標(biāo)表示以MPa為單位的拉伸屈服強(qiáng)度。因此顯然地，在壓模鑄造過程中通過極高的冷卻速度獲得的細(xì)結(jié)晶粒度是獲得抗張強(qiáng)度和延展性的必要條件。術(shù)語(yǔ)"可鑄性"表示合金可鑄造成具有所需的功能和特性的最終產(chǎn)品的能力。其一般包括三類；(1)形成具有所有期望的幾何特征和尺寸的零件的能力，(2)產(chǎn)生具有期望的特性的密致零件的能力；G)對(duì)壓鑄件加工、鑄造設(shè)備、壓模鑄造效率上的影像。德國(guó)專利申請(qǐng)2122148公開了一種Mg-Al-RE型合金，其具有含量<3wt%的RE，并且也公開了具有更高RE含量的合金。已知合金AE42(4%Al，2-3%RE)可在高溫特性和腐蝕性能上提供顯著改進(jìn)。由經(jīng)驗(yàn)可知，加入到Mg-Al合金中的少量RE可顯著改進(jìn)腐蝕性能，但是也會(huì)使得可鑄性降低，更易頻繁地發(fā)生粘模。在圖5中，示出了Mg-Al-Re體系中極好的、較差的和極差的可鑄性。橫坐標(biāo)示出了表示為質(zhì)量百分比％的Al含量，而縱坐標(biāo)示出了表示為質(zhì)量百分比％的RE含量。線40指示680'C時(shí)RE的熔解度，而線41指示640'C時(shí)RE的熔解度。區(qū)域(黑色)42表示的是具有極差可鑄性的合成物。區(qū)域(中間色)43表示的是具有較差可鑄性的合成物。區(qū)域(淺色)44表示的是具有極好可鑄性的合成物。如圖5所示，隨著合金中RE含量的增加，可鑄性變得更差。然而，如圖5所示，具有這樣一個(gè)RE>3.5wt%(RE的熔解度限制的上限)、Al的質(zhì)量百分比在2.5%至1」5.0%且％1^/%A1的比值大于0.8的區(qū)域，在此區(qū)域內(nèi)，高壓模鑄可鑄性極好。因此，本發(fā)明的目的是提供一種具有改進(jìn)的高溫性能和可鑄性且成本相對(duì)較低的鎂合金。由于AlxREy彌散相(dispersoidphases)的形成，本發(fā)明的合成物最小化了易碎的MgnA^相的體積含量(彌散相中RE/A1比隨著合金中MRE/%A1含量的增加而增加)。由于實(shí)際上共晶MgnAh2在大約42(TC時(shí)熔解。如圖6所示，傳統(tǒng)的Mg-Al合金，如AM50、AM60和AZ91，具有200。C附近的凝固溫度范圍。圖6通過橫坐標(biāo)上的固相分?jǐn)?shù)(表示為質(zhì)量百分比wt%)與縱坐標(biāo)上的溫度(°C)示出了多種合金的對(duì)比。具有本發(fā)明中規(guī)定的c/。RE/%A1比的Mg-Al-RE合金大約在570。C完全凝固，因此其凝固范圍大約為50°C。通常，增加模鑄Mg-Al合金中鋁的含量，將改進(jìn)模鑄可鑄性。這是由于實(shí)際上，Mg-Al合金具有很寬的凝固范圍，這使得它們難于鑄造，除非在凝固的最后出現(xiàn)足夠大量的共晶。這可以解釋與圖6中示出的冷卻曲線一致的AZ91D的良好可鑄性。當(dāng)AM60、AM50和AM20中的Al含量分別下降到6%、5%、2%時(shí)，剩余共晶(remainingeutectic)將下降到一個(gè)難以在凝固的最后階段維持給料的水平，這意味著對(duì)于厚壁零件，可能出現(xiàn)顯微疏松，甚至出現(xiàn)大量空穴。對(duì)于薄壁零件，凝固最后階段的給料能力沒有那么重要(同時(shí)合金流動(dòng)性成為顯著因素)，這是因?yàn)轶w積收縮被從鑄模壁收縮導(dǎo)致的厚度降低而部分吸收。AE44和AE35合金示出了與Mg-Al合金非常不同的冷卻特性。凝固區(qū)間(solidificationinterval)明顯較小，這說明凝固過程中的收縮孔隙將減少。這些合金在模具填充過程中具有良好的流動(dòng)性，并且這樣易于鑄造成具有較少鑄造缺陷的最后產(chǎn)品。AE44和AE35合金的可鑄性與AZ91D的基本一致。與較窄凝固區(qū)間相關(guān)的又一個(gè)問題是，事實(shí)上，一般可在AZ91D和AM合金中觀察到的逆偏析將不會(huì)出現(xiàn)。這可由下列事實(shí)說明，具有高RE含量的AE合金具有沒有Mg-Al共晶相的發(fā)光面。在充模過程中及以后表面層立即凝固，溫度將迅速下降到固相線溫度以下，從而防止收縮發(fā)生時(shí)熔融金屬受迫流向模具表面。這有利于阻止模具壁熔融和金屬之間發(fā)生可導(dǎo)致粘模的反應(yīng)。圖7中示出的實(shí)施例中，AE44的壁厚為3mm，并包括具有不同微觀結(jié)構(gòu)的三層。表面層厚度約為50pm，由大小為lOpm的等軸晶體組成。這是相當(dāng)小的晶粒大小，這可通過模具壁上的快速冷卻條件來(lái)解釋。中間層約lOO)im厚，并且為極細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)。其形態(tài)不同于前者且觀察到范圍在2-4pm內(nèi)的DAS。壓力引起的平衡熔點(diǎn)的改變可解釋這種觀察到的現(xiàn)象。當(dāng)金屬受壓時(shí)，平衡熔點(diǎn)增大，也就是，金屬突然變得過度冷卻。理論上說，對(duì)所有的Mg合金這都是相同的，但是實(shí)際上合金之間的凝固特性還是有顯著的不同。核芯(core)由20,的等軸晶粒組成。該核芯的凝固受到從核芯到模具的熱流的限制。穿過已凝固的層的熱傳輸和鑄件/模具接觸面上的熱傳導(dǎo)均會(huì)導(dǎo)致比外殼慢的冷卻率，這樣便會(huì)形成較粗糙的微觀結(jié)構(gòu)。當(dāng)RE含量低時(shí)，或。/。RE/%A1比與AE42或AE63中一樣低時(shí)，可能出現(xiàn)與表面分離的共晶Mg-Al，并導(dǎo)致粘模。這可解釋為什么AE42表現(xiàn)出較差的可鑄性。圖8中示出了圖中的芯盒模具(boxdie)(上部)零件。合金AM60、AM40、AE63、AE44和AE35的節(jié)點(diǎn)3處(靠近澆口)的顯微結(jié)構(gòu)圖在下面給出?？稍贏M40和AE63中觀察到過熱裂縫。圖8證明AE44和AE35比AM合金更易出現(xiàn)過熱裂縫。這是因?yàn)楸砻鎸拥南鄬?duì)較快的凝固將產(chǎn)生如上所述的相對(duì)較細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)。部分地由于細(xì)的晶粒結(jié)構(gòu)，部分地由于沒有出現(xiàn)易碎的MgnAh2相，這一層變得非常的易延展，因此在凝固過程中出現(xiàn)熱應(yīng)變時(shí)，能夠變形。具有一般出現(xiàn)在具有較大凝固區(qū)間的合金內(nèi)的粗糙顆粒的表面層和/或Mg17Al12富有層，將具有較低的延展性，并容易破裂并形成熱裂縫，而不易變形。對(duì)較大型(~1.5m)薄壁零件(3mm厚)的測(cè)試顯示，AE44和AE35的模具填充特性相當(dāng)優(yōu)異，并且由于對(duì)于薄壁零件不需要前述的大范圍的給料，該合金可作為這些類型的合成物(模具填充對(duì)其最為重要)的可選替換。可用觀察到的現(xiàn)象來(lái)解釋各種AE合金的性質(zhì)，Al單獨(dú)提供固溶體強(qiáng)化(solidsolutionstrengthening),RE與Al的結(jié)合在晶體邊界區(qū)形成彌散相。在合金AE44和AE35中，彌散相(主要是A12RE)組成連續(xù)的3D網(wǎng)絡(luò)，有效地阻止了熱激發(fā)和晶體邊界滑動(dòng)引起的蠕變。這在圖9中示出。圖9中的SEM-BEC(反向散射電子合成)圖片示出了AE44、AE35和AE63的壓鑄件微觀結(jié)構(gòu)。單獨(dú)的A1提供固溶體強(qiáng)化，而RE與Al結(jié)合在晶體邊界區(qū)形成離散相。圖10中示出了AE44的AEM-BEC圖片的進(jìn)一步的放大圖，其也示出了AE44中的AlxREy相的層狀結(jié)構(gòu)。如圖10所示，AE合金中的彌散體AlxREy相包括極好的層狀結(jié)構(gòu)。該亞微型層的結(jié)構(gòu)使得晶體邊界變硬以防止蠕變。另一方面，這些層并不易碎(或不像共晶Mg-Al—樣易碎)，因?yàn)閴鸿T件AE44合金具有與AE42相似的延展性。在AE63中，網(wǎng)絡(luò)(主要是A1RE3)成為碎片，并且晶體邊界區(qū)會(huì)受到大量共晶Mg-Al的影響，降低延展性和蠕變特性。在AE42中，也會(huì)有一定量的共晶Mg-Al限制蠕變特性。合金AE35的延展性比AE44稍差，但還是高于AE63。稍后將示出AE合金的機(jī)械性能的多個(gè)實(shí)施例，包括延展系、抗張強(qiáng)度、蠕變抗性和腐蝕性能。圖11中示出了與現(xiàn)有合金相比的蠕變抗性和延展性的獨(dú)特組合。圖11中示出多種已知Mg合金的延展性(橫坐標(biāo))與蠕變抗性的對(duì)比。環(huán)形區(qū)50為AM-合金，環(huán)形區(qū)51為AE-合金，環(huán)形區(qū)52為AZ91-合金，環(huán)形區(qū)53為其它高溫合金。本發(fā)明的AE合金是以這種方式結(jié)合有延展性和高溫性能的唯一壓鑄件合金，從而為汽車工業(yè)中的設(shè)計(jì)者提供了眾多的新的和未經(jīng)開發(fā)的機(jī)會(huì)。本發(fā)明的更具體的目的是提供一種特別是在至少15(TC的高溫條件下具有極好的可鑄性、良好的蠕變抗性和拉伸屈服強(qiáng)度和螺栓-載荷保持力(bolt-loadretention)的相對(duì)低成本的壓模鑄造鎂-鋁-稀土合金。
發(fā)明內(nèi)容因此，本發(fā)明提供該合金在模具中鑄造，該模具的溫度控制在180-340t:的范圍內(nèi)；n在一定的時(shí)間內(nèi)填充模具，所述時(shí)間以毫秒為單位，等于5到500之間的一個(gè)數(shù)值乘以以毫米為單位的平均零件厚度的乘積；鑄造過程中靜態(tài)金屬壓力被保持在20-70Mpa，并隨后被強(qiáng)化到簡(jiǎn)MPa。通過結(jié)合使用特定的Mg-Al-RE合金與特定的鑄造方法，可獲得在高溫下具有極好的蠕變抗性、高延展性和好的機(jī)械特性和腐蝕性質(zhì)的產(chǎn)品。通常，多種RE-金屬(稀土金屬)可用做成合金元素，例如Ce、La、Nd和/或Pr，以及它們的混合物。然而，優(yōu)選使用一定量的鈰，因?yàn)樵摻饘倏山o與最好的機(jī)械性能?？?加入Mn以改進(jìn)耐蝕性，但是Mn的加入因可熔性而受到限制。優(yōu)選地，鋁含量的質(zhì)量百分比位于2.0%到6.00%之間，更優(yōu)選地是位于2.6到4.5%之間。如果鋁含量較高，這將易于生成不利于蠕變特性的MgnAlu相。Al的含量過低將不利于可鑄性。關(guān)于RE-金屬，優(yōu)選該RE含量的質(zhì)量百分比位于3.50到7.00X之間，其匕限受到圖1中示出的Mg-Al-RE體系內(nèi)RE可熔性的限制。如果RE的質(zhì)量百分比大于3.50X，這將顯著改善蠕變特性。由于RE-金屬在液體鎂鋁合金中的熔解度的限制，高于7%的質(zhì)量百分比是不可能實(shí)現(xiàn)此外，RE/A1比優(yōu)選大于0.9。對(duì)于特定的應(yīng)用，可這樣選擇合金成分，即鋁含量的質(zhì)量百分比位于3.6到4.5%之間，RE-金屬的質(zhì)量百分比位于3.6到4.5X之間，且附加限制條件是RE/A1比大于0.9。這種類型的合金可用于高達(dá)175"C的應(yīng)用，并在該溫度中仍然表現(xiàn)出極好的蠕變性能和抗張強(qiáng)度。此外，該合金并不顯示由于老化(ageing)而顯示出任何性質(zhì)的衰退，并具有良好的可鑄性。對(duì)于高于175-C的應(yīng)用，該合金的成分是鋁含量的質(zhì)量百分比位于2.6到3.5%之間，RE-金屬含量的質(zhì)量百分比大于4.6X。除了極好的蠕變性能和抗張強(qiáng)度以外，該合金不會(huì)因?yàn)槔匣憩F(xiàn)出任何性質(zhì)的衰退。優(yōu)選地，該RE-金屬選至下列元素鈰、鑭、釹和鐠。該RE-金屬使合金的煉制更容易，并同時(shí)增加耐蝕性、蠕變抗性并改進(jìn)機(jī)械性能。優(yōu)選地，鑭的含量在RE-金屬總含量的質(zhì)量百分比中至少占15%，更佳地是占至少20%。優(yōu)選鑭的質(zhì)量百分比在RE-金屬的總含量中小于35%。優(yōu)選地，銣的含量在RE-金屬總含量的質(zhì)量百分比中至少占7X，更佳地是占至少10%。優(yōu)選銣的質(zhì)量百分比在RE-金屬的總含量中小于20X。優(yōu)選地，鐠的含量在RE-金屬總含量的質(zhì)量百分比中至少占2X，更佳地是占至少4%。優(yōu)選鐠的質(zhì)量百分比在RE-金屬的總含量中小于10%。優(yōu)選地，鈰的含量在RE-金屬的總含量中的質(zhì)量百分比大于50%，優(yōu)選位于50到55%之間。已知鈣和鍶可增加蠕變抗性，并且加入質(zhì)量百分比至少為0.5%的鈣可改進(jìn)抗張強(qiáng)度。然而，應(yīng)該避免Ca和Sr，因?yàn)榧词惯@些成分的濃度很低，也將導(dǎo)致粘模問題，進(jìn)而影響合金的可鑄性。以下將結(jié)合附加實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)描述，在此，上述對(duì)本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例的描述的目的是為了舉例說明及描述，并不應(yīng)看作是用于限制本發(fā)明。具體實(shí)施方式實(shí)施例1為了組合合金元素的影響，將多種Mg-合金按照表l中的成分制成。制造每種合金的試棒(testbar)并對(duì)其進(jìn)行如下列實(shí)施例所示的多種測(cè)試。進(jìn)行的測(cè)試如下抗張強(qiáng)度和延展性制造符合ASTM標(biāo)準(zhǔn)的6mm試棒并使用以下測(cè)試條件*10kN英斯特朗儀(lnstronmachine)爭(zhēng)室溫到210°C爭(zhēng)每個(gè)溫度至少5個(gè)平行試驗(yàn)爭(zhēng)應(yīng)變速率-1.5mm/min高達(dá)0.5%應(yīng)變，-10mm/min高于0.5%應(yīng)變*依據(jù)ISO6892進(jìn)行測(cè)試?yán)烊渥儨y(cè)試參對(duì)于該測(cè)試，使用下列測(cè)試材料*直徑6mm爭(zhēng)標(biāo)距32.8mm爭(zhēng)曲率半徑9mm*夾頭(Griphead)直徑12mm眷總長(zhǎng)度125mm該測(cè)試依照ASTME139進(jìn)行。應(yīng)力松弛測(cè)試*測(cè)試材料--直徑12mm，長(zhǎng)度6mm-從蠕變棒的任意端切下*依據(jù)ASTME328-86進(jìn)行測(cè)試腐蝕性質(zhì)腐蝕測(cè)試依照ASTM117實(shí)施。實(shí)施例2對(duì)于多種合成物，強(qiáng)度已按溫度的函數(shù)給予測(cè)量。其結(jié)果在圖12、13和14中示出。在這些圖中，y坐標(biāo)表示以MPa為單位的抗張強(qiáng)度，而x坐標(biāo)表示以攝氏度為單位的溫度。實(shí)施例3對(duì)于多種合成物，蠕變應(yīng)變以按時(shí)間的函數(shù)給予測(cè)量。其結(jié)果在圖15和16中示出。圖15中的測(cè)量是在175°C、40MPa壓力下進(jìn)行的。圖16中的測(cè)量是在175°C、90MPa壓力下進(jìn)行的。在這些圖中，y坐標(biāo)為表示為百分比的蠕變應(yīng)變，而x坐標(biāo)為以小時(shí)表示的時(shí)間。實(shí)施例4對(duì)于依照表1合成的多種合成物，對(duì)其應(yīng)力松弛進(jìn)行了定義，將其表示為剩余載荷與時(shí)間之比。圖17、18和19示出了其結(jié)果。在這些圖中，y坐標(biāo)是剩余載荷，表示為初始負(fù)荷的百分比，而x坐標(biāo)是以小時(shí)表示的時(shí)間。實(shí)施例5對(duì)于多種合成物，根據(jù)ASTMB117定義了其腐蝕特性。在這個(gè)測(cè)試中，結(jié)合大量的數(shù)據(jù)以說明RE-金屬含量對(duì)比Al含量的影響。其結(jié)果在圖20中示出。在圖20中，y坐標(biāo)為RE-金屬含量，以質(zhì)量百分比％表示，而x坐標(biāo)是Al含量，以質(zhì)量百分比％表示。具有不同陰影的區(qū)域之間的分界線表示相同耐蝕性線。從這些測(cè)試結(jié)果清楚可見，本發(fā)明提供了一種鑄造鎂合金的方法，通過該方法獲得的產(chǎn)品具有高溫蠕變性質(zhì)、延展性和腐蝕性能的高度結(jié)合。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>權(quán)利要求1、一種鑄造鎂合金的方法，所述鎂合金包括質(zhì)量百分比為2.0-6.00％的鋁；質(zhì)量百分比為3.00-8.00％的稀土金屬；所述稀土金屬和鋁的質(zhì)量百分比之比大于0.8；所述稀土金屬中包含質(zhì)量百分比為至少40％的鈰、質(zhì)量百分比小于0.5％的錳、質(zhì)量百分比小于1％的鋅、質(zhì)量百分比小于0.01％的鈣、質(zhì)量百分比小于0.01％的鍶；其余為鎂和不可避免的雜質(zhì)，總的雜質(zhì)水平的質(zhì)量百分比低于0.1％；其特征在于所述合金在溫度范圍控制在180-340℃的模具中進(jìn)行鑄造；在一定的時(shí)間內(nèi)填充所述模具，所述時(shí)間以毫秒為單位，等于5到500之間的一個(gè)數(shù)值乘以以毫米為單位的平均零件厚度的乘積；鑄造過程中的靜態(tài)金屬壓力被保持在20-70Mpa之間并隨后被加強(qiáng)到180MPa。2、根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于，所述模具溫度被控制在170°C到390°C的范圍內(nèi)，優(yōu)選在200到270°C的范圍內(nèi)。3、根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述模具填充時(shí)間以毫秒表示，并等于表示為毫米的平均零件厚度與8到200間的一個(gè)數(shù)相乘的乘積，該數(shù)值范圍較佳的是5到50，最佳數(shù)值范圍是5到20。4、根據(jù)權(quán)利要求1-3中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，鑄造過程中的靜態(tài)金屬壓力保持在30-70Mpa。5、根據(jù)權(quán)利要求1-4中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，鑄造后的冷卻速度位于10-1000°C/S的范圍內(nèi)。6、根據(jù)權(quán)利要求1-5中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，鋁含量的質(zhì)量百分比位于2.50到5.50%之間，更優(yōu)選地是位于2.60到6.50%之間。7、根據(jù)權(quán)利要求1-6中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，所述稀土金屬含量的質(zhì)量百分比位于3.5到7.00%之間。8、根據(jù)權(quán)利要求1-7中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，所述鋁含量的質(zhì)量百分比位于3.6到4.5%之間，稀土金屬的質(zhì)量百分比位于3.6到4.5%之間，且稀土金屬/鋁之比大于0.9。9、根據(jù)權(quán)利要求1-8中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，所述鋁含量的質(zhì)量百分比位于2.6到3.5%之間，稀土金屬含量的質(zhì)量百分比大于4.610、根據(jù)權(quán)利要求1-9中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，所述稀土金屬選至下列元素鈰、鑭、釹和鐠。11、根據(jù)權(quán)利要求io所述的方法，其特征在于，在稀土金屬的總含量中，鑭的質(zhì)量百分比至少占15%，更佳地占至少20%。12、根據(jù)權(quán)利要求10或11所述的方法，其特征在于，鑭的質(zhì)量百分比最多占稀土金屬的總含量的35%。13、根據(jù)權(quán)利要求10-12中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，在稀土金屬的總含量中，銣的質(zhì)量百分比至少占7%，更佳地占至少10%。14、根據(jù)權(quán)利要求10-13中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，銣的質(zhì)量百分比最多占稀土金屬的總含量的20%。15、根據(jù)權(quán)利要求10-14中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，在稀土金屬的總含量中，鐠的質(zhì)量百分比至少占2%，更佳地占至少4%。16、根據(jù)權(quán)利要求10-15中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，鐠的質(zhì)量百分比最多占稀土金屬的總含量的10%。17、根據(jù)權(quán)利要求10-16中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，在稀土金屬的總含量中，鈰的質(zhì)量百分比至少占50%，更佳地位于50到55%之間。18、根據(jù)權(quán)利要求10-17中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，l和/或鍶的含量的質(zhì)量百分比至多占0.01%。全文摘要本發(fā)明涉及一種鑄造鎂合金的方法，所述鎂合金包括質(zhì)量百分比為2.0-6.00％的鋁、質(zhì)量百分比為3.00-8.00％的稀土金屬(RE-metals)，所述稀土金屬和鋁的質(zhì)量百分比之比大于0.8，所述稀土金屬中包含質(zhì)量百分比為至少40％的鈰、質(zhì)量百分比小于0.5％的錳、質(zhì)量百分比小于1％的鋅、質(zhì)量百分比小于0.01％的鈣、質(zhì)量百分比小于0.01％的鍶，其余為鎂和不可避免的雜質(zhì)，總的雜質(zhì)水平的質(zhì)量百分比低于0.1％，其中，所述合金在溫度范圍控制在180-340℃的模具中進(jìn)行鑄造，在一定的時(shí)間內(nèi)填充所述模具，所述時(shí)間以毫秒為單位，等于5到500之間的一個(gè)數(shù)值乘以以毫米為單位的平均零件厚度的乘積；鑄造過程中的靜態(tài)金屬壓力被保持在20-70MPa之間并隨后被加強(qiáng)到180MPa。文檔編號(hào)B22D21/00GK101528390SQ200680041468公開日2009年9月9日申請(qǐng)日期2006年9月19日優(yōu)先權(quán)日2005年11月10日發(fā)明者帕·貝克,維斯庭恩·哈肯申請(qǐng)人:梅根德克有限公司