由于镁合金(Mg)的比重为1.8，低于典型轻金属铝(Al)的比 重2.7，因此镁合金是非常轻的。另外，镁合金具有比铝合金高的刚 性并具有优异的热传导性。因此，镁合金被广泛用于电子设备和电子 装置的外壳和零件。
镁合金成形性差，因此难以成形为所需的形状。亦即，镁合金的 凝固比潜热低，因而凝固速度快。因此，镁合金铸造难度大，从而在 得到的铸造产品中容易形成诸如孔隙和流动线等缺陷。特别是对于注 重外观的产品，镁合金的屈服比低。而且，因为需要填补这种缺陷， 增大了制造成本。镁合金为密排六方晶体结构，韧性低。由于板材或 棒材的冲压或锻造加工需在300到500℃下进行，因此存在诸如处理 速度低、处理次数增多、模具寿命短等问题。
为了解决上述镁合金成形性差的问题，在日本未审查专利公开H7 -224344中提出了如下的方法。即，在通过连铸含有6.2-7.6wt％铝的 AZ型镁合金以获得成形坯的步骤中，加入微量添加剂和/或控制冷 却速度使平均晶粒尺寸达到200μm或更小。接着将坯锻造，制造大尺 寸零件。此申请中还公开了一种使平均晶粒尺寸不大于50μm的方法， 通过在成形为最终产品形状后进行固溶处理和T6热处理的综合处理， 从而提高耐蚀性。
另一方面，日本未授权专利2001-294966中公开了如下的方法。 即，通过压铸机或触变铸模机将镁合金注入以压铸成形为板，在常温 下轧板并使板变形后，再在350到400℃下将板进行热处理而产生再 结晶，使晶粒尺寸减小到0.1到30μm，从而提高延展性。对延展性提 高的镁合金进行冲压或锻造，可以得到任意形状的产品。并且，日本 未授权专利2001-170734和2001-170736公开了一种方法，通过锻 造镁合金以及进行多个粗锻步骤和精锻步骤，而制成铸件凸起部分 (boss)，其厚度是产品主体部分的7倍或10倍。
但是，对于使用镁合金制造复杂和精确形状的零件，日本未授权 专利7-224344公开的方法是不够的。因为成形是通过锻造毛坯完成 的，所以形状和厚度受到限制。日本未授权专利2001-294966、2001 -170734和2001-170736公开的方法也是不够的。由于成形过程使 用的是镁合金板，通过冲压和锻造可以形成薄壁零件，但难以制造出 复杂和精确形状的产品。
近些年，对于镁合金以及铝合金，其超塑性机理的解释发展到一 定程度，目前其中重要的可能性是，细化晶粒尺寸的镁合金可以在高 应变速率下加工(例如，参见“Handbook of Magnesium Technology”， 119-125页)。
为了将镁合金成形为复杂和精确的形状，一般地优选铸造的方 法，如高注射速度的压铸，即以高填充速度进行压铸。如上所述，由 于镁合金容易凝固，但是当利用压铸成形时容易形成流线。另外，对 于某些形状，难以将镁合金填充到每个角上。因此，使尺寸和厚度受 到限制。随着注射速度增大，空气或气体容易陷在液体合金中，从而 形成孔隙，降低性能的可靠性。
另一方面，在冲压板材时，所制造的产品的尺寸可以等于或小于 板的宽度。由于镁合金的延展性和成形性差，因此镁合金难以成形为 复杂形状，例如，难以形成铸造中所形成的凸起。
从合金成分的角度看，镁合金的铸造性能和拉伸性能具有一定的 关系。优选的作为铸造材料的是AZ91、AM50、AM60等铝含量大的 合金，以便获得低熔点。另一方面，优选的作为冲压和锻造材料的是 含铝量较少的AZ31，以便获得高延展性。铝含量越高，耐蚀性越好。 因此，AZ31的耐蚀性比AZ91差。差的耐蚀性是限制AZ31应用的一 个原因。
本发明解决的问题
在上述传统技术基础上提出了本发明，本发明的目的是提供制造 镁合金产品的方法，包括铸造和锻造的综合，用于镁合金的成形，其 中镁合金的成分保证其铸造性，并且合金具有优异的可锻造性，从而 在足够高的屈服比下实现产品的制造，使产品具有复杂的和精确的形 状并表现出高的性能可靠性和足够的耐蚀性。 解决问题的措施
一种如权利要求1所述的制造镁合金产品的方法，其步骤包括： 铸造含铝2-10wt％的镁合金而得到晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成 品，在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间对铸造的半成品 进行固溶处理，然后将半成品锻造成晶粒尺寸不大于10μm的锻造半 成品，再将锻造半成品锻造成所需的形状。
当晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品进行固溶处理时，晶粒长 大，但在铸造过程中形成的大而脆的第二相晶粒消失，从而增大了延 伸率并因而提高了塑性成形性。将固溶处理后的塑性成形性提高的铸 造半成品锻造。锻造过程中的动态再结晶将晶粒尺寸减小到10μm或 更小，从而进一步提高了可锻性。因此，在权利要求1的方法中，将 通过铸造得到的晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品进行固溶处理， 然后经过锻造使晶粒尺寸减小到不大于10μm，再进一步锻造成所需 形状。
在此方法中，镁合金中适合的铝含量为2.5-6wt％，铸造时优选 压铸法或触变铸模法。另外，优选地，固溶处理在380-440℃下进行 1-24小时，固溶处理后为了减小晶粒尺寸进行的锻造以及此后的成 形锻造，优选地在以下条件下进行，即应变速率和温度使Z值在109 -1013之间。
一种如权利要求1所述的制造镁合金产品的方法，其步骤包括： 铸造含铝2-10wt％的镁合金以得到晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成 品，在该合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间对铸造半成品进 行固溶处理，然后将半成品锻造成所需的形状。
当通过铸造得到的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品固溶处理 时，晶粒长大，但在铸造过程中形成的大而脆的第二相晶粒消失，从 而增大了延伸率并因而提高了塑性成形性。通过将固溶处理后塑性成 形性提高的铸造半成品锻造，可以得到所需形状的产品。因此，在权 利要求7的方法中，将铸造得到的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成 品进行固溶处理，然后，再进一步锻造成所需形状。
在此方法中，镁合金中适合的铝含量为2-6wt％，铸造时优选采 用压铸法。另外，固溶处理优选在380-440℃下进行1-24小时，锻 造优选地在以下条件下进行，即应变速率和温度使Z值小于1013。
需要注意的是，Z值是温度补偿的应变速度，表示温度与应变速 率之间的关系，也称为Zener-Hollomon参数，按照下面的方程(I) 定义为表示在流动应力下温度与应变速率之间关系的关系式： $Z=\stackrel{·}{ϵ}\exp (Q/\mathrm{RT})------\left(I\right)$ 式中： 应变速率(/秒)
Q：点阵扩散激活能
R：气体常数
T：绝对温度
一般地，所用的Q值为纯镁的Q值135kJ/mol，因为没有得到镁 合金的Q值。
附图简述
图1表示实施例1中触变铸模铸件的(固溶处理后)晶粒尺寸；
图2(a)和2(b)表示实施例1中在300℃和 秒条件下固 溶处理铸件进行拉伸试验的结果；和
图3表示实施例2中压铸件(固溶处理后)晶粒尺寸。
实施本发明的实施例
下面，描述根据本发明制造镁合金产品的方法的实施例。
首先，描述如权利要求1所述的制造镁合金产品的方法的一个实 施例。
在权利要求1所述的方法中，首先，铸造含铝2-10wt％的镁合 金，得到晶粒尺寸不大于30μm的铸造半成品。
如果镁合金的铝含量低于2wt％，则耐蚀性变差，而且熔点高不 适于铸造。如果镁合金的铝含量超过10wt％，则不可能通过随后步骤 的固溶处理得到足够高的塑性成形性，也不可能在固溶处理后得到优 异可锻性的产品。因此，镁合金的铝含量为2-10wt％，优选的为2.5 -6wt％。
对于铸造镁合金的方法没有特别的限制。为了获得晶粒尺寸不大 于30μm的铸造产品，优选压铸法或触变铸模法，因为其冷却/凝固 速度较高，可以减小晶粒尺寸。
在重力铸造法中，所得到的铸造产品一般厚度较大，从而熔融镁 合金的凝固慢。因此，晶粒在冷却/凝固过程中长大，使晶粒尺寸长 大到200μm。另一方面，在压铸法和触变铸模法中，合金以熔融状态 或半熔融状态注射到模具中，冷却/凝固速度快，使晶粒尺寸减小到 不大于30μm。
小晶粒尺寸的铸造产品更好，所允许的晶粒尺寸不大于30μm。 一般地，取决于铸造方法和所用的合金成分，铸造产品使得到晶粒尺 寸为15-30μm。
接着对如此获得的晶粒尺寸不大于30μm的铸造产品进行固溶处 理。
固溶处理的温度可以在所用合金成分的固相溶解温度与固相线之 间的范围内，适合的温度是380-430℃。当固溶温度低于固相溶解温 度或低于380℃时，可以析出较大的铝镁化合物，降低塑性成形性。 当固溶处理温度超过固相线或430℃时，可能生成液相，从而降低塑 性成形性。适合的固溶处理时间为1-24小时。优选地，当温度低时 延长时间，而当温度高时缩短时间。通过固溶处理，在母相的α相晶 界上析出的β相溶解于母相中，从而母相晶粒长大。但是，由于β相晶 粒的减少使塑性成形中的晶界滑移减少，因此有效提高了成形性。
塑性处理后，将半成品锻造以获得晶粒尺寸不大于10μm的锻造 半成品(此后，使晶粒尺寸减小的锻造有时称为“晶粒细化锻造”)。 将锻造的半成品进一步锻造，使半成品成形为所需形状，从而获得产 品(此后，将半成品成形为所需形状的锻造称为“成形锻造”)。
通过动态再结晶进行晶粒细化锻造来减小铸造半成品的晶粒尺 寸。晶粒细化锻造和成形锻造应该根据镁合金的成分在允许锻造工艺 的条件下进行。
晶粒细化锻造条件取决于镁合金的成分。但是，晶粒细化锻造， 其应变速率和温度的条件优选地设定在使Z值在109-1013的范围内， 更优选地在1010-1013的范围内。
成形锻造的条件也取决于镁合金的成分。但是，成形锻造的应变 速率和温度的条件，优选地设定成使Z值为1013或更小，优选的在108 -1013的范围内，更优选的在109-1012的范围内。
在晶粒细化锻造和成形锻造中，超出Z值范围的锻造条件可能造 成缺陷，例如裂纹和裂缝，是不允许锻造的。
通常，根据合金的成分确定晶粒细化锻造的条件，使Z值在适合 的范围，其中应变速率为10-3-10-1/秒，温度为200-500℃。另一方 面，根据合金的成分确定成形锻造的条件，使Z值在适合的范围，其 中应变速率为10-3-10-2/秒，温度为200-400℃。
晶粒细化锻造可将晶粒尺寸减小到不大于10μm，从而作为锻造 的效果提高塑性成形性，使产品可以进行成形锻造。可以允许的晶粒 尺寸是不大于10μm。一般地，晶粒细化锻造可以得到的晶粒尺寸范 围为1-10μm。
此后，描述权利要求7所述的制造镁合金产品的方法的一个实施 例。
在权利要求7的方法中，首先，铸造含铝2-10wt％的镁合金， 以得到晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品。
如果镁合金中铝含量低于2wt％，则耐蚀性变差。如果镁合金的 铝含量超过10wt％，则不可能通过随后步骤的固溶处理得到足够高的 塑性成形性，也不可能在固溶处理后得到具有优异可锻性的产品。因 此，镁合金的铝含量为2-10wt％，优选的为2-6wt％。
所用镁合金中除铝之外的其它物质含量与上述权利要求1方法中 的相同。
优选采用压铸法或触变铸模法，因为其冷却/凝固速度相对较 高，可以明显细化晶粒尺寸。
铸造半成品的晶粒尺寸优选地较小，可以是10μm或更小。-般 地，铸造得到的半成品的晶粒尺寸范围为5-10μm。
在所用合金成分的固相溶解温度与固相线温度之间，对如此得到 的晶粒尺寸不大于10μm的铸造半成品进行固溶处理。基于与权利要 求1的方法中的固溶处理相同的原因，固溶处理的适合温度是380-430 ℃，适合时间为1-24小时。固溶处理后，将铸造半成品锻造而得到 所需形状的产品。
与权利要求1所述方法的锻造工艺相似，应根据镁合金的成分， 在允许锻造工艺的条件下进行锻造。
锻造的条件取决于镁合金的成分。但是，锻造的应变速率和温度 优选地设定为使Z值小于1013，更优选地为106到1012。Z值等于或 大于1013会产生缺陷，例如裂纹和裂缝，这是不允许锻造的。
在这种条件下，根据合金的成分确定进行锻造的条件，使Z值在 合适的范围内时，应变速率为10-3-10-1/秒，温度为200-500℃。
实施例
下面将参考实施例进一步详细地描述本发明。
使用可以购买到的AZ91合金铸锭，通过在AZ91合金铸锭中加 入镁和锌并控制铸锭质量，制备以下实施例所用的镁合金铸锭。按照 这种方法，制备了成分从AZ81到AZ21的镁合金铸锭。表1表示所 用的AZ91合金铸锭以及所制备的铸锭的成分分析结果。
表1
铸锭的成分分析结果(重量％)   铸锭    Al    Zn     Mn     Si     Cu     Fe     Ni     Be   AZ91   8.9   0.70    0.21    0.310   0.0400   0.0020    0.0004   0.0008   AZ81   7.6   0.70    0.30    0.025   0.0010   0.0017    微量   0.0034   AZ71   6.9   0.72    0.24    0.024   0.0011   0.0003    微量   0.0019   AZ61   5.7   0.79    0.30    0.024   0.0010   0.0029    微量   0.0026   AZ51   4.8   0.78    0.29    0.018   0.0009   0.0013    微量   0.0022   AZ41   3.6   0.68    0.27    0.013   0.0008   0.0012    微量   0.0014   AZ31   2.6   0.60    0.28    0.010   0.0004   微量    微量   0.0016   AZ21   2.1   0.83    0.28    0.003   0.0052   微量    微量   0.0030 实施例1
(1)铸造和固溶处理
将AZ91到AZ21铸锭破碎成片用于触变铸模。这些片也用于铸 造过程。使用日本Steel Works有限公司制造的触变铸模机JMG-450， 注射速度设定为4m/s，这是空载条件下的最大值，模具温度设定为250 ℃。在此条件下，得到盒形铸件，其长181mm，宽255mm，高10mm， 有底没盖，壁厚1.5mm。因为每个铸锭的熔点不同，通过控制成形机 料筒和喷嘴的温度，找出可以成形的条件进行铸造过程。表2表示各 个合金在铸造过程中料筒末端的温度。
表2
触变铸模铸造过程中料筒末端的温度    铸锭   温度(℃)    AZ91     620    AZ81     618    AZ71     619    AZ61     624    AZ51     627    AZ41     640    AZ31     638
结果，AZ91到AZ31可以铸造，但由于AZ21的熔点为645℃， 超过了成形机料筒的加热限制，AZ21不能铸造。因此，触变铸模机 允许铸造的AZ合金限制是铝含量为2.5％。
为了测量触变铸模铸造得到的铸件的晶粒尺寸，从各个铸件的中 部截取试样，然后用树脂镶样并抛光。此后，用苦味酸或乙酸浸蚀剂 浸蚀试样，浸蚀剂的选择取决于试样的成分。获取各个试样500倍的 电子显微镜照片。根据JIS G0522“钢中铁素体晶粒尺寸测定”的截 面法测量晶粒尺寸，并放大1.74倍。
为了检验固溶处理的效果，铸件在430℃加热处理1小时，此后， 再以相同的方法测量晶粒尺寸。
结果示于表3和图1中。
表3
触变铸模铸件的晶粒尺寸    铸锭          晶粒尺寸(μm)   固溶处理前   固溶处理后    AZ91      13.1      28.3    AZ81      12.3      19.1    AZ71      10.2      16.4    AZ61      13.1      24.6    AZ51      10.1      13.7    AZ41      12.4      20.2    AZ31      10.5      17.9
从表3和图1中可以看出，虽然固溶处理前不同成分间的晶粒尺 寸差别较小，但固溶处理后晶粒尺寸增大。这是由于固溶处理使晶界 上的β相溶解到母相α相中，使晶粒长大。可以相信，随着淬火时液体 合金凝固速度的加快，晶粒尺寸变小。因此，得到如下结果，即，按 照从AZ91到AZ31的顺序，铝含量降低，故熔点升高。因此，成形 机料筒末端的料筒温度增高。但是，液体合金与模具之间的温度差将 产生淬火效果。因此，AZ91的晶粒尺寸为28μm，即晶粒尺寸较大， 因为温度差小。而由于温度差大，AZ51的晶粒尺寸为14μm，即晶粒 尺寸较小。但是，相反，由于高温液体合金中出现的冷却延迟效应， AZ41、AZ31的晶粒尺寸从18μm到20μm。
为了测量固溶处理制品的塑性成形性，从各个制品上取下试样， 并在420℃固溶处理1小时。此后，在温度300℃、应变速率1.0×10- 2 /秒的条件下进行拉伸试验。结果示于图2(a)和2(b)。
从图2(a)和2(b)中可以看出，富铝的合金AZ91到AZ71具有较 低的延伸率，从15到24％；而AZ61到AZ31的延伸率为40％或更 高，明显提高了塑性成形性。
因此，用于锻造的铸件中的铝含量，在考虑铸造性时等于或大于 25wt％，在考虑塑性成形性时等于或小于6wt％。
(2)锻造
在上面的(1)中，触变铸模铸造的AZ61到AZ31的铸件在420 ℃固溶处理1小时。此后，截取20mm×20mm的样品。每个样品在 电炉中均匀加热，并放入保持在表4中所示的预定锻造温度的模具中。 锻造是在应变速率为3.3×10-2/秒的固定条件下进行的。锻造后从样品 上截取试样。对于试样，按照与上面(1)相同的方法测量晶粒尺寸。 在上面的方程(I)中代入上述的应变速率后得到的Z值列在表1中。 此方程中的Q值为135kJ/mol。表4还列出了锻造过程前(固溶处理 后)各个样品的晶粒尺寸。
表4
通过锻造减小晶粒尺寸                   锻造后的晶粒尺寸(μm)   固溶处   理后(锻   造前的)   晶粒尺   寸(μm) 锻 造 条 件   锻造   温度   (℃)     150      200     250     300      350   应变   速率   (/秒)  3.3×10-2   3.3×10-2   3.3×10-2  3.3×10-2    3.3×10-2    Z值  1.5×1015   2.7×1013   1.0×1012  6.7×1010    6.9×109        AZ61      *       *       *      6.1      12.9      24.6        AZ51      *       *      3.2      7.3      10.0      13.7        AZ41      *       *      4.0      10.4      18.8      20.2        AZ31      *      1.0      4.6      14.2      15.1      17.9
*锻造过程中样品破裂，不允许锻造
从表4中可以得出如下结论。
即，可以发现，在同样的温度下，铝含量高的合金适于通过锻造 细化晶粒。另一方面，对于富铝合金，当在低温下锻造时产生裂纹。 在应变速率试验中，AZ61可以在300℃或更高温度下进行锻造，而 AZ31甚至在200℃下就可以锻造，从而达到细化晶粒的效果。
结果，在AZ61到AZ31中，晶粒尺寸减小到10μm或小于10μm， 允许进行超塑性锻造时的锻造条件是Z值为109到1013，优选地为1010 到1013。
从样品中选出通过上述锻造晶粒细化充分的样品以及晶粒细化不 充分的样品，再从这些选出的样品上截取20mm×20mm×1.5mm的片 状试样。每个试样插入作为铸模下型箱的一个20mm×20mm的空腔 中。利用具有直径3mm高10mm圆柱形凹坑的上型模，将每个试样 在表5所示的条件下锻造，直到真应变达到-1.1，并锻造成凸起(boss) 形。对各个锻造过程的可锻性进行评价。评价的结果列于表5中。
表5
触变铸模铸件的可锻性                                             可锻性 锻 造 条 件    锻造温度      (℃)      150      200      300      350      400       500    应变速率     (/秒)    3.3×10-2    3.3×10-2    3.3×10-2    3.3×10-2    3.3×10-2    3.3×10-2       Z值    1.5×1015    2.7×1013    6.7×1010    6.9×109    9.9×108    4.4×107   AZ61    6.1*1       ×       △       △       ○       ○       ○    12.9*1       ×       ×       ×       ×       ×       ×   AZ51    3.2*1       ×       △       ○       ○       ○       ○    7.3*1       ×       △       ○       ○       ○       ○    10*1       ×       △       △       △       ○       ○   AZ41    4.0*1       ×       ○       ○       ○       ○       ○    18.8*1       ×       ×       ×       ×       ×       △   AZ31    1.0*1       ×       ○       ○       ○       ○       ○    4.6*1       ×       ○       ○       ○       ○       ○    14.2*1       ×       ×       ×       ×       △       ○
*1晶粒细化锻造后的晶粒尺寸(表4中所示的数据)
*2可锻性的评价
○：锻造后没有缺陷形成，即凸起完全形成
△：锻造后形成细小裂纹，即凸起不完全形成
×：锻造后形成严重裂纹
从表5中可以得出如下结论。
铝含量大的合金中，β相容易在晶界析出，从而易于减小晶界滑 动，这种类型合金需要较高处理温度，即较大的Z值以形成凸起 (boss)。另一方面，甚至当晶粒尺寸超过10μm时，一些合金在高温 下也可形成凸起(boss)。
但是，从工业角度看，400℃或高于400℃的模具温度降低模具的 耐用性，从而是不切实际的。可以通过使用耐热材料或对表面进行处 理来提高模具的耐热性。但是，由于增大模具的成本，这也不是优选 的。
从结果中可以发现，从AZ61到AZ31，将合金成形为所需形状 的锻造条件是Z值为1013或更小，优选的范围是108到1013。 实例2
(1)铸造和固溶处理
铸造试验采用压铸法而不是实施例1中的触变铸模，但所用的模 具与触变铸模中所用模具的形状相同。所用的合金是与触变铸模机所 用的同一批次的铸锭，但不处理成片。利用东芝机械有限公司(Toshiba Machine Co.Ltd.)的冷腔压铸机DC650tCLS，在液体合金温度为700 ℃，注射速度最大值为5.0m/s，模具温度为250℃的条件下，通过铸 造依次得到铸件。铸件的形状和大小与实施例1的相同。
即使不能由触变铸模法铸造的AZ21也能用压铸法铸造。这是由 于材料的熔化是由与铸造机分离的金属加热器完成的，而不像触变铸 模机，材料是在触变铸模机中的料筒中熔化。因此压铸法熔融温度可 以升高到700℃，从而可以熔化熔点高的AZ21。
对于各个铸件，按与实施例1相同的方法测量了固溶处理后的晶 粒尺寸，结果示于表6和图3中。需要注意的是，固溶处理是在430 ℃下进行1小时。
表6
压铸件的晶粒尺寸    合金       晶粒尺寸(μm)  固溶处理前  固溶处理后    AZ91      7.3     14.9    AZ81      6.4     13.1    AZ71      7.0     13.8    AZ61      7.8     15.2    AZ51      6.9     10.4    AZ41      6.1     11.3    AZ31      5.7     9.5    AZ21      5.8     9.7
从表6和图3可以看出，压铸件的晶粒尺寸小于触变铸模铸件的 晶粒尺寸。甚至在固溶处理前，晶粒尺寸也小于10μm，从而不需要 晶粒细化锻造。这是由于成形机填充速度很快而能够得到冷却的效 果。
(2)锻造
由于得到的铸件已经具有细小的晶粒，铸造在与晶粒细化锻造相 同的条件下进行，晶粒细化锻造是在实施例1中对触变铸模铸件进行 的锻造。为给出对于各个铸件可锻性的指示，检验裂纹是否形成。对 于固溶处理前的样品，进行了初步的锻造试验，结果容易形成裂纹。 这是由于β相厚，难以出现晶界滑动。这一趋势随铝含量的增大而增 强。因此，仅对固溶处理后的样品进行试验。结果示于表7。试验所 用的试样是从这些样品上截取的20mm×20mm×1.5mm的片状试样。 每个试样在固定的应变速率下锻造。锻造的真应变为-1.1。
表7
压铸件的可锻性                                 可锻性*2 锻 造 条 件   锻造   温度   (℃)     150      200      250      300      350   应变   速率  (/秒)   3.3×10-2   3.3×10-2   3.3×10-2    3.3×10-2    3.3×10-2   Z值   1.5×1015   2.7×1013   1.0×1012    6.9×1010    6.9×109      AZ91      ×      ×      ×       ×       ×      AZ81      ×      ×      ×       △       △      AZ71      ×      ×      △       △       △      AZ61      ×      △      △       ○       ○      AZ51      ×      △      ○       ○       ○      AZ41      ×      △      ○       ○       ○      AZ31      ×      ○      ○       ○       ○      AZ21      ×      ○      ○       ○       ○
  *2可锻性的评价
  ○：锻造后没有缺陷形成，
  △：锻造后形成细小裂纹，
  ×：锻造后形成严重裂纹
  从表7中可以得出以下结论。
  即，与固溶处理前的样品相似，铝含量越高，可锻性越差。在应 变速率为3.3×10-2的条件下，AZ91到AZ71即使在处理温度达到350 ℃时在锻造时也产生严重裂纹。另一方面，铝含量越低，可锻性越好。 因此，AZ91在任何温度都产生严重裂纹，AZ81在300℃或更高温度 (即Z值低于6.7×1010)锻造时不产生严重裂纹而是细小裂纹，AZ71 在250℃或更高温度(即Z值低于1.0×1012)锻造时不产生严重裂纹 而是细小裂纹。
随着铝含量减少，进行锻造时不出现裂纹，从而AZ61、AZ51和 AZ41在250℃或更高温度(即Z值低于1.0×1012)锻造时不产生缺 陷，AZ31和AZ21在200℃或更高温度(即Z值低于1.0×1013)锻造 时不产生缺陷。在此范围内，表现出优良的可锻性。
从结果中发现，铸造后晶粒尺寸不超过10μm的适合锻造的合金 成分中，铝含量为2-6wt％，锻造条件是Z值为1.0×1013或更小。
发明的效果
如上所述，根据本发明制造镁合金产品的方法，将铸造和锻造综 合应用于成分适于铸造并具有优良可锻性的镁合金的成形，从而达到 制造产品，所制造的产品具有复杂而精确的形状并在足够高的屈服比 下表现出高的性能可靠性和足够的耐蚀性。