具有出色的抗引燃性和机械性能的镁合金及其制造方法

摘要

一种在熔融金属表面上形成稳定保护膜的镁合金，该镁合金具有限制其碎屑自然引燃的出色的抗引燃性，而且还具有出色的强度和延展性，从而使该Mg合金可以在空气或常见的非活性气氛中熔融和铸造。该镁合金以重量计包含：7.0%以上但低于11%的Al、0.05%-2.0%的Ca、0.05%-2.0%的Y、高于0%但不高于6.0%的Zn、余量的Mg以及其他不可避免的杂质。基于镁合金的总重，Ca和Y的总含量等于或高于0.1%但低于2.5%。

说明书

技术领域

本发明涉及具有出色的抗引燃性或不可燃性（ignition resistance or  nonflammability）的镁合金；具体而言，本发明涉及具有以下特点的镁合 金：由于存在着在熔融金属表面上形成的稳定保护膜，可在空气和常见 的非活性气氛中熔融和铸造；具有出色的抗引燃性或不可燃性，从而避 免碎屑（chips）自燃；并且在强度和延展性两方面都出色；本发明还涉 及上述镁合金的制造方法。

背景技术

具有高比强度的镁合金是合金中最轻的，可适用于多种铸造和机械 加工过程中，具有广泛的应用，因此被用于对轻的重量有需求的几乎所 有领域中，如运输工具（vehicles）的部件和电子部件。然而，镁（Mg） 是电化学势低且非常活跃的金属元素。Mg仍然在材料的稳定性和可靠性 方面受到限制，因为当它与氧气或水接触时产生强烈的反应，并且有时 会起火。因此，相比于其潜在的适用范围，可应用Mg的领域仍然是有限 的。特别是，不能将Mg用于安全性很重要的应用中。

由于Mg合金的这种活跃性，必须使用非活性混合气体创造出非活性 气氛，如焊剂（flux）或CO₂+SF₆。由于在熔融和精炼中使用的焊剂是氯 化物，所以存在以下问题：氯原子残留在材料内，从而当用于加工熔融 金属的条件未被满足时，显著地降低了耐腐蚀性。为解决这一问题，在 将SF₆、CO₂和空气混合的气氛中（代替使用焊剂）进行熔融和铸造是有 效的。然而，SF₆被归类为温室气体，其全球变暖潜能（GWP）是CO₂的 24倍，所以期待在未来对其使用进行调整。

为更加根本地解决这一问题，已对改进Mg合金的抗氧化性进行了研 究，特别是对打算通过加入Ca、Be或稀土金属来提高Mg合金的引燃温度 进行了研究。传统上，在添加到抗氧化Mg合金中的合金元素之中，Ca已 成为主要选择，因为Ca比起其他稀土金属更便宜、无毒、并且大大地提 高了引燃温度（考虑到所加入的量）。

根据对含Ca的镁合金的在先研究，已知当加入3wt%以上的Ca时，引 燃温度提高了约250℃。因此，应将引燃温度维持在尽可能高，以便例如 在不用保护气体的情况下对含有7-11wt%Al的Mg合金稳定地进行铸造。 为此目的，优选向Mg合金中加入大量的Ca。

然而，当加入大量的Ca、特别是加入的量高于2wt%的时，Mg合金 的拉伸性能通常会降低，同时伸长率（elongation）显著减少。这是因为 形成了大量的粗糙（coarse）且易碎的共晶相，由此造成裂纹。此外，当 Ca加入的量高于2wt%时，出现了模具粘着（die sticking）的问题，使得 难以制造产品。因此，需要开发在满足抗引燃性和拉伸性能的同时，不 会引起其他问题（如粘着等）的镁合金。

发明内容

技术问题

因此，本发明的目的是提供旨在解决相关领域的前述问题的镁合金。

具体而言，本发明的目的是提供含有Ca和Y、尤其是具有出色的抗 引燃性和出色的拉伸性能的镁合金。

此外，本发明的目的是提供使得制造方法对环境友好的镁合金，该 制造方法使用最少量的Ca和Y，并且没有使用保护气体、如SF₆（环境污 染物）。

技术方案

为实现前述目的，本发明提供了通过熔融铸造而制造的镁（Mg）合 金。所述Mg合金以重量计包含：7.0%以上但低于9.5%的Al、0.05%-2.0% 的Ca、0.05%-2.0%的Y、高于0%但不高于6.0%的Zn、余量的Mg以及其他 不可避免的杂质。基于镁合金的总重，Ca和Y的总含量等于或高于0.1% 但低于2.5%。

此外，优选Ca的含量以重量计为0.1%-1.0%。

此外，优选Y的含量以重量计为0.1%-1.0%。

此外，优选Ca和Y的含量为镁合金总重的0.2%-1.5%。

此外，优选镁合金以重量计进一步包含高于0%但不高于1.0%的Mn。

本发明提供了制造镁合金的方法。所述方法包括下述步骤：形成含 有Mg、Al和Zn的镁合金熔融金属；将Ca和Y原材料加入到镁合金熔融金 属中；使用铸造方法，由加入有Ca和Y原材料的镁合金熔融金属生产镁 合金铸造材料。通过上述过程生产的镁合金以重量计包含：7.0%以上但 低于9.5%的Al、0.05%-2.0%的Ca、0.05%-2.0%的Y、高于0%但不高于6.0% 的Zn、余量的Mg以及其他不可避免的杂质。

此外，优选向所述镁合金熔融金属中加入Ca和Y原材料的步骤包括 在高于800℃的温度下加入Ca和Y原材料。

本发明提供了制造镁合金的方法。所述方法包括下述步骤：形成含 有Mg、Al和Zn的镁合金熔融金属；形成含有Mg、Al、Zn、Ca和Y，且 在750℃以下可溶的中间合金锭块（master alloy ingot）；将在750℃以下 可溶的中间合金锭块投入镁合金熔融金属中；使用铸造方法，由含有中 间合金锭块的熔融金属生产镁合金铸造材料。通过上述过程生产的镁合 金以重量计包含：7.0%以上但低于9.5%的Al、0.05%-2.0%的Ca、 0.05%-2.0%的Y、高于0%但不高于6.0%的Zn、余量的Mg以及其他不可避 免的杂质。

此外，优选含有Mg、Al、Zn、Ca和Y的中间合金锭块在750℃以下 可溶，并且在低于750℃的温度下投入到镁合金熔融金属中。

本发明提供了制造镁合金的方法。所述方法包括下述步骤：形成含 有Mg、Al和Zn的镁合金熔融金属；将Ca化合物和Y化合物加入到镁合金 熔融金属中；使用铸造方法，由加入有Ca化合物和Y化合物的镁合金熔 融金属生产镁合金铸造材料。通过上述过程生产的镁合金以重量计包含： 7.0%以上但低于9.5%的Al、0.05%-2.0%的Ca、0.05%-2.0%的Y、高于0% 但不高于6.0%的Zn、余量的Mg以及其他不可避免的杂质。

此外，优选在将Ca和Y原材料、将中间合金锭块（含有Mg、Al、Zn、 Ca和Y）或者将Ca化合物与Y化合物投入镁合金熔融金属的步骤中，进一 步包括对镁合金熔融金属进行周期性搅拌的步骤。

此外，优选铸造方法为选自于由如下铸造方法所组成的组中的一种： 模铸造（mold casting）、砂型铸造（sand casting）、重力铸造、挤压铸造 （squeeze casting）、连续铸造、带铸造（strip casting）、压铸（die casting）、 精密铸造、喷射铸造和半固态铸造。

此外，优选该方法进一步包括对由铸造方法生产的镁合金铸造材料 进行热加工的步骤。

对本发明镁合金中的各组分含量进行限定的原因如下。

铝（Al）

Al是增加镁合金的强度、流动性和固化范围（solidification range）， 从而改进可铸造性的元素。通常，随着所加入Al的含量增加，Mg₁₇Al₁₂共晶相的份数（fraction）增加。此外，根据在先研究的结果可知，在将 Al与其他合金元素组合加入时，随着Al含量的增加，抗引燃性增强。因 此，为了同时满足抗引燃性和强度，所加入Al的含量需要在7.0wt%以上。 与此同时，当Al的含量超过11wt%（Al的最大溶解度极限）时，由于粗 糙的Mg₁₇Al₁₂共晶相，拉伸性能降低。因此，优选含有7.0wt%-11wt%的 Al。

钙（Ca）

Ca通过从基于Mg-Al的合金形成Mg-Al-Ca金属间化合物而改进Mg 合金的强度和耐热性，并通过在熔融金属的表面上形成薄且致密的MgO 和CaO组合氧化层而降低熔融金属的氧化作用，从而改进Mg合金的抗引 燃性。然而，当Ca的含量低于0.05wt%时，抗引燃性的改进效果并不明显。 另一方面，当Ca的含量高于2wt%时，熔融金属的可铸造性降低，出现热 裂纹，模具粘着作用增强，并且伸长率显著降低，这些都是有问题的。 因此，在本发明的Mg合金中，优选以0.05wt%-2.0wt%的量加入Ca。

钇（Y）

由于Y原本具有高的溶解度极限，所以通常将Y用作由于析出强化而 增强抗高温蠕变性的元素。当将Y与Ca组合加入到镁合金中时，粗糙的 含Ca共晶相的份数降低。当所加入Y的量在0.4wt%以上时，其效果为产 生了形成铸造材料微观细粒（microscopic grains）的Al₂Y颗粒，从而改进 拉伸性能。此外，在熔融金属的表面上形成Y₂O₃氧化层，与CaO形成混 合层，从而增加抗引燃性。当Mg合金中所含的Y的量低于0.05wt%时，很 难在熔融金属的表面上稳定地形成氧化层，所以抗引燃性并未增加很多。 当所含Y的量高于2wt%时，Mg合金的价格升高，并且由于Al₂Y颗粒变粗 糙而使对裂纹的敏感性增加。因此，在本发明的Mg合金中，优选以 0.05wt%-2.0wt%的量含有Y。

锌（Zn）

当与Al一起加入时，Zn具有对细粒进行精炼和增加强度的作用。此 外，Zn在Mg合金中的最大溶解度极限为6.2wt%。当加入的Zn的量高于这 一极限时，铸造期间产生的粗糙的共晶相削弱铸造材料的机械性能。因 此，优选以等于或低于6wt%的量加入Zn。

锰（Mn）

在基于Mg-Al的合金中，Mn由于与Fe（对耐腐蚀性不利的杂质元素） 结合而改进耐腐蚀性，并且通过以快速的冷却速度形成Al-Mn金属间化合 物而增加强度。然而，当所加入的Mn的量高于1.0wt%时，在Mg合金中 形成粗糙的β-Mn或Al₈Mn₅相，从而使机械性能劣化。因此，优选以等于 或低于1.0wt%的量含有Mn。

其他不可避免的杂质

本发明的Mg合金可含有来自于其原料或在制造过程中不可避免地 混入的杂质。在可包含于本发明Mg合金中的杂质中，铁（Fe）、硅（Si） 和镍（Ni）是特别地使Mg合金的耐腐蚀性变差的组分。因此，优选Fe的 含量维持在0.004wt%以下，Si的含量维持在0.04wt%以下，Ni的含量维持 在0.001wt%以下。

Ca和Y的总量

通常已知的是，当只单独加入Ca时，在固态或液态的Mg合金表面上 形成薄且致密的MgO/CaO组合氧化层，所以Mg合金的引燃温度升高。相 比之下，当以组合方式加入Ca和Y时，如下文所述，在MgO/CaO氧化层 和固态或液态的Mg合金表面之间进一步形成致密的CaO/Y₂O₃组合氧化 层，所以该Mg合金的抗引燃性变得优于单独加入有Ca或Y的Mg合金的抗 引燃性。此外，当单独加入Ca或Y时，为得到出色的抗引燃性通常要加 入2wt%以上的量。然而，在这种情况下，存在着由于形成粗糙的金属间 化合物，拉伸性能大大降低的问题。相比之下，组合加入Ca和Y通过降 低金属间化合物的份数和尺寸，可有利地改进拉伸性能，同时得到出色 的抗引燃性。当向Mg合金中加入Ca和Y使得其总含量低于0.1wt%时，Ca 和Y组合加入的效果并未显现。这导致了650℃的低引燃温度，从而不可 能在空气或常见的非活性气氛中进行熔融。此外，当Ca和Y的总含量在 2.5wt%以上时，会不合需要地造成合金成本的增加，同时没有带来任何 与额外提高引燃温度有关的益处，这都是由过高的含量所引起。因此， 在本发明的Mg合金中，优选所加入的Ca和Y的总含量等于或高于0.1wt% 且低于2.5wt%，并且更优选为0.2wt%-1.5wt%。

有益效果

本发明所述的Mg合金形成了充当保护膜的致密组合氧化层。因此， 该Mg合金具有非常出色的抗氧化性和抗引燃性，可在空气或常见的非 活性气氛（Ar或N₂）中熔融、铸造和机械加工，并可减少在机械加工过 程中积聚的碎屑发生自燃。

此外，本发明所述的Mg合金适合于降低成本、保护工人健康和防止 环境污染（由于并未使用诸如SF₆的气体）。

进一步而言，本发明所述的Mg合金可用作结构部件的材料，因为其 抗引燃性优于常见合金的抗引燃性，同时其引燃温度等于或高于其熔点， 并且它还具有出色的强度和延展性。

此外，本发明所述的Mg合金可被制造成为高强度铸造材料等，实际 上不仅可应用于移动电子设备（如移动电话和笔记本电脑）的部件，还 可应用于下一代运输工具、高速铁路系统和市区铁路等。

附图说明

图1为显示出在比较例2-比较例7和实施例3-实施例6中，引燃温 度随所加入Ca和Y的量而变化的图，上述实例根据本发明的示例性实 施方式进行铸造；

图2为显示出将实施例4所述的镁合金在670℃下维持10min后， 对熔融金属表面上的氧化层进行电子探针微量分析（EPMA）的结果的图， 该镁合金根据本发明的示例性实施方式进行铸造；

图3为示意性地显示出在组合加入Ca和Y的合金中，固相或液相 表面上所形成的双重组合氧化层的结构的图，该双重组合氧化层起到阻 隔外部氧气渗入的作用；以及

图4为显示出在比较例2-比较例7中，屈服强度、拉伸强度和伸长 率随所加入的Ca的量而变化的视图，上述实例根据本发明的示例性实施 方式进行铸造。

具体实施方式

下面将详细地讲到本发明所述Mg合金及其制造方法的示例性实施 方式。然而，将要理解的是下述实施方式是说明性的，并不会对本发明 构成限定。

根据本发明示例性实施方式制造Mg合金的方法如下。

首先，制备包含有Mg（99.9%）、Al（99.9%）、Zn（99.99%）、Ca （99.9%）、Y（99.9%）和选择性包含有Mn（99.9%）的原材料，然后进 行熔融。接下来，使用重力铸造方法由该原材料生产Mg合金铸造材料， 该Mg合金铸造材料具有下表1中的比较例1-比较例7和实施例1-实施 例6中所述的合金组成。具体而言，将熔融金属的温度升高至850℃-900℃ 的温度，使这些元素完全熔融，从而通过将分别具有842℃和1525℃的 高熔点的Ca和Y直接投入到熔融金属中来生产合金。随后，将熔融金 属逐步冷却至铸造温度，再通过对该熔融金属进行铸造来生产Mg合金 铸造材料。

或者，根据本发明的示例性实施方式，可通过包括下述方法在内的 多种方法制造Mg合金：通过将包含有Mg（99.9%）、Al（99.9%）、Zn （99.99%）、Ca（99.9%）和Y（99.9%）的原材料同时熔融来形成熔融 金属后，再进行铸造。在实例中，可以使用Mg、Al和Zn或其合金的原 材料首先形成Mg合金熔融金属，将Ca和Y原材料或者将Ca化合物与 Y化合物投入该Mg合金熔融金属中，然后通过合适的铸造方法生产Mg 合金铸造材料。还可以通过以下步骤来生产Mg合金铸造材料：制备Mg、 Al、Zn、Ca和Y合金（中间合金锭块），该中间合金锭块中Ca和Y的 含量高于最终的目标值；使用Mg、Al和Zn或其合金的原材料形成Mg 合金熔融金属；再将中间合金锭块投入该Mg合金熔融金属中。这一方 法特别有利之处在于：可以在比起将Ca和Y原材料直接投入Mg合金熔 融金属的温度更低的温度下投入中间合金锭块，这是因为中间合金锭块 的熔点低于Ca和Y原材料的熔点。此外，可通过多种方法实现本发明 所述Mg合金的形成，本发明所属领域中公知的形成Mg合金的所有方法 均作为本发明的一部分而包含于本发明中。

表1

在这一实施方式中，将石墨坩埚用于感应熔融（induction melting）， 并将SF₆和CO₂的混合气体施用至熔融金属的上部，从而使熔融金属不 会与空气接触，以免熔融金属在合金化过程完成前被氧化。此外，在熔 融完成后，使用钢模（steel mold）而不用保护性气体进行模铸造。制造 出宽100mm、长150mm、厚15mm的板状铸造材料，用于轧制试验； 制造出直径80mm、长度150mm的圆柱形坯料（billet），用于挤出试验； 制造出直径55mm、长度100mm的圆柱形坯料，用于合金铸造材料的 引燃试验。尽管在这一实施方式中通过模铸造方法对Mg合金进行了铸 造，但还可使用多种铸造方法，如砂型铸造、重力铸造、挤压铸造、连 续铸造、带铸造、压铸、精密铸造、喷射铸造、半固态铸造等。不必将 本发明所述的Mg合金局限于特定的铸造方法。

然后，将选择上述制备的某些合金制造成的板坯在400℃下接受15h 的均一化热处理。接下来，将表1中的比较例2-比较例6和实施例4的 材料（已经过均一化热处理）经热加工各轧制7次制成最终厚度1mm 的片材，其中将各材料在下述的条件下进行轧制：轧制温度为200℃、轧 辊直径为210mm、轧制速度5.74mpm、每次轧制的压缩比为30%/道次。

此外，在表1的比较例1和实施例2中，通过将经过均一化热处理 的坯料进行挤出，制造出具有16mm最终直径的棒状挤出材料，该过程 在下述条件下进行：挤出速度为2m/min、挤出比为25:1、挤出温度为 250℃。该挤出材料具有良好的表面状态。

尽管在这一实施方式中在铸造和均一化热处理后进行了轧制和挤 出，但是可通过多种成型方法（如锻造和拉拔）来制造材料，而不必局 限于特定的成型方法。

Mg合金引燃温度的测定

然后，为了测定Mg合金的引燃温度，通过对上述制造的圆柱形坯 料的外侧部分进行机械加工来生产具有预定尺寸的碎屑，该机械加工的 条件包括：0.5mm的深度、0.1mm的间距（pitch）和350rpm的恒定速 度。通过将碎屑以恒定速度装入加热炉中，对由前述方法生产的0.1g碎 屑进行加热，该加热炉被维持在1000℃。对在这一过程中温度开始骤升 时的温度进行测定，作为引燃温度，在表2中给出了结果。在表2中给 出的各引燃温度值表示通过对同一组成进行至少5次试验而测定的值的 平均值。

表2

  引燃温度(℃)  比较例1   583  比较例2   565  比较例3   692  比较例4   729  比较例5   744  比较例6   767  比较例7   786  实施例1   742  实施例2   714  实施例3   783  实施例4   810  实施例5   743  实施例6   747

图1为显示出在比较例2-比较例7和实施例3-实施例6中，引燃温 度随Ca含量变化的图，这些实例使用上述方法进行制造。

如表2和图1中所示，随着所加入Ca的量增加至1wt%时，比较例 2-比较例7的Mg合金的引燃温度突然提高，然后倾向于以均一的速率提 高。这是因为在固态或液态合金的表面上所形成的、薄且致密的CaO和 MgO组合氧化膜起到保护膜的作用，从而提高引燃温度。

在表2中，将实施例3和实施例4的各引燃温度与比较例5和比较例6各 自的引燃温度进行比较可以得知：比起将Ca单独加入到Mg合金中时，同 时将Y也加入到Mg合金中时引燃温度会更高。这是因为正如从图2的电子 探针微量分析（EPMA）结果中所见，由于Y的加入而使与熔融金属接触 的部分形成了CaO和Y₂O₃的混合层，并且这一层能够有效地减少空气中 的氧气渗入并与熔融金属发生反应。此外，在CaO和Y₂O₃混合层的外侧 部分存在CaO和MgO的混合层。如图3中所示，即使在高温下，这些双重 混合层通过有效减少氧气渗入熔融金属而有助于熔融金属保持更加稳 定。在这一方式中可知，由于向加入有Ca的合金中加入了少量的Y，所 以在已有的氧化层和合金表面之间形成了CaO和Y₂O₃组合氧化层，从而 进一步改进了该合金的抗引燃性。

此外，将比较例4与实施例5、比较例6与实施例3以及比较例7与实施 例4进行比较可知，与单独加入Ca时相比，当组合加入Ca和Y时，即使是 Ca和Y的总含量低于Ca的含量，其引燃温度也会更高。这表明，与单独 使用Ca来增高Mg合金的引燃温度相比，当组合加入Ca和Y时，在增加抗 引燃性方面可实现更出色的效果。

Mg合金拉伸性能的评价

使用通过上述方法制造的比较例1-比较例7和实施例1-实施例6的Mg 合金，制造符合ASTM-E-8M标准的、长度规格为25mm的棒状挤出材料 样品，使用常见的拉伸试验机在1×10^-3s^-1的应变（strain）下于室温中进 行拉伸试验。或者，对于轧制材料的情况，将具有1mm厚度的轧制片材 在250℃下热处理30min，然后生产出长度规格为25mm的小尺寸片状样 品。在与棒状样品相同的条件下进行拉伸试验。在表3中给出了结果。

表3

如图4中所示，对比较例2-比较例7的铸造材料的拉伸性能进行比 较可知，随着所加入的Ca的量增至0.5wt%，由于加入Ca所引起的细微 化（minute）效果，屈服强度、拉伸强度和伸长率均升高；而当所加入 的Ca的量为0.7wt%以上时，屈服强度、拉伸强度和伸长率均降低。特 别是，以0.7wt%以上的量加入Ca的合金的伸长率减少至小于比较例2 （未加入Ca）的伸长率。为了确保在暴露于空气条件下的熔融和碎屑机 械加工的安全性，提高引燃温度是必要的。出于这一目的，必须加入至 少1wt%以上的Ca。然而，在这种情况下，伸长率的骤减是有问题的。

然而，如表2中所示，将比较例5和比较例3进行比较可知，如果 以0.63wt%和0.58wt%的类似含量使用Ca，当加入0.2wt%的Y时，铸造 材料的拉伸强度和伸长率增加。这意味着加入Y可大大提高引燃温度， 而不会诱发拉伸性能的劣化。事实上，加入了0.2wt%Y的实施例3的引 燃温度为783℃，比实施例5的引燃温度提高了约40℃。实施例3的这 一引燃温度类似于比较例7（加入2.1wt%的Ca）的引燃温度。因此，组 合加入0.58wt%Ca和0.21wt%Y的合金可具有与单独加入2.1wt%Ca的 合金相同的抗引燃性；同时，加入0.58wt%Ca和0.21wt%Y的合金其拉 伸性能类似于未加入Ca的合金的拉伸性能，大约处于单独加入0.49wt% Ca的合金和单独加入0.63wt%Ca的合金二者的拉伸性能之间。

此外，将比较例6和实施例4进行比较可知，在上述Ca含量为约 1wt%的合金中，轧制材料的拉伸性能实质上不受加入0.59wt%Y的影响。 然而，由于Y的加入，实施例4的引燃温度为810℃，比起比较例6的 引燃温度高出约43℃。并且，实施例4的引燃温度也比加入2.1wt%Ca 的比较例7的引燃温度要高。因此，同样对于轧制材料可知，由于Y的 加入，也可大大提高轧制材料的引燃温度，并且不会降低拉伸性能。

如在表2和表3中所示，将比较例1和实施例1进行比较可知，即 使是在Al和Zn各自的含量减少至8wt%和0.55wt%的合金中，当同时加 入0.61wt%的Ca和0.19wt%的Y时，铸造材料的拉伸强度和伸长率增加 至略高于未加入Ca的合金的拉伸强度和伸长率；并且，加入Ca和Y的 合金的引燃温度为742℃，比没有加入Ca的合金的引燃温度提高了约 160℃。此外，如表3中所示，将比较例1和实施例2的挤出材料的拉伸 性能进行比较可知，加入了0.18wt%Ca和0.12wt%Y的合金的屈服强度 和拉伸强度均增加，但其伸长率与未加入Ca的合金相比则减少。尽管如 此，实施例2的挤出材料仍然显示出约20%的高伸长率值。

因而可知，与单独加入Ca的合金相比，加入Ca和Y的合金其拉伸 性能得以改进，并且其抗引燃性也得以极大改进。

上文中通过参考附图已对本发明示例性实施方式所述的Mg合金及 其制造方法进行了详细描述。然而，对本发明所属领域的普通技术人员 来说显而易见的是，前述实施方式仅仅是本发明的实例，本发明可以有 各种修改和变化。因此，应当理解的是，本发明的范围应仅仅由所附的 权利要求限定。