镁合金锻造材料和锻造构件 以及制造锻造构件的方法 本发明涉及镁合金锻造材料和至少含有铝和钙的锻造构件，以及制造锻造构件的方法。
众所周知，镁(下面用其元素符号Mg表示)合金是目前实际应用的金属材料中密度最小的(最轻的)金属。例如，在要求进一步提高燃料效率的机动车领域，从进一步减小重量考虑，镁合金正在越来越多地用作各种部件的材料，代替通常用作轻质材料的铝(下面用其元素符号Al表示)。
Mg合金可用包括锻造的压力加工法，或包括铸造或压射成型的成形法来进行加工。例如，本申请人在日本专利2676466(后面称作现有技术1)中提出的Mg合金构件，可通过下面步骤来制造，即锻造由含6-12％(重量)Al的Mg合金制成的压射成型构件，锻造后，进行所谓的T6热处理(在溶液热处理后进行人工老化处理的热处理)。
本申请人还在日本专利公开公报平9-272945(后面称作现有技术2)中揭示一种耐热Mg合金构件，这种构件可通过压射成型半熔融状态的Mg合金来获得，Mg合金含有2-6％(重量)的Al和0.5-4％(重量)钙(下面用其元素符号Ca表示)，Ca/Al比值为0.8或更低，以获得优良的模压加工性能和伸长百分数，同时保证抗蠕变特性。
日本专利公开公报平9-263871(后面称作现有技术3)公开了由高强度Mg合金制成的热锻造产品，通过热锻造稀土-Ca或Y基底的Mg合金(Ca or Y base Mgalloy)来制得，以获得室温强度和高温强度皆优良的Mg合金部件，这种产品可用作要求在高温和室温都具有可靠强度的机动车发动机部件。
这类Mg合金已经投入实际应用，作为用于例如机动车车轮等的材料。然而，为了将这种Mg合金应用在如与内燃发动机有关的机械部件(如发动机地空气进气/排气阀的升降部件)，它们需要满足较严格的温度或强度方面的使用条件，要求Mg合金不仅当然要具有常温时的强度特性，还要求即使在高温(如150℃左右)时也具备高的拉伸强度(如不小于220MPa)和抗蠕变性能。上述阀升降部件的情况，其上盘部分与气缸盖和凸轮的孔部分的壁面滑动接触(或与校正垫片接触，校正垫片与凸轮滑动接触)，因此要求上盘部分具有高的耐磨性。
在要求保证机械特性，如高于规定量(如不小于220MPa)的拉伸强度，或高温(如150℃左右)时优良的抗蠕变特性情况下，诸如铸造和压射成型之类的成型方法通常难以稳定地获得要求的特性，最好采用压力加工，压力加工能够在加工过程中获得致密材料，尤其是在高于规定的锻造速度锻造时。
因此，对Mg合金，必须保证成功的可锻性，以获得上述机械特性。
然而，在现有技术1的情况，尽管可以保证可锻性，Mg合金的Al含量仍较高，因此抗蠕变特性较低，不适合高温使用。正如人们了解的，这是因为Al和Mg易于产生对诸如抗蠕变特性的高温特性有不利影响的化合物，因此，Al含量大于规定量会使这些有害化合物大量沉积，就不能保证抗蠕变特性。
在现有技术2中，也由于Mg合金构件主要是压射成型的产品，很难保证象锻造产品那样的高机械特性，特别是高温时的稳定强度。因此，Mg合金构件与锻造产品相比，其应用范围不可避免地受到限制。
在现有技术3的情况中，由于Mg合金还含有贵重的稀土元素，其缺点在于：成本非常高，缺乏实用可能性。
本发明针对上述问题，其一个目的在于，提供镁合金锻造材料和锻造构件，以及制造锻造构件的方法，这类锻造材料和构件在室温和高温时都具有优良的机械特性，可锻性好，且成本相对低廉。
本发明人针对上述问题进行了深入研究，已发现：在由至少含Al和Ca的Mg合金制成的锻造材料中，在Ca含量不大于规定值(不大于4％(重量))条件下，抗蠕变特性随Ca含量的增加而提高；在Al含量在不大于规定值(不大于6％(重量))范围内，可保持良好的抗蠕变特性；在Al含量在不大于规定值(不大于2％(重量))范围内，可保证高温(150℃)时高的拉伸强度；在Ca/Al比值(Ca含量(重量)与Al含量(重量)的比值)不大于规定值(不大于0.8)条件下，可以将高速锻造时裂纹的发生率抑制到很低，同时又可以保证要求的锻造速度，而且还发现：锻造材料的平均粒径越小，锻造过程中可以保证越高的临界镦锻率。
因此，本发明第一方面提供了Mg合金锻造材料，其特点是至少含有Al和Ca，在300℃时的临界镦锻率不小于70％。
设定临界镦锻率不小于上述70％是因为：当由锻造Mg合金锻造材料所获得的锻造构件是用于要求大于规定值的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆时，最好能确保临界镦锻率不小于70％。这种情况下，锻造温度如果设定在300℃，该温度低于提高改善可锻性的效果趋于饱和时的温度，但应比低400℃低得多，因为400℃会引起高温氧化问题，这样可以避免高温时氧化的不利影响。
本发明的第二方面，提供的Mg合金锻造材料的特点是含有不小于2％(重量)但不大于6％(重量)的Al和不小于0.5％(重量)但不大于4％(重量)的Ca，其平均粒径不低于300微米。
这种情况下Al含量的下限设定为2％(重量)的原因是因为Al含量低于此值就很难保证高温(150℃)时有足够的拉伸强度(不小于220MPa)，上限设为6％(重量)是因为Al含量大于此值会使抗蠕变特性降低。
同时，Ca含量下限设为0.5％(重量)是因为Ca含量小于此值会引起抗蠕变特性降低，上限设为4％(重量)是因为Ca含量超此值会使改善抗蠕变特性的效果趋于极限。
此外，锻造材料的平均粒径设为不大于300微米是因为平均粒径大于此值会难以保证要求的临界镦锻率(不小于50％)。
本发明第三方面，根据第一或第二方面的Mg合金锻造材料的特点是Ca含量与Al含量的比值不大于0.8。
Ca/Al比值设为不大于0.8是因为Ca/Al在此范围可以确保所要求的锻造率(50％)，另外，即使以高速锻造也能将裂纹发生率抑制到极低。
本发明第四方面，根据第一至第三的任一方面的Mg合金锻造材料的特点是可以在锻造前用压射成型使锻造材料预成形为特定的形状。
本发明第五方面，提供了制造Mg合金锻造构件的方法，其特点是将本发明第一至第四方面的任一方面的Mg合金锻造材料进行热锻造，这些锻造材料含有不小于2％(重量)但不大于6％(重量)的Al和不小于0.5％(重量)但不大于4％(重量)的Ca。
Al含量的下限设定为2％(重量)是因为Al含量小于此值就很难保证高温(150℃)时有足够的拉伸强度(不小于220MPa)，上限设为6％(重量)是因为Al含量大于此值会使抗蠕变特性降低。
同时，Ca含量下限设为0.5％(重量)是因为Ca含量小于此值会引起抗蠕变特性降低，上限设为4％(重量)是因为Ca含量超此值会使改善抗蠕变特性的效果趋于饱和。
本发明第六方面，根据第五方面的制造Mg合金锻造构件方法的特点是以不小于400[毫米/秒]的速度热锻造Ca含量与Al含量比值(Ca/Al比)不大于0.8的Mg合金锻造材料。
Ca/Al比值设为不大于0.8是因为Ca/Al在此范围可以确保所要求的锻造率(50％)，另外，即使以高速锻造也能将裂纹发生率抑制到极低。锻造速度设为不小于400[毫米/秒]是因为制造诸如发动机的气门挺杆的机械部件要求确保大约这样的锻造速度来提高生产率。
本发明第七方面，根据第五或第六方面的制造Mg合金锻造构件方法的特点是热锻造的温度在250℃-400℃范围内。
锻造温度的下限设为250℃是因为高于此值的锻造温度能够确保满意的临界镦锻率(不小于70％)，使Mg合金锻造构件可应用于要求大于规定值的高强度的构件、部件等，如发动机的气门顶杆。锻造温度上限设为400℃是因为锻造温度高于此值会使提高可锻性改善效果趋于饱和，而且锻造的构件极可能被氧化。
本发明第八方面，根据第五至第七的任一方面的制造Mg合金锻造构件的方法的特点是锻造材料在热锻造前在300℃-500℃保温5-50小时。
热处理温度下限设为300℃是因为热处理温度低于此值，仅会产生很小的改善可锻性的效果，其上限设为500℃是因为热处理温度高于此值会使可锻性改善效果趋于饱和，而且会发生氧化和部分分解，因此没有好处。
另一方面，在热处理温度下保温时间的下限设为5小时是因为保温时间小于此值仅会产生很小的改善可锻性的效果，而上限设为50小时是因为保温时间大于此值会导致改善可锻性效果趋于饱和。
本发明的第九方面，根据第五至第八的任一方面的制造Mg合金锻造构件的方法的特点是热锻造中的锻造率不小于10％。
锻造率下限设为10％是因为锻造率小于此值会难以达到压碎存在于未锻造材料中的显微缺陷，从而达到锻造该材料的效果。
本发明第十方面，根据第五至第十的任一方面的制造Mg合金锻造构件的方法的特点是使热锻造后制得的锻造构件经过热处理，在热处理中，锻造构件在100℃-250℃温度范围内保温5-50小时。
热处理温度下限设为100℃是因为热处理温度低于此值仅会产生很小的强度改善效果，其上限设为250℃是因为热处理温度高于此值会使强度改善效果趋于饱和。
另一方面，热处理温度下保温时间的下限设为5小时是因为保温时间小于此值仅会产生很小的改善强度的效果，而上限设为50小时是因为保温时间大于此值只会使强度改善效果趋于饱和。
本发明的第十一方面，提供了一种Mg合金锻造构件，该构件可由锻造至少含铝和钙、在150℃时的拉伸强度不小于220MPa的Mg合金锻造材料来制成。
在150℃时的拉伸强度设为220MPa的目的是使Mg合金的锻造构件可用于要求强度在约150℃高温时大于规定的高强度值的构件、部件等，如发动机的气门挺杆。
本发明的第十二方面，根据第十一方面的Mg合金锻造构件的特点是该Mg合金锻造构件是装配到内燃机的气门挺杆。
本发明的第十三方面，根据第十二方面的Mg合金锻造构件的特点是气门挺杆上盘部分的锻造率不小于20％。
气门挺杆上盘部分的锻造率设为不小于20％的目的是要对要求具有高强度的上盘部分，得以压碎存在于未锻造材料中的显微缺陷，从而达到锻造该材料的效果，另外，要确保所要求的拉伸强度(不小于250MPa)。
本发明第十四方面，根据第十三方面的Mg合金锻造构件的特点是气门挺杆的上盘表面镀镍。
本发明第十五方面，根据第十三方面的Mg合金锻造构件的特点是气门挺杆的上盘表面火焰喷涂铁。
根据本发明的第一方面，因为Mg合金锻造材料的临界镦锻率不小于70％，由锻造Mg合金锻造材料所获得的锻造构件可应用于要求大于规定值的高强度构件、部件等，如发动机的气门挺杆。这种情况下，由于300℃的锻造温度低于提高可锻性改善效果趋于饱和时的温度，Mg合金锻造材料为经济的，而且锻造温度比会引起高温氧化问题的温度400℃低得多，因此可以避免高温时的不利影响。
根据本发明的第二方面，因为Mg合金锻造材料含有不小于2％(重量)的Al，可以保证高温(150℃)时足够的拉伸强度(不小于220MPa)，并由于Mg合金锻造材料含有不小于0.5％(重量)Ca和不大于6％(重量)的Al，可以保证满意的抗蠕变特性。这种情况下，因为Ca含量不大于4％(重量)，就Ca含量对获得提高改善抗蠕变特性效果而言，这类Mg合金锻造材料为经济的。
还因为锻造材料的平均粒径不大于300微米，可以保证要求的临界镦锻率(不小于50％)。
根据本发明的第三方面，基本上可以达到与第一或第二方面相同的效果。还因为Ca含量与Al含量比值(Ca/Al比)不大于0.8，可以保证要求的锻造率(50％)，另外，即使以高速锻造也可将裂纹发生率控制到极低，从而可获得满意的可锻性。
根据本发明的第四方面，基本上可达到与第一至第三方面的任一方面相同的效果。具体而言，因为锻造材料在锻造之前用压射成型预成形为特定的形状，且因锻造材料是用压射成型的，因此可使该材料的平均粒径更小，以提高可锻性(增强临界镦锻率)。通过将该材料预成形为通过压射成型的锻造构件的最终形状，可以使随后的锻造法的压力加工变得更为方便和简单，因此，较大程度地提高了锻造法的生产效率。
根据本发明第五方面，因为Mg合金锻造材料含有不小于2％(重量)的Al，热锻造这类锻造材料可以确保高温(150℃)时足够的拉伸强度(不小于220MPa)，并且因为Mg合金锻造材料含有不小于0.5％(重量)的Ca和不大于6％(重量)的Al，可以确保满意的抗蠕变特性。这种情况下，由于Ca含量不大于4％(重量)，就Ca含量对获得提高改善抗蠕变特性效果而言，这类锻造材料是经济的。
根据本发明第六方面，可达到与第五方面相同的效果。因为Ca含量与Al含量比值(Ca/Al比)不大于0.8，可以确保所要求的锻造率(50％)，另外，即使以高速锻造仍可将裂纹发生率控制到极低，因而可获得满意的可锻性。还由于是以不小于400[毫米/秒]的锻造速度热锻造这类锻造材料，在生产诸如机动车发动机的气门挺杆的机械部件时可以确保足够高的生产率。
根据本发明第七方面，基本上可达到与第五或第六方面相同的效果。具体而言，因为热锻造的锻造温度在250-400℃范围内，可以确保满意的临界镦锻率(不小于70％)，使锻造的构件可以应用于要求大于规定值的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆。还由于锻造温度上限为400℃，对在锻造温度时达到提高可锻性改善效果而言，该锻造构件为经济的，而且可以避免高温氧化的任何不利影响。
根据本发明第八方面，基本上可达到与第五至第七方面的任一方面相同的效果。具体而言，因为锻造材料在热锻造之前进行了热处理，临界镦锻率提高得更多。
根据本发明第九方面，基本上达到与第五至第八方面的任一方面相同的效果。具体而言，因为热锻造中的锻造率不小于10％，可以达到压碎存在于未锻造材料中的显微缺陷，从而在实际应用上达到有效地锻造该材料的效果。
根据本发明第十方面，基本上可达到与第五至第九方面的任一方面相同的效果。具体而言，因为使通过热锻造获得的锻造构件进行热处理，可以保证高温(150℃)时的拉伸强度。
根据本发明第十一方面，因为锻造构件150℃的拉伸强度不小于220MPa，锻造后的构件可应用于要求在约150℃的高温时大于规定值的高强度(拉伸强度不小于220MPa)的构件、部件等，如发动机气门挺杆。
根据本发明第十二方面，基本上可达到与第十一方面相同的效果。具体而言，因为Mg合金的锻造构件是装配在内燃机中的气门挺杆，在通过锻造法制造气门挺杆时，使锻造的构件具有在约150℃高温时大于规定值的高强度。
根据本发明第十三方面，基本上达到与第十二方面相同的效果。具体而言，因为气门挺杆的上盘部分的锻造率不小于20％，能获得压碎存在于未锻造材料中的显微缺陷，从而就要求上盘部分具有高强度方面而言，可达到锻造该材料的效果，另外可以保证要求的拉伸强度(室温下不小于250MPa)。
根据本发明第十四方面，基本上可达到与第十三方面相同的效果。具体而言，因为气门挺杆的上盘部分的表面镀镍，使与其配对构件反复滑动接触的上盘部分具有足够高的耐磨性。
根据本发明第十五方面，基本上可达到与第十三方面相同的效果。具体而言，因为气门挺杆的上盘部分的表面火焰喷涂铁，使与其配对构件反复滑动接触的上盘部分具有足够高的耐磨性。
图1是表示钙含量对镁合金锻造构件的稳态蠕变率影响的曲线图；
图2是表示铝含量对镁合金锻造构件的稳态蠕变率影响的曲线图；
图3是表示铝含量对镁合金锻造构件的高温拉伸强度影响的曲线图；
图4是表示Ca/Al比对高速锻造时的裂纹发生率影响的曲线图；
图5是表示锻造后热处理对高温拉伸强度影响的曲线图；
图6是表示锻造温度和锻造前热处理对临界镦锻率影响的曲线图；
图7是表示锻造率对锻造后比重的影响的曲线图；
图8是表示锻造率对室温拉伸强度的影响的曲线图；
图9是表示锻造材料的平均粒径对临界镦锻率的影响的曲线图；
图10是表示由镁合金锻造构件制成的气门挺杆在电动机工作试验后的磨损量的曲线图；
图11是本发明的镁合金锻造材料的立体图；
图12是镁合金锻造材料的锻造方法的示意说明图；
图13是锻造后镁合金锻造构件的说明图；
图14是本发明镁合金锻造材料的临界镦锻率试验初态状态的说明图；
图15是临界镦锻率试验中，处于锻造过程的镁合金锻造材料的示意说明图；以及
图16是本发明气门挺杆的主要部件的局部剖切说明图。
下面结合附图详细描述本发明的实施方案。
图11-13简略说明使用此实施方案的镁合金锻造材料来获得锻造构件的方法。此实施方案中，制造按照图11所示A1高×B1宽×L1长的长方体的镁合金锻造材料M1，此材料M1受到约束，例如，如图12所示，由一对固定板P1将该材料M1夹在当中，使其横向受到约束。在这种状态下，施加压缩负荷，就可以使材料M1进行压力加工(锻造)，制造锻造的构件样品。
由于锻造加工的结果，材料M1的高度由最初的A1变成A2(变小)，长度由最初的L1变为L2(变长)。这种情况下，由下面公式1计算锻造加工的锻造率：
锻造率＝(A1-A2)/A1×100[％] (公式1)
此实施方案中，镁合金锻造材料的原始基本尺寸(见图11)设为A1＝B1＝12毫米，L1＝50毫米。
取这种方式所获得的锻造构件样品作为样品材料，由这些样品材料切割成适合各种试验的大小和形状的试样。按照下面所述进行各种试验：
表1表示用于确定此实施方案的镁合金锻造材料特性的各种试验中所用样品(发明实施例1-6和比较例1-4)的化学组成和Ca/Al比(Ca含量与Al含量比值)。
即，使用表1所示的样品(锻造材料)制造锻造的构件样品，并进行下面所述的各种试验。表1中，各数值按％(重量)给出，除了Al(铝)、Ca(钙)、Mn(锰)、Si(硅)和其它(杂质)外，余量为Mg(镁)。
表1
样品合金的化学组成和Ca/Al比(单位：％(重量)) Al Ca Mn Si 其它 Ca/Al 实施例1 2.9 2.8 0.34 0.24 ≤0.01 0.97 实施例2 3.9 0.5 0.34 0.18 ≤0.01 0.13 实施例3 4.0 2.2 0.30 0.14 ≤0.01 0.55 实施例4 4.1 3.2 0.35 0.13 ≤0.01 0.78 实施例5 4.1 4.0 0.31 0.15 ≤0.01 0.98 实施例6 6.1 3.2 0.31 0.13 ≤0.01 0.52 实施例7 2.1 3.2 0.32 0.10 ≤0.01 1.52 比较例1 3.9 - 0.30 0.18 ≤0.01 0.00 比较例2 4.0 5.1 0.30 0.21 ≤0.01 1.28 比较例3 6.9 2.9 0.31 0.18 ≤0.01 0.42
余量：Mg
首先，进行确定主要添加元素Al(铝)和Ca(钙)的含量对锻造构件的高温机械性能的影响的试验。
图1和图2表示分别确定Ca含量和Al含量对锻造构件的稳态蠕变率影响的试验结果。另外，蠕变试验的试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·试验温度：150℃
·负荷条件：100Mpa
·样品材料的锻造率：50％。
如图1的试验结果所示，如果Ca含量在0.5％(重量)(发明实施例2)至4％(重量)(发明实施例5)的范围内，稳态蠕变率随Ca含量增加而下降。Ca含量超过4％(重量)(比较例2)，稳态蠕变率几乎不变，因此，发现当Ca含量超过4％(重量)，Ca含量对增加改善抗蠕变特性的效果已达到极限。
另外，在比较例1的情况中，一点也不含有Ca，蠕变率达不到稳态，试验开始10小时后试样破碎，发现其蠕变特性相当差。
由图2的试验结果可以理解，在Al含量不大于6％(重量)(发明实施例6)条件下，尽管稳态蠕变率保持通常恒定的低值，但是随Al含量超过此值就会急剧增加。
即，发现将Al含量设定在不大于6％(重量)，就可获得满意的抗蠕变特性。
图3表示Al含量对高温拉伸强度的影响。高温拉伸强度试验的试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·试验温度：150℃
·样品测量的锻造率：50％
正如从图3的试验结果可理解的，Al含量不小于3％(重量)(发明实施例1)，高温拉伸强度就可以保持在通常的高恒定值。然而，当Al含量降低至小于2％(重量)时(发明实施例7)，高温拉伸强度显示出略有下降的趋势，但仍保持较高值(不小于220MPa)。
因此，发现如果Al含量不小于2％(重量)，即使在高温(150℃)时也可以保持足够的拉伸强度，如果Al含量不小于3％(重量)则更好，这样，可以更稳定地保持更高的拉伸强度。
从高温拉伸强度考虑，当锻造构件用于要求在约150℃的高温环境下大于规定值的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆时，从实际使用考虑最好保证强度不小于220MPa。在用于图3的高温拉伸试验中的样品的任何情况下，能够要保证在150℃高温环境下不小于220MPa的拉伸强度，这样，锻造构件完全能够应用于要求大于规定值的高强度的构件、部件等。
随后，进行确定Ca/Al比对Mg合金锻造材料可锻性影响的试验。
图4是表示Ca/Al比对高速锻造下的裂纹发生率影响的曲线图。注意到：术语“高速锻造”指以约100毫米/秒或更高的锻造速度来进行的锻造加工。
图4所示的高速锻造的试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·试验温度：150℃
·锻造速度：400毫米/秒
·锻造率：三种锻造率：10％、25％、50％。
正如从图4所示的试验结果可理解的，Ca/Al比在不大于0.8(发明实施例4)范围，则无论锻造率为多少，裂纹发生率都被抑制至极低值，几乎不大于0.1％。另一方面，当Ca/Al比超过0.8(发明实施例5)，对锻造率为25％和50％的样品，其裂纹发生率急剧上升。然而，10％锻造率的样品材料，并没有发生裂纹，正如Ca/Al比为0.8或更小的情况那样。
由这些结果，发现10％锻造率的样品材料，其实用性较低，但却都显示即使在高速锻造下也没有裂纹，而无论Ca/Al比为多少，并发现锻造率不小于25％(25％和50％)的样品材料，通过将高速锻造时的裂纹发生率抑制在很低的水平，就可以保证足够的可锻性。
另外，作为以约10毫米/秒的低速(不同于上面的高速锻造试验)进行锻造试验的结果，无论Ca/Al比是多少，即使对25％和50％锻造率的样品材料以及当然还有10％锻造率的样品材料，都没有发生裂纹。
即发现对低锻造速度，无论锻造率和Ca/Al比为多少，都没有发生裂纹，因此可锻性不存在问题。
下面将进行确定热处理对样品材料的高温强度(拉伸强度)和可锻性(临界镦锻率)影响的试验。
图5表示锻造后热处理对高温拉伸强度的影响。图5所示的高温拉伸试验的试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·试验温度： 150℃
·样品材料类型：发明实施例4
·样品材料的锻造率：50％
·样品材料的热处理条件：锻造后经150℃保温30小时后未经热处理/空气冷却。
由该试验的结果可以理解，锻造后经热处理的样品材料与未经热处理的样品材料相比，其高温(150℃)拉伸强度有很大提高。因此，能够证实锻造后热处理对提高高温拉伸强度的效果。
关于高温拉伸强度，当锻造构件用于要求在约150℃环境下大于规定值的高强度的构件、部件，如发动机的气门挺杆时，从实际使用考虑，最好保证强度不小于220MPa。在图5的试验所示的发明实施例4的样品情况中，无论样品材料是否经过锻造后的热处理，都足以保证在约150℃环境下不小于220MPa的拉伸强度。因此，可以肯定证实锻造的构件完全可以应用于要求在上述高温环境下大于规定值的高强度的构件、部件等。
关于锻造后热处理的加热温度和保持时间，由热锻造所获得的锻造构件以在100-250℃范围内保持5-50小时为宜。
上面给出的此时热处理温度下限100℃是因为温度低于此值会使热处理对提高强度仅有很小的效果，而热处理上限250℃是因为温度高于此值会使强度提高效果趋于饱和。另一方面，上面给出的热处理温度下5小时的保持时间下限是因为保持时间小于此值会使热处理对提高强度仅有很小的效果，而热处理温度下50小时的保持上限是因为保持时间大于此值会使强度提高效果趋于饱和。
图6表示锻造温度和锻造前热处理对锻造加工中临界镦锻率的影响。图6所示的临界镦锻率的试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·样品材料类型：发明实施例4
·样品材料热处理条件：在锻造前于410℃保温16小时后未经热处理/空气冷却。
术语“临界镦锻率”指在按直径D×长L3的圆柱形制得的试样M2上，按照图14示意说明，在M2的轴向施加压缩负荷，使试样如图15所示意说明的压缩变形(变形后长度为L4)时，试样M2发生裂纹的临界镦锻率。
在图14和15的实施例中，假设当最初长度为L3的试样M2变形至长度为L4时发生裂纹，可由下面公式2计算出这种情况下的临界镦锻率：
临界镦锻率＝(L3-L4)/L3×100[％] (公式2)
另外，此实施方案中，试样M2的原始主要尺寸(见图14)设定为D＝16毫米，L3＝24毫米。
由图6所示的结果可以理解，在锻造温度不高于约400℃条件下，无论样品是否经过热处理，临界镦锻率随锻造温度提高而增加。因此，在此范围，可以证实提高锻造温度对提高可锻性的效果。
随锻造温度超过400℃，改善可锻性的作用趋于饱和，而且很可能发生氧化。因此，从防止氧化考虑，锻造温度以不超过400℃为宜，不超过350℃则更好。
在锻造前进行热处理，与不进行热处理的情况相比，临界镦锻率会提高。因此，可以证实锻造前热处理对提高临界镦锻率的效果。
在实际应用中，临界镦锻率一般以保证至少不小于50％为宜。具体而言，当锻造构件用于要求大于规定的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆时，保证临界镦锻率不小于70％则更好。在发明实施例4的样品情况中，即使在低于250℃的锻造温度下，未经锻造前热处理，也能保证不小于70％的临界镦锻率，因此，这类锻造构件也可应用于如上所述的要求大于规定的高强度的构件、部件等。
关于锻造前热处理的加热时间和保持时间，锻造材料宜在300-500℃热处理5-50小时。
上面给出的热处理温度下限300℃是因为温度低于此值会使热处理对提高锻造成形性仅有很小的效果，而热处理上限500℃是因为温度高于此值使提高锻造成形性的效果趋于饱和，而且会发生氧化和部分分解，因此没有好处。另一方面，在上面给出的热处理温度下5小时的保持时间下限是因为保持时间小于此值会使热处理对提高锻造成形性仅有很小的效果，而在热处理温度下50小时的保持上限是因为保持时间大于此值会使提高锻造成形的效果趋于饱和。
图7和图8表示锻造后的锻造率分别对比重和室温拉伸强度的影响。在这些试验中使用发明实施例4的样品作为样品材料。
由图7所示的试验结果可以理解，在锻造率不大于约25％的范围内，比重随锻造率的提高而增加，而在锻造率超过此值(25％)时它对提高比重的效果趋于饱和。锻造率小于10％，对于压碎存在于未锻造材料中的显微缺陷仅有很小的效果，从而锻造该材料的效果很小。因此，一般在实际应用中，以确保锻造率至少不小于10％为宜，具体而言，当锻造构件应用于要求大于规定的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆时，确保锻造率不小于20％则更好。
如图8的试验结果所示，室温拉伸强度随锻造率的增加而提高，特别是在锻造率不大于约25％的范围内，增大锻造率对提高拉伸强度的效果大于超出此值范围的情况。
当锻造构件要用于要求大于规定值的高强度的构件、部件等，如发动机的气门挺杆时，以确保常温拉伸强度不小于250Mpa为宜，因此，较好的要确保锻造率不小于20％。
图9表示Mg合金锻造材料的平均粒径对于锻造加工过程中的临界镦锻率的影响。图9的临界镦锻试验条件以及样品材料的设定条件如下：
·锻造温度：400℃
·样品材料类型：发明实施例4
由图9所示的试验结果可以理解，临界镦锻率随锻造材料的平均粒径的减小而增加，因此，为保证50％的临界镦锻率，平均粒径设定为不大于300微米。 正如人们已经知道的，在细化Mg合金材料的平均粒径方面，用压射成型来成形材料是非常有效的。由压射成型来成形的材料可使材料的平均粒径更小，可以提高可锻性(使临界镦锻率更高)。通过将该材料预成形为用压射成型的锻造构件的最终形状，可以使随后的锻造法的压力加工变得更为方便和简单，较大程度地提高锻造法的生产效率。
参阅如图16所示将使用本实施方案的Mg合金锻造材料的锻造构件应用于发动机的气门挺杆的情况，在一个气门挺杆W的上盘部分Wa上，其侧面以高速度反复与气缸盖Hc滑动接触，其凸出部分也与校正垫片Cm接触，Cm与凸轮S滑动接触，因此，要求锻造构件具有高的耐磨性。所以，用锻造Mg合金锻造材料制成的气门挺杆W上盘部分Wa的表面Wf，包括侧面和顶面，须经过表面处理，如电镀或火焰喷涂，然后装配到发动机中，之后，进行所谓的发动机工作状态试验。该试验的条件以及样品材料的设定条件如下：
·发动机转速：300[rpm](凸轮转速：1500[rpm])
·试验持续时间：100小时
·气门挺杆上盘部分表面处理：未经表面处理/镀镍/火焰喷涂铁。
发动机工作状态试验的结果示于图10。图10的曲线中，相对于在未经表面处理情况下磨损量的参考值(1)，给出了气门挺杆上盘经过镀镍或火焰喷涂铁情况下的磨损量。
由图10所示的试验结果可以理解，与未进行表面处理的情况相比，通过将气门挺杆的壁部分经镀镍或火焰喷涂铁，可使其磨损量显著下降，极大提高了耐磨性。
在进行上述表面处理中，其电镀方法可以是电极电镀或者是非电极电镀，还可以进行高含量P(磷)的Ni-P电镀。
另外，本发明不受上面实施方案的限制，在不偏离本发明宗旨情况下还可以进行各种修改或设计变动。