專利名稱：：熱處理鎂合金的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及鎂合金的熱處理，所述鎂合金可通過沉淀硬化(又稱為時效硬化(ageing或agehardening))被強(qiáng)化。本發(fā)明尤其涉及用于強(qiáng)化可沉淀硬化鎂合金的低溫時效過程。
背景技術(shù)：
：合金能通過時效硬化被強(qiáng)化，其中至少一種合金元素的溶解度隨溫度的降低而降低。時效硬化對于包括鎂合金的許多合金系是常見的。時效硬化過程一般涉及三級1)固溶熱處理-在該級中，合金被保持在非常高的溫度(接近合金的固相線溫度)，以獲得單相的固溶體，并將合金元素溶解在鎂基體中。2)淬火-使用淬火介質(zhì)(如冷水)從固溶熱處理的溫度快速冷卻，以將合金元素保留在固溶體中，并獲得過飽和的固溶體。3)將這樣淬火的合金保持在中溫(人工時效)，以促進(jìn)高度不穩(wěn)定的過飽和固溶體的分解，其中常常包含鎂原子的合金元素形成遍及顆粒的沉淀物(precipitatesthroughoutgrains)。作為形成沉淀物精細(xì)分散的結(jié)果，一般發(fā)生時效過程中的強(qiáng)化，所述沉淀物精細(xì)分散的形成加固鎂基體并代表錯位運(yùn)動的障礙，因此增加了合金耐變形的能力，而變形會導(dǎo)致失效。一般地，在高密度的均勻分布且非常緊密間距的沉淀物存在下，達(dá)到最佳強(qiáng)化，所述沉淀物不能通過滑移錯位容易地避開。許多鑄造(cast)和變形(wrought)鎂合金是可時效硬化的。最常見的是那些基于以下體系的那些系列，即:Mg-Zn(-Zr)(ZK系列)、Mg-Zn-Cu(ZC系列)、Mg隱Zn-RE(ZE和EZ系歹U;這里RE意指稀土元素)、Mg-Zn-Mn(-A1)(ZM系列)、Mg-Al-Zn(-Mn)(AZ和AM系列)、Mg-Y-RE(-Zr)(WE系列)、Mg-Ag-RE(隱Zr)(QE禾口EQ系列)、Mg-Sn(-Zn、Al、Si)基合金等。每個體系中，鎂典型地構(gòu)成大于85wt%。含有Zn作為主要合金元素的鎂合金是可沉淀硬化的，并構(gòu)成了目前使用的鎂合金的大部分。盡管以下描述將集中于Mg-Zn合金，應(yīng)理解，本發(fā)明不限于那些合金組合物，且可應(yīng)用于所有可沉淀硬化的鎂基合金。一般地，使可熱處理的鎂合金經(jīng)受提升的溫度的熱處理(在本領(lǐng)域通常被稱為"T6")，其中人工時效級(以上的時效硬化過程的(3)級)典型的在150。C和35(TC之間的溫度進(jìn)行。在Mg-Zn合金的情況，高于11(TC的沉淀順序巳被報(bào)道如下SSSS4(pre-p')—卩、桿(rods)丄{0001}Mg(可能地MgZri2)—卩'2盤(discs)II{0001}Mg(MgZn2)—卩平衡相(MgZn或Mg2Zn3)這些相的一些的結(jié)構(gòu)、組成和穩(wěn)定性尚未被完全研究和確定，然而，許多報(bào)道均贊同，歸因于在經(jīng)受傳統(tǒng)的T6熱處理的Mg-Zn基合金中的沉淀的最大硬化與桿形過渡p、相的形成相關(guān)聯(lián)。該相垂直于Mg的基面，可能地經(jīng)由表示為pre-p'的另一種過渡相形成。過時效時，(3、被呈平行于Mg基面的板形式的粗(3'2相代替。當(dāng)高度過時效時，可形成平衡P相、MgZn或Mg2Zn3。在降低的溫度(<1l(TC)的沉淀尚未通過透射電子顯微鏡(TEM)清楚地觀察到。盡管人們相信，GP區(qū)可能在降低的溫度形成，然而對于GP區(qū)的形成、結(jié)構(gòu)、熱穩(wěn)定性以及形成順序尚不清楚。盡管許多鎂合金經(jīng)受沉淀硬化，增加這些合金機(jī)械性能的當(dāng)前最有效的方法仍優(yōu)選地包含固溶體硬化、分散體硬化和晶粒細(xì)化。即使那樣，大多數(shù)可熱處理鎂合金的拉伸性能，較之那些目前使用的鋁合金仍是有限的，而拉伸性能是限制鎂合金更寬應(yīng)用的主要因素之一。一般地，鎂合金的時效硬化在改進(jìn)拉伸性能中不被認(rèn)為與在鋁合金的情況中同樣有效。人們相信這主要是因?yàn)樵阪V合金的傳統(tǒng)的T6時效過程中形成的沉淀物的數(shù)量密度比在時效過的鋁合金中的低了幾個數(shù)量級。因此，在鎂合金的T6條件中形成的寬間距的沉淀物容易被滑移位錯避開，并且這樣的合金呈現(xiàn)出對變形的降低的耐性。通過時效硬化的鎂合金的強(qiáng)化在這樣的情況將變得更有效，即在形成貫穿微結(jié)構(gòu)的更高密度精細(xì)分布的沉淀物的情況中。相應(yīng)地，使沉淀硬化在增加強(qiáng)度中更有效，將是合乎期望的。這一點(diǎn)可然后被單獨(dú)使用或與加工硬化和晶粒細(xì)化組合使用，以增加能在鎂合金中達(dá)到的機(jī)械性能的上限，由此使這些輕質(zhì)合金能夠具有更寬的和更強(qiáng)競爭性的應(yīng)用。使沉淀強(qiáng)化的鎂合金更具延性將尤其合乎期望。使用能夠在較之那些傳統(tǒng)的T6時效更低的溫度進(jìn)行的時效過程，來改進(jìn)那些性能也將是合乎期望的。本發(fā)明基于發(fā)明人的驚人發(fā)現(xiàn)，鎂基合金的時效硬化能在較之典型地用在傳統(tǒng)的T6時效過程中的溫度低得多的溫度，如在環(huán)境溫度起效。此外，使用本發(fā)明可達(dá)到的時效響應(yīng)能相當(dāng)于或在一些情況中超過使用傳統(tǒng)的T6時效所達(dá)到的時效響應(yīng)。在可時效硬化的鎂合金中，先前從未觀察到環(huán)境溫度下任何顯著量級的時效硬化，所述可時效硬化的鎂合金包含Mg-Zn基合金，且已有假設(shè)，當(dāng)在從固溶熱處理溫度淬火之后，保持在降低的溫度(如接近環(huán)境溫度)時，鎂合金因此不顯示任何顯著的沉淀硬化響應(yīng)。
發(fā)明內(nèi)容根據(jù)本發(fā)明，提供了用于可時效硬化的鎂基合金的低溫?zé)崽幚矸椒ǎㄒ韵虏襟E(a)提供固溶熱處理并淬火的可時效硬化的鎂基合金；以及(b)使所述合金經(jīng)受一足以產(chǎn)生增強(qiáng)的時效響應(yīng)的時間段的低于120'C的低溫時效。本發(fā)明還提供一種用于生產(chǎn)可時效硬化的鎂基合金的方法，所述方法包括以下步驟(a)在一適當(dāng)提升的溫度范圍或多個適當(dāng)提升的溫度范圍內(nèi)，固溶處理可時效硬化的鎂基合金一段或多段足以使得在沉淀反應(yīng)中多種元素活躍以被溶解到固溶體中的時間；(b)淬火來自步驟(a)的溫度循環(huán)的所述固溶處理的合金，由此所述溶解的元素被保留在過飽和的固溶體中；以及(c)使來自步驟(b)的所述經(jīng)淬火的合金經(jīng)受一足以產(chǎn)生增強(qiáng)的時效響應(yīng)的時間段的低于12(TC的低溫時效。所述增強(qiáng)的時效響應(yīng)可包括增強(qiáng)的峰值硬度、增強(qiáng)的屈服強(qiáng)度、增強(qiáng)的延性、增強(qiáng)的拉伸強(qiáng)度、增強(qiáng)的斷裂韌度的一種，或以上性能的兩種或更多種的組合。所述增強(qiáng)的時效響應(yīng)優(yōu)選地相當(dāng)于或超過具有相同組成的合金經(jīng)受T6時效級的時效響應(yīng)。發(fā)明詳述本發(fā)明的熱處理可應(yīng)用于任何可沉淀硬化的鎂基合金，以及應(yīng)用于鑄造和變形鎂基合金兩者。特別地可應(yīng)用于含有作為主要合金元素之一的鋅的鎂合金，如ZK、ZM和ZC系列，以及含有稀土元素或錫的合金。本發(fā)明的熱處理對于含有時效促進(jìn)劑的鑄造和變形Mg-Zn基合金兩者都非常有效，所述時效促進(jìn)劑即輔助沉淀物的成核作用以及增加成核率的合金元素。這些合金元素協(xié)助增加沉淀物的數(shù)密度并加速在低溫、特別地在環(huán)境溫度的時效速率。在含有Zn作為主要合金元素的鎂合金中，于降低的溫度，尤其在環(huán)境溫度，加速時效硬化的合金元素的實(shí)施例是Cu(鎂合金的ZC系列)。低至O.l原子％的量的01的添加將顯著加速時效硬化，即使是在環(huán)境溫度。除了Cu之外的添加其他影響沉淀過程且一般地促進(jìn)沉淀物成核作用的合金元素，也將在降低的溫度加速時效硬化。代替銅或除了銅之外的其他促進(jìn)劑的實(shí)施例是錳、鋁且尤其是鈦，還有作為中速促進(jìn)6劑的釩、鉻和鋇。作為合金添加劑的結(jié)果，低溫?zé)崽幚砟鼙患铀?，?dǎo)致改進(jìn)的機(jī)械性能，如延性、強(qiáng)度和硬度水平，所述改進(jìn)的機(jī)械性能相當(dāng)于或優(yōu)于那些在T6條件中的機(jī)械性能。使用本發(fā)明的過程，合金的斷裂韌度也能被顯著改進(jìn)。不希望受限于特定機(jī)制，相信根據(jù)本發(fā)明，在降低的溫度，時效的合金的改良的機(jī)械性能是由于尺寸為3到30nm的緊密間距的紀(jì)尼埃—普雷斯頓(GP)區(qū)類型沉淀物的非常高密度的沉淀作用產(chǎn)生的，而不是由于典型地在T6熱處理過程中形成的更粗的以及相當(dāng)?shù)馗鼘掗g距的沉淀物的沉淀作用產(chǎn)生的。相應(yīng)地，發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)，低溫時效應(yīng)發(fā)生在較之那些在T6(15(TC-35(TC)過程中傳統(tǒng)地使用的溫度低得多的溫度。在低溫時效的條件中，沉淀物的密度顯著地高于鎂合金在T6條件中通常觀察到的沉淀物的密度(~1018-102Q個沉淀物/m3),且常常是在典型的熱處理的鋁合金中沉淀物密度的量級，即1023-1024個沉淀物/m3。三種類型的GP區(qū)的每一種的分?jǐn)?shù)可通過合金組成，尤其除Zn之外的合金添加劑的量控制，以及還通過時效溫度控制。在接近環(huán)境溫度的溫度，強(qiáng)化主要通過GP1區(qū)(垂直于鎂基面的平面沉淀物)，以及垂直于鎂基面的棱柱狀沉淀物(以下指定為GP2區(qū))的形成產(chǎn)生。高于70'C的熱處理溫度的增加導(dǎo)致額外的且熱穩(wěn)定性更好的GP區(qū)類型相的形成，以下指定為GP3區(qū)(平行于鎂基面的盤/板)。當(dāng)大量(大于約lwty。)添加除Zn之外的合金添加時，環(huán)境溫度時效過程中GP1區(qū)的形成較之GP2區(qū)的形成更為有利，而在不存在除Zn之外的任何合金元素以及當(dāng)這些添加非常少時，GP2區(qū)為更占多數(shù)的沉淀物類型。針對選定的合金，低溫?zé)崽幚碓谟诘湫偷墓倘軣崽幚頊囟?最佳地在合金的固相線溫度以下5-2(TC)的典型的固溶熱處理之后進(jìn)行至少l小時。優(yōu)選地，固溶熱處理溫度應(yīng)被選擇為更接近上限，以確保合金元素以及空缺在固溶體中的最大溶解度，使得在這樣淬火的條件下達(dá)到合金元素和空缺的高度過飽和。本申請中描述的熱處理過程中的、特別地在環(huán)境溫度硬化過程中的時效硬化響應(yīng)可對固溶熱處理溫度以及從該溫度的淬火速率敏感。固溶熱處理之后，合金應(yīng)在合適的淬火介質(zhì)(如冷水或其他介質(zhì))中被快速淬火，即非簡單地被冷卻。淬火之后，合金典型地被立即轉(zhuǎn)移到時效溫度，或在環(huán)境溫度熱處理的情況中留在環(huán)境溫度。低溫時效典型地在環(huán)境溫度和110°C±1(TC之間進(jìn)行。在所選溫度是環(huán)境溫度的情況，時效過程有益地不需要用于加熱的能量消耗。在一個實(shí)施方案中，時效在高于環(huán)境溫度進(jìn)行，以減少時效時間。在另一個實(shí)施方案中，低溫時效在低于IOO'C進(jìn)行。在另一個實(shí)施方案中，低溫時效在低于或等于95。C進(jìn)行。典型地，低溫時效進(jìn)行至少24小時。時效處理的長度取決于時效的溫度。在環(huán)境溫度，時效通常進(jìn)行最少的2到16周。時效的長度取決于時效的溫度以及合金中是否存在任何促進(jìn)劑。在一些實(shí)施方案中，時效進(jìn)行至少4周。在其他實(shí)施方案中，時效進(jìn)行最少的8周。在再另外的實(shí)施方案中，時效進(jìn)行最少的12周。針對在高于環(huán)境溫度進(jìn)行的低溫時效，或在合金組成包括一種或更多種促進(jìn)劑的情形，時效的長度典型地減少了。在再另外的實(shí)施方案中，在降低的溫度的時效進(jìn)行一段足夠的時間，以獲得當(dāng)與T6條件比較時有利的拉伸性能的組合，所述有利的拉伸性能的組合如，相當(dāng)高的屈服強(qiáng)度(和硬度)和增強(qiáng)的延性。當(dāng)獲得最佳機(jī)械性能時，所述最佳機(jī)械性能在環(huán)境溫度保持穩(wěn)定，且?guī)缀醪淮嬖谶^時效的可能。高于環(huán)境溫度的溫度的使用典型地需要在爐中或在油浴中加熱。針對在高于環(huán)境溫度時效的合金，在顯著較短的熱處理時間之后便達(dá)到最佳機(jī)械性能。針對在低于75i:的溫度的時效，在最小的約110小時的時效之后，可達(dá)到相當(dāng)于那些在T6條件中時效的機(jī)械性能，以及在延長的時效之后，可到超過那些在T6條件中時效的機(jī)械性能。針對在高于95'C的溫度時效，典型地在時效至少100小時之后達(dá)到最佳機(jī)械性能。經(jīng)受4到16周或如果需要的話更長的環(huán)境溫度時效的合金，相較T6條件，表現(xiàn)高硬度、改進(jìn)的延性和斷裂韌度，連同適度的拉伸強(qiáng)度。熱處理溫度的增加以及GP區(qū)類型、尺寸、形貌和密度的改變一般導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度和硬度的增加，而延性和斷裂韌度與T6條件相比保持為改進(jìn)的延性和斷裂韌度。為使本發(fā)明可更容易地理解，現(xiàn)在針對附圖進(jìn)行描述，其中圖l.溫度對時間圖，比較了各自的熱處理，其中相對于典型地在高得多的溫度進(jìn)行的T6熱處理，這些合金在典型的固溶熱處理之后，于降低的溫度被時效。圖2.硬度(VHN)對時間(小時，對數(shù)刻度)散點(diǎn)圖，顯示(a)針對在160°C(T6)和22。C對合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn和合金Mg-7Zn時效的硬度曲線的比較；(b)針對在160°C(T6)、95°C、70。C和22。C對合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn時效的硬度曲線的比較。圖3,硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在16(TC(T6)、95°C、70°C和22'C對合金Mg-7Zn時效的硬度曲線的比較。圖4.硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在16(TC(T6)和22'C對合金(a)Mg-6Zn-0,8Cu-0.1Mn和Mg-7Zn;(b)Mg-4.6Zn-0.4Cu和Mg-7Zn時效的硬度曲線的比較。圖5.硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在160。C(T6)、95°C、70°C和22。C對合金Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的大型鑄件的時效的硬度曲線的比較。圖6.硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在16(TC(T6)、95°C、70°C和22。C對合金Mg-6Zn-0.8Ti時效的硬度曲線的比較。圖7.硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在16(TC(T6)、95°C、70°C和22。C對合金(a)Mg-6Zn-0.2Cr和Mg-7Zn;(b)Mg-7Zn-0.3V和Mg-7Zn時效的硬度曲線的比較。圖8.硬度(VHN)對時間(小時)散點(diǎn)圖，顯示針對在16(TC(T6)、70。C和22。C進(jìn)行時效的合金Mg-7Zn-1.2Ba，以及在160。C和22。C進(jìn)行時效的合金Mg-7Zn之間的硬度曲線的比較。圖9.針對合金Mg-7Zn(a、b)，Mg-6Zn-3Cu陽0.1Mn(c、d)以及Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn(e、f)，在160'C時效的微結(jié)構(gòu)(左邊的所有圖像)的以及在22'C時效(右邊的所有圖像)的(右邊的所有圖像)微結(jié)構(gòu)的透射電子顯微鏡(TEM)圖像。圖10.用平行于〈nOMg方向(a、c)，以及還平行于O001〉Mg方向(b，d)的電子束獲得的在7(TC時效4周的合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的微結(jié)構(gòu)的TEM(a、b)和HRTEM(c、d)圖像。圖11.基于TEM觀察認(rèn)為的在16(TC、70。C和22。C時效過程中產(chǎn)生的微結(jié)構(gòu)的模型。圖1比較了分別針對固溶熱處理、傳統(tǒng)的16時效以及本發(fā)明的低溫時效過程的溫度-時間方案。本發(fā)明的低溫時效較之T6的時效，在更低的溫度發(fā)生，卻常常進(jìn)行更長的時間。圖2到8中，比較了針對許多不同的固溶熱處理的并淬火的鎂合金的時效響應(yīng)。合金組成以及固溶熱處理(隨后在冷水中淬火)的條件如下Mg-7Zn:在34(TC固溶熱處理5小時。Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn:在440。C固溶熱處理5小時。Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn:在390。C固溶熱處理5小時。Mg-4.6Zn-0.4Cu:在435。C固溶熱處理5小時。Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn:在460。C固溶熱處理5小時。Mg-6Zn-0.8Ti:在340。C固溶熱處理4小時。Mg-6Zn-0.2Cr:在360。C固溶熱處理5小時。Mg-7Zn-0.3V:在360°C固溶熱處理5小時。Mg-7Zn-1.2Ba:在430。C固溶熱處理5小時。圖2(a)比較了針對兩種鑄造鎂基合金的硬度曲線Mg-7Zn和Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn，所述兩種合金的每一個已分別在160°C(即T6條件下)和在環(huán)境溫度(22°C)時效。針對在環(huán)境溫度時效過程中達(dá)到的兩種合金硬度(針對Mg-6Zn-3Cu-O.lMn和Mg-7Zn合金分別為104VHN和89VHN)，均幾乎與通過在T6條件時效所達(dá)到的硬度(針對Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn和Mg-7Zn合金分別為109VHN和87VHN)相等。在Mg-7Zn合金的情況，為此所需要的時效時間為接近8個月(5208小時之后86VHN)。然而在ZC類型合金中，在環(huán)境溫度時效的條件的硬度幾乎等于在T6條件時效多于4周之后的硬度。在Cu的存在下以及在添加Mn到合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn中時，對環(huán)境溫度時效的時效響應(yīng)(在硬度方面)被顯著改進(jìn)并加速。圖2(b)比較了分別在160。C(T6)、95°C、70°C和22'C，針對時效合金組成Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的硬度曲線。可以看出，降低的溫度時效，尤其在高于環(huán)境溫度的溫度時效，較之T6熱處理，顯著改進(jìn)了合金的時效硬化響應(yīng)。圖3比較了在160°C(T6)、95"、7(TC和22'C，針對時效合金組成Mg-7Zn的硬度曲線。盡管在環(huán)境溫度的時效需要長時間(將近8個月)，以獲得與在T6條件相等的硬度，在95'C和70'C的時效顯著改進(jìn)了時效硬化響應(yīng)，并且可在時效相對短的時間之后(典型地時效250小時之后)，可達(dá)到合金硬度中的出色改進(jìn)。圖4(a)比較了針對在160。C(T6)和22。C的時效溫度，時效合金組成Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn和Mg-7Zn的硬度曲線。該圖顯示了在環(huán)境溫度的加速的時效硬化，以及即使當(dāng)刺激加速的時效硬化的合金元素含量減少時，可達(dá)到相當(dāng)于在T6條件的硬度水平。類似地，針對在環(huán)境溫度時效僅4周之后，時效合金組成Mg-4.6Zn-0.4Cu的硬度等于在T6條件中時效的合金的硬度。這在圖4(b)中顯示，并與針對在160。C(T6)和22'C的時效溫度的合金Mg-7Zn進(jìn)行了對比。該結(jié)果表明，即使是痕量的刺激沉淀物成核作用的合金元素(如Cu)的添加，即使不存在其他通常被添加以改進(jìn)拉伸性能、耐腐蝕性、晶粒細(xì)化等的合金元素(Mn、Al、Zr等)，也將顯著加速并改進(jìn)對降低的溫度時效的時效硬化響應(yīng)。圖4(a)和(b)也表明，降低的溫度的熱處理可用于具有較低水平的合金元素的合金，即，變形Mg-Zn基合金。圖5比較了針對時效合金組成Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的大型鑄件的硬度曲線。如圖中可見，針對在95。C和7(TC時效的合金，達(dá)到了超過T6條件下所達(dá)到的峰值硬度，而針對在22'C時效所達(dá)到的硬度則幾乎等于在T6條件約5.5個月的時效之后所達(dá)到的硬度。較之相似組成的較小尺寸合金的鑄件，對環(huán)境溫度時效的降低的響應(yīng)是由于較大的金屬件的降低的淬火速率。表1顯示了在160。C時效16小時(在圖5中的硬度曲線上圈起)，和在22'C時效2180小時(13周，也在硬度曲線上圈起)的合金Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的硬度和拉伸性能。在自然時效條件中達(dá)到了延性的顯著改進(jìn)(3倍于所述T6值)，以及丁6的0.2%試驗(yàn)應(yīng)力(proofstress)的72%、T6的峰值硬度的86.5%和顯著改進(jìn)的拉伸強(qiáng)度(UTS)。表l10<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>圖6顯示，鈦代表了另一種非常有效的降低的溫度時效的促進(jìn)劑，且自然時效條件中的硬度接近等于T6中7周后的硬度。針對在95'C和7(TC時效所達(dá)到的峰值硬度超過相同合金在T6條件的峰值硬度。當(dāng)與合金Mg-7Zn比較時，該元素還改進(jìn)了人工時效的幅值和動力學(xué)。圖7將合金(a)Mg-6Zn-0.2Cr和(b)Mg-7Zn-0.3V在160°C(T6)、95°C、70。C和22t:時效的硬度曲線與合金Mg-7Zn在160°C(T6)和22'C時效的硬度曲線進(jìn)行比較。如圖可見，當(dāng)與Mg-7Zn合金比較時，絡(luò)，和尤其釩除了顯著增強(qiáng)T6時效響應(yīng)之外，還充當(dāng)了降低的溫度時效的促進(jìn)劑。針對含有促進(jìn)劑的這兩種合金在95'C和70'C的時效所達(dá)到的峰值硬度超過了相同合金在T6條件所達(dá)到的峰值硬度。圖8顯示，當(dāng)與Mg-7Zn合金比較時，鋇除了顯著增強(qiáng)T6時效響應(yīng)外，還代表了降低的溫度時效的中速促進(jìn)劑。圖8還顯示，通過在7(TC時效而達(dá)到的峰值硬度超過了相同合金在T6條件所達(dá)到的峰值硬度。圖9顯示了針對合金組成Mg-7Mn(a，b)、Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn(c，d)禾口Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn(e，f)在160。C(a、c、e)以及那些在22。C(b、d、f)時效的合金微結(jié)構(gòu)的TEM圖像。T6條件的合金中所見的沉淀物是被稱為(3、桿的那些沉淀物，所述(3'i桿垂直于(0001)Mg面(平行于O001〉Mg方向)形成。這些TEM圖像是用平行于〈nOMg方向的電子束獲得的，以使桿狀沉淀物從側(cè)向(edgeon)可見。這些沉淀物的密度在T6條件的含銅合金中與Cu的含量成比例增加。在于環(huán)境溫度時效了11周的合金Mg-7Zn中(b)，用平行于O001〉Mg方向的電子束觀察到形成了垂直于{0001}^面的相對低密度的稀疏分布的棱柱狀沉淀物(被認(rèn)為是GP2區(qū))(插圖顯示了這些沉淀物的高分辨TEM-HRTEM圖像)。在此條件中偶爾也觀察到較小分?jǐn)?shù)的平面GP1區(qū)(垂直于{0001}魄面形成)。在于環(huán)境溫度時效了11周的合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn中(d)，用平行于<0001>啤方向的電子束觀察到非常高密度的均勻分布的沉淀物。這些沉淀物的大多數(shù)是平面GP1區(qū)(在HRTEM插圖中顯示)。在此條件中也觀察到較小分?jǐn)?shù)的非常精細(xì)的GP2區(qū)。在此條件中沉淀物的數(shù)密度被確定為1024個沉淀物/!113數(shù)量級，該數(shù)量級顯著高于在鎂合金的T6條件中通常觀察到的(~1018-102()個沉淀物/1113)沉淀物的數(shù)密度。同樣地，在于環(huán)境溫度時效12周的合金Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn(f)中，用平行于<0001>^方向的電子束觀察到非常高密度的分布均勻的沉淀物。這些沉淀物的相當(dāng)大部分是與精細(xì)GP1區(qū)組合的精細(xì)GP2區(qū)(兩者均在HRTEM插圖中顯示)。該圖像顯示隨著一種/多種合金元素含量的變化，GP區(qū)形貌/類型的變化，所述一種/多種合金元素促進(jìn)針對未變化的Zn含量的沉淀成核。當(dāng)Cu的含量減少時，棱柱狀GP2區(qū)的形成相較平面GP區(qū)的形成更為有利。圖10顯示具有組成為Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的合金的微結(jié)構(gòu)的TEM(a、b)和HRTEM(c、d)圖像，所述合金已在70。C時效4周。在此條件觀察到均勻分布的極其高密度的非常精細(xì)GP區(qū)類型沉淀物。HRTEM圖像顯示，這些沉淀物主要是垂直于{0001}峰面形成的棱柱狀GP2區(qū)，以及平行于(0001》Mg面形成的平面形GP3區(qū)。在此情況下，偶爾也觀察到一些GP1區(qū)。圖11基于被認(rèn)為是在于160°C(a)、70°C(b)和22。C(c)時效過程中產(chǎn)生的TEM觀察結(jié)果，提出了合金微結(jié)構(gòu)的建議模型。在降低的溫度時效的微結(jié)構(gòu)(b和c)較之在T6條件時效的微結(jié)構(gòu)(a)表現(xiàn)顯著更高密度的更精細(xì)沉淀物，這相當(dāng)于在時效硬化的鋁合金中通常觀察到的密度(1(P-10"個沉淀物/m3)。當(dāng)與在傳統(tǒng)的T6熱處理過程中產(chǎn)生的微結(jié)構(gòu)比較時，這種微結(jié)構(gòu)提供了以下性能的有利組合改進(jìn)的延性、硬度、極限拉伸強(qiáng)度和(預(yù)期的)斷裂韌度，以及適度的(在環(huán)境溫度時效的情況)或相當(dāng)?shù)囊约吧踔粮倪M(jìn)的拉伸強(qiáng)度(在于高于環(huán)境溫度但遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于T6時效溫度的溫度時效的情況)。最后，應(yīng)理解，可在先前描述的部分的結(jié)構(gòu)和布置中引入各種改動、修改和/或補(bǔ)充，而不背離本發(fā)明精神和范圍。權(quán)利要求1.一種用于可時效硬化的鎂基合金的低溫?zé)崽幚矸椒?，所述方法包括以下步驟(a)提供固溶熱處理并淬火的可時效硬化的鎂基合金；以及(b)使所述合金經(jīng)受一足以產(chǎn)生增強(qiáng)的時效響應(yīng)的時間段的低于120℃的低溫時效。2.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述增強(qiáng)的時效響應(yīng)包括一種或更多種機(jī)械性能，所述機(jī)械性能包含增強(qiáng)的峰值硬度、增強(qiáng)的延性、增強(qiáng)的拉伸強(qiáng)度、增強(qiáng)的屈服強(qiáng)度和增強(qiáng)的斷裂韌度。3.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述可時效硬化的鎂基合金是Mg-Zn基合金。4.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述增強(qiáng)的時效響應(yīng)相當(dāng)于或超過具有相同組成的合金經(jīng)受T6時效級的時效響應(yīng)。5.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述合金包含一種或更多種促進(jìn)劑，所述促進(jìn)劑包括加速所述低溫時效硬化的合金元素。6.如權(quán)利要求5所述的方法，其中所述一種或更多種促進(jìn)劑包含銅、錳、鋁、鈦、釩、鉻和鋇。7.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述低溫時效引起具有尺寸為3到30nm的紀(jì)尼埃-普雷斯頓區(qū)類型沉淀物的高數(shù)密度的沉淀。8.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述低溫時效引起在所述低溫時效條件中的高于約10"-l(P個沉淀物/m3、優(yōu)選地為約1023-1024個沉淀物/1113的紀(jì)尼埃-普雷斯頓區(qū)類型沉淀物的沉淀。9.如權(quán)利要求1所述的方法，其中所述低溫時效在高于環(huán)境溫度的溫度進(jìn)行。10.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效在低于11(TC的溫度進(jìn)行。11.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效在低于10(TC的溫度進(jìn)行。12.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效在低于或等于95'C的溫度進(jìn)行。13.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效進(jìn)行至少24小時。14.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效進(jìn)行至少2周。15.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效進(jìn)行至少8周。16.如權(quán)利要求l所述的方法，其中所述低溫時效在淬火后立即進(jìn)行。17.—種用于生產(chǎn)可時效硬化的鎂基合金的方法，所述方法包括以下步驟-(a)在一適當(dāng)提升的溫度范圍或多個適當(dāng)提升的溫度范圍內(nèi)，固溶處理可時效硬化的鎂基合金一段或多段足以使得在沉淀反應(yīng)中多種元素活躍以被溶解到固溶體中的時間；(b)淬火來自步驟(a)的溫度循環(huán)的所述固溶處理的合金，由此所述溶解的元素被保留在過飽和的固溶體中；以及(c)使來自步驟(b)的所述經(jīng)淬火的合金經(jīng)受一足以產(chǎn)生增強(qiáng)的時效響應(yīng)的時間段的低于12(TC的低溫時效。18.如權(quán)利要求17所述的方法，其中步驟(a)的所述提升的溫度范圍是低于所述合金固相線溫度5到2(TC。19.如權(quán)利要求17所述的方法，其中步驟(a)的所述提升的溫度范圍是使得淬火后固溶體中空缺的過飽和最大化的溫度范圍。全文摘要一種用于可時效硬化的鎂基合金的低溫?zé)崽幚淼姆椒ǎㄒ韵虏襟E(a)提供固溶熱處理并淬火的可時效硬化的鎂基合金；以及(b)使所述合金經(jīng)受一足以產(chǎn)生增強(qiáng)的時效響應(yīng)的時間段的低于120℃的低溫時效。文檔編號C22F1/06GK101680072SQ200880016274公開日2010年3月24日申請日期2008年4月29日優(yōu)先權(quán)日2007年5月14日發(fā)明者尤佳·布哈申請人:尤佳·布哈