专利名称：：热处理镁合金的方法
技术领域：
：本发明涉及镁合金的热处理，所述镁合金可通过沉淀硬化(又称为时效硬化(ageing或agehardening))被强化。本发明尤其涉及用于强化可沉淀硬化镁合金的低温时效过程。
背景技术：
：合金能通过时效硬化被强化，其中至少一种合金元素的溶解度随温度的降低而降低。时效硬化对于包括镁合金的许多合金系是常见的。时效硬化过程一般涉及三级1)固溶热处理-在该级中，合金被保持在非常高的温度(接近合金的固相线温度)，以获得单相的固溶体，并将合金元素溶解在镁基体中。2)淬火-使用淬火介质(如冷水)从固溶热处理的温度快速冷却，以将合金元素保留在固溶体中，并获得过饱和的固溶体。3)将这样淬火的合金保持在中温(人工时效)，以促进高度不稳定的过饱和固溶体的分解，其中常常包含镁原子的合金元素形成遍及颗粒的沉淀物(precipitatesthroughoutgrains)。作为形成沉淀物精细分散的结果，一般发生时效过程中的强化，所述沉淀物精细分散的形成加固镁基体并代表错位运动的障碍，因此增加了合金耐变形的能力，而变形会导致失效。一般地，在高密度的均匀分布且非常紧密间距的沉淀物存在下，达到最佳强化，所述沉淀物不能通过滑移错位容易地避开。许多铸造(cast)和变形(wrought)镁合金是可时效硬化的。最常见的是那些基于以下体系的那些系列，即:Mg-Zn(-Zr)(ZK系列)、Mg-Zn-Cu(ZC系列)、Mg隱Zn-RE(ZE和EZ系歹U;这里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。每个体系中，镁典型地构成大于85wt%。含有Zn作为主要合金元素的镁合金是可沉淀硬化的，并构成了目前使用的镁合金的大部分。尽管以下描述将集中于Mg-Zn合金，应理解，本发明不限于那些合金组合物，且可应用于所有可沉淀硬化的镁基合金。一般地，使可热处理的镁合金经受提升的温度的热处理(在本领域通常被称为"T6")，其中人工时效级(以上的时效硬化过程的(3)级)典型的在150。C和35(TC之间的温度进行。在Mg-Zn合金的情况，高于11(TC的沉淀顺序巳被报道如下SSSS4(pre-p')—卩、杆(rods)丄{0001}Mg(可能地MgZri2)—卩'2盘(discs)II{0001}Mg(MgZn2)—卩平衡相(MgZn或Mg2Zn3)这些相的一些的结构、组成和稳定性尚未被完全研究和确定，然而，许多报道均赞同，归因于在经受传统的T6热处理的Mg-Zn基合金中的沉淀的最大硬化与杆形过渡p、相的形成相关联。该相垂直于Mg的基面，可能地经由表示为pre-p'的另一种过渡相形成。过时效时，(3、被呈平行于Mg基面的板形式的粗(3'2相代替。当高度过时效时，可形成平衡P相、MgZn或Mg2Zn3。在降低的温度(<1l(TC)的沉淀尚未通过透射电子显微镜(TEM)清楚地观察到。尽管人们相信，GP区可能在降低的温度形成，然而对于GP区的形成、结构、热稳定性以及形成顺序尚不清楚。尽管许多镁合金经受沉淀硬化，增加这些合金机械性能的当前最有效的方法仍优选地包含固溶体硬化、分散体硬化和晶粒细化。即使那样，大多数可热处理镁合金的拉伸性能，较之那些目前使用的铝合金仍是有限的，而拉伸性能是限制镁合金更宽应用的主要因素之一。一般地，镁合金的时效硬化在改进拉伸性能中不被认为与在铝合金的情况中同样有效。人们相信这主要是因为在镁合金的传统的T6时效过程中形成的沉淀物的数量密度比在时效过的铝合金中的低了几个数量级。因此，在镁合金的T6条件中形成的宽间距的沉淀物容易被滑移位错避开，并且这样的合金呈现出对变形的降低的耐性。通过时效硬化的镁合金的强化在这样的情况将变得更有效，即在形成贯穿微结构的更高密度精细分布的沉淀物的情况中。相应地，使沉淀硬化在增加强度中更有效，将是合乎期望的。这一点可然后被单独使用或与加工硬化和晶粒细化组合使用，以增加能在镁合金中达到的机械性能的上限，由此使这些轻质合金能够具有更宽的和更强竞争性的应用。使沉淀强化的镁合金更具延性将尤其合乎期望。使用能够在较之那些传统的T6时效更低的温度进行的时效过程，来改进那些性能也将是合乎期望的。本发明基于发明人的惊人发现，镁基合金的时效硬化能在较之典型地用在传统的T6时效过程中的温度低得多的温度，如在环境温度起效。此外，使用本发明可达到的时效响应能相当于或在一些情况中超过使用传统的T6时效所达到的时效响应。在可时效硬化的镁合金中，先前从未观察到环境温度下任何显著量级的时效硬化，所述可时效硬化的镁合金包含Mg-Zn基合金，且已有假设，当在从固溶热处理温度淬火之后，保持在降低的温度(如接近环境温度)时，镁合金因此不显示任何显著的沉淀硬化响应。
发明内容根据本发明，提供了用于可时效硬化的镁基合金的低温热处理方法，包括以下步骤(a)提供固溶热处理并淬火的可时效硬化的镁基合金；以及(b)使所述合金经受一足以产生增强的时效响应的时间段的低于120'C的低温时效。本发明还提供一种用于生产可时效硬化的镁基合金的方法，所述方法包括以下步骤(a)在一适当提升的温度范围或多个适当提升的温度范围内，固溶处理可时效硬化的镁基合金一段或多段足以使得在沉淀反应中多种元素活跃以被溶解到固溶体中的时间；(b)淬火来自步骤(a)的温度循环的所述固溶处理的合金，由此所述溶解的元素被保留在过饱和的固溶体中；以及(c)使来自步骤(b)的所述经淬火的合金经受一足以产生增强的时效响应的时间段的低于12(TC的低温时效。所述增强的时效响应可包括增强的峰值硬度、增强的屈服强度、增强的延性、增强的拉伸强度、增强的断裂韧度的一种，或以上性能的两种或更多种的组合。所述增强的时效响应优选地相当于或超过具有相同组成的合金经受T6时效级的时效响应。发明详述本发明的热处理可应用于任何可沉淀硬化的镁基合金，以及应用于铸造和变形镁基合金两者。特别地可应用于含有作为主要合金元素之一的锌的镁合金，如ZK、ZM和ZC系列，以及含有稀土元素或锡的合金。本发明的热处理对于含有时效促进剂的铸造和变形Mg-Zn基合金两者都非常有效，所述时效促进剂即辅助沉淀物的成核作用以及增加成核率的合金元素。这些合金元素协助增加沉淀物的数密度并加速在低温、特别地在环境温度的时效速率。在含有Zn作为主要合金元素的镁合金中，于降低的温度，尤其在环境温度，加速时效硬化的合金元素的实施例是Cu(镁合金的ZC系列)。低至O.l原子％的量的01的添加将显著加速时效硬化，即使是在环境温度。除了Cu之外的添加其他影响沉淀过程且一般地促进沉淀物成核作用的合金元素，也将在降低的温度加速时效硬化。代替铜或除了铜之外的其他促进剂的实施例是锰、铝且尤其是钛，还有作为中速促进6剂的钒、铬和钡。作为合金添加剂的结果，低温热处理能被加速，导致改进的机械性能，如延性、强度和硬度水平，所述改进的机械性能相当于或优于那些在T6条件中的机械性能。使用本发明的过程，合金的断裂韧度也能被显著改进。不希望受限于特定机制，相信根据本发明，在降低的温度，时效的合金的改良的机械性能是由于尺寸为3到30nm的紧密间距的纪尼埃—普雷斯顿(GP)区类型沉淀物的非常高密度的沉淀作用产生的，而不是由于典型地在T6热处理过程中形成的更粗的以及相当地更宽间距的沉淀物的沉淀作用产生的。相应地，发明人已发现，低温时效应发生在较之那些在T6(15(TC-35(TC)过程中传统地使用的温度低得多的温度。在低温时效的条件中，沉淀物的密度显著地高于镁合金在T6条件中通常观察到的沉淀物的密度(~1018-102Q个沉淀物/m3),且常常是在典型的热处理的铝合金中沉淀物密度的量级，即1023-1024个沉淀物/m3。三种类型的GP区的每一种的分数可通过合金组成，尤其除Zn之外的合金添加剂的量控制，以及还通过时效温度控制。在接近环境温度的温度，强化主要通过GP1区(垂直于镁基面的平面沉淀物)，以及垂直于镁基面的棱柱状沉淀物(以下指定为GP2区)的形成产生。高于70'C的热处理温度的增加导致额外的且热稳定性更好的GP区类型相的形成，以下指定为GP3区(平行于镁基面的盘/板)。当大量(大于约lwty。)添加除Zn之外的合金添加时，环境温度时效过程中GP1区的形成较之GP2区的形成更为有利，而在不存在除Zn之外的任何合金元素以及当这些添加非常少时，GP2区为更占多数的沉淀物类型。针对选定的合金，低温热处理在于典型的固溶热处理温度(最佳地在合金的固相线温度以下5-2(TC)的典型的固溶热处理之后进行至少l小时。优选地，固溶热处理温度应被选择为更接近上限，以确保合金元素以及空缺在固溶体中的最大溶解度，使得在这样淬火的条件下达到合金元素和空缺的高度过饱和。本申请中描述的热处理过程中的、特别地在环境温度硬化过程中的时效硬化响应可对固溶热处理温度以及从该温度的淬火速率敏感。固溶热处理之后，合金应在合适的淬火介质(如冷水或其他介质)中被快速淬火，即非简单地被冷却。淬火之后，合金典型地被立即转移到时效温度，或在环境温度热处理的情况中留在环境温度。低温时效典型地在环境温度和110°C±1(TC之间进行。在所选温度是环境温度的情况，时效过程有益地不需要用于加热的能量消耗。在一个实施方案中，时效在高于环境温度进行，以减少时效时间。在另一个实施方案中，低温时效在低于IOO'C进行。在另一个实施方案中，低温时效在低于或等于95。C进行。典型地，低温时效进行至少24小时。时效处理的长度取决于时效的温度。在环境温度，时效通常进行最少的2到16周。时效的长度取决于时效的温度以及合金中是否存在任何促进剂。在一些实施方案中，时效进行至少4周。在其他实施方案中，时效进行最少的8周。在再另外的实施方案中，时效进行最少的12周。针对在高于环境温度进行的低温时效，或在合金组成包括一种或更多种促进剂的情形，时效的长度典型地减少了。在再另外的实施方案中，在降低的温度的时效进行一段足够的时间，以获得当与T6条件比较时有利的拉伸性能的组合，所述有利的拉伸性能的组合如，相当高的屈服强度(和硬度)和增强的延性。当获得最佳机械性能时，所述最佳机械性能在环境温度保持稳定，且几乎不存在过时效的可能。高于环境温度的温度的使用典型地需要在炉中或在油浴中加热。针对在高于环境温度时效的合金，在显著较短的热处理时间之后便达到最佳机械性能。针对在低于75i:的温度的时效，在最小的约110小时的时效之后，可达到相当于那些在T6条件中时效的机械性能，以及在延长的时效之后，可到超过那些在T6条件中时效的机械性能。针对在高于95'C的温度时效，典型地在时效至少100小时之后达到最佳机械性能。经受4到16周或如果需要的话更长的环境温度时效的合金，相较T6条件，表现高硬度、改进的延性和断裂韧度，连同适度的拉伸强度。热处理温度的增加以及GP区类型、尺寸、形貌和密度的改变一般导致拉伸强度和硬度的增加，而延性和断裂韧度与T6条件相比保持为改进的延性和断裂韧度。为使本发明可更容易地理解，现在针对附图进行描述，其中图l.温度对时间图，比较了各自的热处理，其中相对于典型地在高得多的温度进行的T6热处理，这些合金在典型的固溶热处理之后，于降低的温度被时效。图2.硬度(VHN)对时间(小时，对数刻度)散点图，显示(a)针对在160°C(T6)和22。C对合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn和合金Mg-7Zn时效的硬度曲线的比较；(b)针对在160°C(T6)、95°C、70。C和22。C对合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn时效的硬度曲线的比较。图3,硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在16(TC(T6)、95°C、70°C和22'C对合金Mg-7Zn时效的硬度曲线的比较。图4.硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在16(TC(T6)和22'C对合金(a)Mg-6Zn-0,8Cu-0.1Mn和Mg-7Zn;(b)Mg-4.6Zn-0.4Cu和Mg-7Zn时效的硬度曲线的比较。图5.硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在160。C(T6)、95°C、70°C和22。C对合金Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的大型铸件的时效的硬度曲线的比较。图6.硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在16(TC(T6)、95°C、70°C和22。C对合金Mg-6Zn-0.8Ti时效的硬度曲线的比较。图7.硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在16(TC(T6)、95°C、70°C和22。C对合金(a)Mg-6Zn-0.2Cr和Mg-7Zn;(b)Mg-7Zn-0.3V和Mg-7Zn时效的硬度曲线的比较。图8.硬度(VHN)对时间(小时)散点图，显示针对在16(TC(T6)、70。C和22。C进行时效的合金Mg-7Zn-1.2Ba，以及在160。C和22。C进行时效的合金Mg-7Zn之间的硬度曲线的比较。图9.针对合金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时效的微结构(左边的所有图像)的以及在22'C时效(右边的所有图像)的(右边的所有图像)微结构的透射电子显微镜(TEM)图像。图10.用平行于〈nOMg方向(a、c)，以及还平行于O001〉Mg方向(b，d)的电子束获得的在7(TC时效4周的合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的微结构的TEM(a、b)和HRTEM(c、d)图像。图11.基于TEM观察认为的在16(TC、70。C和22。C时效过程中产生的微结构的模型。图1比较了分别针对固溶热处理、传统的16时效以及本发明的低温时效过程的温度-时间方案。本发明的低温时效较之T6的时效，在更低的温度发生，却常常进行更长的时间。图2到8中，比较了针对许多不同的固溶热处理的并淬火的镁合金的时效响应。合金组成以及固溶热处理(随后在冷水中淬火)的条件如下Mg-7Zn:在34(TC固溶热处理5小时。Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn:在440。C固溶热处理5小时。Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn:在390。C固溶热处理5小时。Mg-4.6Zn-0.4Cu:在435。C固溶热处理5小时。Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn:在460。C固溶热处理5小时。Mg-6Zn-0.8Ti:在340。C固溶热处理4小时。Mg-6Zn-0.2Cr:在360。C固溶热处理5小时。Mg-7Zn-0.3V:在360°C固溶热处理5小时。Mg-7Zn-1.2Ba:在430。C固溶热处理5小时。图2(a)比较了针对两种铸造镁基合金的硬度曲线Mg-7Zn和Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn，所述两种合金的每一个已分别在160°C(即T6条件下)和在环境温度(22°C)时效。针对在环境温度时效过程中达到的两种合金硬度(针对Mg-6Zn-3Cu-O.lMn和Mg-7Zn合金分别为104VHN和89VHN)，均几乎与通过在T6条件时效所达到的硬度(针对Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn和Mg-7Zn合金分别为109VHN和87VHN)相等。在Mg-7Zn合金的情况，为此所需要的时效时间为接近8个月(5208小时之后86VHN)。然而在ZC类型合金中，在环境温度时效的条件的硬度几乎等于在T6条件时效多于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中时，对环境温度时效的时效响应(在硬度方面)被显著改进并加速。图2(b)比较了分别在160。C(T6)、95°C、70°C和22'C，针对时效合金组成Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的硬度曲线。可以看出，降低的温度时效，尤其在高于环境温度的温度时效，较之T6热处理，显著改进了合金的时效硬化响应。图3比较了在160°C(T6)、95"、7(TC和22'C，针对时效合金组成Mg-7Zn的硬度曲线。尽管在环境温度的时效需要长时间(将近8个月)，以获得与在T6条件相等的硬度，在95'C和70'C的时效显著改进了时效硬化响应，并且可在时效相对短的时间之后(典型地时效250小时之后)，可达到合金硬度中的出色改进。图4(a)比较了针对在160。C(T6)和22。C的时效温度，时效合金组成Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn和Mg-7Zn的硬度曲线。该图显示了在环境温度的加速的时效硬化，以及即使当刺激加速的时效硬化的合金元素含量减少时，可达到相当于在T6条件的硬度水平。类似地，针对在环境温度时效仅4周之后，时效合金组成Mg-4.6Zn-0.4Cu的硬度等于在T6条件中时效的合金的硬度。这在图4(b)中显示，并与针对在160。C(T6)和22'C的时效温度的合金Mg-7Zn进行了对比。该结果表明，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进拉伸性能、耐腐蚀性、晶粒细化等的合金元素(Mn、Al、Zr等)，也将显著加速并改进对降低的温度时效的时效硬化响应。图4(a)和(b)也表明，降低的温度的热处理可用于具有较低水平的合金元素的合金，即，变形Mg-Zn基合金。图5比较了针对时效合金组成Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的大型铸件的硬度曲线。如图中可见，针对在95。C和7(TC时效的合金，达到了超过T6条件下所达到的峰值硬度，而针对在22'C时效所达到的硬度则几乎等于在T6条件约5.5个月的时效之后所达到的硬度。较之相似组成的较小尺寸合金的铸件，对环境温度时效的降低的响应是由于较大的金属件的降低的淬火速率。表1显示了在160。C时效16小时(在图5中的硬度曲线上圈起)，和在22'C时效2180小时(13周，也在硬度曲线上圈起)的合金Mg-6Zn-1.8Cu-0.1Mn的硬度和拉伸性能。在自然时效条件中达到了延性的显著改进(3倍于所述T6值)，以及丁6的0.2%试验应力(proofstress)的72%、T6的峰值硬度的86.5%和显著改进的拉伸强度(UTS)。表l10<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>图6显示，钛代表了另一种非常有效的降低的温度时效的促进剂，且自然时效条件中的硬度接近等于T6中7周后的硬度。针对在95'C和7(TC时效所达到的峰值硬度超过相同合金在T6条件的峰值硬度。当与合金Mg-7Zn比较时，该元素还改进了人工时效的幅值和动力学。图7将合金(a)Mg-6Zn-0.2Cr和(b)Mg-7Zn-0.3V在160°C(T6)、95°C、70。C和22t:时效的硬度曲线与合金Mg-7Zn在160°C(T6)和22'C时效的硬度曲线进行比较。如图可见，当与Mg-7Zn合金比较时，络，和尤其钒除了显著增强T6时效响应之外，还充当了降低的温度时效的促进剂。针对含有促进剂的这两种合金在95'C和70'C的时效所达到的峰值硬度超过了相同合金在T6条件所达到的峰值硬度。图8显示，当与Mg-7Zn合金比较时，钡除了显著增强T6时效响应外，还代表了降低的温度时效的中速促进剂。图8还显示，通过在7(TC时效而达到的峰值硬度超过了相同合金在T6条件所达到的峰值硬度。图9显示了针对合金组成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)时效的合金微结构的TEM图像。T6条件的合金中所见的沉淀物是被称为(3、杆的那些沉淀物，所述(3'i杆垂直于(0001)Mg面(平行于O001〉Mg方向)形成。这些TEM图像是用平行于〈nOMg方向的电子束获得的，以使杆状沉淀物从侧向(edgeon)可见。这些沉淀物的密度在T6条件的含铜合金中与Cu的含量成比例增加。在于环境温度时效了11周的合金Mg-7Zn中(b)，用平行于O001〉Mg方向的电子束观察到形成了垂直于{0001}^面的相对低密度的稀疏分布的棱柱状沉淀物(被认为是GP2区)(插图显示了这些沉淀物的高分辨TEM-HRTEM图像)。在此条件中偶尔也观察到较小分数的平面GP1区(垂直于{0001}魄面形成)。在于环境温度时效了11周的合金Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn中(d)，用平行于<0001>啤方向的电子束观察到非常高密度的均匀分布的沉淀物。这些沉淀物的大多数是平面GP1区(在HRTEM插图中显示)。在此条件中也观察到较小分数的非常精细的GP2区。在此条件中沉淀物的数密度被确定为1024个沉淀物/!113数量级，该数量级显著高于在镁合金的T6条件中通常观察到的(~1018-102()个沉淀物/1113)沉淀物的数密度。同样地，在于环境温度时效12周的合金Mg-6Zn-0.8Cu-0.1Mn(f)中，用平行于<0001>^方向的电子束观察到非常高密度的分布均匀的沉淀物。这些沉淀物的相当大部分是与精细GP1区组合的精细GP2区(两者均在HRTEM插图中显示)。该图像显示随着一种/多种合金元素含量的变化，GP区形貌/类型的变化，所述一种/多种合金元素促进针对未变化的Zn含量的沉淀成核。当Cu的含量减少时，棱柱状GP2区的形成相较平面GP区的形成更为有利。图10显示具有组成为Mg-6Zn-3Cu-0.1Mn的合金的微结构的TEM(a、b)和HRTEM(c、d)图像，所述合金已在70。C时效4周。在此条件观察到均匀分布的极其高密度的非常精细GP区类型沉淀物。HRTEM图像显示，这些沉淀物主要是垂直于{0001}峰面形成的棱柱状GP2区，以及平行于(0001》Mg面形成的平面形GP3区。在此情况下，偶尔也观察到一些GP1区。图11基于被认为是在于160°C(a)、70°C(b)和22。C(c)时效过程中产生的TEM观察结果，提出了合金微结构的建议模型。在降低的温度时效的微结构(b和c)较之在T6条件时效的微结构(a)表现显著更高密度的更精细沉淀物，这相当于在时效硬化的铝合金中通常观察到的密度(1(P-10"个沉淀物/m3)。当与在传统的T6热处理过程中产生的微结构比较时，这种微结构提供了以下性能的有利组合改进的延性、硬度、极限拉伸强度和(预期的)断裂韧度，以及适度的(在环境温度时效的情况)或相当的以及甚至改进的拉伸强度(在于高于环境温度但远远低于T6时效温度的温度时效的情况)。最后，应理解，可在先前描述的部分的结构和布置中引入各种改动、修改和/或补充，而不背离本发明精神和范围。权利要求1.一种用于可时效硬化的镁基合金的低温热处理方法，所述方法包括以下步骤(a)提供固溶热处理并淬火的可时效硬化的镁基合金；以及(b)使所述合金经受一足以产生增强的时效响应的时间段的低于120℃的低温时效。2.如权利要求1所述的方法，其中所述增强的时效响应包括一种或更多种机械性能，所述机械性能包含增强的峰值硬度、增强的延性、增强的拉伸强度、增强的屈服强度和增强的断裂韧度。3.如权利要求l所述的方法，其中所述可时效硬化的镁基合金是Mg-Zn基合金。4.如权利要求1所述的方法，其中所述增强的时效响应相当于或超过具有相同组成的合金经受T6时效级的时效响应。5.如权利要求1所述的方法，其中所述合金包含一种或更多种促进剂，所述促进剂包括加速所述低温时效硬化的合金元素。6.如权利要求5所述的方法，其中所述一种或更多种促进剂包含铜、锰、铝、钛、钒、铬和钡。7.如权利要求1所述的方法，其中所述低温时效引起具有尺寸为3到30nm的纪尼埃-普雷斯顿区类型沉淀物的高数密度的沉淀。8.如权利要求1所述的方法，其中所述低温时效引起在所述低温时效条件中的高于约10"-l(P个沉淀物/m3、优选地为约1023-1024个沉淀物/1113的纪尼埃-普雷斯顿区类型沉淀物的沉淀。9.如权利要求1所述的方法，其中所述低温时效在高于环境温度的温度进行。10.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效在低于11(TC的温度进行。11.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效在低于10(TC的温度进行。12.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效在低于或等于95'C的温度进行。13.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效进行至少24小时。14.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效进行至少2周。15.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效进行至少8周。16.如权利要求l所述的方法，其中所述低温时效在淬火后立即进行。17.—种用于生产可时效硬化的镁基合金的方法，所述方法包括以下步骤-(a)在一适当提升的温度范围或多个适当提升的温度范围内，固溶处理可时效硬化的镁基合金一段或多段足以使得在沉淀反应中多种元素活跃以被溶解到固溶体中的时间；(b)淬火来自步骤(a)的温度循环的所述固溶处理的合金，由此所述溶解的元素被保留在过饱和的固溶体中；以及(c)使来自步骤(b)的所述经淬火的合金经受一足以产生增强的时效响应的时间段的低于12(TC的低温时效。18.如权利要求17所述的方法，其中步骤(a)的所述提升的温度范围是低于所述合金固相线温度5到2(TC。19.如权利要求17所述的方法，其中步骤(a)的所述提升的温度范围是使得淬火后固溶体中空缺的过饱和最大化的温度范围。全文摘要一种用于可时效硬化的镁基合金的低温热处理的方法，包括以下步骤(a)提供固溶热处理并淬火的可时效硬化的镁基合金；以及(b)使所述合金经受一足以产生增强的时效响应的时间段的低于120℃的低温时效。文档编号C22F1/06GK101680072SQ200880016274公开日2010年3月24日申请日期2008年4月29日优先权日2007年5月14日发明者尤佳·布哈申请人:尤佳·布哈