Способ температурной обработки сплавов магния

Изобретение относится к термообработке магниевых сплавов, которые могут быть упрочнены дисперсионным твердением. Низкотемпературная термообработка сплава включает следующие стадии: (а) обеспечение способного к упрочнению при старении сплава на основе магния, обработанного гомогенизационным отжигом и закаленного, и (b) осуществление низкотемпературного старения указанного сплава при температуре ниже 100°С в течение времени, достаточного для развития улучшенной ответной реакции на старение. Состаренный сплав содержит дисперсные выделения типа зон Гинье-Престона (ГП), в том числе плоские ГП1 и призматические ГП2 дисперсные выделения, перпендикулярные к основной плоскости магния. Обеспечивается образование мелкодисперсных выделений высокой численной плотности и увеличение твердости и пластичности сплава. 2 н. и 16 з.п. ф-лы, 1 табл., 11 ил.

 

ОБЛАСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Настоящее изобретение относится к термообработке сплавов магния, которые могут быть укреплены дисперсионным твердением, известным также как старение или упрочнение при старении. В частности, настоящее изобретение относится к процессу низкотемпературного старения для упрочнения дисперсионно-твердеющих сплавов магния.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ

Сплавы, в которых растворимость по меньшей мере одного из легирующих элементов уменьшается с понижением температуры, могут быть упрочнены путем твердения при старении. Упрочнение при старении представляет собой обычное явление для ряда образующих сплавы систем, включая сплавы магния. В общем, процесс упрочнения при старении включает три стадии:

1) Гомогенизационный отжиг - на этой стадии сплав выдерживают при очень высокой температуре (близкой к температуре отверждения указанного сплава) для получения однофазного твердого раствора и растворения легирующих элементов в магниевой основе.

2) Закалка - быстрое охлаждение от температуры гомогенизирующего отжига с использованием закалочной среды (такой как холодная вода) для закрепления легирующих элементов в твердом растворе и получения пересыщенного твердого раствора.

3) Выдерживание таким образом закаленного сплава при промежуточной температуре (искусственное старение) для содействия разрушению крайне нестабильного пересыщенного твердого раствора, в котором легирующие элементы, часто включая атомы магния, осаждаются между зернами.

Упрочнение при старении происходит в основном в результате образования мелкодисперсных выделений, которые упрочняют магниевую основу и формируют препятствия для скольжения дислокации, увеличивая таким образом способность сплава противостоять деформации, приводящей к разрушению. В общем случае оптимальное упрочнение достигается при наличии высокой плотности однородно распределенных и очень близко расположенных дисперсных выделений, через которые затруднено прохождение скользящих дислокаций.

Многие литейные и деформируемые сплавы магния способны к упрочнению при старении. Наиболее распространенными являются сплавы на основе систем Mg-Zn(-Zr) (серия ZK), Mg-Zn-Cu (серия ZC), Mg-Zn-RE (серии ZE и EZ; где RE означает редкоземельные элементы), Mg-Zn-Mn(-Al) (серия ZM), Mg-Al-Zn(-Mn) (серии AZ и AM), Mg-Y-RE(-Zr) (серия WE), Mg-Ag-RE(-Zr) (серии QE и EQ), Mg-Sn(-Zn, Al, Si) и т.д. В каждой из систем количество магния обычно составляет более 85% по массе. Сплавы магния, содержащие в качестве основного легирующего элемента цинк, являются дисперсионно-твердеющими и включают большую часть используемых в настоящее время сплавов магния.

Несмотря на то что последующее описание будет сосредоточено на сплавах Mg-Zn, следует понимать, что изобретение не ограничено указанными составами сплавов и применимо ко всем дисперсионно-твердеющим сплавам на основе магния.

Термообрабатываемые сплавы магния в основном подвергают термообработке при повышенной температуре (обычно упоминаемой в данной области техники как «Т6»), при этом стадию искусственного старения (стадия (3) описанного выше процесса упрочнения при старении) проводят обычно при температуре между 150 и 350°С.

В случае сплавов Mg-Zn сообщается о следующей последовательности образования дисперсных выделений при температуре выше ~110°С:

SSSS→(рге-β')→ стержни ⊥ {0001} Mg (возможно MgZn₂)→ диски ||{0001} Mg (MgZn₂)→β равновесная фаза (MgZn или Mg₂Zn₃).

Структура, состав и стабильность некоторых из этих фаз еще не до конца изучены и определены, однако в ряде литературных источников сообщается о том, что максимальное упрочнение, обусловленное выделением частиц в сплавах Mg-Zn, подвергнутых стандартной термообработке Т6, связано с образованием переходной фазы в форме стержней. Указанная фаза образуется перпендикулярно к базисной плоскости магния, возможно через другую переходную фазу, обозначенную как рrе-β^'. При перестаривании фаза замещается крупнозернистой фазой в форме пластины, параллельной базисной плоскости магния. При значительном перестаривании может образовываться равновесная фаза β, MgZn или Mg₂Zn₃. Просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) не дает отчетливой картины дисперсных выделений при пониженных температурах (~<110°С). Хотя полагают, что зоны ГП (Гинье - Престона), возможно, могут образовываться при пониженных температурах, образование, структура, термическая стабильность и последовательность образования зон ГП еще не выяснены.

Хотя многие сплавы магния подвергаются дисперсионному твердению, в настоящее время наиболее эффективные способы повышения их механических свойств предпочтительно по-прежнему включают гомогенизационный отжиг, дисперсионное твердение и уменьшение размеров зерен. Даже в таком случае прочностные характеристики большинства термообрабатываемых сплавов магния невысоки по сравнению с прочностью используемых в настоящее время сплавов алюминия, что является одним из основных ограничений, препятствующих более широкому применению сплавов магния. Упрочнение при старении сплавов магния, в целом, считается не настолько эффективным для улучшения их свойств при растяжении, насколько это имеет место в случае сплавов алюминия. Полагают, что это вызвано, в первую очередь, тем, что величина численной плотности дисперсных выделений, образующихся при стандартном старении Т6 в сплавах магния, на несколько порядков ниже, чем в состаренных сплавах алюминия. Как следствие, находящиеся на большом удалении друг от друга дисперсные выделения, которые образуются в условиях Т6 в сплавах магния, не создают особых препятствий для скользящих дислокаций, что обуславливает пониженную устойчивость указанных сплавов к деформации.

Укрепление сплавов магния в процессе упрочнения при старении было бы более эффективным в случае образования мелкодисперсных выделений, имеющих более высокую численную плотность на всем протяжении микроструктуры.

Соответственно, было бы желательно сделать дисперсионное твердение более эффективным способом увеличения твердости. При этом такой способ можно было бы применять отдельно или в сочетании с механическим упрочнением и уменьшением размера зерен для увеличения верхней границы механических свойств, которые могут быть получены для сплавов магния, таким образом делая возможным более широкое и конкурентоспособное применение указанных легких сплавов. Было бы особенно желательно сделать дисперсионно-упрочненные сплавы магния более пластичными.

Также было бы желательно улучшить указанные свойства при помощи процесса старения, который можно было бы проводить при более низких температурах, чем температуры стандартного старения Т6.

Настоящее изобретение основано на том, что автором было неожиданно обнаружено, что упрочнение при старении сплавов на основе магния можно осуществлять при значительно более низких температурах, чем те, что используют в процессе стандартного старения Т6, например при температуре окружающей среды. Кроме того, реакция на старение, достигаемая согласно настоящему изобретению, может быть сравнима или в некоторых случаях превосходить таковую при стандартном старении Т6.

Упрочнение при старении при температуре окружающей среды никогда ранее не наблюдалось в какой-либо заметной степени в упрочняемых старением сплавах магния, включая сплавы на основе Mg-Zn, и, как следствие, полагали, что такие сплавы магния не демонстрируют значительного дисперсионного твердения при выдерживании при пониженных температурах, таких как температуры, близкие к температуре окружающей среды, после закалки от температуры гомогенизационного отжига.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Согласно настоящему изобретению предложен способ низкотемпературной термообработки способного к упрочнению при старении сплава на основе магния, имеющего плотно упакованную гексогональную решеточную структуру, включающий следующие стадии:

(а) обеспечение способного к упрочнению при старении сплава на основе магния, обработанного гомогенизационным отжигом и закаленного, имеющего плотно упакованную гексогональную решеточную структуру; и

(б) осуществление низкотемпературного старения указанного сплава в условиях низкотемпературного старения при температуре ниже 100°С в течение времени, достаточного для формирования улучшенной ответной реакции на старение, включающей повышение устойчивости к деформации и одного или нескольких свойств, выбранных из группы, включающей максимальную твердость, прочность на разрыв, пластичность и вязкость разрушения, при этом состаренный сплав содержит дисперсные выделения типа зон Гиньe-Престона (ГП), в том числе ГП1 и ГП2 (согласно представленному здесь определению) дисперсные выделения, перпендикулярно к основной плоскости магния.

Согласно настоящему изобретению также предложен способ получения сплава на основе магния, способного к упрочнению при старении, включающий следующие стадии:

(а) гомогенизационный отжиг сплава на основе магния, способного к упрочнению при старении, в подходящем диапазоне или диапазонах повышенных температур, в течение интервала или интервалов времени, достаточных для растворения элементов, участвующих в реакции образования дисперсных выделений, с образованием твердого раствора;

(б) закалку сплава, обработанного гомогенизационным отжигом, от температурного цикла стадии (а), с сохранением растворенных элементов в пересыщенном твердом растворе для получения закаленного сплава, имеющего плотно упакованную гексогональную решеточную структуру; и

(в) осуществление низкотемпературного старения закаленного сплава, полученного на стадии (б), при температуре ниже 100°С в течение времени, достаточного для формирования улучшенной ответной реакции на старение, включающей повышение устойчивости к деформации и одного или нескольких свойств, выбранных из группы, включающей максимальную твердость, прочность на разрыв, пластичность и вязкость разрушения, при этом состаренный сплав содержит дисперсные выделения типа зон Гинье-Престона (ГП), в том числе ГП1 и ГП2 (согласно представленному здесь определению) дисперсные выделения, перпендикулярно к основной плоскости магния.

Улучшенная ответная реакция на старение обычно относится по меньшей мере как к повышению устойчивости к деформации, так и пластичности. Практическим эффектом указанного обстоятельства является то, что в отличие от способов термической обработки, известных из уровня техники, в которых сплавы должны быть сформированы до стадии старения, сплавы, состаренные согласно настоящему изобретению, могут быть сформированы после предложенного способа.

Улучшенная реакция на старение предпочтительно сравнима или превышает таковую в сплаве того же состава, который подвергли стадии старения Т6.

ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ

Термообработка согласно настоящему изобретению применима к любому дисперсионно-твердеющему сплаву на основе магния и как к литейным, так и к деформируемым сплавам на основе магния. В частности, настоящее изобретение можно применять в отношении сплавов магния, содержащих цинк в качестве одного из основных легирующих элементов, таких как сплавы магния серии ZK, ZM и ZC, а также сплавов, содержащих редкоземельные элементы или олово.

Термообработка согласно настоящему изобретению высокоэффективна как для литейных, так и для деформируемых сплавов на основе Mg-Zn, содержащих ускорители старения, т.е. элементы, способствующие зародышеобразованию дисперсных выделений и увеличивающие скорость зародышеобразования. Указанные легирующие элементы способствуют увеличению численной плотности дисперсных выделений и увеличению скорости старения при низких температурах, особенно при температурах окружающей среды.

Примером элемента, ускоряющего упрочнение при старении при пониженных температурах, в сплавах магния, содержащих в качестве основного легирующего элемента цинк, является медь (серия сплавов магния ZC). Добавление меди в количестве не более 0,1 атомного % значительно ускоряет упрочнение при старении даже при комнатной температуре. Добавление помимо меди других легирующих элементов, влияющих на процессы формирования выделений и, в целом, способствующих образованию зародышей дисперсных выделений, также ускоряет упрочнение при старении при пониженной температуре.

Примерами других ускорителей помимо меди или в дополнение к меди являются марганец, алюминий и, в особенности, титан, а также ванадий, хром и барий в качестве умеренного ускорителя.

В результате введения легирующих добавок низкотемпературная термообработка может быть ускорена, что приводит к обеспечению улучшенных механических свойств, таких как пластичность, уровни прочности и твердости, сравнимых или превосходящих таковые, достигнутые в условиях Т6. Вязкость разрушения сплавов также может быть значительно повышена с использованием способа согласно настоящему изобретению.

Не желая ограничиваться конкретным механизмом, полагают, что модифицированные механические свойства сплавов, состаренных при пониженной температуре согласно настоящему изобретению, получены благодаря образованию расположенных с очень высокой плотностью близко к друг другу дисперсных выделений типа зон Гинье-Престона (ГП) размерами от 3 до 30 нм, в сравнении с более крупными и находящимися на значительно большем расстоянии друг от друга дисперсными выделениями, обычно образующимися в результате термообработки Т6. Соответственно, автор настоящего изобретения обнаружил, что низкотемпературное старение должно происходить при значительно более низких температурах, чем стандартно применяемые в процессе Т6 (150°С-350°С). Плотность распределения дисперсных выделений в условиях низкотемпературного старения значительно выше, чем обычно наблюдается для сплавов магния в условиях Т6 (~10¹⁸-10²⁰ частиц/м³), и часто того же порядка, что и плотность распределения дисперсных выделений в обычном термообработанном сплаве алюминия, т.е. 10²³-10²⁴ частиц/м³. Долю каждой из трех типов зон ГП можно контролировать, изменяя состав сплава, в частности, посредством количества легирующих добавок, помимо цинка, а также изменяя температуру старения. При температурах, близких к температурам окружающей среды, упрочнение происходит главным образом путем образования зон ГП1 (плоские дисперсные выделения, перпендикулярные базисной плоскости магния), и призматических дисперсных выделений, перпендикулярных базисной плоскости магния, здесь и далее обозначаемых как зоны ГП2. Увеличение температуры при термообработке выше ~70°С приводит к образованию дополнительной и более стабильной термически фазы типа зоны ГП, здесь и далее обозначаемой как зоны ГПЗ (диски/пластины, параллельные базисной плоскости магния). Если легирующие добавки помимо цинка добавляют в большем количестве (больше чем примерно 1 весовой %), в процессе старения при комнатной температуре предпочтительнее образование зон ГП1, чем образование зон ГП2, тогда как зоны ГП2 являются преобладающим типом в отсутствие легирующих элементов помимо цинка, а также когда количество указанных добавок мало.

Низкотемпературную термообработку проводят после обычного гомогенизационного отжига при обычной температуре гомогенизационного отжига для выбранного сплава, оптимально от 5 до 20°С ниже температуры солидуса сплава, в течение, по меньшей мере, 1 часа. Предпочтительно температуру гомогенизационного отжига следует выбирать ближе к верхней границе, с целью обеспечения максимальной растворимости легирующих элементов, а также вакансий, в твердом растворе, чтобы получить высокое перенасыщение легирующими элементами и вакансиями при закалке указанным образом. Ответная реакция упрочнения на старение в процессе термообработки, описанная в настоящей заявке, особенно упрочнение при температуре окружающей среды, может зависеть от температуры гомогенизационного отжига и от скорости закалки от указанной температуры.

После гомогенизационного отжига сплавы следует быстро закалить, а не просто охладить, в соответствующей закалочной жидкости (такой как холодная вода или другая жидкость). После закалки сплав обычно сразу помещают в температурные условия старения, или оставляют при температуре окружающей среды в случае термообработки при комнатной температуре.

Низкотемпературное старение обычно проводят между температурой окружающей среды и 110±10°С. Преимущество при температуре окружающей среды состоит в том, что процесс старения не требует затрат энергии на нагревание. Согласно одному из вариантов реализации старение проводят при температуре выше температуры окружающей среды для уменьшения времени старения. Согласно еще одному из вариантов реализации низкотемпературное старение проводят при температуре ниже 100°С. Согласно еще одному из вариантов реализации низкотемпературное старение проводят при температуре ниже или равной 95°С.

Обычно низкотемпературное старение проводят в течение, по меньшой мере, 24 часов. Продолжительность обработки зависит от температуры старения. При температуре окружающей среды старение обычно проводят в течение от по меньшей мере 2 до 16 недель. Продолжительность старения зависит от температуры старения и от того, присутствуют ли в сплаве какие-либо ускорители.

Согласно некоторым из вариантов реализации старение проводят в течение по меньшей мере 4 недель. Согласно другому варианту реализации старение проводят в течение по меньшей мере 8 недель. Согласно еще одному варианту реализации старение проводят в течение по меньшей мере 12 недель. Если низкотемпературное старение проводят при температуре выше, чем температура окружающей среды, или если состав сплава включает один или несколько ускорителей, продолжительность старения обычно уменьшается. Согласно еще одному варианту реализации старение при пониженной температуре проводят в течение времени, достаточного для получения желаемого сочетания упругопрочностных свойств, такого как достаточно высокая устойчивость к деформации (и твердость) и повышенная пластичность по сравнению со свойствами, полученными в условиях Т6. При достижении оптимальных механических свойств, они остаются стабильными при температуре окружающей среды и, таким образом, перестаривание маловероятно.

Применение температур выше температуры окружающей среды обычно требует нагревания в печи или на масляной бане. Если старение сплава проводят при температуре выше температуры окружающей среды, оптимальные механические свойства достигаются после значительно более короткого времени термообработки. При старении при температуре ниже ~75°С механические свойства, сравнимые со свойствами в условиях Т6, можно получить через по меньшей мере примерно 110 часов старения, а превосходящие - после более длительного старения. При старении при температурах выше 95°С оптимальные механические свойства обычно получают после старения в течение по меньшей мере 100 часов.

Сплавы, подвергнутые старению при температуре окружающей среды в течение от 4 до 16 недель или, при необходимости, дольше, по сравнению с полученными при условиях Т6, демонстрируют высокую твердость, повышенную пластичность и вязкость разрушения, в сочетании с достаточной прочностью на разрыв. Увеличение температуры термообработки и изменение типа зон ГП, их размера, морфологии и плотности в общем случае приводит к увеличению прочности на разрыв и твердости, тогда как пластичность и вязкость при разрушении остаются повышенными по сравнению со свойствами, достигаемыми в условиях Т6.

СХЕМА ЧЕРТЕЖЕЙ

Для лучшего понимания настоящего изобретения в последующем описании приведены ссылки на прилагаемые фигуры, на которых:

Фигура 1. Сравнительная зависимость температуры от времени для термообработки, выполненной при состаривании сплавов при пониженной температуре после обычного гомогенизационного отжига, и термообработки Т6, обычно проводимой при значительно более высоких температурах.

Фигура 2. Графики зависимости твердости (VH - твердость по Виккерсу) от времени (часы, логарифмическая шкала): (а) сравнение кривых твердости в случае старения при 160°С (Т6) и ~22°С для сплавов Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn и Мg-7Zn; (b) сравнение кривых твердости в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С для сплава Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn.

Фигура 3. График зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости для сплава Mg-7Zn в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С.

Фигура 4. Графики зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости в случае старения при 160°С (Т6) и ~22°С для сплавов: (a) Mg-6Zn-0,8Cu-0,1Mn и Mg-7Zn; (b) Mg-4,6Zn-0,4Cu и Mg-7Zn.

Фигура 5. График зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С для крупномасштабной отливки из сплава Mg-6Zn-1,8Cu-0,1Mn.

Фигура 6. График зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости для сплава Mg-6Zn-0,8Ti в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С.

Фигура 7 Графики зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С для сплавов: (a) Mg-6Zn-0,2Cr и Mg-7Zn; (b) Mg-7Zn-0,3V и Mg-7Zn.

Фигура 8 График зависимости твердости (VH) от времени (часы) с нанесенными кривыми твердости для сплава Mg-7Zn-1,2Ba в случае старения при 160°С (Т6), 70°С и ~22°С, и сплава Mg-7Zn в случае старения при 160°С и ~22°С.

Фигура 9. Изображения микроструктур, полученные методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ), состаренных при 160°С (все изображения слева) и при ~22°С (все изображения справа) для сплавов: Mg-7Zn (a, b), Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn (с, d) и Mg-6Zn-0.8Cu-0,1Mn (e, f).

Фигура 10. ПЭМ (а, b) и ПЭМВР (с, d) изображения микроструктуры сплава Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn, состаренного при 70°С в течение 4 недель, полученные при помощи электронного луча, параллельного направлению (а, с) и также параллельного направлению <0001>_Mg (b, d).

Фигура 11. Модели предполагаемых структур, образуемых в процессе старения при 160°С, 70°С и ~22°С, на основании наблюдений ПЭМ.

На Фигуре 1 представлены сравнительные зависимости температуры от времени для процессов термообработки при гомогенизационном отжиге, стандартном старении Т6 и низкотемпературном старении согласно настоящему изобретению. Низкотемпературное старение согласно настоящему изобретению осуществляют при более низкой температуре, но в течение более продолжительного времени, чем Т6.

На Фигурах 2-8 представлены сравнительные зависимости ответных реакций на старение для ряда различных сплавов магния после гомогенизационного отжига с последующим закаливанием. Ниже представлены составы сплавов и условия гомогенизационного отжига с последующим закаливанием в холодной воде:

Mg-7Zn: гомогенизационный отжиг при 340°С в течение 5 часов.

Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn: гомогенизационный отжиг при 440°С в течение 5 часов.

Mg-6Zn-0,8Cu-0,1Mn: гомогенизационный отжиг при 390°С в течение 5 часов.

Mg-4,6Zn-0,4Cu: гомогенизационный отжиг при 435°С в течение 5 часов.

Mg-6Zn-1,8Cu-0,1Mn: гомогенизационный отжиг при 460°С в течение 5 часов.

Mg-6Zn-0,8Ti: гомогенизационный отжиг при 340°С в течение 4 часов.

Mg-6Zn-0,2Cr: гомогенизационный отжиг раствор при 360°С в течение 5 часов.

Mg-7Zn-0,3V: гомогенизационный отжиг при 360°С в течение 5 часов.

Mg-7Zn-1,2Ba: гомогенизационный отжиг при 430°С в течение 5 часов.

На Фигуре 2(а) представлены кривые твердости двух литьевых сплавов на основе магния: Mg-7Zn и Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn, каждый из которых состаривали при 160°С (т.е в условиях Т6) и при температуре окружающей среды (~22°С) соответственно. Для обоих сплавов твердость, полученная в процессе старения при температуре окружающей среды (104VH и 89 VH для сплавов Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn и Mg-7Zn соответственно), почти равна твердости, полученной при старении в условиях Т6 (109 VH и 87 VH для сплавов Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn и Mg-7Zn соответственно). В случае сплава Mg-7Zn время, необходимое для его старения, составляет около 8 месяцев (86 VH через 5208 часов). Однако для сплава типа ZC твердость при старении в условиях температуры окружающей среды почти равна твердости при старении в условиях Т6, после старения более 4 недель. Ответная реакция на старение (с точки зрения твердости) при низкотемпературном старении значительно улучшается и ускоряется в присутствии меди и при добавлении марганца в сплав Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn. На Фигуре 2(b) сравнивают кривые твердости в случае старения сплава состава Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С соответственно. Можно видеть, что старение при пониженной температуре, в частности при температуре выше температуры окружающей среды, значительно улучшает ответную реакцию упрочнения при старении сплава по сравнению с термообработкой в условиях Т6.

На Фигуре 3 представлены кривые твердости для старения сплава состава Mg-7Zn при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С. Хотя старение при температуре окружающей среды требует долгого времени для достижения твердости, наблюдаемой в условиях Т6 (около 8 месяцев), старение при 95°С и 70°С значительно улучшает ответную реакцию упрочнения при старении и позволяет добиться заметного увеличения твердости сплава после старения в течение относительно короткого периода времени (обычно после 250 часов старения).

На Фигуре 4(а) для сравнения представлены кривые твердости в случае старения сплавов составов Mg-6Zn-0,8Cu-0,1Mn и Mg-7Zn, при температурах старения 160°С (Т6) и ~22°С. На указанной фигуре показано, что ускоренное упрочнение при старении при температуре окружающей среды и уровень твердости, сравнимый с уровнем твердости в условиях Т6, можно получить, даже если содержание легирующего элемента, стимулирующего ускоренное упрочнение при старении, уменьшено. Подобным образом при старении сплава состава Mg-4,6Zn-0,4Cu при температуре окружающей среды в течение всего 4 недель его твердость достигала значения, полученного при старении в условиях Т6. Это показано на Фигуре 4(b), а также в сравнении со сплавом Mg-7Zn при температурах старения 160°С (Т6) и ~22°С. Полученный результат показывает, что добавление даже следового количества легирующих элементов, стимулирующих зародышеобразование дисперсных выделений, таких как медь, может значительно ускорить и улучшить реакцию упрочнения при старении в случае старения при пониженной температуре, даже в отсутствие добавления других легирующих элементов, обычно вводимых для улучшения свойств при растяжении, коррозионной устойчивости, уменьшения зерен и т.д. (Mn, Al, Zr и т.д). Фигуры 4 (а) и (b) также показывают, что термообработка при пониженной температуре применима к сплавам с более низкими уровнями легирующих элементов, т.е. к деформируемым сплавам на основе Mg-Zn.

На Фигуре 5 для сравнения представлены кривые твердости при старении крупномасштабных отливок сплава состава Mg-6Zn-1,8Cu-0,1Mn. Как можно видеть, максимальная твердость, достигнутая для сплавов, состаренных при 95°С и 70°С, превышает таковую при условиях Т6, тогда как твердость, достигнутая в случае старения при температуре 22°С, примерно равна твердости в условиях Т6 после примерно 5,5 месяцев старения. Уменьшенный отклик на старение при температуре окружающей среды, по сравнению с отливкой меньшего размера из аналогичного сплава, обусловлен уменьшенной скоростью закалки более крупных металлических деталей.

В Таблице 1 показана твердость и механические свойства при растяжении для сплава Mg-6Zn-1,8Cu-0,1Mn, состаренного при 160°С в течение 16 часов (обведены кружком на кривой твердости на Фиг.5) и при ~22°С в течение 2180 часов (~13 недель, также обведены кружком на кривой твердости). При естественных условиях старения достигнуто значительное увеличение пластичности (в три раза по сравнению с величиной, полученной в условиях Т6), в сочетании с 72% напряжения при растяжении на 0,2%, по сравнению с условиями Т6, 86,5% максимальной твердости по сравнению с Т6, и значительно улучшенным пределом прочности на разрыв (UTS).

Таблица 1
Термообработка	Максимальная твердость (VH)	Напряжение при растяжении на 0,2% (МПа)	UTS(МПа)	Удлинение (%)
Максимально состаренный при 160°С (Т6)	89	168	220	2.8
Состаренный при ~22°С	77	121	253	8.6

На Фигуре 6 показано, что титан представляет собой другой очень эффективный ускоритель низкотемпературного старения, и твердость, достигнутая в условиях естественного старения, почти равна значению твердости, полученному в условиях Т6 через 7 недель. Максимальная твердость, достигнутая в случае старения при 95°С и 70°С, превышает твердость, полученную в условиях Т6, для того же сплава. Указанный элемент также улучшает значение и кинетику искусственного старения по сравнению со сплавом Mg-7Zn.

На Фигуре 7 для сравнения представлены кривые твердости в случае старения при 160°С (Т6), 95°С, 70°С и ~22°С для сплавов (a) Mg-6Zn-0,2Cr и (b) Mg-7Zn-0,3V, с кривыми твердости в случае старения при 160°С (Т6) и ~22°С для сплава Mg-7Zn. Как можно видеть, хром и особенно ванадий действуют как ускорители старения при пониженной температуре, в дополнение к заметному улучшению реакции старения при Т6 по сравнению со сплавом Mg-7Zn. Максимальная твердость, полученная при старении при 95°С и 70°С для обоих сплавов, содержащих ускорители, превышает твердость, полученную в условиях Т6 для тех же сплавов.

На Фигуре 8 показано, что барий представляет собой умеренный ускоритель старения при пониженной температуре, в дополнение к заметному улучшению реакции старения при Т6 по сравнению со сплавом Mg-7Zn. Также показано, что максимальная твердость, полученная в случае старения при 70°С, превышает твердость, полученную в условиях Т6 для того же сплава.

На Фигуре 9 показаны изображения ПЭМ микроструктуры сплавов, состаренных при 160°С (а, с, е) и при ~22°С (b, d, f) для сплавов составов Мg-7Mn (a, b), Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn (с, d) и Mg-6Zn-0,8Cu-0,1Mn (e, f). Дисперсные выделения, наблюдаемые в сплавах при условиях Т6, представляют собой выделения в виде стержней , образующих перпендикуляр к плоскостям {0001 }Mg (параллельно направлению <0001>_Mg). Указанные изображения ПЭМ получены при помощи электронного луча, параллельного направлению так что стержневидные выделения видны сбоку. Плотность указанных дисперсных выделений возрастает в условиях Т6 для сплавов, содержащих медь, пропорционально содержанию меди.

В сплаве Mg-7Zn, состаренном при температуре окружающей среды в течение 11 недель (b), наблюдается относительно низкая плотность редко расположенных призматических дисперсных выделений, проходящих перпендикулярно плоскостям {0001}_Mg, которые, как полагают, являются зонами ГП2, наблюдаемыми при помощи электронного луча, параллельного направлению <0001>_Mg (изображение на врезке показывает изображение ПЭМ-ПЭМВР указанных выделений с высоким разрешением). Меньшая доля плоских зон ГП1 (расположенных перпендикулярно к плоскостям {0001}_Mg также иногда наблюдается в указанных условиях.

В сплаве Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn, состаренном при комнатной температуре в течение 11 недель (d), наблюдали очень высокую плотность однородно распределенных дисперсных выделений, наблюдаемых с помощью электронного луча, параллельного направлению <0001>_Mg. Большинство указанных дисперсных выделений представляют собой плоские зоны ГП1 (показаны на врезке на изображении ПЭМВР). Меньшая доля очень мелких зон ГП2 также наблюдается в указанных условиях. Численная плотность выделений в указанных условиях определена как величина порядка 10²⁴ частиц/м³, что значительно выше величины, обычно наблюдающейся в условиях Т6 для сплавов магния (~10¹⁸-10²⁰ частиц/м³).

Аналогично в сплаве Mg-6Zn-0,8Cu-0,1Mn, состаренном при температуре окружающей среды в течение 12 недель (f), регистрировали очень высокую плотность равномерно распределенных дисперсных выделений, наблюдаемых в электронном луче, параллельном направлению <0001>_Mg. Значительная часть указанных выделений представляет собой мелкодисперсные зоны ГП2 в сочетании с зонами ГП1 (обе показаны на врезке на изображении ПЭМВР). На указанном изображении показано изменение в морфологии/типе зон ГП с изменением содержания легирующих элементов, способствующих зародышеобразованию дисперсных выделений при неизменном содержании цинка. Образование призматических зон ГП2 более благоприятно, чем образование плоских зон ГП1 при пониженном содержании меди.

На Фигуре 10 показаны изображения ПЭМ (а, b) и ПЭМВР (с, d) микроструктуры сплава, имеющего состав Mg-6Zn-3Cu-0,1Mn, который состаривали при 70°С в течение 4 недель. В указанных условиях наблюдали крайне высокую плотность очень мелкодисперсных выделений типа зон ГП, распределенных равномерно. Изображения ПЭМВР показывают, что указанные выделения представляют собой главным образом призматические зоны ГП2, сформированные перпендикулярно плоскостям {0001}_Mg, и плоские зоны ГП3, сформированные параллельно плоскостям {0001}_Mg. Также в указанных условиях наблюдали образование зон ГП1.

На Фигуре 11 представлены предполагаемые модели микроструктуры сплавов, на основании наблюдений ПЭМ, предположительно образующиеся в процессе старения при 160°С (а), 70°С (b) и ~22°С (с). В микроструктурах, состаренных при пониженных температурах (b и с), регистрировали значительно более высокую плотность более мелкодисперсных выделений, чем в микроструктурах, состаренных в условиях Т6 (а), что схоже с микроструктурами, обычно наблюдаемыми в упрочненных при старении сплавах алюминия (~10²³-10²⁴ частиц/м³). Этот тип микроструктуры предполагает наличие желаемого сочетания повышенной пластичности, твердости, предела прочности на разрыв и (прогнозируемой) вязкости разрушения, с разумной (в случае старения при комнатной температуре) или сравнимой и даже повышенной прочностью на разрыв (в случае старения при температурах выше температуры окружающей среды, но значительно ниже, чем температура старения Т6) по сравнению со значениями, получаемыми в процессе стандартной термообработки Т6.

Наконец, следует понимать, что различные изменения, модификации и/или дополнения можно ввести в конструкции и схемы частей, описанных ранее, не отклоняясь от сущности или объема изобретения.

1. Способ низкотемпературной термообработки сплава на основе магния, способного к упрочнению при старении, включающий следующие стадии:
(a) обеспечение способного к упрочнению при старении сплава на основе магния, обработанного гомогенизационным отжигом и закаленного, имеющего плотно упакованную гексогональную структуру решетки, и
(b) осуществление низкотемпературного старения указанного сплава при температуре ниже 100°С в течение времени, достаточного для формирования улучшенной ответной реакции на старение, включающей повышение устойчивости к деформации и одного или нескольких свойств, выбранных из группы, включающей максимальную твердость, прочность на разрыв, пластичность и вязкость разрушения, при этом состаренный сплав содержит дисперсные выделения типа зон Гинье-Престона (ГП), в том числе плоские ГП1 и призматические ГП2 дисперсные выделения, перпендикулярные к основной плоскости магния.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанная улучшенная ответная реакция на старение относится, по меньшей мере, как к повышению прочности на разрыв, так и пластичности.

3. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанный сплав на основе магния, способный к упрочнению при старении, представляет собой сплав на основе Mg-Zn.

4. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанная улучшенная ответная реакция на старение сравнима или превышает таковую для сплава того же состава, обработанного старением в условиях Т6 при температуре 150°С - 350°С.

5. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанный сплав содержит один или несколько ускорителей, включающих легирующие элементы, ускоряющие указанное упрочнение при низкотемпературном старении.

6. Способ по п.5, отличающийся тем, что указанные один или несколько ускорителей выбраны из меди, марганца и алюминия.

7. Способ по п.5, отличающийся тем, что один или несколько ускорителей выбраны из титана, ванадия, хрома и бария.

8. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанное низкотемпературное старение вызывает образование указанных дисперсных выделений типа зон ГП большой численной плотности, имеющих размер от 3 до 30 нм.

9. Способ по п.1, отличающийся тем, что указанное низкотемпературное старение вызывает образование указанных дисперсных выделений типа зон ГП, имеющих численную плотность в условиях низкотемпературного старения выше, чем примерно 10¹⁸-10²⁰ частиц/м³, и предпочтительно около 10²³-10²⁴ частиц/м³.

10. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят при температуре выше температуры окружающей среды.

11. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят при температуре ниже или равной 95°С.

12. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят в течение по меньшей мере 24 ч.

13. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят в течение по меньшей мере 2 недель.

14. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят в течение по меньшей мере 8 недель.

15. Способ по п.1, отличающийся тем, что низкотемпературное старение проводят сразу после закалки.

16. Способ получения сплава на основе магния, способного к упрочнению при старении, включающий следующие стадии:
(a) гомогенизационный отжиг способного к упрочнению при старении сплава на основе магния в подходящем диапазоне или диапазонах повышенных температур в течение интервала или интервалов времени, достаточных для растворения элементов, участвующих в реакции образования дисперсных выделений, с образованием твердого раствора,
(b) закалку сплава, обработанного гомогенизационным отжигом, от температурного цикла стадии (а) с сохранением растворенных элементов в пересыщенном твердом растворе для получения закаленного сплава, имеющего плотно упакованную гексогональную структуру решетки, и
(c) осуществление низкотемпературного старения закаленного сплава, полученного на стадии (b) при температуре ниже 100°С в течение времени, достаточного для формирования улучшенной ответной реакции на старение, включающей повышение устойчивости к деформации и одного или нескольких свойств, выбранных из группы, включающей максимальную твердость, прочность на разрыв, пластичность и вязкость разрушения,
при этом состаренный сплав содержит дисперсные выделения типа зон Гинье-Престона (ГП), в том числе плоские ГП1 и призматические ГП2 дисперсные выделения, перпендикулярно к основной плоскости магния.

17. Способ по п.16, отличающийся тем, что указанный диапазон повышенных температур на стадии (а) составляет от 5 до 20°С ниже температуры солидуса указанного сплава.

18. Способ по п.16, отличающийся тем, что указанный диапазон повышенных температур на стадии (а) выбирают таким, чтобы максимально увеличить пересыщенность вакансий в твердом растворе после закалки.