CN103103463B - 制造延性增强的镁合金片材 - Google Patents
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Abstract
描述了增强含有85重量%或更多镁的镁合金片材的延性的方法。具有大致均一晶粒粒度的退火的基本无应变的片材在局部区域中局部变形以形成嵌在基本无应变的基质中的具有预定应变的应变“岛”，然后退火。变形区域发生重结晶和晶粒生长，而片材的其余部分仅发生晶粒粒度的轻微变化，以产生带有具有双峰粒度分布的晶粒的片材。由此加工的合金的延性明显大于未加工的均一晶粒粒度合金的延性，而不损害该合金的拉伸强度。
Description
技术领域
本发明涉及加工热轧和退火的镁基合金片材以获得该材料中的增强的室温延性而不降低其拉伸强度的方法。
发明背景
仍然有兴趣减轻车辆重量。减轻重量的一种方法是用更高强度/重量比的片材替代车辆构造中现在常用的钢和铝合金。
镁和含有例如85重量%或更多镁的合金的低密度和合理强度使它们成为这种材料替代的有吸引力的候选物。但是，镁合金不像钢和铝那样易延展，因此将这样的镁合金片材冲压或成型成通用部件的复杂形状是富有挑战性的。尽管可通过在明显高于室温的温度，例如250℃或更高的温度下变形来增强镁合金的延性，但这样的做法使成形工艺复杂化和减慢。
需要增强镁的室温可成形性或延性的方法以扩大和扩展镁合金片材在大体积车辆生产中的应用。
发明概述
一般而言，本发明的实践以已经退火或以其它方式提供基本无应变（例如每平方厘米含有少于大约108个位错（dislocations））的微结构的镁基合金片材开始。使镁合金片材轻微变形以引入分布并嵌在原本基本无应变的基质中的小局部应变体积或“岛”。分布着应变和无应变片材区的片材随后例如通过在大约350℃下保持大约30分钟来退火。在这样的加工后，该片材与原始片材相比表现出明显增强的延性，但强度相当。
在一个实施方案中，通过在粗糙辊之间辊轧片材，无加热地使基本无应变的镁合金片材变形，所述粗糙辊经调节以使仅辊的高点（high points）与片材的相对表面接触和使其变形。通过适当调节辊上的高点的高度和分布，可以赋予片材变形和基本未变形区域的合适分布和规模以实现应变“岛”在原本基本无应变的片材体积中的分布。在第二实施方案中，不从其环境室温加热，通过在光辊之间辊轧以将其厚度均匀降低最多大约4%，使类似地基本无应变的镁合金片材变形。这一做法由于镁不均匀形变的倾向而同样有效地在原本基本无应变的片材体积中引入应变“岛”的所需分布。
通过考量下列实施例，可以理解该方法的效力。AZ31镁合金（标称3重量%铝、1重量%锌、余量镁和常见杂质）的样品在使用小尺寸，25.4毫米标距长度拉伸样品在室温，大约25℃下受拉测试时，表现出大约17%的测得总伸长且拉伸强度为大约275 MPa。具有类似初始微结构的AZ31合金的另外样品在包括引入局部变形区接着退火的上述延性增强加工后表现出大约28%的总伸长和大约275MPa的拉伸强度。
通过考量该片材的微结构可以最好地理解这样的方法如何有效增强镁片材延性的一定认识。
一般而言，由金属和合金制成的结构由各自与其相邻晶粒不同取向的独立晶体或晶粒的空间填充组合体（assemblage）构成。晶粒通常远小于该结构的任何维度，因此该结构在晶粒级下的细节被称作其微结构。可以改变或控制微结构，对微结构的任何改变会影响金属或合金的性质。
镁合金片材产品最常由铸锭或连铸板坯（continuously cast slab）制备，通过在大约大约315℃的温度下辊轧逐渐降低其厚度以使该片材在冷却时退火。除提供所需厚度变化外，辊轧具有破坏和细化铸态微结构和降低晶粒粒度的有益作用。辊轧和退火片材中的晶粒通常尺寸均一和等轴，即在截面中查看时，它们的大小不以任何系统化方式取决于测量方向。具有由通常小（大约20微米）的基本尺寸均一的等轴晶粒构成的微结构的镁合金可以通过实施本发明转化以形成表现出改进的延性的不同微结构。但这两种结构的强度差异无法察觉。这是显著成果，因为用于增强延性的大多数冶金技术也降低强度。
这种延性增强的微结构也含有等轴晶粒，但晶粒粒度分布是双峰的，即其含有具有一定平均尺寸的较大晶粒的通常窄分布混合物和具有较小平均尺寸的也通常窄分布的较小晶粒。局部的基本均匀间隔的大晶粒粒度区域与主要小晶粒粒度区域密切混合并被后者包围。大晶粒粒度区域在更大体积的较小晶粒内间隔大约500微米。在合适的比例下，小晶粒的体积可以为大晶粒的体积的大约两倍。
在上文概述的本发明的示例性应用中，表现出大约17%的总伸长的AZ31镁合金具有大约20微米的大致均一的晶粒粒度。根据本发明的实践加工并表现出大约28%的总伸长的AZ31合金的第二样品具有由在更大体积的较小晶粒中的间隔大约500微米的大晶粒粒度区域构成的双峰晶粒分布。大约50%的晶粒具有大约5至25微米的晶粒粒度，大约25%的晶粒为大约70微米至大约100微米，其余大致均匀分布在25至70微米范围内。
笼统而言的金属和合金，特别是镁的常规加工方案不产生这种双峰晶粒分布。但可以通过使镁合金片材的仅所选区域轻微变形（优选至大约3%至大约7%应变的临界应变）、同时该片材的其余部分保持基本未变形、然后将该片材退火来获得这种双峰晶粒粒度分布。典型退火时间为大约30分钟，350℃至515℃的退火温度产生双峰晶粒粒度分布并产生改进的延性。使用350℃的退火温度得出最大延性改进，这在拉伸强度的无显著（大致小于2%）损失的情况下实现。450℃至515℃的较高退火温度产生较低但相当的延性改进，但这些延性改进伴随着大约10%的拉伸强度损失。
通过连续两步法实现双峰晶粒的这种优选分布。首先，使片材体积的一些区域局部变形，但另一些不变形，然后将该片材退火。在退火过程早期，局部变形区域中的微结构首先转化成小的无应变晶粒或核。随着继续退火，这些核中的一些随后通过吸收其它核生长成大晶粒。在该片材的未变形区域中，退火的作用是适当提高晶粒粒度，但晶粒保持等轴和大致均一尺寸。最终微结构由此由分布在细晶粒微结构内的局部大晶粒区构成。由于应变区是大晶粒区的来源，一般而言，大晶粒区的规模和分布基本体现局部变形的规模和分布。合适地，大晶粒区通常均匀分散在细晶粒微结构中并间隔大约500微米。
可以通过任何方便的途径施加局部或不均匀变形，只要其产生嵌在基本无变形区中并相隔大约500微米的分散的变形区。变形还应在通常低于大约160℃的低温下进行以抑制重结晶。合适的变形法的实例包括已描述的光辊或粗糙辊辊轧程序。引发不均匀变形的另一些方法包括喷砂或喷丸（peening）和柔性辊轧或反向弯曲，以及这些方法的组合。
本发明的实践可用于单相镁基合金和含有第二相的合金。如果第二相作为离散颗粒存在，这些颗粒可能本身促进在合金中产生应变的所需不均匀分布。
变形后的退火可以以间歇或连续方式、在还原气氛中或在真空下进行。
本发明还包括以下方面：
1. 通过在片材中形成包含主要两种不同尺寸范围的晶粒的微结构来改进镁基合金片材的室温拉伸伸长的方法，所述镁基合金片材具有包含基本均一尺寸的无应变晶粒的初始微结构，所述方法包括：
在不高于大约160℃的温度下使片材变形，以使应变至预定应变并嵌在基本未变形的片材部分中的所述片材的密间隔部分基本均匀分布；和
以一定温度和时间将所述片材退火以形成微结构，所述温度和时间适于在所述应变的密间隔的嵌入部分中产生比基本未变形的片材部分中的晶粒更大的晶粒，在该微结构中晶粒粒度包含主要双峰分布，其中大部分晶粒的尺寸落在两个尺寸范围之一内。
2. 方面1的方法，其中通过在低于大约160℃的温度下在粗糙辊之间辊轧以将该片材厚度降低大约1%，使所述镁片材变形。
3. 方面1的方法，其中通过在不加热片材的情况下在基本光辊之间辊轧以大致均匀地将其厚度降低大约2%至5%，使所述镁片材变形。
4. 方面1的方法，其中退火温度为大约350℃且退火时间为大约15分钟至大约30分钟。
5. 方面1的方法，其中该退火温度为大约350℃至大约500℃。
6. 方面1的方法，其中该晶粒的尺寸范围为大约10至25微米和大约70至100微米。
7. 方面7的方法，其中该片材的密间隔的应变部分间隔大约500微米。
8. 方面1的方法，其中大约75%的该片材体积含有落在所述双峰分布的尺寸范围内的晶粒。
9. 方面1的方法，其中该片材的第一体积包含尺寸为大约10至25微米的晶粒，该片材的第二体积包含尺寸为大约70至100微米的晶粒，且第一体积与第二体积的比率为大约2:1。
10. 方面1的方法，其中所述镁合金是AZ31。
11. 镁合金片材，其具有主要包含嵌在具有第二较小尺寸范围的许多晶粒内的具有第一尺寸范围的密间隔和基本均匀分布的晶粒簇的微结构，相比于具有包含基本类似尺寸的晶粒的微结构的相同合金片材，所述片材的拉伸延性更大且拉伸强度相当。
12. 方面12的镁合金片材，其中所述两个晶粒粒度范围为大约10至25微米和大约70至100微米。
13. 方面12的镁合金片材，其中尺寸为70至100微米的晶粒簇间隔大约500微米。
14. 方面12的镁合金片材，其中所述片材的第一体积包含尺寸为大约10至25微米的晶粒，所述片材的第二体积包含尺寸为大约70至100微米的晶粒，且第一体积与第二体积的比率为大约2:1。
15. 方面12的镁合金片材，其中所述镁合金是AZ31。
16. 通过在片材中形成包含主要两种不同尺寸范围的晶粒的微结构来改进镁基合金片材的室温拉伸伸长的方法，所述镁基合金片材具有包含基本均一尺寸的无应变晶粒的初始微结构，所述方法包括：
在大约25℃下使片材变形，以使应变至预定应变并嵌在基本未变形的片材部分中的所述片材的密间隔部分基本均匀分布；和
以一定温度和时间将所述片材退火以形成微结构，所述温度和时间适于在所述应变的密间隔的嵌入部分中产生比基本未变形的片材部分中的晶粒更大的晶粒，在该微结构中晶粒粒度包含主要双峰分布，其中大部分晶粒的尺寸落在两个尺寸范围之一内。
17. 方面16的方法，其中通过在粗糙辊之间辊轧以将片材厚度降低大约1%，使所述镁片材变形。
18. 方面16的方法，其中通过在基本光辊之间辊轧一遍以大致均匀地将其厚度降低大约2%至5%，使所述镁片材变形。
19. 方面16的方法，其中退火温度为大约350℃且退火时间为大约15分钟至大约30分钟。
20. 方面16的方法，其中该退火温度为大约350℃至大约500℃。
下面描述本发明的这些和其它方面，而另一些是本领域技术人员根据本说明书中提供的描述显而易见的。
附图简述
图1在横截面视图中示意性图解使用粗糙辊并适合在片材产品中产生不均匀变形的辊轧法。
图2在透视图中显示图1的辊轧片材的一个表面的一部分，示意性图解变形区域在片材表面上的分布。
图3显示（工程）应力 vs（工程）应变图，其比较镁片材在延性增强加工之前和之后的拉伸应力-应变行为，所述延性增强加工包括如图1和2中所示引入局部变形区域，接着退火。
图4显示在穿过有限拉伸变形后的退火AZ31合金试样的厚度的抛光截面上使用电子背散射衍射（EBSD）获得的微结构。可以观察到具有表明剪切带的暗区的大致均匀的细粒结构。在图5中以更大放大率显示以白色勾画的微结构部分。
图5以更高放大率显示图4的微结构的一部分以更好界定晶粒结构和剪切带的性质。
图6显示在通过使样品不均匀变形和在350℃下退火30分钟来加工以产生晶粒粒度的双峰分布后的抛光AZ31合金的通过EBSD揭示的穿过厚度的微结构。该样品已变形并可以在一些较大晶粒中看见孪晶现象。
图7显示在350℃、450℃和515℃的温度下退火30分钟后的非均匀应变AZ31样品的（工程）应力 vs 工程应变图。作为比较，显示具有图4的晶粒结构的来样态（ASR）样品的性能。
图8在横截面中显示使用光辊将镁片材厚度从来料厚度h降低大约2%至4%至输出厚度h'以在大致未变形的片材体积中产生局部变形区域的示意性辊轧法。
优选实施方案描述
冲压镁合金片材部件在车体中的应用可提供降低车体质量的机会，但其在低温下或大约低于160℃的有限延性和可成形性阻碍镁合金冲压件的广泛应用。与目前广泛使用的钢和铝合金相比这种降低的低温可成形性限制可由这种合金冲压的形状的复杂性。
镁和具有85重量%或更多镁的典型镁合金具有由各自具有六方晶结构的晶粒组合构成的微结构。金属可通过沿优先晶面和方向滑移而变形，晶面和方向的各独特组合被称作滑移系统。但具有六方晶结构的金属，如镁的可用滑移系统数有限并可能不均匀变形以致强变形区域被最小变形区域隔开。这种性能被认为是镁合金片材的延性通常比钢和铝合金片材低的原因。
但是，在一个实施方案中，可以促进镁及其合金的不均匀变形，然后利用其制备延性明显大于目前可得的镁合金片材的镁合金片材。
图1以横截面图解使用适合使厚度h的镁合金片材12的仅所选区域变形的一对相对辊10，11的辊轧法。辊包含被径向向外延伸的凸块或突起14隔开的圆柱段13，15。突起的最大高度不应超过片材厚度的大约10%。突起优选为片材厚度的2-5%。这些突起对宽范围的形状和间距有效，它们在图1中的描绘意为示意性而非限制性的。
设定辊10，11以使它们的圆柱段13，15隔开刚好等于输入片材12的厚度h的距离。由此输出片材的整体厚度也等于h并且不发生片材12的厚度的全面降低。但是，由于突起14延伸至比圆柱段13，15大的径向距离，突起14会嵌入片材12的上表面22和下表面20。在嵌入片材表面20，22时，突起14会在片材表面20，22上制造凹痕16。各凹痕16具有围绕该凹痕的相关变形区域18。变形区域的性质和尺寸类似于进行硬度试验时获得的，以致变形程度有限，特别是不延伸至相反的片材表面。
要认识到，在实践中，由于预期制造变动和公差，实现图1中所示的布置具有挑战性。这样的变动的一些实例尤其包括：片材厚度可能表现出一定的厚度变化；或辊可能在一定程度上偏离圆柱形；或辊可能不平行；或辊旋转轴可能偏离真正的辊中心。因此，即使使用粗糙辊，可以设置辊以实现大约1%厚度降低，从而确保整个片材表面即使在这样的工艺变动下也发生这种局部变形。
在辊的宽度内，突起14的样式通常不等，以致在片材12'的表面上形成间隔开的变形区域的大致均匀分布。被未变形表面区域22'隔开的变形区域18'的这种排列的图示显示在图2中。
许多程序可用于为最初光滑的辊提供突起。例如，可以根据本领域技术人员公知的程序使用激光进行辊粗糙化。可以以编程和受控的方式实施这种激光辊粗糙化以制造具有峰和谷（其规模适合提供所需应变水平）的规则图案化辊。可通过其它辊粗糙化方法，如喷丸引入更无规的辊图案以产生如图2中所示的变形区域在该片材上的基本无规分布。
在喷丸处理的辊上，可以通过改变喷丸质量和抛掷速度来调节峰和谷的相对高度。由于目的是为片材提供预定应变，辊的粗糙度应与片材厚度成比例。
引入限定在特定片材区域内的局部变形的其它方法可包括柔性辊轧、回火冷轧或辊矫平。在这些方法的应用中，可以在片材经过辊组时逐渐降低变形。其中辊以不同速度旋转的不对称或剪切辊轧也有效。
通过使输出片材12’退火（图1，2），例如通过使片材在大约350℃的温度下保持大约30分钟，与图1的输入片材12相比，可以显著提高退火的输出片材的延性。它们的应力-应变响应的比较显示在图3中。曲线24代表输入片材的性能，而曲线26显示辊轧片材12’在退火后的性能。在这两种情况下，拉伸强度都为大约275 MPa，但相对于输入片材表现出的大约17%的总伸长，根据本发明的实践加工的材料表现出大约28%的明显更大的总伸长。
这种辊轧实践对镁AZ31合金片材样品中的微结构的影响显示在图4中。如勾画的图4的一部分以更大放大率显示在图5中。该微结构由各自为大约20微米大小的大致等轴晶粒30（最好在图5中看出）构成并且是获自供应商的“来样态”商业退火镁合金片材的典型特征。在看起来较暗的一些细长的窄区域32中，晶粒强变形，而在与这些强变形区域相邻的区域中，该微结构几乎没有显示出变形迹象。常称作剪切带的变形区域32可能纵向蔓延以延伸显著距离。连续变形倾向于增强剪切带中的变形并最终促成样品失效，即使样品的很大部分发生明显比剪切带低的变形。
使用电子背散射衍射（EBSD）技术获得图4和所有随后的显微图中所示的微结构。通过低速精密金刚石锯从片材或拉伸样品中取出穿过厚度的样品而不引入进一步变形。通过用渐细的油基金刚石悬浮液将表面机械抛光至0.25微米大小、接着用0.05微米胶体二氧化硅抛光，使样品的一个表面准备进行电子背散射衍射（EBSD）。使用带有HKL Channel-5照相机的ZEISS场致发射枪扫描电子显微镜获取EBSD数据并使样品表面与入射电子束呈70o倾斜。
入射在结晶样品上的一些电子背散射，即以与入射电子束相反的方向散射或变向，而没有显著能量损失。一些这些背散射电子仅在渗入样品后变向，在这些散射电子离开样品时，它们可通过被晶体的原子面衍射而与晶体进一步相互作用以形成可观察到的衍射图样。晶粒中的变形越小，衍射图样越完美。因此，通过电子束经多晶样品的扫描或步进和检查衍射图样的完美性，可以评估样品不同区域中的变形程度。
如果电子束的尺寸小于晶粒粒度，可以识别与特定晶粒相关的变形，如果束尺寸极小，也可以识别无序晶界。在所示微结构中，空间分辨率为0.5微米或更小。通过将未变形晶粒标作白色和将变形晶粒标作黑色并指定一定数量的中间强度水平，可以如图4中所示构造代表样品表面中的每个晶粒的变形的定性水平的图像。
图4的结构的退火形成双峰晶粒结构，其一个实例显示在图6中。该结构不再由尺寸大致均一的等轴晶粒构成，而是由属于两个尺寸级之一的大致等轴晶粒构成 - 双峰晶粒粒度分布。
图6中所示的结构在退火后已变形以形成其双峰晶粒粒度结构并可以与图4的图像类似地大致解释。图6中显示的独特特征在于存在一些孪晶。孪晶现象是结晶固体表现出的第二变形模式并涉及变形引发的晶体内原子重排以致经特定晶面（孪晶面），原子在孪晶面各侧上的镜面反射位置中。孪晶通常表现为贯穿晶粒宽度的两条平行的近直线。要注意，在图6中，在较小晶粒内，例如在36处，可观察到一定程度地趋向于剪切带，且孪晶34在几个较大晶粒中清楚可见。
具有如图3的曲线26中所示的优异延性的图6中所示的微结构来自退火对如图4中所示的不均匀变形的微结构的协同影响。变形金属和合金已知可通过退火基本恢复它们的未变形性质。也就是说，通过将合金加热至其固相线温度的大约一半或更高的温度（以开氏度计）并保持温度大约10分钟至2小时左右。退火解除变形效应并生成新的无应变晶粒的组合体——被称作重结晶的过程。
重结晶在多个步骤中进行。最初在变形区域中的优选位置形成小的新晶粒或核，这些核随后生长，以消耗或吸收变形晶粒。生长是竞争性的，当各核已耗尽其周围的变形晶粒并遇到或碰撞相邻的生长核时，该过程减慢，留下无应变晶粒的空间填充结构。继续退火促进晶粒结构的总体粗化并造成晶粒粒度的至少整体提高，以及改变粒度分布。
无应变的晶粒的数量和尺寸主要取决于在该方法的早期形成的核的数量。在强变形后形成许多密间隔的核并在它们彼此相遇或碰撞之前仅发生有限生长，从而产生细粒结构。无应变区域基本不发生重结晶，尽管可能发生一定的晶粒粗化。但在临界应变下，从若干较宽间隔的核开始重结晶，各核在发生碰撞之前可发生大幅度生长，以产生晶粒粗得多的结构。
因此，图6中所示的所需双峰晶粒粒度分布需要变形与退火步骤之间的协同相互作用。原材料优选具有相对均一的初始晶粒粒度。原材料可随后变形以引入分散在基本未变形区域中的适当间隔的应变区域。
当这种变形片材退火时，在未变形区域中没有形成核并产生仅有限的晶粒生长，从而造成这些区域中的晶粒粒度和分布的仅微小变化。但是，在应变区域中形成的少量核会大幅度生长以产生大晶粒。变形和未变形区域中的这些行为促进所需双峰晶粒粒度。由于仅在最初应变区域中形成大晶粒，可以通过控制变形区域的尺寸和分布实现所需晶粒分布。
回顾图6并利用在平面截面上测得的一实体的面积分数等于其体积分数的金相关系，看起来大约2/3的体积被细晶粒占据，大约1/3被粗晶粒占据。更精确的分析表明：大约50%的体积分数是晶粒粒度为10至25微米的细晶粒；大约25%的体积分数是晶粒粒度为大约70至100微米的粗晶粒；其余体积分数被大约25至70微米的晶粒占据，即尺寸在双峰分布的小和大尺寸范围的界限之间的晶粒。
许多时间和温度组合可用于将片材退火，但并非所有退火过程都产生同等结果。图7重现图4的结果，同时增加在450℃下退火30分钟（曲线38）和在515℃下退火30分钟（曲线40）的变形样品的应力-应变响应。尽管~27%的总伸长仍大于“来样态”材料（曲线24），但由于退火，其小于在350℃下30分钟获得的伸长（曲线26）。但注意，尽管350℃退火样品的拉伸强度（曲线26）近乎等于来样态样品（曲线20），在450℃和515℃下退火的样品都具有较低拉伸强度（曲线38和40）。这与由于较高退火温度而在这些微结构中形成的粗晶粒的明显较大比例一致。
用粗糙辊辊轧片材在该片材上几何提供所需应变分布，因为辊上只有一些位置能提供变形。但是，镁甚至在预计促进均匀变形，如光辊辊轧变形的条件下也倾向于不均匀变形。
图8示意性显示通过用光辊辊轧发生适度厚度降低的镁合金片材。使辊42，44旋转以便以箭头46所示的方向推进退火或未变形的输入片材12。调节辊的相对位置以将输入片材12的厚度h降至厚度h’，以使输出片材12”的厚度小于输入片材12。
在例如大约2%至5%的厚度的低降低下，镁片材不均匀变形以致输出片材12”含有分散在基本无应变的体积中的局部应变区域或岛48。由此，应变区域48被如50处所示的基本无应变区域隔开。以与如图2中所示类似的方式在片材厚度中表现出应变和无应变区域的这种分布。
为了实现所需双峰晶粒粒度分布，其中形成核的应变区域应表现出3至7%的应变并以合适的数量和密度存在。2至5%的指定总应变有效地在应变区域48中产生大约3至7%的所需应变，在它们之间具有大致无应变的区域。应变和无应变区域的相对分数产生等于1至4%的强加平均应变的体积加权平均应变。辊轧是实现所需平均应变的方便的方法，但原则上可以使用任何变形模式——拉伸、压缩、弯曲或剪切。由于其固有地在片材中引入应变梯度，弯曲更可容许样品间的加工变动。片材可作为独立的切片或作为连续线圈加工。
由于镁为片材形式，最方便的变形方法是在如上所述的粗糙辊或光辊之间辊轧。在片材形式下，可以使用横轧或横跨片材宽度的辊轧，但连续线圈产品只能沿线圈长度辊轧。在所有情况下，应在低温（在此考虑为低于大约160℃——可能发生重结晶的温度）下实施变形。通过片材仅通过辊一遍，容易实现在辊轧过程中产生的局部应变区域，使用多遍没有获得进一步益处。
随后的退火过程可通常作为分批或连续法在真空或惰性气氛下进行，以避免镁合金氧化。短时间高温退火程序最适合连续加工，而较长时间较低温度的退火程序最好以分批模式进行。尽管前述结果应被视为示例性而非限制性的，但看起来大约350℃大约30分钟的退火程序促进延性的显著改进而没有强度损失。
在本发明的一个特定示例性实践中，在H24回火炉中获得商业AZ31合金镁片材。在这种回火炉中，该片材仅部分退火，且该片材首先通过在大约350℃下保持大约15分钟并空气冷却以产生等轴细晶粒微结构来退火。退火片材随后使用粗糙辊在室温下辊轧一遍以最低限度地将其厚度降低大约1%，从而确保辊的所有突起部分接触片材表面。在这种处理后，片材微结构如图4和5中所示。变形片材随后在大约350℃下退火大约15分钟以形成与图6中所示类似的微结构和如图3中的曲线26所示的性质。
镁合金AZ31具有充足的铝和锌浓度以使其预计在退火后含有Mg17(Al,Zn)12颗粒。在如图4、5和6中所示的显微图中没有看出这样的颗粒，但这可能归因于产生小于0.5微米的仪器分辨率的仪器运行条件。因此，不检测例如0.2微米或更小的小颗粒。如更高合金的镁合金中可能存在的较粗颗粒的存在可能对本发明的实践无害。实际上，这样的较粗颗粒的存在有利于本发明的实践，因为在使含较粗颗粒的合金变形时，在颗粒附近发生更大幅度的变形。也就是说，该颗粒的存在促成不均匀变形模式，这在退火后能形成经证实改进室温延性的双峰晶粒粒度分布。因此，本发明的有效实践不仅限于AZ31合金或单相（或表观单相）镁合金，还可广泛适用于笼统而言的镁基合金。
已参照意为示例性而非限制性的某些优选实施方案阐述本发明的实践。本发明的完整范围仅由下列权利要求规定和限制。
Claims (18)
1.通过在片材中形成包含主要两种不同尺寸范围的晶粒的微结构来改进镁基合金片材的室温拉伸伸长的方法，所述镁基合金片材具有包含基本均一尺寸的无应变晶粒的初始微结构，所述方法包括：
在不高于160℃的温度下使片材变形，以使应变至预定应变并嵌在基本未变形的片材部分中的片材的密间隔部分基本均匀分布；和
以350℃至500℃的温度和15至30分钟的时间将片材退火以形成微结构，所述温度和时间适于在所述应变的密间隔的嵌入部分中产生比基本未变形的片材部分中的晶粒更大的晶粒，在该微结构中晶粒粒度包含主要双峰分布，其中大部分晶粒的尺寸落在两个尺寸范围之一内。
2.权利要求1的方法，其中通过在低于160℃的温度下在粗糙辊之间辊轧以将该片材厚度降低1%，使所述镁片材变形。
3.权利要求1的方法，其中通过在不加热片材的情况下在基本光辊之间辊轧以大致均匀地将其厚度降低2%至5%，使所述镁片材变形。
4.权利要求1的方法，其中退火温度为350℃。
5.权利要求1的方法，其中该晶粒的尺寸范围为10至25微米和70至100微米。
6.权利要求5的方法，其中该片材的密间隔的应变部分间隔500微米。
7.权利要求1的方法，其中75%的该片材体积含有落在所述双峰分布的尺寸范围内的晶粒。
8.权利要求7的方法，其中该片材的第一体积包含尺寸为10至25微米的晶粒，该片材的第二体积包含尺寸为70至100微米的晶粒，且第一体积与第二体积的比率为2:1。
9.权利要求1的方法，其中所述镁合金是AZ31。
10.镁合金片材，其具有主要包含嵌在具有第二较小尺寸范围的许多晶粒内的具有第一尺寸范围的密间隔和基本均匀分布的晶粒簇的微结构，相比于具有包含基本类似尺寸的晶粒的微结构的相同合金片材，片材的拉伸延性更大且拉伸强度相当。
11.权利要求10的镁合金片材，其中所述两个晶粒粒度范围为10至25微米和70至100微米。
12.权利要求10的镁合金片材，其中尺寸为70至100微米的晶粒簇间隔500微米。
13.权利要求11的镁合金片材，其中片材的第一体积包含尺寸为10至25微米的晶粒，片材的第二体积包含尺寸为70至100微米的晶粒，且第一体积与第二体积的比率为2:1。
14.权利要求10的镁合金片材，其中所述镁合金是AZ31。
15.通过在片材中形成包含主要两种不同尺寸范围的晶粒的微结构来改进镁基合金片材的室温拉伸伸长的方法，所述镁基合金片材具有包含基本均一尺寸的无应变晶粒的初始微结构，所述方法包括：
在25℃下使片材变形，以使应变至预定应变并嵌在基本未变形的片材部分中的片材的密间隔部分基本均匀分布；和
以350℃至500℃的温度和15至30分钟的时间将片材退火以形成微结构，所述温度和时间适于在所述应变的密间隔的嵌入部分中产生比基本未变形的片材部分中的晶粒更大的晶粒，在该微结构中晶粒粒度包含主要双峰分布，其中大部分晶粒的尺寸落在两个尺寸范围之一内。
16.权利要求15的方法，其中通过在粗糙辊之间辊轧以将片材厚度降低1%，使所述镁片材变形。
17.权利要求15的方法，其中通过在基本光辊之间辊轧一遍以大致均匀地将其厚度降低2%至5%，使所述镁片材变形。
18.权利要求15的方法，其中退火温度为350℃且退火时间为15分钟至30分钟。
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