本发明属于超高强镁合金制备领域，特别涉及超高强纳米梯度镁合金制备方法。
背景技术
镁合金具有低密度、高比强度、高比刚度、高阻尼等优点，作为新一代轻质结构材料，其优异的减重特性对航空航天、交通运输等领域具有重要意义。然而现有镁合金力学性能偏低，难以满足航空航天等领域对于高性能材料的需求，因而提高镁合金强度与韧性是镁合金研究的重要目标。纳米梯度金属材料是近年来发展起来制备高强韧金属材料的方法，探索制备纳米梯度镁合金新技术对高强韧镁合金材料制备有重要意义。然而，目前制备纳米梯度镁合金的方法匮乏，急需纳米梯度镁合金制备新方法。
技术实现要素：
本发明目的提供一种超高强低稀土纳米梯度镁合金制备方法。所述镁合金原子百分比成分为：mg-0.91~1.36gd-0.87~1.29y-0.06~0.14zr，先采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯，将锭坯进行均匀化热处理后挤压成棒材，然后对挤压棒材进行旋锻变形。采用此方法制得的纳米梯度镁合金晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为30~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm，所得纳米梯度镁合金棒材尺寸为直径3~30mm、长1000~2000mm，结合后续时效热处理合金室温抗拉强度≥520mpa，屈服强度≥450mpa，断后伸长率≥8%。
本发明超高强低稀土纳米梯度镁合金制备方法，包括以下具体步骤：
a．采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯；
b．将镁合金锭坯进行均匀化热处理，将均匀化处理后的坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材进行旋锻变形，控制旋锻温度为0~150℃、道次变形量为5~20%、总变形量为5~50%，控制进料速度为1~3mm/min，变形过程中进料方向保持不变；
d．将所制得纳米梯度镁合金进行时效热处理。
所述的旋锻变形，控制旋锻温度为50~150℃。
所述的旋锻变形，控制旋锻总变形量为10~50%。
所述的旋锻变形，控制进料速度为1~2mm/min。
本发明的优点有：
1)将挤压棒材进行旋锻变形。首先，旋锻变形可实现高的静水压应力，降低镁合金的开裂倾向，提高可实现的总变形量；其次，旋锻变形可实现高的应变速率，高应变速率可提高镁合金开裂前可累积的位错密度、高密度位错诱发镁合金内部形成纳米量级亚结构、进而形成纳米晶；再次，旋锻变形可在沿棒材直径不同部位形成不同应力场，激发不同的变形机制，形成连续变化的组织，制得纳米梯度镁合金。对镁合金进行旋锻变形是获得纳米梯度组织的主要原因。
2)探索出合理的旋锻变形参数。变形镁合金组织由变形参数决定。旋锻变形的变形速率较高，相较于其他低变形速率加工方式，例如挤压、压缩等方式更容易导致镁合金开裂。选用合适的旋锻变形参数才能保证在合金不开裂的前提下获得纳米镁合金。旋锻温度过低、道次变形量过高，易造成局部应力集中过高，导致开裂。旋锻温度过高，变形过程中形成的亚结构尺寸过大，导致新生晶粒尺寸粗大，难以形成纳米晶。道次变形量过低，变形集中在棒材表层，难以深入，难以在棒材内部形成纳米晶。总变形量过低，获得的纳米晶含量过少，合金强度提高不明显。随着变形量增加，合金不断硬化，塑性下降，合金开裂倾向更加明显，因而总变形量过高同样易导致合金开裂。大量试验探索表明：将变形参数控制在旋锻温度0~150℃、道次变形量5~20%、旋锻总变形量5~50%的范围内，才可获得纳米梯度组织。
3)采用半连续铸造方法制取镁合金锭坯，可减少夹杂、气孔、疏松、中心裂纹等缺陷。控制缺陷数量可降低合金在后续变形过程中的开裂倾向、提高镁合金在旋锻变形过程中的成形性、提高可实现的旋锻总变形量、降低可采用的旋锻温度，进而降低纳米镁合金成品晶粒尺寸。采用挤压方法制备旋锻坯料，可进一步降低合金缺陷数量、减小缺陷尺寸，提高可实现的旋锻总变形量、降低可采用的旋锻温度，进而降低纳米异构镁合金成品晶粒尺寸。
具体实施方式
实施例1
a．所用镁合金原子百分比成分为mg-1.36gd-1.03y-0.13zr，采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯，并进行均匀化热处理；
b．将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材在50℃进行旋锻变形，道次变形量分别为20%、10%、10%、5%，总变形量为38％，控制进料速度为1mm/min，变形过程中进料方向保持不变，所得纳米梯度镁合金棒材晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为30~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm、棒材成品尺寸为直径20mm、长2000mm；
d．将合金进行时效热处理。
根据gb/t228-2002对所得纳米梯度镁合金进行力学性能测试，结果见表1。
实施例2
a．所用镁合金原子百分比成分为mg-1.36gd-1.03y-0.13zr，采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯，并进行均匀化热处理；
b．将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材在150℃进行旋锻变形，道次变形量分别为15%、10%、10%，总变形量为31％，控制进料速度为2mm/min，变形过程中进料方向保持不变，所得纳米梯度镁合金棒材晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为50~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm、棒材成品尺寸为直径30mm、长2000mm；
d．将合金进行时效热处理。
根据gb/t228-2002对所得纳米梯度镁合金进行力学性能测试，结果见表1。
实施例3
a．所用镁合金原子百分比成分为mg-1.36gd-1.03y-0.13zr，采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯，并进行均匀化热处理；
b．将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材在150℃进行旋锻变形，道次变形量分别为20%、10%、10%、5%，总变形量为38％，控制进料速度为2mm/min，变形过程中进料方向保持不变，所得纳米梯度镁合金棒材晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为70~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm、棒材成品尺寸为直径14mm、长1000mm；
d．将合金进行时效热处理。
根据gb/t228-2002对所得纳米梯度镁合金进行力学性能测试，结果见表1。
实施例4
a．所用镁合金原子百分比成分为mg-1.09gd-0.69y-0.14zr，采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯，并进行均匀化热处理；
b．将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材在100℃进行旋锻变形，道次变形量分别为10%、10%、20%，总变形量为35％，控制进料速度为1mm/min，变形过程中进料方向保持不变，所得纳米梯度镁合金棒材晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为50~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm、棒材成品尺寸为直径30mm、长1500mm；
d．将合金进行时效热处理。
根据gb/t228-2002对所得纳米梯度镁合金进行力学性能测试，结果见表1。
实施例5
a．所用镁合金原子百分比成分为mg-1.09gd-0.69y-0.14zr，采用半连续铸造方法制备镁合金锭坯，并进行均匀化热处理；
b．将均匀化处理后的合金坯料进行挤压变形；
c．将挤压棒材在100℃进行旋锻变形，道次变形量分别为20%、10%、10%、5%，总变形量为38％，控制进料速度为2mm/min，变形过程中进料方向保持不变，所得纳米梯度镁合金棒材晶粒尺寸从心部到边部逐渐增大，心部晶粒尺寸为80~100nm，边部晶粒尺寸为1~2μm、棒材成品尺寸为直径22mm、长1500mm；
d．将合金进行时效热处理。
根据gb/t228-2002对所得纳米梯度镁合金进行力学性能测试，结果见表1。
表1纳米梯度镁合金室温抗拉力学性能