本发明涉及纳米材料制备领域，特别涉及一种纳米镁合金时效热处理工艺。
背景技术：
纳米材料由于其优异的物理性能、化学性能以及力学性能已被应用于诸多高科技领域，也渗透到生活的各个方面。纳米镁合金不仅具有普通镁合金具有的高阻尼、高比强、高比刚等优点，还具有高强度和良好的耐蚀性能。大多数镁合金都属于时效强化型合金，因而通过时效热处理进一步提高纳米镁合金强度是提升镁合金力学性能的重要手段。
技术实现要素：
本发明目的在于提供一种纳米镁合金时效热处理工艺，包括以下具体步骤：
a．将镁合金棒材进行旋锻变形，控制旋锻温度为0~300℃，控制道次变形量为5~20%，控制总变形量为10~80%，控制进料速度为1~8mm/min，每道次变形后改变进料方向，获得纳米镁合金；
b．将所得纳米镁合金在100~170℃下进行一级时效处理，处理时间为5~16h；
c．将一级时效后的合金在170~250℃下进行二级时效处理，处理时间为10~60h。
所述一级时效处理，是将所得纳米镁合金在120~170℃处理6~14h
所述二级时效处理，是将一级时效后的合金在170~230℃处理10~40h。
本发明的优点有：
将挤压棒材进行旋锻变形。一方面，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；另一方面，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，旋锻变形是形成纳米晶的关键步骤。
纳米镁合金通常热稳定性较差，热处理时温度过高容易发生晶粒长大、严重降低合金力学性能。热处理温度过低合金不能分解出时效强化相，无法达到强化效果。因而选取的时效温度必须保证合金不发生晶粒长大，同时也要保证可以分解出强化相。
同时经过剧烈塑性变形的mg-gd-y-zr合金在退火过程中，gd、y元素易脱溶形成块状富稀土相，块状富稀土相的产生也会剧烈降低合金的强度及塑性。时效温度过高、时效时间过长，都易导致块状富稀土相生成，但时效温度过低、时效时间过短则不能达到时效强化效果。因而必须控制合理的时效温度及时间，并通过温度和时间的组合优化，实现合金时效强化。
大量试验探索表明，要保证时效处理中合金分解出时效强化相，同时保证晶粒不发生长大以及块状相不产生，必须采用双级时效处理工艺。在第一级时效处理过程中必须降低合金的内应力，才可降低合金晶粒长大的倾向和块状相产生的倾向。试验结果表明，在100~170℃进行第一级时效处理，处理时间为5~16h，变形产生的大部分内应力被消除；同时溶质原子开始偏聚。然后在170~250℃进行二级时效处理，处理时间为10~60h，此过程中时效分解相形成。
具体实施方式
实施例1
将mg-8gd-2.8y-0.35zr合金棒材在125℃进行旋锻变形，控制道次变形量为15%、15%、10%，总变形量为35％，控制进料速度为2mm/min，制得纳米镁合金。将所得纳米镁合金在165℃进行第一级时效处理，时效时间8h，再将一级时效处理后的纳米镁合金在220℃下进行第二级时效处理，时效时间15h。根据gb/t228-2002对时效态镁合金进行力学性能测试并与时效前合金进行对比，结果表明，对比于未时效纳米镁合金，时效态镁合金室温抗拉强度提高115mpa，屈服强度提高101mpa。
实施例2
将mg-8gd-2.8y-0.35zr合金棒材在125℃进行旋锻变形，控制道次变形量为15%、15%、10%，总变形量为35％，控制进料速度为2mm/min，制得纳米镁合金。将所得纳米镁合金在170℃进行第一级时效处理，时效时间6h，再将一级时效处理后的纳米镁合金在210℃下进行第二级时效处理，时效时间25h。根据gb/t228-2002对时效态镁合金进行力学性能测试并与时效前合金进行对比，结果表明，对比于未时效纳米镁合金，时效态镁合金室温抗拉强度提高115mpa，屈服强度提高105mpa。
实施例3
将mg-8gd-2.8y-0.35zr合金棒材在125℃进行旋锻变形，控制道次变形量为15%、15%、10%，总变形量为35％，控制进料速度为2mm/min，制得纳米镁合金。将所得纳米镁合金在160℃进行第一级时效处理，时效时间8h，再将一级时效处理后的纳米镁合金在220℃下进行第二级时效处理，时效时间35h。根据gb/t228-2002对时效态镁合金进行力学性能测试并与时效前合金进行对比，结果表明，对比于未时效纳米镁合金，时效态镁合金室温抗拉强度提高132mpa，屈服强度提高113mpa。