本发明涉及高性能镁合金加工领域，特别涉及一种镁合金强化方法。
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。然而现存镁合金普遍强度偏低，难以满足高精尖领域对高性能镁合金的需求。现存镁合金强化手段有固溶强化、细晶强化、第二相强化和弥散强化，但现有镁合金强化手段难以将镁合金强度提升至600mpa。因而探索新型镁合金强化机制、发展新型镁合金强化技术对高强、甚至超高强镁合金制备具有重要意义。
技术实现要素：
本发明在于提供一种原子偏聚和原子团簇强化vw93m镁合金方法。所述镁合金质量百分比成分为mg-8.0~9.6gd-1.8~3.2y-0.3~0.7zr-0.02~0.5ag-0.02~0.3er，将vw93m合金棒材进行旋锻变形制备纳米镁合金，控制初始旋锻温度为100~300℃，总变形量为10~80%，旋锻过程采用油润滑，润滑剂流动速度为0.5~1.5m3/h，控制进料速度为3~6mm/min，每道次变形后改变进料方向，利用旋锻变形产生的位错和变形热使得gd、y元素在晶界发生偏聚并在晶内形成纳米量级原子团簇，晶界gd、y元素浓度是晶内的2~2.5倍，原子团簇尺寸为5~15nm，在原子偏聚和纳米团簇的协同强化下，所得镁合金屈服强度≥530mpa，抗拉强度≥610mpa，断后伸长率≥5%。
所述的旋锻变形，控制总变形量为10~60%。
所述的旋锻变形，控制润滑剂流动速度为1~1.5m3/h。
所述的旋锻变形，控制进料速度为4~6mm/min。
本发明具有以下优点：
1.旋锻变形可以产生高的应变速度，诱发大量位错开动，位错在晶界的累积可为稀土元素扩散提供通道。选用旋锻变形方式是实现稀土元素偏聚的关键因素。
2.变形过程中材料的温度决定了稀土元素在镁合金中的扩散速度，温度过高时稀土元素扩散过快、易导致稀土元素富集、在晶界处形成块状富稀土相，富稀土相的形成会严重降低镁合金的力学性能。温度过低时，稀土元素扩散速度过慢，难以形成晶界偏聚和晶内团簇。旋锻变形过程中材料可达到的温度由材料初始温度、变形过程中产生的变形热以及变形过程中润滑剂、模具导热等造成的温降有关。大量试验探索表明：控制初始旋锻温度为100~300℃，总变形量为10~80%，润滑剂流动速度为0.5~1.5m3/h，才能实现稀土元素在晶界的有效偏聚以及形成晶内团簇，且不产生块状相。
具体实施方式
实施例1
所用镁合金质量百分比成分为mg-8.0gd-3.0y-0.4zr-0.05ag-0.03er，将合金棒材在125℃进行旋锻变形，总变形量为26％，旋锻过程采用油润滑，润滑剂流动速度为1m3/h，控制进料速度为4mm/min，每道次变形后改变进料方向。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的2倍，原子团簇尺寸为5~7nm。所得合金屈服强度为551mpa，抗拉强度为613mpa，断后伸长率为5%。
实施例2
所用镁合金质量百分比成分为mg-8.0gd-3.0y-0.4zr-0.05ag-0.03er，将合金棒材在150℃进行旋锻变形，总变形量为35％，旋锻过程采用油润滑，润滑剂流动速度为1m3/h，控制进料速度为5mm/min，每道次变形后改变进料方向。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的2.1倍，原子团簇尺寸为5~10nm。所得合金屈服强度为542mpa，抗拉强度为651mpa，断后伸长率为5%。
实施例3
所用镁合金质量百分比成分为mg-8.0gd-3.0y-0.4zr-0.05ag-0.03er，将合金棒材在100℃进行旋锻变形，总变形量为40％，旋锻过程采用油润滑，润滑剂流动速度为1.5m3/h，控制进料速度为6mm/min，每道次变形后改变进料方向。
旋锻变形后合金晶界gd、y元素浓度是晶内的2.5倍，原子团簇尺寸为6~10nm。所得合金屈服强度为530mpa，抗拉强度为620mpa，断后伸长率为7%。