CN106906395B - 一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种Mg‑Al‑Sn‑Sb镁合金及其制备方法，属于轻金属材料技术领域。一种Mg‑Al‑Sn‑Sb镁合金，质量百分比组成为：Al：8.0‑10.5%，Sn：2.0‑5.5%，Sb：0‑1.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。本发明Mg‑Al‑Sn‑Sb镁合金在挤压态和时效态下均具有较好的强度和耐热性能，不含贵重金属元素，且具有良好的挤压性能和成型性能，本发明制备工艺简单，易操作；所采用的设备如真空感应熔炼炉、热挤压机等均为现代化通用设备，具有可复制性强的特点。
Description
技术领域
本发明属于轻金属材料技术领域，涉及一种镁合金，特别涉及一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金及其制备方法。
背景技术
镁合金作为质轻减震的金属结构材料，具有比刚度高、抗震性好、比强度高、电磁屏蔽性能优异、可回收性好等多种独特的优异性能，跟复合材料，涂层以及塑料材料相比，镁可用于工程结构材料，且镁是绿色的工程材料，对环境友好。汽车所用燃料60%消耗于汽车自重，汽车质量每降低100公斤，每百公里油耗可减少0.7升，因此，汽车轻量化成为汽车节能减排最主要的途径，镁合金在汽车、电子工业、航空航天等领域有广阔的应用前景。镁在地壳和海水中的含量十分丰富，自本世纪初皮江法炼镁技术在我国推广应用以来，原镁产量迅速增长，但目前一半以上的原镁仍主要用于铝的合金元素、钢铁脱硫、金属钛还原等初级阶段。用于镁合金挤压、板材、铸件等深加工镁合金产品的比例有待提高，因此，镁合金的开发和应用具有很大的发展潜力。在实际生产需求的推进下，随着汽车工业、通讯电子业等领域对镁合金需求的迅速增加，已开发出很多种类的镁合金，如高强镁合金、耐热镁合金和超轻镁合金等。随着科技的快速发展和生产测试技术的提高，现有的镁合金材料在应用方面面临着各种新的挑战。
近些年，Mg-Al-Sn 三元系由于具有较低的层错能而期望能成为一种性能优良的新型镁合金，因此成为镁合金研究的热点。同在2011年就有两位学者进行了这方面的研究，美国A.Luo对Mg-Al-Sn铸态合金进行了组织和机械性能研究（A. A. Luo, Fu, P., Peng,L., Kang, X., Li, Z. and Zhu, T. Solidification Microstructure and MechanicalProperties of Cast Magnesium-Aluminum-Tin Alloys[J]. Metallurgical andMaterials Transactions A, 2011, 43(1):360-368.），结果表明：室温下，Mg-Al-Sn合金的屈服强度随着合金(Al和Sn)含量的增加而增加，合金Mg-9Al-5Sn的屈服强度最高为127MPa；而极限抗拉强度随合金含量的增加则变化不明显，这与合金含量延展性的降低限度存在主要关系，其中，Mg-Al-Sn铸态合金的室温性能最好的是成分为Mg-5Al-1Sn的合金，抗拉强度为179MPa，而随着合金含量的增加，Mg-9Al-5Sn合金的抗拉强度仅有149MPa。在同一年，吉林大学的刘俊岭也对Mg-Al-Sn系镁合金铸态组织和力学性能进行了研究（刘俊岭.Al、Sn含量对Mg-Al-Sn系镁合金铸态组织和力学性能的影响[D],吉林大学, 2011年.），研究显示：当Al含量达到8wt%，Sn达到1~2wt%时，合金具有极限抗拉强度280Mpa；当Al达到6wt%，Sn达到2~3wt%时，合金具有优良的综合力学性能，抗拉强度则为260Mpa。上述研究表明Mg-Al-Sn系镁合金中合金元素的含量变化对合金应变性能具有明显的影响，然而随着科技的快速发展，上述镁合金的应变性能已无法满足目前更高的应用需求。其中，耐热就成为当前镁合金应用的一个基本要求。耐热镁合金从最初的Mg-Al，发展到Mg-RE系，耐热性能一定程度上得到较大提高，但稀土元素的成本高、资源日渐减少，迫使我们寻找更为合适的元素取代稀土元素。
发明内容
有鉴于此，本发明所要解决的一个技术问题是提供一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，提高镁合金的变形性能。
本发明所要解决的另一个技术问题是提供一种制备上述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的方法。
为解决上述技术问题，本发明所采用的技术方案是：
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0-1.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。
优选地，所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成为：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0.1-1.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。
优选地，所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成为：Al：9.5-10.5%，Sn：4.5-5.0%，Sb：0.5-0.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。
优选地，所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成为：Al：9.78%，Sn：4.81%，Sb：0.71%，其余为Mg和不可避免的杂质。
上述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法，包括如下步骤：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，选择称取合金原料镁锭、铝锭、锡和锑；其次，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体，开始加热至合金熔炼温度，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，得到镁合金产品。
优选地，所述惰性保护气体为氩气。
优选地，所述合金熔炼温度为690℃-750℃，保温10分钟。
优选地，所述冷却是在装有食盐水的铁桶中进行冷却。
优选地，所述均匀化退火处理是将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时。
优选地，所述正向热挤压的挤压比为25：1，挤压速率为8~10.5mm/s。
本发明与现有技术相比，其有益效果如下：
1、本发明Mg-Al-Sn-Sb镁合金中，Sb元素的加入使得合金的强化机制以及合金的性能得以改善，提高了镁合金的强度；Sb元素与稀土元素和碱土元素相比，具有价格低、用量少、加入工艺简单等优点，锑元素可以降低镁合金的液相线，改善其流动性，Sb元素在镁中的溶解度极度低，Sb元素在Mg-Al系镁合金中的存在方式主要是固溶于Mg17Al12相，Sb元素的强化作用主要是通过形成第二相颗粒Mg3Sb2高温相来实现的，Mg3Sb2相与Mg17Al12相有着较为良好的界面共格关系，Mg3Sb2相可能是Mg17Al12相的形核衬底。同时Sb元素是有效的表面活性元素，分布在固体和液体界面上，减小了表面张力，能有效抑制晶粒长大，对镁合金的铸造性能、显微组织及力学性能等有着重要影响，同时热挤压过程中，Sb元素可以阻碍再结晶晶粒长大从而有效细化挤压态组织。Sn元素在镁合金中除了可以细化合金的晶粒以外，同时形成热稳定性好、显微硬度和熔点高的颗粒相Mg2Sn，该颗粒相对基体有着显著的弥散强化作用，提高合金的室温和高温力学性能，提高合金在耐高温抗蠕变性能方面的特有优势。
2、本发明采用真空感应熔炼炉进行合金制备，并以惰性气体氩气作为保护气体，降低了镁合金的挥发，合金熔液在电磁力的作用下产生的有规律的剧烈运动可使合金熔液的温度更加均匀以及使熔炼合金的成分更加均匀。相比其他电阻炉镁合金熔炼所采用的手动搅拌成分均匀化的方法，感应炉熔炼的合金成分更加均匀；同时感应炉熔炼的电磁力的作用可以加快合金的熔炼速度，同时在电磁力的作用下克服自身静压力，可把合金溶液深处的溶液中的气体排出，从而减少气体夹杂的铸造缺陷，因此可以得到成分更加均匀，铸造缺陷更少的高质量铸锭。此外，采用食盐水冷却以及300℃的低温挤压工艺，也对本发明合金优良性能具有积极的影响。
3、本发明镁合金在挤压态和时效态条件下可获得高的强度和耐热性能，不含贵重金属元素，具有良好的挤压性能和成型性能，能满足工业化放大生产要求。本发明合金的制备工艺简单，易操作；所采用的设备如真空感应熔炼炉、热挤压机等均为现代化通用设备，具有可复制性强的特点。
附图说明
图1：本发明挤压态Mg-10.19Al-5.1Sn合金的微观组织扫描照片(不含Sb)；
图2：本发明挤压态Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金的微观组织扫描图；
图3：本发明挤压态Mg-9.75Al-5.02Sn-0.52Sb合金的微观组织扫描图；
图4：本发明挤压态Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb合金的微观组织扫描图；
图5：本发明挤压态Mg-9.62Al-4.86Sn-0.85Sb合金的微观组织扫描图；
图6：本发明挤压态Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金在室温、150℃和200℃条件下的工程应力-应变曲线。
具体实施方式
为了更好地理解本发明，下面结合实施例进一步清楚阐述本发明的内容，但本发明的保护内容不仅仅局限于下面的实施例。在下文的描述中，给出了大量具体的细节以便提供对本发明更为彻底的理解。然而，对于本领域技术人员来说显而易见的是，本发明可以无需一个或多个这些细节而得以实施。
本发明提供了一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0-1.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。
其中，所述Al的质量百分比含量优选为9.0~10.5%，更优选为9.5-10.5%，最优选为9.78%；所述Sn的质量百分比含量优选为4.0~5.0%，更优选为4.5~5.0%，最优选为4.81%；所述Sb的质量百分比含量优选为0.1~1.8%，更优选为0.5~0.8%，最优选为0.71%；所述不可避免的杂质的质量百分含量小于0.05%，所述杂质为本领域技术人员熟知的不可避免的杂质，通常包括Fe，Ni，Si等杂质元素。
本发明还提供了一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法，包括如下步骤：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，选择称取合金原料镁锭、铝锭、锡和锑；其次，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体，开始加热至合金熔炼温度，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，得到镁合金产品。
在上述方法中，所述镁锭优选为镁单质，铝锭优选为铝单质，锡优选为锡单质，锑优选为锑单质。
在上述方法中，步骤S1中的所述惰性保护气体优选为氩气；所述合金熔炼温度优选为690℃-750℃，保温10分钟；所述冷却优选在装有食盐水的铁桶中进行冷却。
在上述方法中，步骤S2中的所述均匀化退火处理优选将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时。
在上述方法中，步骤S3中的所述正向热挤压优选为挤压比为25：1，挤压速率为8~10.5mm/s。
实施例1
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：10.19 %；
Sn：5.1%；
Sb：0 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金按下述制备方法获得：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，分别称取合金原料镁锭、铝锭和锡；然后，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体氩气，开始加热至合金熔炼温度，所述合金熔炼温度为690℃，保温10分钟，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚放入装有食盐水的铁桶里冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析，所述均匀化退火处理是将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，所述正向热挤压的挤压比为25：1，挤压速率为9.41mm/s，得到镁合金产品。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到339MPa 和249MPa。
实施例2
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：10.19 %；
Sn：4.99 %；
Sb：0.18 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金按下述制备方法获得：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，分别称取合金原料镁锭、铝锭、锡和锑；其次，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体氩气，开始加热至合金熔炼温度，所述合金熔炼温度为750℃，保温10分钟，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚放入装有食盐水的铁桶里冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析，所述均匀化退火处理是将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，所述正向热挤压的挤压比为25：1，挤压速率为8.06 mm/s，得到镁合金产品。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到353MPa 和241MPa。
实施例3
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.75 %；
Sn：5.02 %；
Sb：0.52 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金按下述制备方法获得：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，分别称取合金原料镁锭、铝锭、锡和锑；其次，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体氩气，开始加热至合金熔炼温度，所述合金熔炼温度为720℃，保温10分钟，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚放入装有食盐水的铁桶里冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析，所述均匀化退火处理是将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，所述正向热挤压的挤压比为25：1，挤压速率为10.00 mm/s，得到镁合金产品。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到357MPa 和230MPa。
实施例4
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.78 %；
Sn：4.81 %；
Sb：0.71 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为9.71 mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到378MPa 和262MPa。
实施例5
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.62 %；
Sn：4.86 %；
Sb：0.85 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为10.52 mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到355MPa 和239MPa。
实施例6
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.05%；
Sn：3.10%；
Sb：0.00%；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05%。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为9.37 mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到348MPa 和243MPa。
实施例7
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：8.92%；
Sn：4.95%；
Sb：1.78%；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05%。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为9.76 mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到322 MPa 和218 Mpa。
实施例8
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.12%；
Sn：2.05%；
Sb：0.72%；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05%。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为10.31 mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到343 MPa 和240 MPa。
实施例9
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：8.03%；
Sn：3.98%；
Sb：1.55%；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05%。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法参阅实施例3，与实施例3所不同的是：步骤S3中挤压速率为10.02mm/s。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到341MPa 和225MPa。
对比例1
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成与实施例1相同，所不同的是：
该实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金按下述制备方法获得：
步骤S1、镁合金的熔炼及铸造：
设定坩埚温度为720℃~730℃，开始加热；当坩埚内的温度达到300℃~320℃时加入镁锭；并通入体积比例为10:1的CO2和SF6的保护气；镁锭完全熔化后，依次加入经过预热的铝锭和锡，5分钟后加搅拌器，搅拌镁合金溶液8~10分钟；掏出镁合金溶液的表面浮渣，并将镁合金溶液浇铸到铁模具中得到镁合金的铸锭；
步骤S2、均匀化处理：
将铸锭在马弗炉中以300℃的温度保温18小时，然后升温到400℃保温10小时，最后在70℃温水中进行淬火；
步骤S3、挤压：
将均匀化处理后的铸锭，车削成直径为80mm的圆锭，在390℃的环境中预热1小时，在挤压温度为400℃，挤压比为25:1，挤压速度为16mm/s~20mm/s的条件下制备出镁合金棒材。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例镁合金的抗拉强度为 285MPa，屈服强度为204MPa。与本发明实施例1所得合金相比，力学性能有显著的下降，说明本发明制备方法制备镁合金更有利于提高其力学性能。
对比例2
一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其质量百分比组成为：
Al：9.78 %；
Sn：5.92%；
Sb：0.71 %；
其余为Mg和不可避免的杂质，其不可避免的杂质总量小于0.05 %。
本实施例Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法同实施例4。
经拉伸力学性能测试实验检测，本实施例所得镁合金在室温条件下的抗拉强度和屈服强度分别可以达到304MPa 和213MPa。与本发明实施例4相比，当合金中Sn的质量百分比含量提高至5.92%，其力学性能并没有提高，反而有明显的下降，也说明在本发明所限定的合金组成范围内，合金组配的协同性更好，更有利于合金力学性能的发挥。
本发明上述实施例1~9及对比例1~2所得合金的拉伸力学性能测试均是在室温25℃下，采用新三思CMT-5105 微机控制电子万能试验机，拉伸试样标准件按照国标GB/T228-2002制备，拉伸试样标距为50mm，标距内直径为5mm，试验采用匀速单向位移拉伸，拉伸速率为3mm/s。
此外，本发明还抽取实施例1、2、4和5所得合金样品，分别在150℃和200℃下进行拉伸力学性能测试实验，试验方法同上。拉伸性能数据见表1所示。
表1 挤压态合金的抗拉强度和屈服强度结果
| 镁合金 | 抗拉强度/屈服强度/Mpa，室温25℃ | 抗拉强度/屈服强度/Mpa，150℃ | 抗拉强度/屈服强度/Mpa，200℃ | |
| 实施例1 | Mg-10.19Al-5.1Sn | 339/249 | 321/238 | 236/201 |
| 实施例2 | Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb | 353/241 | 285/237 | 186/169 |
| 实施例4 | Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb | 378/262 | 265/228 | 175/158 |
| 实施例5 | Mg-9.62Al-4.86Sn-0.85Sb | 355/250 | 253/215 | 168/152 |
由表1可见，实施例1、2、4和5所得镁合金的抗拉强度随Sb含量的增加呈现先增加后降低的趋势。特别是Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb合金在挤压态的抗拉强度为378 MPa，屈服强度为262MPa，较Mg-10.19Al-5.1Sn合金的抗拉强度提高明显；并且其经过100℃/24小时+180℃/10小时的时效处理后抗拉强度可增加至389 MPa，屈服强度可增加至293MPa。
镁合金材料在使用过程中要承受高温，这就对镁合金的耐热性能提出了很高的要求。现在耐热镁合金的应用对象主要是轿车的发动机和传动机构零部件，如变速箱壳体、排气管等，要求镁合金材料工作温度≥120℃，应力为35-70Mpa的应用条件（闫蕴琪，张廷杰等，耐热镁合金的研究现状与发展方向[J].稀有金属材料与工程, 2004,33(6):561-565.）。表1还显示了本发明实施例1、2、4和5所得镁合金，分别进行150℃和200℃的高温拉伸试验所得的性能数据，结果发现：150℃拉伸，实施例1、2、4和5所得镁合金的抗拉强度较室温25℃拉伸分别降低了18Mpa、68 Mpa、108Mpa和102Mpa，200℃拉伸，实施例1、2、4和5所得镁合金的抗拉强度较室温拉伸分别降低了103Mpa、167 Mpa、198Mpa和187Mpa。以报道的ZMT614-0.5Y和ZMT614-0.1Y合金为例，两者在室温下的抗拉强度分别为368MPa和360MPa，在150℃拉伸时抗拉强度分别降低了129MPa和146MPa；而在200℃拉伸，两者的抗拉强度分别降低了189Mpa和207MPa（胡光山. Y和Nd对Mg-Zn-Mn-Sn系变形镁合金组织和性能的影响[D],重庆大学, 2015.）。与上述镁合金的高温拉伸性能相比，本发明合金在150℃和200℃下的抗拉强度下降趋势明显较慢。
参阅图6，本发明实施例2所得Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金分别在室温25℃、150℃和200℃下的应力-应变曲线，结果显示：随着温度的升高，抗拉强度下降；150℃和200℃的拉伸强度下降的速率随着拉伸温度的升高而变慢；在150℃拉伸，应力值达到峰值很快出现下降，而拉伸温度为200℃时，应力值达到峰值后出现小幅度下降，未出现明显的稳态阶段。
综合上述分析可知，本发明镁合金添加Sb元素后室温下的抗拉强度和屈服强度得到明显提高；而且本发明镁合金在高温150℃和200℃下的抗拉强度较现有镁合金的下降趋势减缓，高温条件下的力学性能得以提高。 因此，本发明Mg-Al-Sn-Sb镁合金具有更加优良的高温形变性能。
参阅图1-5，本发明挤压态合金的微观组织扫描图显示，经过挤压变形之后，合金发生了不同程度的动态再结晶，出现少量粗大晶粒和细小动态再结晶晶粒的混晶组织，同时合金中未溶的第二相破碎成颗粒状，沿着挤压方向分布。添加Sb元素后，组织更加均匀，晶粒得到明显细化，最终使Mg-Al-Sn-Sb镁合金的力学性能得到明显的增加。
通过上述实施例可知：本发明的Mg-Al-Sn-Sb镁合金具有高强耐热性能，形变性能优异，这充分挖掘了镁合金材料的使用潜力，拓展了高强耐热性能镁合金成分范围，扩大了其应用范围。而且，本发明制备工艺所用设备为常规通用设备，工艺简单，可复制性强，易于操作。
虽然以上描述了本发明的具体实施方式，但是熟悉本技术领域的技术人员应当理解，我们所描述的具体的实施例只是说明性的，而不是用于对本发明的范围的限定，熟悉本领域的技术人员在依照本发明的精神所作的等效的修饰以及变化，都应当涵盖在本发明的权利要求所保护的范围内。
Claims (7)
1.一种Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：质量百分比组成为：Al：9.62-10.5%，Sn：2.0-4.99%，Sb：0.1-1.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%，
所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的制备方法，包括如下步骤：
步骤S1、合金熔炼：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成，结合元素烧损率，计算合金元素配比，选择称取合金原料镁锭、铝锭、锡和锑；其次，将石墨坩埚放入真空感应熔炼炉内，再将已装入所述合金原料的不锈钢坩埚放入所述石墨坩埚中，抽真空使所述真空感应熔炼炉的真空度小于0.1Pa，通入惰性保护气体，开始加热至合金熔炼温度，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，将装有所述合金熔液的不锈钢坩埚冷却，挤压，得到铸锭车皮；
步骤S2、均匀化处理：将所述铸锭车皮去除头部和底部两端的铸造缺陷，得到铸锭样品，然后进行均匀化退火处理，将所述铸锭样品以0.68℃/min的速度升温至420℃，在420℃温度下保温12小时，以消除铸态组织的成分偏析及枝晶偏析；
步骤S3、热挤压：将所述均匀化处理后的铸锭样品和挤压模具在300℃预热，并在300℃温度下保温2小时，然后在该温度下进行正向热挤压，得到镁合金产品。
2.根据权利要求1所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成为：Al：9.62-10.5%，Sn：4.5-4.99%，Sb：0.5-0.8%，其余为Mg和不可避免的杂质，不可避免的杂质的总量小于0.05%。
3.根据权利要求1所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述Mg-Al-Sn-Sb镁合金的质量百分比组成为：Al：9.78%，Sn：4.81%，Sb：0.71%，其余为Mg和不可避免的杂质。
4.根据权利要求1~3任一项所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述惰性保护气体为氩气。
5.根据权利要求1~3任一项所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述合金熔炼温度为690℃-750℃，保温10分钟。
6.根据权利要求1~3任一项所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述冷却是在装有食盐水的铁桶中进行冷却。
7.根据权利要求1~3任一项所述的Mg-Al-Sn-Sb镁合金，其特征在于：所述正向热挤压的挤压比为25：1，挤压速率为8~10.5mm/s。
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