本發(fā)明屬于輕金屬材料
技術領域：
，涉及一種鎂合金，特別涉及一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金及其制備方法。
背景技術：
：鎂合金作為質輕減震的金屬結構材料，具有比剛度高、抗震性好、比強度高、電磁屏蔽性能優(yōu)異、可回收性好等多種獨特的優(yōu)異性能，跟復合材料，涂層以及塑料材料相比，鎂可用于工程結構材料，且鎂是綠色的工程材料，對環(huán)境友好。汽車所用燃料60%消耗于汽車自重，汽車質量每降低100公斤，每百公里油耗可減少0.7升，因此，汽車輕量化成為汽車節(jié)能減排最主要的途徑，鎂合金在汽車、電子工業(yè)、航空航天等領域有廣闊的應用前景。鎂在地殼和海水中的含量十分豐富，自本世紀初皮江法煉鎂技術在我國推廣應用以來，原鎂產量迅速增長，但目前一半以上的原鎂仍主要用于鋁的合金元素、鋼鐵脫硫、金屬鈦還原等初級階段。用于鎂合金擠壓、板材、鑄件等深加工鎂合金產品的比例有待提高，因此，鎂合金的開發(fā)和應用具有很大的發(fā)展?jié)摿?。在實際生產需求的推進下，隨著汽車工業(yè)、通訊電子業(yè)等領域對鎂合金需求的迅速增加，已開發(fā)出很多種類的鎂合金，如高強鎂合金、耐熱鎂合金和超輕鎂合金等。隨著科技的快速發(fā)展和生產測試技術的提高，現(xiàn)有的鎂合金材料在應用方面面臨著各種新的挑戰(zhàn)。近些年，Mg-Al-Sn三元系由于具有較低的層錯能而期望能成為一種性能優(yōu)良的新型鎂合金，因此成為鎂合金研究的熱點。同在2011年就有兩位學者進行了這方面的研究，美國A.Luo對Mg-Al-Sn鑄態(tài)合金進行了組織和機械性能研究（A.A.Luo,Fu,P.,Peng,L.,Kang,X.,Li,Z.andZhu,T.SolidificationMicrostructureandMechanicalPropertiesofCastMagnesium-Aluminum-TinAlloys[J].MetallurgicalandMaterialsTransactionsA,2011,43(1):360-368.），結果表明：室溫下，Mg-Al-Sn合金的屈服強度隨著合金(Al和Sn)含量的增加而增加，合金Mg-9Al-5Sn的屈服強度最高為127MPa；而極限抗拉強度隨合金含量的增加則變化不明顯，這與合金含量延展性的降低限度存在主要關系，其中，Mg-Al-Sn鑄態(tài)合金的室溫性能最好的是成分為Mg-5Al-1Sn的合金，抗拉強度為179MPa，而隨著合金含量的增加，Mg-9Al-5Sn合金的抗拉強度僅有149MPa。在同一年，吉林大學的劉俊嶺也對Mg-Al-Sn系鎂合金鑄態(tài)組織和力學性能進行了研究（劉俊嶺.Al、Sn含量對Mg-Al-Sn系鎂合金鑄態(tài)組織和力學性能的影響[D],吉林大學,2011年.），研究顯示：當Al含量達到8wt%，Sn達到1~2wt%時，合金具有極限抗拉強度280Mpa；當Al達到6wt%，Sn達到2~3wt%時，合金具有優(yōu)良的綜合力學性能，抗拉強度則為260Mpa。上述研究表明Mg-Al-Sn系鎂合金中合金元素的含量變化對合金應變性能具有明顯的影響，然而隨著科技的快速發(fā)展，上述鎂合金的應變性能已無法滿足目前更高的應用需求。其中，耐熱就成為當前鎂合金應用的一個基本要求。耐熱鎂合金從最初的Mg-Al，發(fā)展到Mg-RE系，耐熱性能一定程度上得到較大提高，但稀土元素的成本高、資源日漸減少，迫使我們尋找更為合適的元素取代稀土元素。技術實現(xiàn)要素：有鑒于此，本發(fā)明所要解決的一個技術問題是提供一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，提高鎂合金的變形性能。本發(fā)明所要解決的另一個技術問題是提供一種制備上述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的方法。為解決上述技術問題，本發(fā)明所采用的技術方案是：一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0-1.8%，其余為Mg和不可避免的雜質，不可避免的雜質的總量小于0.05%。優(yōu)選地，所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成為：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0.1-1.8%，其余為Mg和不可避免的雜質，不可避免的雜質的總量小于0.05%。優(yōu)選地，所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成為：Al：9.5-10.5%，Sn：4.5-5.0%，Sb：0.5-0.8%，其余為Mg和不可避免的雜質，不可避免的雜質的總量小于0.05%。優(yōu)選地，所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成為：Al：9.78%，Sn：4.81%，Sb：0.71%，其余為Mg和不可避免的雜質。上述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法，包括如下步驟：步驟S1、合金熔煉：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成，結合元素燒損率，計算合金元素配比，選擇稱取合金原料鎂錠、鋁錠、錫和銻；其次，將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐內，再將已裝入所述合金原料的不銹鋼坩堝放入所述石墨坩堝中，抽真空使所述真空感應熔煉爐的真空度小于0.1Pa，通入惰性保護氣體，開始加熱至合金熔煉溫度，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，將裝有所述合金熔液的不銹鋼坩堝冷卻，擠壓，得到鑄錠車皮；步驟S2、均勻化處理：將所述鑄錠車皮去除頭部和底部兩端的鑄造缺陷，得到鑄錠樣品，然后進行均勻化退火處理，以消除鑄態(tài)組織的成分偏析及枝晶偏析；步驟S3、熱擠壓：將所述均勻化處理后的鑄錠樣品和擠壓模具在300℃預熱，并在300℃溫度下保溫2小時，然后在該溫度下進行正向熱擠壓，得到鎂合金產品。優(yōu)選地，所述惰性保護氣體為氬氣。優(yōu)選地，所述合金熔煉溫度為690℃-750℃，保溫10分鐘。優(yōu)選地，所述冷卻是在裝有食鹽水的鐵桶中進行冷卻。優(yōu)選地，所述均勻化退火處理是將所述鑄錠樣品以0.68℃/min的速度升溫至420℃，在420℃溫度下保溫12小時。優(yōu)選地，所述正向熱擠壓的擠壓比為25：1，擠壓速率為8~10.5mm/s。本發(fā)明與現(xiàn)有技術相比，其有益效果如下：1、本發(fā)明Mg-Al-Sn-Sb鎂合金中，Sb元素的加入使得合金的強化機制以及合金的性能得以改善，提高了鎂合金的強度；Sb元素與稀土元素和堿土元素相比，具有價格低、用量少、加入工藝簡單等優(yōu)點，銻元素可以降低鎂合金的液相線，改善其流動性，Sb元素在鎂中的溶解度極度低，Sb元素在Mg-Al系鎂合金中的存在方式主要是固溶于Mg17Al12相，Sb元素的強化作用主要是通過形成第二相顆粒Mg3Sb2高溫相來實現(xiàn)的，Mg3Sb2相與Mg17Al12相有著較為良好的界面共格關系，Mg3Sb2相可能是Mg17Al12相的形核襯底。同時Sb元素是有效的表面活性元素，分布在固體和液體界面上，減小了表面張力，能有效抑制晶粒長大，對鎂合金的鑄造性能、顯微組織及力學性能等有著重要影響，同時熱擠壓過程中，Sb元素可以阻礙再結晶晶粒長大從而有效細化擠壓態(tài)組織。Sn元素在鎂合金中除了可以細化合金的晶粒以外，同時形成熱穩(wěn)定性好、顯微硬度和熔點高的顆粒相Mg2Sn，該顆粒相對基體有著顯著的彌散強化作用，提高合金的室溫和高溫力學性能，提高合金在耐高溫抗蠕變性能方面的特有優(yōu)勢。2、本發(fā)明采用真空感應熔煉爐進行合金制備，并以惰性氣體氬氣作為保護氣體，降低了鎂合金的揮發(fā)，合金熔液在電磁力的作用下產生的有規(guī)律的劇烈運動可使合金熔液的溫度更加均勻以及使熔煉合金的成分更加均勻。相比其他電阻爐鎂合金熔煉所采用的手動攪拌成分均勻化的方法，感應爐熔煉的合金成分更加均勻；同時感應爐熔煉的電磁力的作用可以加快合金的熔煉速度，同時在電磁力的作用下克服自身靜壓力，可把合金溶液深處的溶液中的氣體排出，從而減少氣體夾雜的鑄造缺陷，因此可以得到成分更加均勻，鑄造缺陷更少的高質量鑄錠。此外，采用食鹽水冷卻以及300℃的低溫擠壓工藝，也對本發(fā)明合金優(yōu)良性能具有積極的影響。3、本發(fā)明鎂合金在擠壓態(tài)和時效態(tài)條件下可獲得高的強度和耐熱性能，不含貴重金屬元素，具有良好的擠壓性能和成型性能，能滿足工業(yè)化放大生產要求。本發(fā)明合金的制備工藝簡單，易操作；所采用的設備如真空感應熔煉爐、熱擠壓機等均為現(xiàn)代化通用設備，具有可復制性強的特點。附圖說明圖1：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-10.19Al-5.1Sn合金的微觀組織掃描照片(不含Sb)；圖2：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金的微觀組織掃描圖；圖3：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-9.75Al-5.02Sn-0.52Sb合金的微觀組織掃描圖；圖4：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb合金的微觀組織掃描圖；圖5：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-9.62Al-4.86Sn-0.85Sb合金的微觀組織掃描圖；圖6：本發(fā)明擠壓態(tài)Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金在室溫、150℃和200℃條件下的工程應力-應變曲線。具體實施方式為了更好地理解本發(fā)明，下面結合實施例進一步清楚闡述本發(fā)明的內容，但本發(fā)明的保護內容不僅僅局限于下面的實施例。在下文的描述中，給出了大量具體的細節(jié)以便提供對本發(fā)明更為徹底的理解。然而，對于本領域技術人員來說顯而易見的是，本發(fā)明可以無需一個或多個這些細節(jié)而得以實施。本發(fā)明提供了一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：8.0-10.5%，Sn：2.0-5.5%，Sb：0-1.8%，其余為Mg和不可避免的雜質，不可避免的雜質的總量小于0.05%。其中，所述Al的質量百分比含量優(yōu)選為9.0~10.5%，更優(yōu)選為9.5-10.5%，最優(yōu)選為9.78%；所述Sn的質量百分比含量優(yōu)選為4.0~5.0%，更優(yōu)選為4.5~5.0%，最優(yōu)選為4.81%；所述Sb的質量百分比含量優(yōu)選為0.1~1.8%，更優(yōu)選為0.5~0.8%，最優(yōu)選為0.71%；所述不可避免的雜質的質量百分含量小于0.05%，所述雜質為本領域技術人員熟知的不可避免的雜質，通常包括Fe，Ni，Si等雜質元素。本發(fā)明還提供了一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法，包括如下步驟：步驟S1、合金熔煉：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成，結合元素燒損率，計算合金元素配比，選擇稱取合金原料鎂錠、鋁錠、錫和銻；其次，將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐內，再將已裝入所述合金原料的不銹鋼坩堝放入所述石墨坩堝中，抽真空使所述真空感應熔煉爐的真空度小于0.1Pa，通入惰性保護氣體，開始加熱至合金熔煉溫度，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，將裝有所述合金熔液的不銹鋼坩堝冷卻，擠壓，得到鑄錠車皮；步驟S2、均勻化處理：將所述鑄錠車皮去除頭部和底部兩端的鑄造缺陷，得到鑄錠樣品，然后進行均勻化退火處理，以消除鑄態(tài)組織的成分偏析及枝晶偏析；步驟S3、熱擠壓：將所述均勻化處理后的鑄錠樣品和擠壓模具在300℃預熱，并在300℃溫度下保溫2小時，然后在該溫度下進行正向熱擠壓，得到鎂合金產品。在上述方法中，所述鎂錠優(yōu)選為鎂單質，鋁錠優(yōu)選為鋁單質，錫優(yōu)選為錫單質，銻優(yōu)選為銻單質。在上述方法中，步驟S1中的所述惰性保護氣體優(yōu)選為氬氣；所述合金熔煉溫度優(yōu)選為690℃-750℃，保溫10分鐘；所述冷卻優(yōu)選在裝有食鹽水的鐵桶中進行冷卻。在上述方法中，步驟S2中的所述均勻化退火處理優(yōu)選將所述鑄錠樣品以0.68℃/min的速度升溫至420℃，在420℃溫度下保溫12小時。在上述方法中，步驟S3中的所述正向熱擠壓優(yōu)選為擠壓比為25：1，擠壓速率為8~10.5mm/s。實施例1一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：10.19%；Sn：5.1%；Sb：0%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金按下述制備方法獲得：步驟S1、合金熔煉：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成，結合元素燒損率，計算合金元素配比，分別稱取合金原料鎂錠、鋁錠和錫；然后，將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐內，再將已裝入所述合金原料的不銹鋼坩堝放入所述石墨坩堝中，抽真空使所述真空感應熔煉爐的真空度小于0.1Pa，通入惰性保護氣體氬氣，開始加熱至合金熔煉溫度，所述合金熔煉溫度為690℃，保溫10分鐘，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，將裝有所述合金熔液的不銹鋼坩堝放入裝有食鹽水的鐵桶里冷卻，擠壓，得到鑄錠車皮；步驟S2、均勻化處理：將所述鑄錠車皮去除頭部和底部兩端的鑄造缺陷，得到鑄錠樣品，然后進行均勻化退火處理，以消除鑄態(tài)組織的成分偏析及枝晶偏析，所述均勻化退火處理是將所述鑄錠樣品以0.68℃/min的速度升溫至420℃，在420℃溫度下保溫12小時；步驟S3、熱擠壓：將所述均勻化處理后的鑄錠樣品和擠壓模具在300℃預熱，并在300℃溫度下保溫2小時，然后在該溫度下進行正向熱擠壓，所述正向熱擠壓的擠壓比為25：1，擠壓速率為9.41mm/s，得到鎂合金產品。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到339MPa和249MPa。實施例2一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：10.19%；Sn：4.99%；Sb：0.18%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金按下述制備方法獲得：步驟S1、合金熔煉：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成，結合元素燒損率，計算合金元素配比，分別稱取合金原料鎂錠、鋁錠、錫和銻；其次，將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐內，再將已裝入所述合金原料的不銹鋼坩堝放入所述石墨坩堝中，抽真空使所述真空感應熔煉爐的真空度小于0.1Pa，通入惰性保護氣體氬氣，開始加熱至合金熔煉溫度，所述合金熔煉溫度為750℃，保溫10分鐘，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，將裝有所述合金熔液的不銹鋼坩堝放入裝有食鹽水的鐵桶里冷卻，擠壓，得到鑄錠車皮；步驟S2、均勻化處理：將所述鑄錠車皮去除頭部和底部兩端的鑄造缺陷，得到鑄錠樣品，然后進行均勻化退火處理，以消除鑄態(tài)組織的成分偏析及枝晶偏析，所述均勻化退火處理是將所述鑄錠樣品以0.68℃/min的速度升溫至420℃，在420℃溫度下保溫12小時；步驟S3、熱擠壓：將所述均勻化處理后的鑄錠樣品和擠壓模具在300℃預熱，并在300℃溫度下保溫2小時，然后在該溫度下進行正向熱擠壓，所述正向熱擠壓的擠壓比為25：1，擠壓速率為8.06mm/s，得到鎂合金產品。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到353MPa和241MPa。實施例3一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.75%；Sn：5.02%；Sb：0.52%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金按下述制備方法獲得：步驟S1、合金熔煉：首先，按照所述Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的質量百分比組成，結合元素燒損率，計算合金元素配比，分別稱取合金原料鎂錠、鋁錠、錫和銻；其次，將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐內，再將已裝入所述合金原料的不銹鋼坩堝放入所述石墨坩堝中，抽真空使所述真空感應熔煉爐的真空度小于0.1Pa，通入惰性保護氣體氬氣，開始加熱至合金熔煉溫度，所述合金熔煉溫度為720℃，保溫10分鐘，使合金原料充分熔化，得到合金熔液；最后，將裝有所述合金熔液的不銹鋼坩堝放入裝有食鹽水的鐵桶里冷卻，擠壓，得到鑄錠車皮；步驟S2、均勻化處理：將所述鑄錠車皮去除頭部和底部兩端的鑄造缺陷，得到鑄錠樣品，然后進行均勻化退火處理，以消除鑄態(tài)組織的成分偏析及枝晶偏析，所述均勻化退火處理是將所述鑄錠樣品以0.68℃/min的速度升溫至420℃，在420℃溫度下保溫12小時；步驟S3、熱擠壓：將所述均勻化處理后的鑄錠樣品和擠壓模具在300℃預熱，并在300℃溫度下保溫2小時，然后在該溫度下進行正向熱擠壓，所述正向熱擠壓的擠壓比為25：1，擠壓速率為10.00mm/s，得到鎂合金產品。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到357MPa和230MPa。實施例4一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.78%；Sn：4.81%；Sb：0.71%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為9.71mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到378MPa和262MPa。實施例5一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.62%；Sn：4.86%；Sb：0.85%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為10.52mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到355MPa和239MPa。實施例6一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.05%；Sn：3.10%；Sb：0.00%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為9.37mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到348MPa和243MPa。實施例7一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：8.92%；Sn：4.95%；Sb：1.78%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為9.76mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到322MPa和218Mpa。實施例8一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.12%；Sn：2.05%；Sb：0.72%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為10.31mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到343MPa和240MPa。實施例9一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：8.03%；Sn：3.98%；Sb：1.55%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法參閱實施例3，與實施例3所不同的是：步驟S3中擠壓速率為10.02mm/s。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到341MPa和225MPa。對比例1一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成與實施例1相同，所不同的是：該實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金按下述制備方法獲得：步驟S1、鎂合金的熔煉及鑄造：設定坩堝溫度為720℃~730℃，開始加熱；當坩堝內的溫度達到300℃~320℃時加入鎂錠；并通入體積比例為10:1的CO2和SF6的保護氣；鎂錠完全熔化后，依次加入經過預熱的鋁錠和錫，5分鐘后加攪拌器，攪拌鎂合金溶液8~10分鐘；掏出鎂合金溶液的表面浮渣，并將鎂合金溶液澆鑄到鐵模具中得到鎂合金的鑄錠；步驟S2、均勻化處理：將鑄錠在馬弗爐中以300℃的溫度保溫18小時，然后升溫到400℃保溫10小時，最后在70℃溫水中進行淬火；步驟S3、擠壓：將均勻化處理后的鑄錠，車削成直徑為80mm的圓錠，在390℃的環(huán)境中預熱1小時，在擠壓溫度為400℃，擠壓比為25:1，擠壓速度為16mm/s~20mm/s的條件下制備出鎂合金棒材。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例鎂合金的抗拉強度為285MPa，屈服強度為204MPa。與本發(fā)明實施例1所得合金相比，力學性能有顯著的下降，說明本發(fā)明制備方法制備鎂合金更有利于提高其力學性能。對比例2一種Mg-Al-Sn-Sb鎂合金，其質量百分比組成為：Al：9.78%；Sn：5.92%；Sb：0.71%；其余為Mg和不可避免的雜質，其不可避免的雜質總量小于0.05%。本實施例Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的制備方法同實施例4。經拉伸力學性能測試實驗檢測，本實施例所得鎂合金在室溫條件下的抗拉強度和屈服強度分別可以達到304MPa和213MPa。與本發(fā)明實施例4相比，當合金中Sn的質量百分比含量提高至5.92%，其力學性能并沒有提高，反而有明顯的下降，也說明在本發(fā)明所限定的合金組成范圍內，合金組配的協(xié)同性更好，更有利于合金力學性能的發(fā)揮。本發(fā)明上述實施例1~9及對比例1~2所得合金的拉伸力學性能測試均是在室溫25℃下，采用新三思CMT-5105微機控制電子萬能試驗機，拉伸試樣標準件按照國標GB/T228-2002制備，拉伸試樣標距為50mm，標距內直徑為5mm，試驗采用勻速單向位移拉伸，拉伸速率為3mm/s。此外，本發(fā)明還抽取實施例1、2、4和5所得合金樣品，分別在150℃和200℃下進行拉伸力學性能測試實驗，試驗方法同上。拉伸性能數(shù)據(jù)見表1所示。表1擠壓態(tài)合金的抗拉強度和屈服強度結果鎂合金抗拉強度/屈服強度/Mpa，室溫25℃抗拉強度/屈服強度/Mpa，150℃抗拉強度/屈服強度/Mpa，200℃實施例1Mg-10.19Al-5.1Sn339/249321/238236/201實施例2Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb353/241285/237186/169實施例4Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb378/262265/228175/158實施例5Mg-9.62Al-4.86Sn-0.85Sb355/250253/215168/152由表1可見，實施例1、2、4和5所得鎂合金的抗拉強度隨Sb含量的增加呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢。特別是Mg-9.78Al-4.81Sn-0.71Sb合金在擠壓態(tài)的抗拉強度為378MPa，屈服強度為262MPa，較Mg-10.19Al-5.1Sn合金的抗拉強度提高明顯；并且其經過100℃/24小時+180℃/10小時的時效處理后抗拉強度可增加至389MPa，屈服強度可增加至293MPa。鎂合金材料在使用過程中要承受高溫，這就對鎂合金的耐熱性能提出了很高的要求?，F(xiàn)在耐熱鎂合金的應用對象主要是轎車的發(fā)動機和傳動機構零部件，如變速箱殼體、排氣管等，要求鎂合金材料工作溫度≥120℃，應力為35-70Mpa的應用條件（閆蘊琪，張廷杰等，耐熱鎂合金的研究現(xiàn)狀與發(fā)展方向[J].稀有金屬材料與工程,2004,33(6):561-565.）。表1還顯示了本發(fā)明實施例1、2、4和5所得鎂合金，分別進行150℃和200℃的高溫拉伸試驗所得的性能數(shù)據(jù)，結果發(fā)現(xiàn)：150℃拉伸，實施例1、2、4和5所得鎂合金的抗拉強度較室溫25℃拉伸分別降低了18Mpa、68Mpa、108Mpa和102Mpa，200℃拉伸，實施例1、2、4和5所得鎂合金的抗拉強度較室溫拉伸分別降低了103Mpa、167Mpa、198Mpa和187Mpa。以報道的ZMT614-0.5Y和ZMT614-0.1Y合金為例，兩者在室溫下的抗拉強度分別為368MPa和360MPa，在150℃拉伸時抗拉強度分別降低了129MPa和146MPa；而在200℃拉伸，兩者的抗拉強度分別降低了189Mpa和207MPa（胡光山.Y和Nd對Mg-Zn-Mn-Sn系變形鎂合金組織和性能的影響[D],重慶大學,2015.）。與上述鎂合金的高溫拉伸性能相比，本發(fā)明合金在150℃和200℃下的抗拉強度下降趨勢明顯較慢。參閱圖6，本發(fā)明實施例2所得Mg-10.19Al-4.99Sn-0.18Sb合金分別在室溫25℃、150℃和200℃下的應力-應變曲線，結果顯示：隨著溫度的升高，抗拉強度下降；150℃和200℃的拉伸強度下降的速率隨著拉伸溫度的升高而變慢；在150℃拉伸，應力值達到峰值很快出現(xiàn)下降，而拉伸溫度為200℃時，應力值達到峰值后出現(xiàn)小幅度下降，未出現(xiàn)明顯的穩(wěn)態(tài)階段。綜合上述分析可知，本發(fā)明鎂合金添加Sb元素后室溫下的抗拉強度和屈服強度得到明顯提高；而且本發(fā)明鎂合金在高溫150℃和200℃下的抗拉強度較現(xiàn)有鎂合金的下降趨勢減緩，高溫條件下的力學性能得以提高。因此，本發(fā)明Mg-Al-Sn-Sb鎂合金具有更加優(yōu)良的高溫形變性能。參閱圖1-5，本發(fā)明擠壓態(tài)合金的微觀組織掃描圖顯示，經過擠壓變形之后，合金發(fā)生了不同程度的動態(tài)再結晶，出現(xiàn)少量粗大晶粒和細小動態(tài)再結晶晶粒的混晶組織，同時合金中未溶的第二相破碎成顆粒狀，沿著擠壓方向分布。添加Sb元素后，組織更加均勻，晶粒得到明顯細化，最終使Mg-Al-Sn-Sb鎂合金的力學性能得到明顯的增加。通過上述實施例可知：本發(fā)明的Mg-Al-Sn-Sb鎂合金具有高強耐熱性能，形變性能優(yōu)異，這充分挖掘了鎂合金材料的使用潛力，拓展了高強耐熱性能鎂合金成分范圍，擴大了其應用范圍。而且，本發(fā)明制備工藝所用設備為常規(guī)通用設備，工藝簡單，可復制性強，易于操作。雖然以上描述了本發(fā)明的具體實施方式，但是熟悉本
技術領域：
的技術人員應當理解，我們所描述的具體的實施例只是說明性的，而不是用于對本發(fā)明的范圍的限定，熟悉本領域的技術人員在依照本發(fā)明的精神所作的等效的修飾以及變化，都應當涵蓋在本發(fā)明的權利要求所保護的范圍內。當前第1頁1 2 3