本发明涉及镁合金材料技术领域，尤其是一种添加zn、al、y和sb元素的高强耐热镁合金。
背景技术
镁合金具有密度低、来源广泛、比强度和比刚度高等优点，被誉为“21世纪的绿色工程材料”，在航空航天、汽车、轨道交通、电子行业等对轻量化要求很高的领域有着广泛的潜在应用前景。目前来看，限制镁合金应用的一大难题是其强度偏低，难以满足工程应用的要求，因此，开发新型高强度镁合金具有非常重要的价值。
al是镁锌系镁合金中常用的合金元素。al与mg、zn结合形成的三元相是时效过程中主要的强化相。mg-zn-al系合金具有成本低，高温力学性能良好等优点。然而，该系合金的铸造性能和力学性能对成分非常敏感，这极大地限制了其应用。研究表明，少量的稀土元素可以细化镁合金显微组织，进而改善合金的室温和高温力学性能。稀土元素y的添加在镁合金中较为普遍，添加后一方面增加了凝固过程中固/液界面前沿的成分过冷度，从而细化合金组织，另一方面稀土元素的加入细化了组织中网状的第二相，并形成稀土相，从而改变合金的断裂方式，提高合金的强度和塑性。然而大量稀土的添加增加了合金的成本，不利于商业化应用。而且，由于合金中大量稀土相的形成降低了基体上溶质的含量，当温度升高时，位错滑移速度增加，该合金的强度，尤其是抗拉强度随着温度的升高明显降低，合金表现出较低的耐热性能且时效处理对耐热性改善也不明显。虽然降低合金中稀土含量可以提高基体中溶质的浓度，但是同时将导致网状第二相的增加，使得合金塑性下降。此外，mg-zn-al-y合金中的稀土化合物主要分布在晶界处，对基体的强化效果不佳。因为，可以考虑如下合金化方法改善mg-zn-al-y合金的耐热性。
大量研究结果表明，加入适量的合金元素sb后，可以通过细晶强化和弥散强化显著改善镁合金高温蠕变性能，并能使镁合金的高温强度明显提高。由于sb与mg的原子半径差值远大于15％，因此sb在mg中的溶解度极小，吸附在晶面上，从而降低表面能，降低晶粒长大速度，起到细化晶粒的效果。sb与mg形成的金属间化合物mg3sb2首先结晶析出，成为a-mg相的异质形核核心，另一部分析出相mg3sb2聚集在初生a-mg相前沿，从而阻碍其枝晶组织的进一步长大，起到细化晶粒的作用。而且，sb主要以弥散的第二相mg3sb2的形式分布于基体中。mg3sb2相呈短棒状，具有致密、熔点高、热稳定性好、强化晶界等特性，在高温时仍能阻碍位错运动和晶界滑移(弥散强化)，从而提高镁合金的室温和高温力学性能。加入sb后，sb取代al优先与y(稀土)形成以y2sb相为主的高熔点弥散颗粒质点，而枝条状al11y3相数量和尺寸减小。al11y3相对基体的割裂作用减弱。因此，通过向mg-zn-al-y合金中添加适量sb有望获得一种新mg-zn-al-y-sb合金。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金及其制备方法，其通过向mg-zn-al-y合金中加入一定质量的sb元素，有效改善合金的组织，细化晶粒；形成具有致密、熔点高、热稳定性好的第二相，使合金的室温和高温力学性能得到改善。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
一种高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分包括：2～4wt.％zn，2～4wt.％al，0.5～2wt.％y，0.2～1wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量小于0.02wt.％，余量为mg。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分为：2wt.％zn，2wt.％al，0.5wt.％y，0.2wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.01wt.％，mg为95.29wt.％。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分为：3wt.％zn，3wt.％al，1wt.％y，0.5wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.15wt.％，mg为92.35wt.％。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分为：4wt.％zn，4wt.％al，2wt.％y，0.8wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.02wt.％，mg为89.18wt.％。
本发明任一所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，包括分为熔炼和热处理工艺两个阶段；
所述熔炼工艺包括以下步骤：
(1)烘料：分别称取纯mg、纯zn、纯al、纯sb、mg-y中间合金，然后将上述所有原料分别预热3小时以上达到180～250℃以进行烘干；
(2)熔mg：将烘干后的所述纯mg放入坩埚电阻炉中熔化形成镁液；
(3)加zn和al：当所述镁液的温度达到700～740℃时，向所述镁液中加入纯zn，待所述纯zn熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入纯al；
(4)加y：待所述纯al完全熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入mg-y中间合金；
(5)加sb：待所述mg-y中间合金完全熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入纯sb；
(6)精炼：待熔体温度回升至720～740℃时，加入预先烘干的精炼剂，搅拌5分钟，扒渣；
(7)铸造：待所述步骤(6)中的熔体温度回升至730～750℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，其中，所述mg-y中间合金中y占25wt.％。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，其中，所述热处理工艺为将得到的所述镁合金锭在400～410℃温度下进行5～7小时的固溶，水淬；对固溶处理后的镁合金锭进行180～190℃温度下进行18～19小时的时效处理，得到高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，其中，所述熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，其中，所述熔炼工艺的步骤(6)中浇铸用钢制模具预先加热至180～250℃。
本发明所述的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法，其中，所述热处理工艺中的固溶处理在含硫气氛保护下进行，
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
(1)本发明采用zn为第一组分，zn元素的加入能够改善合金的铸造性能，同时与mg形成强化相；本发明采用al为第二组分，al是镁合金中有效的强化剂，al的加入能够有效提高合金的硬度；本发明采用y为第三组分，y的加入能够细化合金的微观组织，提高合金的强度和塑性，改善合金力学性能；本发明采用sb为第四组分，sb元素能有效改善合金的铸造组织，使粗大的树枝晶变得更加细小、弥散。同时，形成具有致密、熔点高、热稳定性好的第二相，同时改善合金的室温和高温力学性能；合金的室温和高温力学性能得到改善；
(2)本发明加工工艺操作简单、方便。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
一种高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分包括：2～4wt.％zn，2～4wt.％al，0.5～2wt.％y，0.2～1wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量小于0.02wt.％，余量为mg。
所述wt.％是指组分占所配置的合金总质量的百分比，该总质量为mg、zn、al、sb和mg-y中间合金的质量和。
其制备方法分为熔炼和热处理工艺两个阶段：
其中，熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，步骤如下：
(1)烘料：分别称取纯mg、纯zn、纯al、纯sb、mg-y中间合金，然后将上述所有原料分别预热3小时以上达到180～250℃以进行烘干；
(2)熔mg：将烘干后的所述纯mg放入坩埚电阻炉中熔化形成镁液；
(3)加zn和al：当所述镁液的温度达到700～740℃时，向所述镁液中加入纯zn，待所述纯zn熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入纯al；
(4)加y：待所述纯al完全熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入mg-y中间合金；
(5)加sb：待所述mg-y中间合金完全熔化后，熔体温度回升至700～740℃时加入纯sb；
(6)精炼：待熔体温度回升至720～740℃时，加入预先烘干的精炼剂，搅拌5分钟，扒渣；
(7)铸造：待所述步骤(6)中的熔体温度回升至730～750℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭；
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在400～410℃温度下进行5～7小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行180～190℃温度下进行18～19小时的时效处理，得到高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金。
高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法中，所述mg-y中间合金中y占25wt.％，即采用mg-25wt.％y中间合金。
实施例2
一种高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分的质量百分比为：2wt.％zn，2wt.％al，0.5wt.％y，0.2wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.01wt.％，mg为95.29wt.％。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到180℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到700℃后，加入2wt.％的纯zn。
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至700℃时，往镁液中直接加入2wt.％的纯al。
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至700℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占0.5wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至700℃时加入0.2wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至750℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具预先加热至180℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在400℃温度下进行7小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行180℃温度下进行19小时的时效处理，得到高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度190mpa，抗拉强度266mpa，延伸率11％；150℃时，屈服强度为151mpa，抗拉强度216mpa，延伸率21％。
实施例3
高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的组分及其质量百分比为：3wt.％zn，3wt.％al，1wt.％y，0.5wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.015wt.％，mg为92.485wt.％。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到200℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到720℃后，加入3wt.％的纯zn.
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至720℃时，往镁液中直接加入3wt.％的纯al.
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至720℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占1wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至720℃时加入0.5wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至740℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具需要预先加热至200℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在410℃温度下进行5小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行190℃温度下进行18小时的时效处理，得到高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度208mpa，抗拉强度297mpa，延伸率9.2％；150℃时，屈服强度168mpa，抗拉强度258mpa，延伸率19.2％。
实施例4
高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的组分及其质量百分比为：4wt.％zn，4wt.％al，2wt.％y，0.8wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.02wt.％，mg为89.18wt.％。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到250℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到740℃后，加入4wt.％的纯zn。
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至740℃时，往镁液中直接加入4wt.％的纯al。
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至740℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占2wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至740℃时加入0.8wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至730℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具需要预先加热至250℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在410℃温度下进行6小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行188℃温度下进行19小时的时效处理，得到高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金。
该高强耐热mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度228mpa，抗拉强度305mpa，延伸率8％；150℃时，屈服强度187mpa，抗拉强度265mpa，延伸率18.2％。
为突出本发明的有益效果，例举以下对比例实验。
对比例1
一种mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分及其质量百分比为：4wt.％zn，4wt.％al，2wt.％y，0.1wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.02wt.％，mg为89.88wt.％。
其制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到250℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到740℃后，加入4wt.％的纯zn。
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至740℃时，往镁液中直接加入4wt.％的纯al。
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至740℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占2wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至740℃时加入0.1wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至730℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具需要预先加热至250℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在400℃温度下进行6小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行180℃温度下进行19小时的时效处理，得到mg-zn-al-y-sb镁合金。
该mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度158mpa，抗拉强度235mpa，延伸率21％；150℃时，屈服强度110mpa，抗拉强度195mpa，延伸率30％。
对比例2
一种mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分及其质量百分比为：4wt.％zn，4wt.％al，3wt.％y，1.5wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.01wt.％，mg为87.49wt.％。
其制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到250℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到740℃后，加入4wt.％的纯zn。
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至740℃时，往镁液中直接加入4wt.％的纯al。
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至740℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占3wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至740℃时加入1.5wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至730℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具需要预先加热至250℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在410℃温度下进行6小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行180℃温度下进行18小时的时效处理，得到mg-zn-al-y-sb镁合金。
该mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度168mpa，抗拉强度245mpa，延伸率7％；150℃时，屈服强度125mpa，抗拉强度215mpa，延伸率12.2％。
对比例3
一种mg-zn-al-y-sb镁合金，其组分及其质量百分比为：4wt.％zn，4wt.％al，0.3wt.％y，0.15wt.％sb，杂质元素si、fe、cu和ni的总量为0.05wt.％，mg为91.5wt.％。
其制备方法为：
首先，进行熔炼工艺，整个熔炼工艺在sf6和co2混合气体保护条件下进行，具体为：
(1)分别称取纯mg、纯zn、纯al、mg-y中间合金和纯sb。然后，将上述所有原料分别预热3小时以上达到250℃以进行烘干。
(2)将烘干后的纯mg放入有sf6/co2气体保护的坩埚电阻炉中熔化。当镁液温度达到740℃后，加入4wt.％的纯zn。
(3)待纯zn熔化后熔体温度回升至740℃时，往镁液中直接加入4wt.％的纯al。
(4)待纯al完全熔化后熔体温度回升至740℃时加入mg-y中间合金，该中间合金为mg-25wt.％y，即mg-25wt.％y中间合金中y占25wt.％，使y最后在制备的mg-zn-al-y-sb镁合金的总质量中占0.3wt.％。
(5)待mg-y中间合金完全熔化后熔体温度降至740℃时加入0.15wt.％的纯sb。
(6)待熔体温度回升至730℃时保温10分钟，撇去表面浮渣并浇铸镁合金锭，此处浇铸用的钢制模具需要预先加热至250℃。
热处理工艺：将得到的所述镁合金锭在410℃温度下进行6小时的固溶，水淬。对固溶处理后的镁合金锭进行190℃温度下进行19小时的时效处理，得到mg-zn-al-y-sb镁合金。
该mg-zn-al-y-sb镁合金t6态的力学性能为：
室温下，屈服强度161mpa，抗拉强度230mpa，延伸率19％；150℃时，屈服强度111mpa，抗拉强度180mpa，延伸率23％。
通过将实施例2-4与对比例1-3制备的mg-zn-al-y-sb镁合金的力学性能对比可知，实施例2-4的镁合金性能远远优于对比例1-3的镁合金性能，尤其以实施例3的性能最佳。而当y超出0.5～2wt.％、sb元素用量超出0.2～1wt.％或者杂质元素大于0.02wt.％时，制得的mg-zn-al-y-sb镁合金室温下和高温下的力学性能将大大降低。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。