先进镁合金材料及其在航空航天领域中的应用

丁文江，付彭怀，彭立明，蒋海燕，王迎新，吴国华，董 杰，郭兴伍

（上海交通大学 轻合金精密成型国家工程研究中心，上海200240）

0 前言

镁合金作为最轻的金属结构材料，具有比强度/比刚度高、尺寸稳定、易于加工成形、导热导电性好、阻尼减振、电磁屏蔽和容易再回收等优点，因此被誉为“21世纪绿色工程材料”[1]。镁合金已经成为航空航天、汽车、电子通信等工业领域的重要结构材料。在航空航天领域，镁合金被广泛应用于制造飞机、导弹、飞船、卫星上的重要机械装备零件[2]，以减轻零件质量，提高飞行器的机动性能，降低航天器的发射成本。早在20世纪50年代，我国仿制的飞机和导弹的蒙皮、框架以及发动机机匣已采用镁稀土合金。70年代后，随着我国航空航天技术的迅速发展，镁合金也在强击机、直升机、导弹、卫星等产品上逐步得到推广和应用。例如：ZM6铸造镁合金已经用于制造直升机尾减速机匣、歼击机翼肋及 30 kW 发电机的转子引线压板等重要零件；MB25稀土高强镁合金已代替部分中强铝合金，在强击机上获得应用[3]。目前，我国航空航天领域对减重的迫切需求为镁合金新材料的开发与应用提供了机遇与挑战。

限制镁合金材料在航空航天领域应用主要有两个因素：1）材料强度偏低，尤其是高温强度和抗蠕变性能较差；2）镁合金铸件容易形成缩松和热裂纹，成品率低，镁合金变形件塑性加工条件控制困难，导致组织与力学性能不稳定。作为我国重要的镁合金研发和技术转移中心，上海交通大学轻合金精密成型国家工程研究中心针对以上两个制约因素，展开了系统深入的研究，经过20多年的探索与开发，在新材料与新工艺方面取得了较大突破。本文重点介绍上海交通大学开发的2种新型镁合金材料与4种镁合金制备新工艺，以及其在我国航空航天领域中的应用。

1 镁合金新材料的研发

为了提高镁合金的强度，上海交通大学近年来对各个Mg-RE系合金重新进行了审视，系统研究了Mg-Nd-Zn[4-6]、Mg-Gd[7]、Mg-Gd-Y[8-10]、Mg-Gd-Nd[11]、Mg-Gd-Sm[12]、Mg-Gd-Zn[13]、Mg-Gd-Ag[14]、Mg-Y-Nd[15]、Mg-Y-Sm[16]、Mg-Dy-Gd-Nd[17]、Mg-Y-Gd[18]、Mg-Sm-Zn[19]等多个Mg-RE系合金，重点探讨了合金的强化与韧化机制，研究发现JDM1和JDM2镁合金具有优良的综合力学性能，下面重点介绍这两种合金的显微组织与强韧化机制。

1.1 JDM1镁合金

JDM1铸造镁合金是一种低稀土含量的镁合金，其典型的室温力学性能为屈服强度 140 MPa、抗拉强度300 MPa、延伸率10%，典型的显微组织如图1所示，铸态的JDM1镁合金主要由镁基体（α-Mg）和离异共晶Mg12Nd相构成。固溶处理后，初生离异或析出的共晶Mg12Nd相固溶进入基体，同时在晶粒内部形成细小弥散相，如图2所示。这些细小弥散相为含Zr化合物，呈椭球状和短片状，研究表明椭球状的为Zr-H化合物，而短片状的为Zn-Zr化合物，其他含Zr化合物仍需进一步确认。JDM1铸造镁合金最终使用状态为200 ℃峰值时效态（即T6态），固溶处理态合金经过时效沉淀强化后合金强度进一步提高，时效沉淀强化对室温屈服强度的贡献率占60%以上（表1），是JDM1铸造镁合金最主要的强化机制。200 ℃峰值时效时β″和β′亚稳相同时存在，分别如图3中黑色与白色箭头所示，以β″亚稳相为主。图4为JDM1铸造镁合金T6态短时高温抗拉强度随温度变化的曲线，可以看出：当温度高于250 ℃时，合金抗拉强度明显下降；而在250 ℃及以下温度时，合金力学性能下降较小；250 ℃时的抗拉强度仍高于240 MPa。因此，JDM1铸造镁合金可以在250 ℃及以下温度使用，合金在200 ℃和100 MPa载荷下的稳态蠕变速率在10-9量级水平，蠕变性能良好。

图1 JDM1铸造镁合金典型光学显微组织Fig. 1 Typical optical microstructure of cast JDM1 alloy

图2 固溶处理态JDM1镁合金晶粒内部析出相的SEM形貌Fig. 2 SEM image of the precipitates in grain interiors of solution-treated JDM1 alloys

图3 JDM1铸造镁合金200 ℃峰值时效后析出相沿[0001]α入射束方向分布的TEM明场像Fig. 3 TEM bright field image of the precipitates observed along [0001]α zone axis of cast JDM1 alloy in 200 ℃peak-aged condition

图4 JDM1铸造镁合金200 ℃峰值时效后的抗拉强度随温度变化的曲线Fig. 4 Tensile strength versus temperature for cast JDM1 alloy in 200 ℃ peak-aged condition

表1 各种强化机制对JDM1合金室温屈服强度的贡献Table 1 Contributions of various strengthening mechanism to tensile strength at room temperature for JDM1 alloy

JDM1镁合金经过热挤压后晶粒明显细化，由再结晶晶粒、未完全再结晶组织和热挤压过程中析出的第二相组成，其中再结晶晶粒呈双峰分布，大晶粒尺寸在µm级，小晶粒尺寸在亚µm级（图5(a)），未完全再结晶组织的[0001]面平行于挤压方向（图5(b)）。挤压态JDM1镁合金仍可以产生时效硬化现象，时效后合金力学性能进一步提高，350 ℃挤压时效态（T5态）JDM1镁合金的室温力学性能为屈服强度290 MPa、抗拉强度317 MPa、延伸率22%。挤压态JDM1镁合金的强化机制主要为晶界第二相强化和析出相强化（表1）。

图5 JDM1挤压态镁合金的TEM形貌Fig. 5 TEM image of as-extruded JDM1 alloy

1.2 JDM2镁合金

JDM2铸造镁合金是一种高稀土含量的镁合金，其典型的室温力学性能为屈服强度 240 MPa、抗拉强度370 MPa、延伸率4%。合金典型的显微组织如图6所示，铸态的JDM2合金主要由镁基体（α-Mg）和离异共晶Mg24(Gd, Y)5相构成。固溶处理后，初生离异共晶Mg24(Gd, Y)5相固溶进入基体，同时在晶界附近形成块状富稀土相（图6(b)），这种相为fcc结构，a=0.525 nm，很可能是一种由稀土氢化物形成的细小弥散相[20]。JDM2铸造镁合金最终使用状态为T6态，固溶处理态合金经过时效沉淀强化后合金强度进一步提高，时效沉淀强化对室温屈服强度的贡献率占60%以上（表2），是JDM2铸造镁合金最主要的强化机制。225 ℃峰值时效时析出以β′亚稳相为主，如图7所示。图8为JDM2铸造镁合金T6态短时高温抗拉强度随温度变化的曲线，可以看出：与JDM1镁合金类似，当温度高于250 ℃时，合金抗拉强度明显下降；而在250 ℃及以下温度时，合金力学性能下降较小；250 ℃时的抗拉强度仍高于300 MPa。因此，JDM2铸造镁合金可以在250 ℃及以下温度使用，在200 ℃温度和180 MPa载荷的稳态蠕变速率在10-9量级上，蠕变性能良好。与传统商业用WE54高强度耐热镁合金相比，JDM2镁合金具有更好的高温与低温力学性能。

图6 JDM2铸造镁合金典型光学显微组织Fig. 6 Typical optical microstructure of cast JDM2 alloy

JDM2镁合金经过热挤压后晶粒明显细化，由再结晶晶粒和热挤压过程中析出的第二相组成，如图9所示。挤压态JDM2镁合金时效硬化现象明显，时效后合金力学性能进一步提高，400 ℃挤压时效态（T5态）JDM2镁合金的室温力学性能为屈服强度314 MPa、抗拉强度422 MPa、延伸率3.7%。挤压态 JDM2镁合金的强化机制主要为晶界强化和析出相强化（表2）。

表2 各强化因素对JDM2合金室温屈服强度的贡献Table 2 Contributions of various strengthening measures to tensile strength at room temperature for JDM2 alloy

图7 JDM2铸造合金225 ℃峰值时效后析出相TEM观察结果Fig. 7 TEM images of a 225 ℃ peak-aged (16 h) JDM2 sample

图8 测试温度对JDM2-T6铸造合金拉伸性能的影响Fig. 8 Influence of testing temperature on the tensile properties of cast-T6 JDM2 alloy

图9 JDM2镁合金在400 ℃挤压的棒材横截面金相组织Fig. 9 Typical optical microstructure in transverse section of 400 ℃ extruded JDM2 alloy bars

2 镁合金成型新工艺的研究

为了满足航空航天领域对复杂镁合金结构件的要求，上海交通大学先后开发了多种镁合金成型新工艺，其中包括涂层转移精密铸造技术、大型铸件低压铸造技术、大型锻件成型技术和表面超声波阳极氧化技术。

2.1 涂层转移精密铸造技术

对于复杂铸件，采用砂型铸造时通常需要制备复杂的砂芯。传统砂芯制备方法是先向芯盒内填砂，从芯盒内取出型芯后，再在型芯表面刷、喷、浸或流淌涂料，其涂料层均匀度难以控制，且型砂强烈吸水，涂料容易在型芯表面堆积，难以得到表面光洁的铸造模样，从而影响最终铸件的尺寸精度和光洁度。上海交通大学发明了镁合金专用的非占位式转移涂料技术[21-22]：先将涂料涂在模样表面上，然后在涂料上面充填造型材料，固化后涂层自发地转移至型芯表面。该技术中涂层完整地复制了模型表面的形状和光洁度，显著提高了铸件表面的光洁度和尺寸精度。涂层转移法的关键是阴模制备，通过与快速成形和无收缩硅橡胶复膜等技术相结合来实现，可以解决复杂镁合金零件有较高光洁度要求非加工面的铸造难题，典型应用如图10所示。

图10 采用涂层转移法精密铸造的高光洁度的镁合金导弹壳体内表面和轮胎模具Fig. 10 Magnesium missile shell and tire mould produced by coating transfer precision casting with high smooth finish

2.2 大型铸件低压铸造技术

镁合金一般比热容小、凝固区间大，容易产生缩松、裂纹、氧化皮夹杂和组织粗大等铸造缺陷，且难以生产大型、薄壁或者结构复杂的铸件。上海交通大学通过计算机充型与凝固模拟，结合涂层转移制芯技术[21]、坩埚液态金属密封技术[23]与低压铸造技术，开发了镁合金大型铸件的精密低压铸造成型工艺：采用计算机模拟铸件在预设定工艺下的充型与凝固行为，借以优化铸造工艺，减少合金液充型过程中的液流交汇，控制合金凝固顺序；采用双熔炉、压力转炉方式保证镁液的高纯净度；采用新型坩埚密封技术对坩埚进行密封（低熔点合金密封法[23]），提高保压压力；采用冷铁、气体冷却等方式达到铸件所需要的凝固顺序；采用保护气体加压技术，即在干燥压缩空气中添加新型的R152保护气体[24]，防止坩埚内镁熔体长期使用因氧化燃烧而造成内部压力波动，使加压更加平衡；采用涂层转移技术保障铸件非加工面的表面光洁度。

2.3 大型锻件成型技术

为解决航空航天领域应用中大尺寸镁合金锻件制备的技术难题，上海交通大学在大尺寸半连续铸造坯料的基础上，通过镁合金塑性变形计算机模拟与实际锻造工艺相结合，开发了镁合金大型锻件成型技术：通过半连续铸造制备大尺寸坯料，目前可制备的最大铸锭坯料直径可达φ400 mm；通过计算机模拟确定锻造工艺，确保锻件各个方向总的变形量和变形温升均匀，减小锻件的各向异性；通过锻件实际锻造工艺与计算机模拟的对比研究，提高后续计算机模拟的准确度；通过锻造后续热处理，调整锻件的力学性能。图11为上海交通大学制备的典型大锻件图片，锻件长度方向尺寸大于2 m。

图11 镁合金大型锻件实物形貌Fig. 11 Large-sized Mg alloy forged parts

2.4 镁合金表面超声波阳极氧化技术

镁合金极易被腐蚀，其产品一般都需要进行表面处理。传统的铬酸盐处理工艺对人体和环境有害，已经被限制使用。上海交通大学开发了一种镁合金超声阳极氧化表面处理技术，相比于传统的阳极氧化工艺有了较大的进步：1）通过施加超声场形成薄而致密的氧化膜结构，提高了涂层致密性与生长效率、膜层的耐蚀性；2）电解液配方不含 6价铬离子，对环境与人体无毒害作用；3）镁合金氧化时“火花”可控制，可以进行“无火花”阳极氧化，避免了强烈火花放电并降低对基体镁合金疲劳强度的危害；4）形成的氧化层孔隙直径小，附着力好，表面均匀光滑，不会在棱边棱角处产生烧损现象[25]。图12是经镁合金超声阳极氧化处理的镁合金产品，涂层致密、光滑、附着力好。

镁合金阳极氧化后可采用多种封孔方法（如氟碳涂层）提高氧化膜耐蚀性，氧化层表面硬度超过HV900。试样按 GB/T10125—1997标准进行盐雾腐蚀性能评价，在NaCl浓度为5%、pH值为6.5 7.2、温度为(35±2) ℃条件下经1 500 h喷雾试验，结果耐蚀性可达9级（最高级）。该工艺已被用于变速箱、电机壳体、轻弹壳体等各种镁合金零件的处理。

图12 镁合金超声阳极氧化的典型产品Fig. 12 Typical Mg alloy products treated by surface ultrasonic anodic oxidation technology

3 在航空航天领域的典型应用

上海交通大学将先进镁合金材料与成型新工艺相结合，制备了多种航空航天用部件：1）采用涂层转移精密铸造技术和JDM1铸造镁合金结合，成功制备了某型号轻型导弹舱体（图 13）和发动机机匣（图14(a)），满足了舱体和发动机机匣的内表面（非加工面）对光洁度的高要求。2）采用大型铸件低压铸造技术和JDM2铸造镁合金结合，成功制备了某型直升机尾部减速机匣（图 14(b)）和某型号导弹壳体（图14(c)）。这两类铸件尺寸较大，结构复杂，采用常规铸造很难避免铸造缩松的产生。通过提高低压铸造保压压力和控制铸件凝固温度场的方法，成功解决了上述问题，制备的铸件已经通过用户严格检查。3）JDM2镁合金与常规等温热挤压工艺相结合，成功制备了某型号轻型导弹弹翼（图15(a)）。4）JDM1镁合金与常规等温热挤压工艺相结合，成功制备了φ145 mm的无缝管（图15(b)），该管材用于某型号轻型导弹壳体的制备。

图13 JDM1铸造镁合金某轻型导弹舱体Fig. 13 Light missile shell casted by JDM1 Mg alloy

图14 JDM1铸造镁合金发动机机匣(a)、JDM2铸造镁合金直升机尾减速机匣(b)和 JDM2铸造镁合金导弹壳体(c)Fig. 14 Engine cartridge receiver casted by JDM1 alloy(a), helicopter cartridge receiver casted by JDM2 alloy(b), and missile shell casted by JDM2 Mg alloy(c)

图15 JDM2镁合金挤压导弹尾翼(a)和JDM1合金挤压轻型导弹管材(b)Fig. 15 Missile tail wing extruded by JDM2 alloy (a) and light missile tubes extruded by JDM1 alloy (b)

此外，镁基氢化物具有储氢量大、安全稳定、燃烧热值高等优点，被认为是固体推进剂的理想添加物，可显著提高推进剂燃烧速率和比冲，并缩短点火时间。上海交通大学利用氢等离子体电弧法成功制备了纳米MgH2粉体，其显微形貌如图16所示。该粉体材料已进入实验验证阶段，将在航空航天领域用于高能固体推进剂的添加剂。

图16 氢等离子体电弧法制备的纳米MgH2粉体的透射电镜形貌Fig. 16 TEM image of nanometer MgH2 particles prepared by hydrogen plasma arc process

4 展望

随着科学技术的发展和航空航天活动的日益频繁，轻量化趋势势必在航空航天制造业成为主流，具有明显轻量化作用的新型镁合金材料在航空航天领域的应用也会越来越广泛。对于我国这样一个镁合金资源大国来说，加快发展镁科技、提升我国镁产业的技术水平无疑是抓住当前这个机遇的最佳选择。只有在技术上处于先进水平，才能把我国的镁资源优势发挥出来，在国际行业竞争上占得先机。新型镁合金材料在航空航天领域的推广应用除了需要技术上的革新以外，更离不开航空航天用户单位的支持。希望我国广大航空航天企业能够以一种开放的、勇于尝试的心态去对待新型镁合金材料，为其扩大应用提供条件。

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[1] 卡恩 R W, 哈森 P, 克雷默 E J. 材料科学与技术丛书（第8卷）: 非铁合金的结构与性能——镁基合金[M].北京: 科学出版社, 2000: 118

[2] 钟皓, 刘培英, 周铁涛. 镁及镁合金在航空航天中的应用及前景[J]. 航空工程与维修, 2002(4): 41-42

Zhong Hao, Liu Peiying, Zhou Tietao. Applications and prospects of magnesium and its alloys in aerospace[J]. Aviation Engineerging & Maintenance, 2002(4): 41-42

[3] 李凤梅, 钱鑫源, 李金桂, 等. 稀土在航空工业中的应用现状与发展趋势[J]. 材料工程, 1998(6): 11-13

Li Fengmei, Qian Xinyuan, Li Jingui, et al. Application and development trend of rare earth in aviation industry[J]. Journal of Materials Engineering, 1998(6): 11-13

[4] Fu Penghuai, Peng Liming, Jiang Haiyan, et al. Effects of heat treatments on the microstructures and mechanical properties of Mg-3Nd-0.2Zn-0.4Zr (wt.%) alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 486: 183- 192

[5] Fu Penghuai, Peng Liming, Jiang Haiyan, et al. Chemical composition optimization of gravity cast Mg-yNd-xZn-Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 496: 177-188

[6] 付彭怀. Mg-Nd-Zn-Zr合金微观组织、力学性能和强化机制的研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2009

[7] Gao X, He S M, Zeng X Q, et al. Microstructure evolution in a Mg-15Gd-0.5Zr (wt.%) alloy during isothermal aging at 250℃[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 431: 322-327

[8] He S M, Zeng X Q, Peng L M, et al. Precipitation in a Mg-10Gd-3Y-0.4Zr (wt.%) alloy during isothermal ageing at 250℃[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2006, 421: 309-313

[9] He S M, Zeng X Q, Peng L M, et al. Microstructure and strengthening mechanism of high strength Mg-10Gd-2Y-0.5Zr alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 427: 316-323

[10] 何上明. Mg-Gd-Y-Zr(-Ca)合金的微观组织演变、性能和断裂行为研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2007

[11] 郑开云. Mg-Gd-Nd-Zr系高强耐热镁合金组织与性能研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2008

[12] 章桢彦. Mg-Gd-Sm-Zr系镁合金时效析出行为及强化机制的研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2009

[13] 吴玉娟. Mg-Gd-Zn(-Zr)镁合金中长周期堆垛有序结构的形成及强韧化机理研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2009

[14] Wang Qudong, Chen Jie, Zhao Zheng, et al. Microstructure and super high strength of cast Mg-8.5Gd-2.3Y-1.8Ag-0.4Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 528: 323-328

[15] Fu Penghuai, Peng Liming, Jiang Haiyan, et al. Fracture behavior and mechanical properties of Mg-4Y-2Nd-1Gd-0.4Zr (wt. %) alloy at room temperature[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 486: 572-579

[16] 李大全. Mg-Y-Sm-Zr 系镁合金组织性能研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2008

[17] 李德辉. 高性能Mg-Dy-Nd-(Gd)合金组织与性能的研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2008

[18] 高岩. Mg-Y-Gd-Zn-Zr镁合金组织、性能及其蠕变行为研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2009

[19] 郑江. Mg-Sm-Zn-Zr合金的微观组织、力学性能和蠕变机制研究[D]. 上海交通大学博士学位论文, 2010

[20] Yang Yanling, Peng Liming, Fu Penghuai, et al. Identification of NdH2particles in solution-treated Mg-2.5%Nd (wt.%) alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 485: 245-248

[21] 丁文江, 卢晨, 翟春泉, 等. 液态相变精密铸造技术:中国, ZL96116222.8[P], 1997-07-23

[22] 丁文江, 彭立明, 付彭怀, 等. 高性能镁合金及其成形加工技术与应用研究进展[J]. 新材料产业, 2008(2): 58-63

Ding Wenjiang, Peng Liming, Fu Penghuai, et al. High performance magnesium alloys, their forming technology and application research progress[J]. Advanced Materials Industry, 2008(2): 58-63

[23] 丁文江, 曾小勤, 翟春泉, 等. 用于低压铸造坩埚密封材料及方法: 中国, ZL00115300.5[P], 2000-08-30

[24] Zeng Yiwen, Peng Liming. A new low GWP protective atmosphere for molten magnesium[J]. Materials Science Forum, 2005, 488-489: 73-76

[25] Guo X W, Ding W J, Lu C, et al. Influence of ultrasonic power on the structure and composition of anodizing coatings on Mg alloys[J]. Surface and Coating Technology, 2004, 183: 359-368