吳國(guó)華，童 鑫，眭懷明，魏廣玲，肖 旅

（1.上海交通大學(xué)輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心，上海 200240；2.金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240；3.揚(yáng)州峰明光電新材料有限公司，揚(yáng)州 225117；4.上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201600）

隨著大飛機(jī)、載人航天、探月工程、火星探測(cè)等國(guó)家重大戰(zhàn)略工程項(xiàng)目的實(shí)施，裝備輕量化已經(jīng)成為航空航天、國(guó)防軍工等領(lǐng)域的迫切需求。根據(jù)相關(guān)推算，某型洲際導(dǎo)彈的重量每降低1kg，其運(yùn)載火箭的起飛減重可達(dá)50kg，而相應(yīng)的地面發(fā)射裝備減重高達(dá)100kg[1]。一代材料，一代飛機(jī)，飛行器輕量化不僅能顯著降低發(fā)射成本、飛行油耗和排放，實(shí)現(xiàn)更經(jīng)濟(jì)、更便捷、更安全、更環(huán)保的高空運(yùn)輸，還能大幅提高其在戰(zhàn)場(chǎng)上的機(jī)動(dòng)性能、戰(zhàn)斗能力和生存機(jī)會(huì)，提高武器裝備的射程和命中精度。尤其是對(duì)于航空發(fā)動(dòng)機(jī)而言，推重比、馬赫數(shù)、油耗等主要工作指標(biāo)更是與裝備輕量化設(shè)計(jì)休戚相關(guān)。

實(shí)現(xiàn)裝備輕量化主要有結(jié)構(gòu)減重和材料減重兩個(gè)途徑。結(jié)構(gòu)減重是將結(jié)構(gòu)形狀、承受載荷、機(jī)構(gòu)安裝等多重功能集成到一個(gè)構(gòu)件上以實(shí)現(xiàn)產(chǎn)品減重并提高服役可靠性。除優(yōu)化結(jié)構(gòu)外，采用低密度、高性能的新型材料制造相關(guān)零部件是輕量化設(shè)計(jì)的另一重要途徑。作為實(shí)際工程應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，鎂合金的密度與多數(shù)工程塑料相當(dāng)，約為1.7g/cm3，僅為鋁合金的2/3、鈦合金的2/5、鋼鐵的1/4，其還具有比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼減振和電磁屏蔽性能好等優(yōu)良特性。尤其是近幾十年來(lái)新研發(fā)的鎂稀土合金，其強(qiáng)度和耐熱性均較商用的AZ系、AM系鎂合金有了明顯改善。其中，鑄造鎂稀土合金和變形鎂稀土合金的抗拉強(qiáng)度分別超過(guò)了400MPa和600MPa，并能在250℃的條件下長(zhǎng)期穩(wěn)定服役，在航空航天裝備輕量化領(lǐng)域展現(xiàn)出巨大的應(yīng)用前景[2]。然而，與鋁合金、鋼鐵等其他結(jié)構(gòu)材料相比，鎂稀土合金也存在合金牌號(hào)少、塑性變形能力較差、耐蝕性能不足等問(wèn)題，嚴(yán)重制約航空航天裝備輕量化進(jìn)程和飛行指標(biāo)的進(jìn)一步提高。

基于上述背景，本文闡述了不同鑄造鎂稀土合金的特點(diǎn)，分析了各類(lèi)鑄造成形方法及其對(duì)鎂稀土合金材料組織和性能的影響；總結(jié)了當(dāng)前鑄造鎂稀土合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)及其他航空航天部件的研究及應(yīng)用現(xiàn)狀；最后，針對(duì)本領(lǐng)域的發(fā)展趨勢(shì)作出了展望。

1 鑄造鎂稀土合金

合金化是提高鑄造鎂合金力學(xué)性能的主要方法，總的看來(lái)，按照主合金元素的不同，鑄造鎂合金可基本分為Mg-Al系、Mg-Zn系和Mg-RE系三大類(lèi)。相比較于Mg-Al和Mg-Zn系合金而言，Mg-RE系合金中的第二相熔點(diǎn)較高且熱穩(wěn)定性更強(qiáng)，因此鎂稀土合金的室溫及高溫拉伸性能、高溫蠕變抗力均優(yōu)于不含稀土的鎂合金，因此Mg-RE合金已經(jīng)成為高強(qiáng)耐熱鎂合金的一個(gè)重要發(fā)展分支；另一方面，RE元素與氧的親和力較鎂更強(qiáng)，而稀土氧化物的“Pilling-Bedworth”比遠(yuǎn)大于1，在高溫下生成的稀土氧化膜層能夠?qū)辖鸹w起到一定的機(jī)械保護(hù)作用，這不僅能降低鎂稀土合金熔體在熔鑄過(guò)程中的氧化吸氣傾向，還能提高鎂合金的阻燃性能；另外，稀土氧化膜層可使鎂合金表面發(fā)生一定程度的鈍化，有效抑制α-Mg基體在腐蝕環(huán)境下的剝落行為并阻礙腐蝕向合金內(nèi)部繼續(xù)擴(kuò)展，因此鎂稀土合金的耐蝕性能也比不含稀土的鎂合金更具優(yōu)勢(shì)。我國(guó)的稀土資源和鎂資源都極為豐富，資源優(yōu)勢(shì)是我國(guó)發(fā)展高性能Mg-RE合金體系的重要支撐。其中，Mg-Gd、Mg-Y、Mg-Nd系合金因時(shí)效硬化效果較強(qiáng)、實(shí)際應(yīng)用潛力大而成為當(dāng)前研究和應(yīng)用最為廣泛的鎂稀土合金體系[3]。

1.1 鑄造Mg-Gd系合金

在548℃下Gd元素在α-Mg中的極限固溶度高達(dá)23.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。隨著溫度降低，Gd的固溶度也迅速下降，在200℃時(shí)僅為4%。在時(shí)效過(guò)程中形成的大量納米析出相使得Mg-Gd合金具有優(yōu)異的時(shí)效強(qiáng)化特性，因此Mg-Gd系合金是典型的時(shí)效強(qiáng)化合金。通過(guò)文獻(xiàn)調(diào)研可以發(fā)現(xiàn)，抗拉強(qiáng)度在350MPa以上的鑄造鎂稀土合金主要是以Mg-Gd-(x)系合金為主，且稀土元素添加量往往較高。對(duì)于Mg-Gd系列合金，又可分為Mg-Gd-Y[4]、Mg-Gd-Nd[5]、Mg-Gd-Y-Nd[6]、Mg-Gd-Zn[7]、Mg-Gd-Al[8]、Mg-Gd-Yb[9]、Mg-Gd-Y-Ag[10]、Mg-Gd-Y-Zn[11]及Mg-Gd-Al-Zn[12]等系列。

Mg-Gd系合金的時(shí)效析出序列為：S.S.S.S.（過(guò)飽和固溶體）→β″（D019，Mg3Gd）→β′（cbco，Mg7Gd）→β1（fcc，Mg3Gd）→β（fcc，Mg5Gd）[13]。經(jīng)過(guò)大量研究表明，Mg-Gd系合金的峰值時(shí)效效果主要是來(lái)源于在hcpMg晶格的(2110)α棱柱面彌散析出的納米級(jí)亞穩(wěn)相β′，也有部分研究者認(rèn)為在峰值時(shí)效狀態(tài)下主要是β′與β″或者β′與β1的兩相共存狀態(tài)。底心正交結(jié)構(gòu)的β′相的晶格常數(shù)為a=0.65nm，b=2.27nm，c=0.52nm，其與Mg基體的位向關(guān)系為(100)β′//(12—10)α，[001]β′//[0001]α。如圖1所示[14]，β′相與(0001)基面垂直并呈現(xiàn)三角分布，具有這種位向的圓片狀析出物被證明是抑制Mg晶體基面滑移的有效障礙物[15]。Mg-10Gd-3Y-0.5Zr系合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能，其室溫屈服強(qiáng)度（YS）達(dá)220～240MPa，極限抗拉強(qiáng)度（UTS）達(dá)340～380MPa，斷裂延伸率（EL）為2%～4%。在此基礎(chǔ)上開(kāi)發(fā)的其他Mg-Gd-RE系列合金，如Mg-Gd-Nd[5]、Mg-Gd-Y-Nd[6]及Mg-Gd-Sm[16]等均具有良好的室溫及高溫性能。Zheng等[17]基于原子尺度的HAADF-STEM觀察，在Mg-Gd-YZr合金的時(shí)效過(guò)程中并未發(fā)現(xiàn)β″相的析出，其認(rèn)為該合金的時(shí)效析出序列應(yīng)該是：S.S.S.S.→原子團(tuán)簇→β′形核（主要）+βH形核→β′析出（主要）+βM析出+β′T析出→β1→β。合金的峰值時(shí)效階段主要是由無(wú)明顯慣習(xí)面的細(xì)小β′相組成。

圖1 Mg-Gd系合金析出強(qiáng)化機(jī)制[14]Fig.1 Precipitation strengthening mechanism of Mg-Gd series alloy[14]

Gao等[18]的研究進(jìn)一步表明，在Mg-Gd系合金中添加Zn或Ag元素后，合金在峰時(shí)效狀態(tài)下的力學(xué)性能將比那些僅以棱柱面析出的β′相為強(qiáng)化相的Mg-Gd-RE合金要高。含Zn的Mg-Gd系合金在時(shí)效過(guò)程中存在兩種析出行為：在Gd含量較低（如質(zhì)量分?jǐn)?shù)6%）的Mg-Gd系合金中，Zn的添加能夠提高合金的峰值時(shí)效硬度，這主要與在α-Mg基面上形成的γ″相有關(guān)，而在未添加Zn的Mg-Gd系合金中并未觀察到γ″相的存在。與Mg-Gd-RE合金不同的是，Mg-Gd-Zn合金的時(shí)效析出序列為：S.S.S.S.→γ″（hcp，Mg70Gd15Zn15）→γ′（hcp，MgGdZn）→γ（hcp，Mg12GdZn）。而在Gd含量相對(duì)較高的Mg-Gd系合金中，其主要強(qiáng)化機(jī)制歸因于在基體棱柱面析出的β′相與在基面析出的γ″相的同時(shí)作用。因而在峰值時(shí)效狀態(tài)下，鑄造Mg-14.98Gd-0.97Zn-0.39Zr合金抗拉強(qiáng)度可達(dá)405MPa[19]，鑄造Mg-15.6Gd-1.8Ag-0.4Zr合金屈服強(qiáng)度可達(dá)320MPa以上[20]，均較不含Ag和Zn的鑄造Mg-Gd系合金有明顯提高。不過(guò)這兩款合金的塑性有待提高，延伸率均低于3%。此外，Ag的加入還能夠顯著細(xì)化Mg-Gd系合金中的β′相，因而提高了其強(qiáng)化效果[21]。有學(xué)者在鑄造Mg-9Gd-0.5Zn-0.2Zr合金中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%的Yb，發(fā)現(xiàn)Yb能夠促進(jìn)基體棱柱面β′、柱面β1以及基面γ″三相同時(shí)析出，大幅提高了合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率，相關(guān)強(qiáng)化模型簡(jiǎn)化如圖2所示[9]。表1對(duì)近期報(bào)道的新型金屬型鑄造Mg-Gd系合金的室溫力學(xué)性能進(jìn)行了對(duì)比[9,19-31]。

表1 近期報(bào)道的金屬型鑄造Mg-Gd系合金室溫力學(xué)性能對(duì)比Table 1 Comparison of mechanical properties of reported Mg-Gd alloys fabricated by permanent mold casting

圖2 棱柱面β′相和基面γ′相復(fù)合強(qiáng)化模型[9]Fig.2 Compound strengthening model of prismatic β′ phase and basal γ" phase[9]

1.2 鑄造Mg-Y系合金

在Y被作為鎂合金中主要合金元素之前，QE22（Mg-2.5%Ag-2.1%RE-0.6%Zr）合金已被應(yīng)用到飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣。盡管RE和Ag的同時(shí)添加能夠顯著提高鎂合金的高溫強(qiáng)度，然而其成本較高，且Ag的加入降低了合金的耐腐蝕性能。此后，由于Y在α-Mg基體中的溶解度較高，使得含Y的鎂合金也有較強(qiáng)的時(shí)效硬化能力，因而Mg-Y系合金得到了廣泛關(guān)注。Mg-Y系合金的時(shí)效析出序列與Mg-Gd系合金完全相同。由于具有良好的高溫強(qiáng)度和蠕變抗力，Mg-Y-RE三元合金得到了廣泛的研究與應(yīng)用。由此開(kāi)發(fā)出了兩種商業(yè)化程度最高的合金WE43和WE54，其在高達(dá)300℃的服役環(huán)境下仍能保持優(yōu)異的力學(xué)性能，因而被廣泛用于航空航天動(dòng)力系統(tǒng)部件[32-33]。目前，Mg-Y系列合金的最新研究進(jìn)展主要集中于兩個(gè)方面：一方面是通過(guò)微合金化、熱處理工藝優(yōu)化等方法進(jìn)一步改善Mg-Y系列合金的力學(xué)性能；另一方面，由于稀土Y元素的化學(xué)活性很強(qiáng)，其在熔鑄過(guò)程中氧化傾向明顯，因而大量研究者開(kāi)始在WE系列合金成分的基礎(chǔ)上適當(dāng)降低Y元素含量或者采用Gd等其他稀土元素部分替代Y元素，在不降低WE系列合金力學(xué)性能的基礎(chǔ)上提高其鑄造工藝性能，使其更適合于工業(yè)化應(yīng)用。

向WE43合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2% Zn能夠顯著縮短合金達(dá)到峰值時(shí)效的時(shí)間，同時(shí)合金的拉伸性能尤其是延伸率得到明顯提高[34]。研究表明Zn微合金化的強(qiáng)化效果可能與基體中層錯(cuò)能和位錯(cuò)遷移率的降低有關(guān)。同時(shí)，向WE43合金中添加少量Zn會(huì)降低稀土元素在鎂基體中的固溶度，從而獲得數(shù)量更多、尺寸更細(xì)小的析出相。Zn微合金化還能夠在鑄造WE系列合金中產(chǎn)生長(zhǎng)周期有序結(jié)構(gòu)（LPSO）相，從而提高合金的力學(xué)性能，且LPSO相的體積分?jǐn)?shù)隨著冷卻速度的降低而提高。試驗(yàn)結(jié)果表明，砂鑄Mg-3.0Y-2.5Nd-1.0Gd-0.5Zn-0.5Zr合金中LPSO相的面積分?jǐn)?shù)是該合金金屬型鑄造條件下的近10倍[35]。Mg-Y-Zn合金是目前研究較為深入的含LPSO相的一類(lèi)合金，該合金中的LPSO相類(lèi)型主要是18R（Mg10Y1Zn1）和14H（Mg12Y1Zn1）兩種類(lèi)型。14H型LPSO相的穩(wěn)定性較18R型LPSO相更加穩(wěn)定，因而Mg-Y-Zn合金中的18R型LPSO相在經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)臒崽幚砗竽軌虮?4H型LPSO相完全取代。近年來(lái)，大量學(xué)者通過(guò)各種高分辨表征技術(shù)深入研究了含LPSO相的Mg-Y-Zn合金的強(qiáng)韌化機(jī)制并已取得一些理論上的突破。首先，LPSO相的存在能夠提高鎂基體基面的臨界分切應(yīng)力，從而通過(guò)激活非基面滑移來(lái)提高合金中有效的滑移系數(shù)量，這對(duì)改善鎂合金中強(qiáng)度與延伸率的矛盾關(guān)系意義重大[36]。其次，LPSO相在鎂的基面和棱柱面上都與基體共格，能夠承擔(dān)一定的塑性變形，這對(duì)含LPSO相的鎂合金塑韌性有利的。如圖3所示[37]，已有研究通過(guò)原子尺度的像差校正掃描透射顯微鏡觀察到了Mg-Zn-Y合金中LPSO相以及堆垛層錯(cuò)（SF）的扭折變形及Zn與Y原子在扭折界面上的偏聚行為[37]。同時(shí)，高密度LPSO相可以抑制鎂合金在形變過(guò)程中孿晶的形成以及加速再結(jié)晶晶粒的細(xì)化[38]。

圖3 壓縮后的Mg97Zn1Y2合金中的LPSO相與SF扭折行為的HAADF-STEM圖像[37]Fig.3 HAADF-STEM images of kinks of LPSO phase and SF in compressed Mg97Zn1Y2 alloy[37]

圖4所示[39]的熱力學(xué)計(jì)算表明，稀土Y元素在高溫條件下的氧化傾向較Mg和其他幾種稀土元素更大（化學(xué)活性Y＞Gd＞Nd＞Mg），這就導(dǎo)致Mg-Y系合金在熔鑄過(guò)程中極易發(fā)生氧化燒損，不僅降低了Y元素的收得率，還會(huì)不可避免地向熔體中引入Y2O3夾雜物，影響熔體純凈度。為了提高WE43合金的鑄造工藝性能，可在保持稀土元素總添加量不變的情況下采用Gd元素部分取代Y元素，所優(yōu)化出的Mg-2Y-3Gd-2Nd-0.5Zn-0.5Zr合金不僅具有良好的鑄造工藝性能，且其室溫與高溫力學(xué)性能均與WE43合金相當(dāng)，更適合生產(chǎn)薄壁復(fù)雜的航空航天鑄件產(chǎn)品[39]。

圖4 鎂及4種稀土元素氧化反應(yīng)的吉布斯自由能變化[39]Fig.4 Gibbs free energy of oxidation reactions of Mg and four kinds of RE elements[39]

1.3 鑄造Mg-Nd系合金

Nd屬于輕稀土元素，在鎂中的最大固溶度可達(dá)3.6%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），固溶處理后得到的Mg-Nd合金過(guò)飽和固溶體在時(shí)效過(guò)程中可以析出一系列亞穩(wěn)強(qiáng)化相，合金可獲得較強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化效果，具體的時(shí)效析出序列為：S.S.S.S.→GP區(qū)→β″（DO19，Mg3Nd）→β′（fcc，Mg3Nd）→β（bct，Mg12Nd）[40]。其中，β″被認(rèn)為是合金峰時(shí)效態(tài)最主要的強(qiáng)化相，其結(jié)構(gòu)為具有兩維stepped quasi-DO19型超結(jié)構(gòu)的密排六方相[41]，與Mg基體完全共格：(0001)β″//(0001)Mg，[101—0]β″//[101—0]Mg。β″能在較大的溫度范圍內(nèi)相對(duì)穩(wěn)定的存在，因此可以顯著提高合金的蠕變性能。

由于Nd元素在Mg中的生長(zhǎng)限制因子較小，鑄造Mg-Nd二元合金的晶粒往往比較粗大，甚至可達(dá)毫米級(jí)，無(wú)法滿(mǎn)足合金作為結(jié)構(gòu)材料的服役性能要求，因此通常在合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.5%的Zr進(jìn)行晶粒細(xì)化以改善合金的力學(xué)性能。此外，大量研究發(fā)現(xiàn)添加少量Zn（質(zhì)量分?jǐn)?shù)≤1.3%）可以增加熔體的流動(dòng)性，提高合金的鑄造工藝性能[42]。據(jù)報(bào)道，Mg-Nd-Zn合金的析出序列為S.S.S.S.→GP區(qū)→β′→β2→β1/γ′→β[43]，亞穩(wěn)態(tài)相β′、β1作為合金的主要強(qiáng)化相，可以大大提高M(jìn)g-Nd合金的綜合力學(xué)性能。進(jìn)一步向Mg-Nd-Zn合金中加入Zr，不僅為晶粒細(xì)化提供異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，還影響了熱處理過(guò)程中的組織演變。Wang等[44]研究了添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的Zr對(duì)Mg-2.7Nd-0.6Zn合金組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶處理后的合金中會(huì)形成Zn2Zr3納米強(qiáng)化相，顯著提高合金硬度；此外，Zn2Zr3相的析出會(huì)降低Mg基體中Zn的固溶度，使得峰時(shí)效合金中棱柱面析出β1-Mg3(Nd,Zn)相與基面析出γ″-Mg7(Nd,Zn)3相的比例增大，如圖5所示[44]，析出強(qiáng)化效果得到增強(qiáng)，峰時(shí)效態(tài)Mg-2.7Nd-0.6Zn-0.5Zr合金的維氏硬度達(dá)到105HV，比不含Zr的合金提高了約14%。我國(guó)自主研發(fā)的高強(qiáng)耐熱ZM6鎂稀土合金就是Mg-Nd-Zn-Zr系合金，其力學(xué)性能（抗拉強(qiáng)度＞250MPa，延伸率＞7%）和抗腐蝕性能與WE43合金接近，能在250℃的高溫環(huán)境中保持性能穩(wěn)定[45]，因而在我國(guó)國(guó)防工業(yè)中獲得了廣泛的應(yīng)用。上海交通大學(xué)在ZM6的成分基礎(chǔ)上，通過(guò)調(diào)整Nd/Zn比，開(kāi)發(fā)出了成本低、性能優(yōu)良的鑄造Mg-Nd-Zn-Zr（JDM1）合金[46]，該合金不僅鑄造工藝性能與AZ31相當(dāng)，其力學(xué)性能（合金抗拉強(qiáng)度＞300MPa，延伸率＞10%）、蠕變性能及耐蝕性能均明顯提高，已被應(yīng)用于汽車(chē)輪轂、發(fā)動(dòng)機(jī)支架等零部件上，推動(dòng)了我國(guó)高性能鎂合金的快速發(fā)展。

圖5 峰時(shí)效態(tài)下沿不同入射軸拍攝的Mg-2.7Nd-0.6Zn-0.5Zr和Mg-2.7Nd-0.6Zn合金的HAADF-STEM像[44]Fig.5 HAADF-STEM images of peak-aged Mg-2.7Nd-0.6Zn-0.5Zr and Mg-2.7Nd-0.6Zn alloys[44]

2 鎂合金鑄造成形方法

鎂合金的熔點(diǎn)低、結(jié)晶潛熱小、黏度低、流動(dòng)性能好，易于成形各類(lèi)大尺寸、形狀復(fù)雜的零部件。鎂合金的塑性變形能力較差，且變形工藝主要用于制備結(jié)構(gòu)較為簡(jiǎn)單的薄板、擠壓件等型材。因而鑄造成形是當(dāng)前鎂合金最主要的成形方式，鎂合金鑄件約占所有鎂合金構(gòu)件的90%。鎂合金的鑄造成形工藝主要包括重力鑄造、低壓鑄造、擠壓鑄造及高壓鑄造等。

2.1 重力鑄造

重力鑄造包括重力砂型鑄造、重力金屬型鑄造和重力熔模鑄造等，其中砂型和金屬型鑄造的應(yīng)用最為廣泛。鎂合金的重力砂型鑄造的優(yōu)勢(shì)是可單件小批量生產(chǎn)各類(lèi)不同結(jié)構(gòu)的鑄件，尤其適用于生產(chǎn)航空航天領(lǐng)域的大型復(fù)雜鑄件[47]。用于鎂合金鑄造的型砂經(jīng)歷了自然砂、二氧化碳水玻璃砂以及自硬樹(shù)脂砂等多個(gè)不同的發(fā)展階段。采用自硬砂造型制芯能夠在簡(jiǎn)化砂鑄工藝的同時(shí)大幅提高鎂合金鑄件質(zhì)量，還能夠減少鎂液在澆鑄過(guò)程中的有毒有害氣體排放，有利于改善鑄造生產(chǎn)環(huán)境。

鎂稀土合金砂型鑄造存在以下技術(shù)難點(diǎn)：（1）砂型鑄造工藝適合于生產(chǎn)三維尺寸較大、結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜的零件，因而所需的澆鑄時(shí)間往往較長(zhǎng)，而高活性的鎂稀土合金熔體在充型過(guò)程中易發(fā)生氧化燃燒生成大量稀土氧化物和氧化鎂夾雜，嚴(yán)重降低砂鑄件質(zhì)量；（2）相比較于金屬型而言，砂型的導(dǎo)熱能力低、型腔內(nèi)的溫度梯度更平緩，合金熔體趨于糊狀凝固，這就導(dǎo)致鎂稀土合金砂型鑄件中由于補(bǔ)縮困難而經(jīng)常出現(xiàn)縮孔、縮松等缺陷[48-49]；（3）砂型鑄造工藝?yán)鋮s速度緩慢，砂鑄鎂稀土合金的組織粗大，性能較金屬型鑄造合金有明顯降低，因此在澆鑄之前務(wù)必對(duì)鎂稀土合金熔體進(jìn)行有效的細(xì)化處理[50]。因此，近年來(lái)鎂稀土合金重力砂型鑄造的最新研究進(jìn)展主要集中在含阻燃劑的型砂成分設(shè)計(jì)、鑄造缺陷表征預(yù)測(cè)以及砂鑄合金組織性能控制等方面[51-52]。

向呋喃樹(shù)脂砂中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%阻燃劑（阻燃劑成分：80%硼酸+20%硫粉）對(duì)合金的鑄態(tài)組織沒(méi)有明顯影響，但在高溫熔體的加熱作用下，砂型表面能夠分解形成含SO2、B2O3的保護(hù)性氣氛以抑制Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在流動(dòng)充型過(guò)程中的氧化燃燒。這樣不僅能夠大幅降低鎂稀土合金砂鑄件中的氧化夾雜含量，還能提高合金液的流動(dòng)性[51]。加Zr細(xì)化處理并不能明顯改善WE54砂型鑄件中的縮孔、縮松缺陷，而當(dāng)冒口直徑從40mm提高到90mm后，鑄件中含縮松的區(qū)域面積顯著減小，鑄件的致密度提高[52]。試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)冒口的凝固模數(shù)mr與鑄件凝固模數(shù)mc滿(mǎn)足mr≥1.3mc時(shí)，尺寸為200mm×150mm×25mm的WE54合金砂型鑄板中不會(huì)產(chǎn)生明顯的縮松缺陷。如圖6所示[52]，利用Niyama準(zhǔn)則對(duì)WE54合金砂鑄件中的縮孔缺陷進(jìn)行預(yù)測(cè)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Niyama小于臨界值0.4℃0.5·s0.5/mm時(shí)，砂鑄板中的縮松區(qū)域面積與Niyama準(zhǔn)則預(yù)測(cè)的缺陷結(jié)果非常吻合。

金屬型鑄造的冷卻速度比砂型鑄造的高，其鑄件組織更為致密。如圖7所示[53]，對(duì)比研究砂型鑄造和金屬型鑄造的WE54鎂稀土合金的顯微組織可以發(fā)現(xiàn)，盡管兩種鑄造工藝制備得到的合金的鑄態(tài)組織特征相近，但是金屬型鑄造合金的晶粒和第二相的尺寸更加細(xì)小，顯微組織也更加均勻[53]。因此對(duì)于相同成分的鎂稀土合金砂鑄件和金屬型鑄件而言，其固溶與時(shí)效處理制度也有所不同。如砂型鑄造Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金的共晶組織較為粗大，其最佳固溶處理工藝為在525℃下保溫12h，而金屬型鑄造的Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金在500℃下固溶6h即可以獲得較為理想的固溶效果[54-55]。但正是由于金屬型的激冷作用強(qiáng)，鑄造過(guò)程中易發(fā)生澆不足、冷隔、熱裂紋等缺陷。為了將砂型鑄造和金屬型鑄造的工藝優(yōu)勢(shì)進(jìn)行結(jié)合，目前研究者開(kāi)始嘗試采用復(fù)合鑄型來(lái)生產(chǎn)鎂合金鑄件。如采用金屬型和砂型分別作為外型和內(nèi)腔，采用金屬型作為外型能夠提高合金液的冷卻速度，使得合金組織更為致密；而內(nèi)部的砂型則能夠用于制作形狀結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜的型腔，使其更能滿(mǎn)足鎂合金零部件的實(shí)際生產(chǎn)需求。

圖7 砂型鑄造和金屬型鑄造WE54鎂合金組織對(duì)比[53]Fig.7 Microstructure comparison between sand casting and investment casting WE54 Mg alloys[53]

熔模鑄造是在易熔化的模樣表面包覆多層耐火材料后再將模樣熔化倒出形成無(wú)分型面的殼型，經(jīng)焙燒和澆鑄后獲得鑄件的一種鑄造成形工藝。相比較于砂型和金屬型鑄造而言，熔模鑄造的材料利用率高，可生產(chǎn)形狀復(fù)雜的鑄件，其生產(chǎn)批量不受限制。經(jīng)熔模精密鑄造得到的鑄件的力學(xué)性能與砂型鑄造相當(dāng)，且表面質(zhì)量和尺寸精度更高[56]。在大型、復(fù)雜的薄壁鑄件成形方面，熔模鑄造更能展現(xiàn)其獨(dú)特的工藝優(yōu)勢(shì)。

然而鎂合金熔模鑄造也存在一些技術(shù)難點(diǎn)：在澆鑄和凝固過(guò)程中，活潑的鎂合金熔體極易與熔模型殼之間發(fā)生界面反應(yīng)，這不僅會(huì)降低鎂液的純凈度，還會(huì)嚴(yán)重降低鎂合金熔模鑄件的表面精度。尤其是鎂稀土合金熔體化學(xué)活性比鎂液還強(qiáng)，稀土元素與型殼反應(yīng)還會(huì)導(dǎo)致昂貴的稀土發(fā)生燒損，降低稀土收得率，惡化鎂稀土合金熔模鑄件的力學(xué)性能。因此，如何減緩或消除鎂熔體與型殼之間的界面反應(yīng)已經(jīng)成為當(dāng)前鎂合金熔模鑄造領(lǐng)域亟需解決的關(guān)鍵問(wèn)題。

當(dāng)前，氣體保護(hù)阻燃（SF6、CO2、SO2等）、阻燃劑阻燃（釋氟抑制劑KBF4和NaBF4等）及選擇合適的型殼材料是抑制鎂合金熔模鑄造界面反應(yīng)的主要方法。Jafari等[57]采用ZrSiO4與SiO2制備出厚度分別為3～4mm與7～8mm的型殼，并將其應(yīng)用于AZ91D鎂合金熔模鑄造，研究結(jié)果表明，所制備出的型殼能夠抑制鎂液的界面反應(yīng)，且使用較薄的型殼可以獲得更高的凝固速率，最終獲得表面質(zhì)量良好的鑄件。東北大學(xué)陳榮石等[53]研究發(fā)現(xiàn)熔模鑄造WE43合金鑄件的室溫和高溫力學(xué)性能均低于砂型鑄造WE43合金鑄件，這主要由于稀土Y元素的化學(xué)活性非常強(qiáng)，因此含Y量較高的WE54合金在充型及凝固過(guò)程中會(huì)與殼型發(fā)生強(qiáng)烈的界面反應(yīng)，導(dǎo)致大量氧化夾雜生成。國(guó)外的近期研究表明，采用Y2O3作為型殼涂層材料能夠有效防止AZ91D-1CaO合金熔體與型殼的界面反應(yīng)，所制備的薄壁鑄件表面質(zhì)量得到大幅提高[58]。若采用Y2O3作為WE系合金熔模鑄造的型殼涂層材料，則能夠提高Y氧化反應(yīng)式中生成物的活度，減小該反應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能變化，從而有望從熱力學(xué)的角度抑制Y元素與殼型發(fā)生界面反應(yīng)。

2.2 低壓鑄造

在重力澆鑄過(guò)程中，熔體僅依靠重力的作用充填型腔，因而重力澆鑄工藝并不適合于生產(chǎn)大尺寸薄壁鑄件。特別是在重力砂型鑄造工藝中，由于砂型內(nèi)的溫度梯度較為平緩，熔體趨于同時(shí)凝固而不易補(bǔ)縮，在鑄件中極易產(chǎn)生縮孔、縮松等鑄造缺陷，嚴(yán)重降低鑄件組織的致密度。另一方面，鎂熔體在充填型腔的過(guò)程中，合金液前沿易產(chǎn)生紊流而發(fā)生嚴(yán)重的氧化燒損，降低了合金液的純凈度，影響鑄件質(zhì)量。

低壓鑄造是指利用較低的氣體壓力（0.02～0.15MPa）使金屬液自下而上緩慢充填型腔，并在一定壓力下凝固以獲得鑄件的方法。目前航空航天大型復(fù)雜鑄件的主要成形方法是低壓或者差壓砂型鑄造工藝（圖8[27]）。在稀有氣體的壓力下，合金液充型前沿更加平穩(wěn)，避免了在重力鑄造的充型過(guò)程中合金液前沿的氧化和卷氣的發(fā)生。目前，國(guó)內(nèi)研究者已經(jīng)通過(guò)低壓砂鑄工藝生產(chǎn)出最大長(zhǎng)度為1700mm，最小厚度為2～5mm的大型薄壁鎂稀土合金構(gòu)件[59]。研究結(jié)果表明，低壓鑄造工藝的補(bǔ)縮性更好，可制備組織致密的鑄件，適合于生產(chǎn)大型薄壁復(fù)雜件，且無(wú)需冒口、無(wú)污染，易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化。低壓鑄造利用稀有氣體壓力使金屬液反重力充填型腔，避免金屬液前沿產(chǎn)生翻滾、沖擊和飛濺，提高了充型過(guò)程的平穩(wěn)性；另外，熔體在壓力下凝固補(bǔ)縮能有效減少疏松的形成，大幅提高鑄件質(zhì)量。

圖8 采用低壓砂型鑄造生產(chǎn)的大型鎂稀土合金構(gòu)件示意圖[27]Fig.8 Schematic of large-size Mg-RE alloy components produced by low-pressure sand casting[27]

近年來(lái)，大量研究者致力于采用低壓鑄造工藝成型鎂稀土合金鑄件，取得了一系列原創(chuàng)性的研究成果。Zhou等[60]基于Niyama判據(jù)，采用數(shù)值模擬和試驗(yàn)相結(jié)合的方法，對(duì)重力砂型鑄造和低壓砂型鑄造的Mg-6Gd-3Y-0.5Zr合金中的縮孔缺陷進(jìn)行了預(yù)測(cè)。如圖9所示[60]，結(jié)果表明重力鑄造和低壓鑄造條件下合金的臨界Niyama值分別為0.44℃0.5·s0.5/mm和0.3℃0.5·s0.5/mm，這說(shuō)明低壓鑄造工藝能夠顯著降低縮孔的數(shù)量。因此，低壓砂鑄Mg-RE合金的機(jī)械強(qiáng)度，包括拉伸強(qiáng)度和高周疲勞強(qiáng)度相比較于常規(guī)重力鑄造合金有所提高。如圖10所示[53]，陳榮石等將低壓鑄造與熔模鑄造兩種工藝相結(jié)合并對(duì)澆注系統(tǒng)進(jìn)行模擬與優(yōu)化，最終采用低壓熔模鑄造技術(shù)制備得到表面和內(nèi)部質(zhì)量良好的WE43鎂合金機(jī)匣，有效減少了冷隔、夾雜和疏松等缺陷數(shù)量，提高了鑄件內(nèi)部冶金質(zhì)量。試驗(yàn)表明，峰時(shí)效態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度高達(dá)247MPa，可廣泛應(yīng)用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)中形狀復(fù)雜、壁厚較薄的結(jié)構(gòu)件。

圖9 低壓鑄造成型和重力鑄造成型的鑄板在不同取樣位置Niyama的預(yù)測(cè)值與縮孔體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系[60]Fig.9 Relationship between predicted Niyama value and volume fraction of shrinkage microporosity at different sampling positions of cast plates fabricated by low-pressure sand casting and gravity casting[60]

圖10 低壓熔模鑄造WE43鎂合金機(jī)匣[53]Fig.10 WE43 alloy casing fabricated by low-pressure investment casting[53]

2.3 擠壓鑄造

鎂合金擠壓鑄造是一種借鑒了壓鑄和模鍛而發(fā)展起來(lái)的新型鑄造工藝。先將鎂合金熔體澆入模具中，隨后在合金的凝固過(guò)程中施加一定壓力并將鑄造和鍛造合并為一個(gè)步驟，使合金液在壓力下發(fā)生結(jié)晶[61]。在合金液的凝固過(guò)程中通過(guò)沖頭施加一定的外部壓力有利于保證鑄件質(zhì)量，原因有3點(diǎn)：（1）金屬液在一定的壓力下充型凝固有利于改善合金液與型壁之間的換熱條件，能夠通過(guò)提高合金液冷卻速度從而獲得致密細(xì)小的組織；（2）外加壓力能夠強(qiáng)制合金液在型腔中充分流動(dòng)從而抑制鑄件中氣孔、縮孔及縮松的形成；（3）能夠通過(guò)限制合金液的流動(dòng)來(lái)避免宏觀偏析的形成。因此，鎂合金擠壓鑄造件的表面質(zhì)量較高，力學(xué)性能優(yōu)于傳統(tǒng)高壓鑄造和金屬型鑄造合金，且擠壓鑄件能夠通過(guò)高溫后熱處理實(shí)現(xiàn)進(jìn)一步強(qiáng)化。擠壓鑄造分為直接擠壓和間接擠壓兩種方式，直接擠壓鑄造沒(méi)有澆注系統(tǒng)，因而沖頭壓力直接作用于型腔的金屬液，鑄件組織致密，缺點(diǎn)是需進(jìn)行定量澆注；間接擠壓鑄造的特點(diǎn)是沖頭壓力需要通過(guò)澆鑄系統(tǒng)傳遞給型腔金屬液，因而合金液受到的壓力較低，不利于合金的強(qiáng)制補(bǔ)縮，因此鑄件的致密度較直接擠壓鑄造工藝的低。其優(yōu)勢(shì)是無(wú)需配置定量澆鑄系統(tǒng)，生產(chǎn)柔性更高。

壓力和澆注溫度等工藝參數(shù)是影響擠壓鑄造鎂合金組織和性能的關(guān)鍵因素。Wang等[62-63]系統(tǒng)研究了擠壓鑄造工藝參數(shù)對(duì)GW103K鎂稀土合金的影響，結(jié)果表明增大施加壓力可以顯著細(xì)化合金組織，提高合金強(qiáng)度與塑性；降低澆鑄溫度可以細(xì)化晶粒，提高強(qiáng)度，但塑性有所降低。GW103K鎂合金擠壓鑄造的最優(yōu)工藝為：施加壓力為160MPa，澆注溫度為720℃，鑄件抗拉強(qiáng)度達(dá)232MPa，經(jīng)T6處理后的抗拉強(qiáng)度可達(dá)383MPa。如圖11所示[62]，相比較于重力金屬型鑄造合金，擠壓鑄造合金的鑄態(tài)組織和T6態(tài)組織均更加細(xì)小[63]。Zhao等[64]比較研究了重力鑄造和擠壓鑄造的Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr合金的顯微組織及力學(xué)性能，研究表明擠壓鑄造能夠顯著降低GZ151K合金的晶粒尺寸，且合金峰時(shí)效硬度隨擠壓壓力的增加而提高。Lü等[65]還將擠壓鑄造工藝運(yùn)用到含LPSO相的Mg-Ni-Y和Mg-Zn-Y合金的制備中，研究發(fā)現(xiàn)經(jīng)超聲細(xì)化后的LPSO相在合金的冷卻過(guò)程中仍然會(huì)繼續(xù)發(fā)生粗化，影響了超聲細(xì)化處理的效果。若將熔體超聲處理與擠壓鑄造工藝相結(jié)合，能夠進(jìn)一步提高鎂稀土合金的力學(xué)性能。但對(duì)于Mg97Zn2Y1合金而言，擠壓鑄造工藝會(huì)促進(jìn)硬度較高的YZn3合金在LPSO相內(nèi)部析出，這會(huì)削弱LPSO相對(duì)合金的強(qiáng)化效果。

圖11 重力金屬型鑄造與擠壓鑄造GW103K合金組織對(duì)比[62]Fig.11 Microstructure of GW103K alloy fabricated by gravity permanent mold casting and squeeze casting[62]

2.4 高壓鑄造

高壓鑄造是指在高壓（30～80MPa）作用下，使熔融或半熔融的金屬高速（0.5～50m/s）壓射充填型腔，并在高壓下結(jié)晶的鑄造方法。壓鑄是鎂合金零件最主要、應(yīng)用最廣泛的成形工藝。高壓鑄造是一種近凈成形技術(shù)，壓鑄件表面無(wú)需后續(xù)機(jī)械加工便可進(jìn)行裝配使用。其主要工藝特點(diǎn)是：（1）生產(chǎn)效率較高；（2）冷卻速度較快，合金組織細(xì)小；（3）鑄件表面質(zhì)量、形狀和尺寸精度較高；（4）易于實(shí)現(xiàn)高度自動(dòng)化。當(dāng)前，壓鑄鎂合金主要有AZ、AM、AS和AE系列，其中具有代表性的合金牌號(hào)有AZ91、AM60、AM50、AS41、AS21和AE42等。

鎂合金的熔點(diǎn)較低，凝固潛熱較小，合金液黏度低因而流動(dòng)性較好，能夠在壓力的作用下充填復(fù)雜型腔，因此鎂合金非常適合于壓鑄工藝，包括冷室壓鑄和熱室壓鑄。目前鎂合金壓鑄件的最小壁厚能夠達(dá)到0.6mm，這在3C行業(yè)能夠形成極大的競(jìng)爭(zhēng)力。除上述提到的壓鑄鎂合金系列外，研究者們已經(jīng)開(kāi)始采用壓鑄工藝生產(chǎn)高性能的鎂稀土合金，如Mg-Gd-Dy[66]、Mg-La-RE（Nd、Y或Gd）[67]和Mg-Nd-Zn-Zr[68]等系列合金。然而，一直以來(lái)有兩個(gè)因素限制了鎂合金壓鑄件的發(fā)展。

（1）在鎂熔體被高速壓射充填型腔時(shí)，其流動(dòng)前沿會(huì)產(chǎn)生霧化導(dǎo)致比表面積大大提高，在鎂合金壓鑄件中形成卷氣、氧化夾雜等缺陷。尤其是壓鑄件中的氣體會(huì)在高溫?zé)崽幚磉^(guò)程中發(fā)生體積膨脹而導(dǎo)致鑄件表面起泡，因而壓鑄件無(wú)法經(jīng)過(guò)后續(xù)熱處理進(jìn)一步提高力學(xué)性能。如圖12所示[69]，通過(guò)X射線(xiàn)斷層掃描能夠獲得高壓鑄造AM60B合金的三維孔隙度形貌，根據(jù)氣孔體積和球形度能夠識(shí)別出氣縮孔、氣孔、網(wǎng)狀收縮和島狀收縮4種孔隙類(lèi)型。真空壓鑄或充氧壓鑄技術(shù)能夠顯著改善鎂合金壓鑄的卷氣行為。真空壓鑄技術(shù)是通過(guò)在合金液充型之前抽除模具型腔內(nèi)的空氣而減少壓鑄件內(nèi)的氣孔數(shù)量；而充氧壓鑄則是在壓鑄過(guò)程中向型腔內(nèi)充填氧氣以置換出空氣，隨后高溫鎂液與氧氣完全反應(yīng)而降低了壓鑄件中的氣體體積分?jǐn)?shù)。鎂合金真空壓鑄件和充氧壓鑄件的力學(xué)性能均可通過(guò)后續(xù)熱處理得到進(jìn)一步提高，但其存在設(shè)備復(fù)雜、成本較高等缺點(diǎn)。

圖12 高壓鑄造AM60B合金的孔洞缺陷形貌[69]Fig.12 Three-dimensional porosity morphology of high-pressure die casting of AM60B alloy[69]

（2）當(dāng)鎂合金液被澆鑄進(jìn)入料筒后，少部分熔體會(huì)在料筒壁的激冷作用下凝固并形成游離的預(yù)結(jié)晶組織，這些粗大的預(yù)結(jié)晶組織會(huì)隨著合金液一起被壓入模腔中并在鑄件中保留下來(lái)，導(dǎo)致壓鑄件組織均勻性降低，嚴(yán)重?fù)p傷鑄件的力學(xué)性能，如圖13所示[68]。為了克服這一問(wèn)題，Li等[69]通過(guò)在澆道處設(shè)計(jì)一種預(yù)結(jié)晶收集器，有效降低了Mg-3.0Nd-0.3Zn-0.6Zr合金真空壓鑄件中的預(yù)結(jié)晶數(shù)量與尺寸，大幅提升了壓鑄件的拉伸強(qiáng)度和延伸率。

圖13 鎂合金壓鑄件不同區(qū)域的預(yù)結(jié)晶組織形貌[68]Fig.13 Microstructure of external solidified crystals in different areas of die casting of Mg alloy[68]

3 鑄造鎂稀土合金在發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域研究應(yīng)用現(xiàn)狀

如上文所述，鎂及鎂稀土合金的主要優(yōu)勢(shì)有輕質(zhì)、高比強(qiáng)度和比剛度，尤其是阻尼減振性能優(yōu)良；同時(shí)，鎂稀土合金具有良好的鑄造工藝性能，能夠成型大型復(fù)雜的鑄件，非常適合制造在沖擊和振動(dòng)環(huán)境下服役的零部件。根據(jù)相關(guān)統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)，飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)80%的故障是因振動(dòng)引起的。因而具有高阻尼性能的鎂合金鑄件非常適用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)中一些形狀復(fù)雜、受強(qiáng)烈振動(dòng)的零部件。鎂合金在直升機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)質(zhì)量中占比達(dá)2%，主要用于制造中介機(jī)匣、附件機(jī)匣以及驅(qū)動(dòng)變速系統(tǒng)的外殼、發(fā)動(dòng)機(jī)架等。鎂合金在發(fā)動(dòng)機(jī)部件上應(yīng)用的短板主要是抗腐蝕性能不足、塑性變形能力差，這些因素限制了鎂合金部件在航空工業(yè)領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用。

3.1 鎂合金材料在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的使用要求

多項(xiàng)航空發(fā)動(dòng)機(jī)適航標(biāo)準(zhǔn)及通用標(biāo)準(zhǔn)規(guī)范中均對(duì)鎂合金材料的使用環(huán)境和使用許可提出了明確要求，如2008年美國(guó)國(guó)防部頒布的MILHDBK-516B《適航性審查準(zhǔn)則》、2003年歐洲聯(lián)合航空局頒布的CS-E《發(fā)動(dòng)機(jī)合格證規(guī)范》、2010年我國(guó)頒布的GJB 241A—2010《航空渦輪噴氣和渦輪風(fēng)扇發(fā)動(dòng)機(jī)通用規(guī)范》以及2007年我國(guó)頒布的JSSG 2007B《航空渦噴渦扇渦軸渦槳發(fā)動(dòng)機(jī)聯(lián)合使用規(guī)范指南》[70]。表2列出了上述各適航條款及標(biāo)準(zhǔn)對(duì)鎂合金材料的使用要求。

表2 各適航條款及標(biāo)準(zhǔn)對(duì)鎂合金材料的使用要求Table 2 Requirements for use of Mg alloys in various airworthiness standards

從對(duì)比情況來(lái)看，鎂合金耐腐蝕性能較差是其被限制用于某些航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的主要原因之一。事實(shí)上，早期很多航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣和殼體均廣泛采用鎂合金鑄件，如滑油傳動(dòng)殼體、滑油泵殼體、機(jī)匣殼體等。然而，隨著使用年限的增加，研究人員發(fā)現(xiàn)滑油系統(tǒng)鎂合金構(gòu)件在工作過(guò)程中腐蝕嚴(yán)重，報(bào)廢量大。尤其是在沿海、高溫濕熱以及大氣污染較嚴(yán)重的地區(qū)，鎂合金鑄件的腐蝕速率被加快，限制了其在航空工業(yè)零部件上的應(yīng)用。鎂合金電極電位是常規(guī)金屬結(jié)構(gòu)材料中最低的，而且在鎂合金熔體中極易形成氯化物熔劑夾雜和Fe、Co、Ni、Cu等雜質(zhì)元素。更重要的是，當(dāng)前用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的高強(qiáng)耐熱鎂合金材料多是鎂稀土合金體系，而稀土的化學(xué)活性比鎂還強(qiáng)，在熔體制備、澆鑄等過(guò)程中，高活性的稀土極易發(fā)生氧化而形成稀土氧化夾雜，這些夾雜物和雜質(zhì)元素的存在又會(huì)進(jìn)一步惡化鎂合金鑄件的耐腐蝕性能[71]。國(guó)外部分研究機(jī)構(gòu)主要通過(guò)提高合金熔體的純凈度以改善鎂合金部件的耐腐蝕性能，如采用無(wú)熔劑精煉工藝并對(duì)鎂合金材料中的雜質(zhì)元素含量進(jìn)行嚴(yán)格限定。在鎂合金發(fā)動(dòng)機(jī)部件的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)方面，應(yīng)盡量避免采用凹槽、空腔等結(jié)構(gòu)，因?yàn)檫@些結(jié)構(gòu)易形成長(zhǎng)期積水、積油而導(dǎo)致鎂合金腐蝕；必要時(shí)還需采用涂層以避免鎂鑄件與其他材料零部件產(chǎn)生接觸腐蝕。由于鎂合金燃點(diǎn)低、鎂粉有爆炸危險(xiǎn)，還應(yīng)避免鎂合金部件在使用過(guò)程中長(zhǎng)期暴露于高溫之下。盡管如此，通過(guò)解讀上述4項(xiàng)標(biāo)準(zhǔn)可以發(fā)現(xiàn)，在通過(guò)控制合金熔體的純凈度、合理設(shè)計(jì)零部件結(jié)構(gòu)、采用有效的防護(hù)涂層等方法以提高鎂合金鑄件的耐腐蝕性能、避免鎂火形成的基礎(chǔ)上，選用鎂合金材料以實(shí)現(xiàn)發(fā)動(dòng)機(jī)部件的輕量化和系統(tǒng)降噪也是可以被接受的。

3.2 鑄造鎂稀土合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件中的應(yīng)用

鎂合金具有優(yōu)良的鑄造工藝性能和切削加工性能，能夠成形大型復(fù)雜薄壁結(jié)構(gòu)件，常被用于制造航空動(dòng)力系統(tǒng)部件中的殼體類(lèi)鑄件。由于航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件經(jīng)常在溫度高、振動(dòng)強(qiáng)的工作條件下長(zhǎng)期服役，因此用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的鎂合金材料主要都是以含稀土的高強(qiáng)耐熱鎂合金為主，主要有ZE41（Mg-4Zn-1RE-0.6Zr）、WE54（Mg-5Y-4RE-0.5Zr）、WE43（Mg-4Y-3RE-0.5Zr）、EV31（Mg-3Nd-1Gd-0.5Zr）和QE22（Mg-2RE-2Ag-0.6Zr）等。上述這些高性能的鎂合金已被廣泛用于通用電氣、霍尼韋爾、羅·羅和普惠等世界著名發(fā)動(dòng)機(jī)制造商開(kāi)發(fā)設(shè)計(jì)的多款航空發(fā)動(dòng)機(jī)，包括渦輪螺旋槳發(fā)動(dòng)機(jī)、集成減速齒輪箱、普惠PW-100/150系列以及許多通勤飛機(jī)上使用的PT-6發(fā)動(dòng)機(jī)。由于砂型鑄造導(dǎo)熱能力較弱，合金液在砂型中的流動(dòng)充型能力強(qiáng)，因而大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的鎂稀土合金鑄件往往采用砂型鑄造工藝成型，尤其是用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)上的薄壁殼體鑄件多采用低壓或差壓砂型鑄造生產(chǎn)。一些結(jié)構(gòu)復(fù)雜、尺寸精度要求較高的鎂稀土合金發(fā)動(dòng)機(jī)部件也會(huì)采用低壓熔模鑄造工藝生產(chǎn)，而少數(shù)小型簡(jiǎn)單部件可以采用冷卻速度較快的低壓金屬型鑄造工藝生產(chǎn)以提高零部件的力學(xué)性能。

普惠公司生產(chǎn)的航空發(fā)動(dòng)機(jī)PW535的殼體采用了ZE41鎂合金鑄件（圖14）。美國(guó)F-16、F-18、F-22、F-35及歐洲臺(tái)風(fēng)等戰(zhàn)斗機(jī)采用的輔助傳動(dòng)系統(tǒng)的殼體多為ZE41鎂合金鑄件，其中F-16和F-18飛機(jī)配裝的F-110渦輪風(fēng)扇發(fā)動(dòng)機(jī)附件機(jī)匣以及F-22飛機(jī)配裝的F-119渦輪風(fēng)扇發(fā)動(dòng)機(jī)均采用WE43鎂合金鑄件制造變速箱殼體，如圖15所示。

圖14 PW535發(fā)動(dòng)機(jī)的ZE41鎂合金鑄件殼體Fig.14 ZE41 Mg alloy casting used in aero-engine PW535

圖15 采用WE43鎂合金鑄件作為變速箱殼體材料的航空發(fā)動(dòng)機(jī)Fig.15 Aero-engine using WE43 Mg alloy casting as shell of gearbox

近年來(lái)，為了提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的鎂合金鑄件尺寸精度，歐美等國(guó)家采用集熔煉、熔體輸送、反重力澆注的一體化氣體保護(hù)技術(shù)，有效避免了高活性鎂熔體在制備過(guò)程中的氧化燃燒，實(shí)現(xiàn)了鎂合金精密鑄件的批量生產(chǎn)，圖16[72]為國(guó)外4款典型的航空發(fā)動(dòng)機(jī)用鎂合金精密鑄件。另外，美國(guó)Aristo Cast公司也利用熔模精密鑄造技術(shù)將其開(kāi)發(fā)的阻燃鎂合金應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的各類(lèi)殼體、支架等構(gòu)件研制上，輕量化效果顯著，如圖17所示[73]。國(guó)外已經(jīng)形成了涵蓋各類(lèi)不同牌號(hào)鎂合金的熔模鑄造技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)，并已經(jīng)為生產(chǎn)高精度、復(fù)雜薄壁鎂合金鑄件提供了重要技術(shù)參考。

圖16 國(guó)外航空發(fā)動(dòng)機(jī)鎂合金精密鑄件[72]Fig.16 Mg alloy precision castings used in foreign aero-engine[72]

圖17 鎂合金熔模精密鑄件[73]Fig.17 Precision investment castings of Mg alloy[73]

國(guó)內(nèi)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域的鑄造鎂合金牌號(hào)主要有ZM2（Mg-4Zn-1RE-0.5Zr，相當(dāng)于國(guó)外ZE41）、ZM3（Mg-3RE-0.5Zn-0.5Zr）、ZM4（Mg-3RE-3Zn-0.5Zr）、ZM5（Mg-8Al-0.5Zn-0.2Mn）和ZM6（Mg-2.5Nd-0.5Zn-0.5Zr）等。ZM2主要應(yīng)用于國(guó)產(chǎn)渦噴-7及渦噴-13發(fā)動(dòng)機(jī)的前后機(jī)匣和主機(jī)匣等。ZM3應(yīng)用于裝備在殲-6飛機(jī)的渦噴-6發(fā)動(dòng)機(jī)的前艙鑄件及渦噴-11發(fā)動(dòng)機(jī)的離心機(jī)匣。我國(guó)第一臺(tái)自行設(shè)計(jì)、生產(chǎn)的渦噴發(fā)動(dòng)機(jī)的附件機(jī)匣便是采用ZM5鎂合金。ZM6鎂合金的室溫和高溫力學(xué)性能優(yōu)異，還具有較高的高溫蠕變性能，可在250℃的高溫環(huán)境下服役，因而被用來(lái)制造某型燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)的附件傳動(dòng)后機(jī)匣。

表3所示為常用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的鎂稀土合金材料的力學(xué)性能對(duì)比，同時(shí)也總結(jié)了幾款近年來(lái)在WE43、EV31等系列合金成分的基礎(chǔ)上新開(kāi)發(fā)的鎂稀土合金材料的力學(xué)性能[5,39,74-77]。盡管QE22合金的屈服強(qiáng)度和延伸率都表現(xiàn)優(yōu)異，但該合金中含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)2% Ag元素而導(dǎo)致該合金在制備成本方面并不占優(yōu)勢(shì)。其中，商用化程度最高的鎂稀土合金WE43合金的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)280MPa以上，綜合力學(xué)性能優(yōu)良。然而正如前文提到的，由于WE43合金中的Y元素含量較高，高活性的Y元素在熔鑄過(guò)程中極易發(fā)生氧化燒損，不僅降低了Y元素的收得率，還會(huì)影響合金的純凈度，因而WE43合金的鑄造工藝性能有待進(jìn)一步提高。適當(dāng)降低WE43合金中Y元素含量或者用部分Gd元素取代Y元素能夠有效改善WE系列鎂合金的鑄造工藝性能，使其更適合于成形大型復(fù)雜的航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件。如在同一制備工藝條件下，低Y含量的WE25（Mg-2Y-2Nd-3Gd）合金的室溫和高溫（200℃、250℃）屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均與WE43合金相當(dāng)，且其塑性較WE54合金有一定提高[39]。EV31、ZE41和國(guó)內(nèi)的ZM6合金屈服強(qiáng)度較其他幾種合金低，在EV31的基礎(chǔ)上將Gd元素含量提高到質(zhì)量分?jǐn)?shù)3%后，EV33合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均高于WE43合金，且試驗(yàn)表明其高周疲勞性能較WE43合金和EV31合金均有明顯改善[5]。

表3 用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的鑄造鎂稀土合金材料室溫力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of Mg-RE cast alloys applied for aero-engine parts

3.3 鑄造鎂稀土合金在航空航天裝備其他部件中的應(yīng)用

對(duì)直升機(jī)而言，其旋翼升力是服役的關(guān)鍵性能指標(biāo)之一。將輕質(zhì)鎂合金應(yīng)用到直升機(jī)的變速系統(tǒng)或減速機(jī)匣部件，能夠有效降低機(jī)身自重，緩解系統(tǒng)振動(dòng)，大幅提高其在戰(zhàn)場(chǎng)上的載重量和機(jī)動(dòng)性能。尤其是新一代高強(qiáng)耐熱鎂稀土合金的成功研發(fā)進(jìn)一步拓寬了鎂合金在直升機(jī)動(dòng)力系統(tǒng)的應(yīng)用范圍，使得相關(guān)型號(hào)直升機(jī)能夠適應(yīng)高溫、強(qiáng)振動(dòng)等惡劣的服役環(huán)境。美國(guó)UH60“黑鷹”通用直升機(jī)、CH-47“支努干”雙旋翼中型運(yùn)輸直升機(jī)以及波音AH-64“阿帕奇”武裝直升機(jī)等多款先進(jìn)直升機(jī)變速箱殼體均采用了ZE41鎂合金鑄件。美國(guó)AH-64D“阿帕奇”武裝直升機(jī)則采用EV31鎂合金替代了傳統(tǒng)的ZE41合金，用于制造變速箱和座艙部位的零件[78]。除此之外，還有一些其他的直升機(jī)機(jī)型如S-92型直升機(jī)、貝爾BA-609型傾斜旋翼飛機(jī)和歐洲的NH90直升機(jī)等采用了目前商業(yè)化程度最高的WE53或WE54鎂稀土合金作為變速箱殼體材料，單件質(zhì)量最大達(dá)200kg。美國(guó)麥道公司也采用了WE43鑄件制造MD500和MD600系列直升機(jī)的減速器承力機(jī)匣（圖18）。鎂稀土合金還用于許多輔助飛機(jī)部件結(jié)構(gòu)，包括恒速驅(qū)動(dòng)器、集成驅(qū)動(dòng)發(fā)電機(jī)和輔助動(dòng)力裝置等。表4總結(jié)了當(dāng)前鎂合金在直升機(jī)機(jī)匣部件應(yīng)用的現(xiàn)狀。

表4 鎂合金鑄件在各類(lèi)直升機(jī)機(jī)匣中的應(yīng)用Table 4 Application of Mg alloy castings in cartridge receiver of different helicopters

圖18 WE43鎂合金在不同型號(hào)直升機(jī)機(jī)匣上的應(yīng)用Fig.18 Application of WE43 Mg alloy in cartridge receiver of different helicopters

國(guó)內(nèi)上海交通大學(xué)輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心開(kāi)發(fā)了JDM1、JDM2、JDM3以及JDM4等多種高強(qiáng)耐熱鎂稀土合金材料，針對(duì)鎂稀土合金熔體純凈化、組織調(diào)控、表面處理、尺寸精度控制等技術(shù)瓶頸展開(kāi)了研究，實(shí)現(xiàn)了鑄造鎂稀土合金在多款航空傳動(dòng)系統(tǒng)部件上的應(yīng)用，輕量化效果顯著，填補(bǔ)了我國(guó)在新一代武裝直升機(jī)傳動(dòng)系統(tǒng)用鎂合金材料的空白，提升了我國(guó)新型主戰(zhàn)武器裝備的戰(zhàn)技指標(biāo)。部分典型應(yīng)用包括圖19所示的某型直升機(jī)輸入機(jī)匣與下機(jī)匣、某型直升機(jī)尾減速機(jī)匣、某型導(dǎo)彈艙體、某型導(dǎo)彈中介機(jī)匣、某型衛(wèi)星支架、某型飛機(jī)部件和某型雷達(dá)部件。

圖19 鎂稀土合金在飛行器傳動(dòng)系統(tǒng)中的部分典型應(yīng)用Fig.19 Typical applications of Mg-RE alloys in transmission system of aircraft

上海交通大學(xué)的研發(fā)團(tuán)隊(duì)還將自行設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)耐熱鎂稀土合金材料與低壓砂型鑄造工藝相結(jié)合，成功制備出了我國(guó)新一代直升機(jī)的傳動(dòng)系統(tǒng)機(jī)匣，如圖20所示，這是新型高強(qiáng)耐熱鎂合金首次在我國(guó)航空部件上的應(yīng)用。此外，還成功研制出某發(fā)動(dòng)機(jī)的機(jī)匣蓋部件，如圖21所示[1]。相關(guān)研發(fā)成果為我國(guó)國(guó)防工業(yè)的發(fā)展做出了顯著貢獻(xiàn)。

圖20 新一代直升機(jī)的傳動(dòng)系統(tǒng)機(jī)匣Fig.20 Transmission system receiver of new generation helicopter

圖21 某新型發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣蓋[1]Fig.21 A new generation of engine case cover[1]

4 結(jié)論

輕量化是航空航天領(lǐng)域永恒的追求目標(biāo)。輕質(zhì)高強(qiáng)、耐熱減振、成形性能優(yōu)良的鎂稀土合金是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的優(yōu)勢(shì)材料之一，其在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域的應(yīng)用前景非常廣闊。然而，鎂稀土合金仍然存在耐熱性和耐蝕性較差等問(wèn)題，產(chǎn)品總體應(yīng)用規(guī)模還有待進(jìn)一步擴(kuò)大；此外，鎂稀土合金熔體化學(xué)性質(zhì)活潑，高品質(zhì)合金熔體制備困難，鑄件質(zhì)量穩(wěn)定性差；同時(shí)，相關(guān)行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)、規(guī)范的缺失也造成了鎂稀土合金航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的發(fā)展短板。上述問(wèn)題是限制鎂稀土合金鑄件在航空發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域廣泛應(yīng)用的主要原因。因此，在今后的研究應(yīng)用中應(yīng)重點(diǎn)關(guān)注以下4個(gè)方面。

（1）繼續(xù)通過(guò)合金成分設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)新型高性能鎂稀土合金材料，持續(xù)完善鎂合金的強(qiáng)化、失效機(jī)制模型，優(yōu)化鎂合金液態(tài)成形技術(shù)，提高鎂合金在高溫服役環(huán)境下的力學(xué)性能與抗氧化能力，從而拓寬鎂合金鑄件在航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件中的應(yīng)用范圍。

（2）加強(qiáng)不同服役環(huán)境下的鎂稀土合金表面處理技術(shù)及防護(hù)層失效機(jī)制研究，進(jìn)一步探明各類(lèi)防護(hù)膜層與鎂基體界面的組織演變研究，提高鎂合金膜層自身的耐蝕性能。在此基礎(chǔ)上加強(qiáng)對(duì)鎂合金不同表面處理技術(shù)的綜合運(yùn)用，以克服單一技術(shù)的不足。

（3）當(dāng)前用于大型復(fù)雜航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的鎂合金主要是鎂稀土合金系列，其大都采用砂型鑄造工藝成型。但稀土化學(xué)活性強(qiáng)，在熔體制備過(guò)程中極易產(chǎn)生稀土氧化夾雜，而且砂型冷卻速度緩慢導(dǎo)致鑄件組織粗大。需針對(duì)鎂稀土合金開(kāi)發(fā)有效的熔體凈化、細(xì)化處理技術(shù)，提高鑄件的質(zhì)量穩(wěn)定性。

（4）由于鎂合金在我國(guó)航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件的應(yīng)用規(guī)模不大，相關(guān)行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)及規(guī)范嚴(yán)重缺失，限制了鎂合金鑄件在該領(lǐng)域的推廣應(yīng)用。因此，除技術(shù)革新外，高校及科研院所還應(yīng)加強(qiáng)與航空用戶(hù)單位的密切合作，努力實(shí)現(xiàn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)鎂合金產(chǎn)品的標(biāo)準(zhǔn)化。