孟德浩 李培杰 肖 旅

（1 清華大學，北京 100084）

（2 北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京 100076）

（3 上海航天精密機械研究所，上海 201600）

0 引言

目前鎂合金主要應用于一些非主承力結(jié)構(gòu)件或小型簡單的承力結(jié)構(gòu)件上［1-2］，在大型復雜航天結(jié)構(gòu)上鮮有應用報道。大型復雜殼段作為主承力結(jié)構(gòu)，承受各種力、熱載荷，內(nèi)部質(zhì)量要求高，之前一般采用鋁合金成型，若采用高強耐高溫鎂合金，將帶來近30%的減重效果，金屬的使用溫度提升至200 ℃以上，大大提升航空航天結(jié)構(gòu)的輕質(zhì)化水平和結(jié)構(gòu)的承載效率［3］。何慶彪等［4］研究了某航天器復雜薄壁鑄件的低壓鑄造工藝，試驗發(fā)現(xiàn)鎂合金的化學、物理參數(shù)及鑄造性能與鋁合金有很大差異，常規(guī)鋁合金反重力鑄造的方法不能完全適合鎂合金的鑄造。

稀土鎂合金經(jīng)歷了Mg-MM 混合稀土到Mg-RE單稀土再到Mg-RE-RE 兩種稀土的發(fā)展歷程［5］，通過采用密度更小、價格更低的Y 來取代Mg-Gd 二元合金中的部分Gd，Mg-Gd-Y 系高強耐熱鎂合金被開發(fā)出來［6-7］，Mg-Gd-Y 合金具有優(yōu)異的高溫強度、抗蠕變性能及耐蝕性能，已經(jīng)成為目前世界上高強度鑄造和變形鎂合金系之一，成為目前研究的熱點［8-11］。

航天用大型復雜薄壁鎂合金鑄件一般采用砂型鑄造方式來成型，且航天結(jié)構(gòu)由于面臨嚴酷的沖擊振動環(huán)境，需要結(jié)構(gòu)具有良好的室溫強韌性，而目前國內(nèi)外有關(guān)鑄造Mg-Gd 或Mg-Y 系鎂合金的研究大多是基于冷卻速度較快的金屬型進行的，對于砂型鑄造的報道相對較少。大型鑄件較低的冷卻速率會粗化合金的晶粒、造成組織不均勻，且稀土鎂合金一般室溫延伸率較低，如砂型鑄造Mg-10Gd-3Y-Zr 合金室溫延伸率只有1.1%［12］，因此需要開展大型復雜稀土耐熱鎂合金鑄件的室溫強韌化研究，闡明慢冷條件下合金組織和性能的關(guān)系，實現(xiàn)在大型航天結(jié)構(gòu)上的應用。

本文以某大型復雜薄壁Mg-Gd-Y 合金結(jié)構(gòu)為例，分析了其結(jié)構(gòu)特點和鑄造難點，研究了不同Gd和Y 含量對大型鑄件室溫性能的影響，以室溫強韌性優(yōu)選出合金成分；研究不同固溶處理和時效處理下合金組織與性能的關(guān)系，得到大型鑄件的最佳的熱處理參數(shù)，并評價其力學性能。

1 鑄件結(jié)構(gòu)特點

鑄件結(jié)構(gòu)尺寸大，熔煉量達340 kg，澆注量達200 kg，最小壁厚約3 mm，最大徑向厚度近130 mm，屬于大型復雜薄壁結(jié)構(gòu)件；需要本體具有良好的室溫強韌性和高溫性能，室溫性能要求：抗拉強度σb≥300 MPa，屈服強度σ0.2≥200 MPa，延伸率δ≥3%，且該結(jié)構(gòu)面臨振動、沖擊的使用環(huán)境，需要室溫塑性盡量高。

大型復雜薄壁鑄件成型過程中，有以下難點［13-14］：（1）大型件澆注量大，散熱慢，凝固時間長，容易造成晶粒粗大，導致性能降低，缺陷多；（2）大面積薄壁區(qū)域補縮通道窄，實現(xiàn)順序凝固控制難度大，易產(chǎn)生疏松等缺陷。且鎂合金一般比熱容小、凝固區(qū)間大，難以生產(chǎn)大型、薄壁或者結(jié)構(gòu)復雜的鑄件，因此為了得到內(nèi)部質(zhì)量優(yōu)良的高性能稀土鎂合金鑄件，需要開展合金成分、熱處理等優(yōu)化研究。

2 針對大型鑄件的Mg-Gd-Y合金成分優(yōu)化

Mg-Gd-Y 合金成形大型復雜砂型鑄件時，容易晶粒粗大，因此其成分設(shè)計及其相應的熱處理工藝優(yōu)化與實驗室小型試樣有顯著差別。為了研究大型鑄件在砂型慢冷條件下的凝固和熱處理組織，對每一種合金成分按實際產(chǎn)品澆注了鑄件以模擬凝固冷卻條件。

研究表明，GW103K 合金室溫和高溫強度優(yōu)良，但室溫延伸率較低，難以滿足航天大型主承力鑄件的使用要求；針對大型復雜砂型鑄件的特點，對Gd、Y兩種稀土元素含量進行了優(yōu)化，目的是適當降低稀土元素，從而降低合金熱處理態(tài)下的室溫脆性，使合金具有良好的鑄造工藝性和室溫強韌性。成分設(shè)計方案如表1所示。

表1 Mg-Gd-Y合金稀土元素成分設(shè)計Tab.1 Rare earth elements of Mg-Gd-Y alloys

依次測試了這7 個合金成分試樣的室溫力學性能，對于鑄態(tài)試樣，當Mg-xGd-3Y-0.5Zr 中的x從8%～6%變化時，由圖1（a）可知，隨Gd含量降低，抗拉強度和屈服強度都是先減小后增大，而延伸率由4%逐漸增加至5.5%。三種合金抗拉強度最大差值7 MPa，屈服強度最大差值5 MPa，可知鑄態(tài)下三種合金的抗拉和屈服強度差別不大。

對于鑄態(tài)試樣，當Mg-xGd-2Y-0.5Zr 中的x從9%～6%變化時，由圖1（b）可知，隨Gd 含量降低，抗拉強度和屈服強度變化無明顯規(guī)律性，而延伸率依次為4.5%、4%、6.5%和7%。四種合金抗拉強度最大差值10 MPa，屈服強度最大差值19 MPa，可知鑄態(tài)下四種合金的抗拉和屈服強度差別不大。

通過對上述7 種合金分別進行固溶和時效熱處理工藝優(yōu)化，得到了各個成分合金熱處理工藝下的室溫力學性能，如圖2所示。

對于T6 態(tài)試樣，當Mg-xGd-3Y-0.5Zr 中的x從8%～6%變化時，由圖2（a）可知，隨Gd含量降低，抗拉強度和屈服強度不斷減小，抗拉強度從330 減小到315 MPa，屈服強度由238 減小到215 MPa，而延伸率由3%逐漸增加至4.5%?？芍N合金強度都能滿足要求，但GW63K 延伸率更好，更適合有振動沖擊使用環(huán)境的大型復雜艙體。

對于T6 態(tài)試樣，當Mg-xGd-2Y-0.5Zr 中的x從9%～6%變化時，由圖2（b）可知，隨Gd 含量降低，抗拉強度和屈服強度不斷減小，抗拉強度從325減小到270 MPa，屈服強度由235 減小到179 MPa，而延伸率由3%逐漸增加至8%。GW72K 和GW62K 的室溫抗拉強度不足300 MPa，強度水平過低；而GW92K 雖然強度很高，但延伸率只能到3%，而GW82K 抗拉強度在300 MPa 以上，延伸率達到5%，經(jīng)對比分析GW82K 綜合性能較好。表2為優(yōu)選出的GW63K 和GW82K 的T6態(tài)室溫力學性能對比。

圖1 不同合金鑄態(tài)室溫力學性能Fig.1 Mechanical properties of as-cast alloy at room temperature

圖2 不同合金T6態(tài)室溫性能Fig.2 Mechanical properties of T6 state alloy at room temperature

表2 GW63K和GW82K合金T6態(tài)室溫力學性能Tab.2 Mechanical properties of T6 state GW63K and GW82K alloy at room temperature

由表2可知雖然GW63K 稀土含量相對GW82K降低了1%，但抗拉和屈服強度比GW82K 略高，而延伸率相當，因此對于本文研究的大型復雜鑄件，GW63K合金具有更好的室溫強韌性和綜合性能。

3 GW63K合金的熱處理工藝優(yōu)化及力學性能

3.1 固溶處理工藝優(yōu)化

鑄造鎂合金，特別是Mg-Gd-Y 系高性能耐熱鑄造鎂合金，需要采用固溶+時效的熱處理強化手段，實現(xiàn)性能的最優(yōu)化。

通過研究發(fā)現(xiàn)，GW63K 合金單鑄試樣按495 ℃/10 h 固溶處理可以達到優(yōu)異的綜合性能，圖3為GW63K大型鑄件按495 ℃/10 h固溶處理前后的光學金相，固溶處理前，其平均晶粒尺寸約60 μm，而固溶處理后，其平均晶粒尺寸約90 μm，發(fā)生了較為明顯的晶粒長大，且晶粒大小分布不均，出現(xiàn)了大晶粒合并小晶粒的再結(jié)晶現(xiàn)象，這種組織不利于力學性能的提高，可見大型復雜構(gòu)件不能簡單的按照單鑄試樣的固溶工藝，須針對大型構(gòu)件進行固溶處理優(yōu)化。

鑄造鋁合金具有較為成熟的晶粒細化技術(shù)，在鑄造鋁合金的熱處理中，為了兼顧溶質(zhì)原子充分固溶和抑制晶粒長大，常采用分級固溶的方法，在較低溫度下長時間保溫，使溶質(zhì)原子大部分擴散溶解，然后再快速升至更高的溫度短時保溫，實現(xiàn)剩余相的充分溶解，分級固溶可以獲得比相同時間高溫單級固溶更加細小的晶粒組織［15-16］，因此對于Mg-Gd-Y而言，這種工藝應具有較強的可移植性。

圖3 GW63K合金光學金相組織Fig.3 Optical metallographic structure of the T6 state GW63K alloy

圖4 不同分級固溶處理的GW63K合金熱處理組織Fig.4 The microstructure of the GW63K alloy with different solid solution treatment

基于分級固溶的思想，設(shè)計了3種分級固溶處理工藝，如表3所示。得到的固溶態(tài)組織如圖4所示。485 ℃/7 h+495 ℃/3 h的工藝并未改善合金晶粒長大的情況，因此在485℃長時間保溫不可行；475 ℃/7 h+495 ℃/3 h和475℃/7 h+485 ℃/3 h兩種分段熱處理工藝均無晶粒長大的情況，平均晶粒尺寸控制在62～77 μm。

表3 GW63K合金分級固溶處理工藝Tab.3 Process of graded solid solution treatment of GW63K alloy

采用測定T6態(tài)力學性能的方法評判不同分級固溶處理工藝的效果（時效工藝同為200 ℃/80 h，時效處理工藝對合金晶粒尺寸無影響，因此保持不變），如圖5所示，可以看出，兩種熱處理工藝均具備良好的室溫拉伸性能，475 ℃/7 h+495 ℃/3 h 工藝的強度值略高于475 ℃/7 h+485 ℃/3 h 工藝。主要原因可能是第二段固溶溫度決定了剩余相的溶解，475 ℃/7 h+485 ℃/3 h 工藝第二段固溶溫度較低，少量的剩余相雖然沒有降低延伸率，但由于溶質(zhì)元素減少，造成時效強化作用減弱。因此，確定475℃/7 h+495℃/3h 為優(yōu)化的分級固溶處理工藝。

圖5 不同分級固溶處理GW63K合金T6態(tài)室溫拉伸性能Fig.5 Mechanical properties of T6 state GW63K alloy at room temperature with different solid solution treatment

3.2 時效強化工藝研究

研究并測定了GW63K 合金試樣在不同溫度下的時效硬化曲線（固溶處理工藝為475 ℃/7 h+495 ℃/3 h），如圖6所示。

由圖6可看出，GW63K合金200 ℃時效時硬度上升速度最快，到達峰值硬度的時間最短（80 h），峰值硬度達到102 HV；175 ℃時效時雖然峰值硬度微幅上升，峰值時間卻顯著延長至300 h 以上；當時效溫度高于225 ℃和250 ℃時，峰值硬度不僅急劇下跌，達到峰值時間還有所延長，時效強化作用不明顯。因此，選定200 ℃/80 h 作為GW63K 合金優(yōu)化的時效處理工藝參數(shù)。

圖6 GW63K合金在不同溫度的時效硬化曲線Fig.6 Age hardening curves of GW63K alloy at different temperatures

圖7為GW63K附鑄試樣不同時效溫度峰值處理的光學金相。

由圖7可以看出，175 ℃和200 ℃峰值時效處理的金相組織基本相同，有較多的析出相；225 ℃峰值時效處理時析出相明顯減少；而250 ℃峰值時效處理的金相組織中基本觀察不到析出相。

圖7 GW63K不同時效溫度峰值硬度下的光學金相Fig.7 Optical metallographic structure under peak hardness of different aging temperature

4 不同爐批鑄件力學性能

按照475 ℃/7 h+495 ℃/3 h 固溶處理工藝和200 ℃/80 h 的時效工藝，采用反重力砂型鑄造的方式，進行了5 個不同爐批次鑄件的澆注，對不同爐批次的鑄件（T6 態(tài)）進行了力學性能測試，試樣數(shù)量不少于30根，測試結(jié)果顯示，室溫時，抗拉強度、屈服強度和延伸率的平均值依次達到了334.5 MPa，201.0 MPa和6.2%，說明GW63K鎂合金具有優(yōu)良的室溫強韌性，將在具有輕質(zhì)高強要求的大型復雜結(jié)構(gòu)件上具有較好的應用前景。

5 結(jié)論

（1）對Mg-xGd-3Y-0.5Zr（x=6%～8%）和MgxGd-2Y-0.5Zr（x=6%～9%）不同合金成分鑄件性能測試發(fā)現(xiàn)，適當降低稀土含量可以提高室溫塑性，同時又不會損失太多強度性能，其中GW63K 具有優(yōu)良的綜合性能。

（2）針對大型鑄件，分級固溶可以兼顧溶質(zhì)原子充分固溶和抑制晶粒長大，GW63K 的最佳固溶處理參數(shù)為475 ℃/7 h+495 ℃/3 h，最佳時效處理參數(shù)為200 ℃/80 h。

（3）通過對5個不同爐批次鑄件性能進行統(tǒng)計分析，大型GW63K 鎂合金鑄件室溫抗拉強度、屈服強度和延伸率的平均值依次達到了334.5 MPa，201.0 MPa 和6.2%，具有良好的室溫強韌性，將在具有輕質(zhì)高強要求的大型復雜結(jié)構(gòu)件上具有較好的應用前景。