Process Optimization for AZ91 Mg-alloy Low-pressure EPC Process
Si对快速凝固粉末冶金(RSPM)AZ91镁合金组织和性能的影响
龙源期刊网 Si对快速凝固/粉末冶金(RS/PM)AZ91镁合金组织和性能的影响作者：陈振华,曹特,周涛来源：《湖南大学学报·自然科学版》2010年第05期摘要:采用快速凝固/粉末冶金(RS/PM)法制备了Si增强的AZ91镁合金。
研究了不同Si含量对AZ91镁合金的微观组织、室温和高温力学性能的影响。
结果表明:随着Si含量的增加,合金中原位生成的Mg2Si颗粒逐渐长大。
Si的加入显著提高了合金的室温和高温力学性能。
室温下,当Si含量≤3%时,合金的抗拉强度随着Si含量的增加而提高,当Si含量增加至5%时,合金的抗拉强度大幅度降低。
其中RS/PM (AZ91+3%Si)合金表现出最优异的室温力学性能:σb高达472.36MPa,σ0.2、δ分别达到329.76MPa、4.70%。
合金的高温抗拉强度(473K)随着Si含量的增加而提高。
关键词:快速凝固;镁合金;Mg2Si;力学性能Effect of Si Content on Microstructure and Property of Rapid Solidification/Powder Metallurgy (RS/PM) AZ91 AlloyCHEN ZhenhuaCAO TeZHOU TaoABSTRACT: Si-enhanced AZ91 magnesium alloy was obtained through (RS/PM) in this paper. The effects of different Si content on microstructure, room and elevated temperature mechanical properties of AZ91 alloy were examined. The results show that Mg2Si particles generated in situ are grew up gradually as the increasing of Si content. By adding Si to the alloy can significantly improve the room and elevated temperature mechanical properties. At the room temperature, The tensile strength of alloys improved with the Si contents increased when the Si contents less than 3(mass)%. But when the Si contents increased to 5(mass)%, the alloy tensile strength reduced significantly. The alloy with 3(mass)%Si exhibits the best mechanical properties, its 0.2% yield tensile strength,ultimate tensile strength and elongation of rupture were 354.93MPa, 472.36MPa and 4.70%. And the alloy elevated temperature (473K) tensile properties improved as the Si addition increasing.KEYWORDS: Rapid solidification; Magnesium alloys; Mg2Si; Mechanical properties由于能源短缺和日益苛刻的环保要求,全球对低密度、高性能结构材料的需求日益增大。
中英文版AZ91镁合金铸锭条件
ITEMS NEEDED FOR AZ91 CASTING TRIALAZ91压铸试验所需要准备工作The following items will need to be prepared in advance of a AZ91 ingot casting trial using the new draft procedure supplied by Applied Magnesium.在根据应用镁公司提供的新的AZ91D合金生产指南草稿进行AZ91D合金锭试验铸造之前，需要提前做好以下的准备事项。
1.One in use and one spare electrically driven casting pump currently located in thestatic cast workshop. Make certain that the following items are checked and/orincluded;在手浇铸车间目前应放置两个电驱动的浇铸泵，一个现在使用，一个作为备用。
确定下列物品已经过检验或者包括在内。
Pump can be hung from crane hook.浇铸泵应可以用吊钩吊起来。
Pump is operational.浇铸泵应可以使用。
Variable speed control to regulate pump speed is included at the alloy workshop.在合金车间，浇铸泵的速度应该有变速控制装置。
Pump to transfer pipe flange is compatible design so that the twoassemblies will fit together.浇铸泵连接移液管的接口装置应该吻合，这两样器具就可以匹配的很好。
Pump is clean and free of debris. MAKE CERTAIN THAT PUMP IS PRE-HEATED IN MOLTEN FLUX JUST PRIOR TO USING INMOLTEN MAGNESIUM浇铸泵应该很干净，无杂质粘连。
基于SHPB实验的挤压AZ91D镁合金动态力学行为数值模拟
。众所周知，
同铸造AZ91D镁合金相比，挤压AZ91D镁合金由于晶 粒细化和沉积相的均匀分散，其强度和塑性得到很大
1970
中国有色金属学报
2014 年 8 月
2 Johnson-Cook 本构拟合
Johnson-Cook 强度模型的简单形式包含了应变 率和温度效应的影响，并且可以对金属材料的本构关
(4)
该模型包含了A、B、n、C、m这 5 个参数，需要
* = ε /ε 0 是通过参考应变率 通过实验来确定， 公式中 ε 0 无量纲化的应变率，取 ε 0 为 1 s−1。T*为无量纲化的 ε
温度：
[16]
图1 Fig. 1
挤压 AZ91D 镁合金的显微组织 Microstructure of extruded AZ91D Mg alloy
用线切割从棒材上切取实验压缩试样，试样尺寸 分为d 8 mm×12 mm和d 8 mm×6 mm两种，大尺寸试 样用于准静态实验，小尺寸试样用于应变率在 400~1000 s−1 之间的动态实验。常温准静态实验在 Instron材料试验机上进行，准静态压缩试验采用的加 载应变率为 0.001 s−1。常温动态压缩实验采用霍普金 森压杆(SHPB)装置完成(见图 2)，所选实验条件为 3 种应变率(440、 760 及 1050 s−1)。 上述所有试样的压缩 方向都与挤压方向相同，并在进行压缩试验前，需将 试样端面打磨光滑，以减少端面与压头的摩擦。 通过上述实验方法，获得的部分不同应变率下的 s (t ) 、应变 实验结果见图 3。其中，试样中的应变率 ε
图2 Fig. 2 SHPB 实验原理图 Schematic diagram of SHPB system
系给出比较理想的预测。 本文作者尝试在 J-C 强度模 型的基础上描述 AZ91D 镁合金的常温动态压缩力学 行为，J-C 模型表达式如下：
AZ91D镁合金的热压缩变形行为
Al Zn Mn Fe Cu Ni Mg 9.000 1.000 0.150 0.005 0.030 0.002 Bal.
第 19 卷第 10 期
中国有色金属学报
Vol.19 No.10
The Chinese Journal of Nonferrous Metals
文章编号：1004-0609(2009)10-1720-06
2009 年 10 月 Oct. 2009
AZ91D 镁合金的热压缩变形行为
张晓华，姜巨福，罗守靖
(哈尔滨工业大学 材料科学与工程学院，哈尔滨 150001)
摘 要：在应变速率为 0.005~1 s−1、温度 250~350 ℃条件下，采用 Instron-5500 热模拟机对 AZ91D 镁合金的高温
压缩特性进行研究，得到其真实应力—应变曲线。分析挤压温度和应变速率等对曲线的影响，得出本构方程的一
m=0.14。
关键词：AZ91D 镁合金；高温压缩；流变应力；Zener-Hollomon 参数
中图分类号：TG146.2
文献标识码： A
Compression deformation behavior of AZ91D magnesium alloy at elevated temperature
则在 t1 时刻材料的真实应力 σ 为
σ= F
(2)
A1
式中：F 为 t1 时刻材料承受的载荷。
可以得到 AZ91D 镁合金的真实应力—应变曲线，结 果如图 1 所示。
锻造对AZ91镁合金组织与性能的影响
锻造对AZ91镁合金组织与性能的影响摘要：研究了在380℃条件下一次锻造和两次锻造对AZ91合金组织和性能的影响。
结果表明，锻造有效的细化了镁合金组织，提高显微硬度和力学性能。
相比一次锻造，镁合金经二次锻造后，再结晶更加完全，晶粒进一步细化，力学性能进一步提高。
关键词：锻造；镁合金；显微组织；性能前言：镁合金以其比强度和比刚度高、电磁屏蔽性能和阻尼性能好，以及具有良好的切削加工性能和尺寸稳定等优点，被认为是21世纪最具发展潜力的“绿色结构材料”，已逐步在航空航天、电子、汽车等行业获得广泛应用。
AZ91合金属于Mg-Al-Zn-Mn系铸造镁合金，由于其良好的铸造性能而成为目前工业中最常用的压铸镁合金之一。
镁合金在低温变形条件下承受的变形量有限，常通过热加工来生产。
AZ91合金可通过挤压、锻造以及轧制等塑性变形，可使其具有比铸件更高的强度、更好的延展性及力学性能；同时，还可以通过后续的热处理使其性能得到进一步的改善，以满足材料全面性能的要求。
1.试验原料及方法1.1 试验原料本试验所用材料为AZ91镁合金，其化学成分见表1所示。
1.2 试验方法将AZ91镁合金在380℃条件下，分别采用高度减少40%的变形量进行一次锻造和一次锻造后以60%的变形量进行第二次锻造的两种工艺，并对两种工艺锻造后的试验料进行取样。
锻造是在200t压力机上完成，每次锻造前都采用石墨油对磨具和坯料进行润滑，锻造速度为15mm/s，镁合金二次锻造后的宏观形貌如图1所示。
采用Olympus D11型光学显微镜观察金相组织，试样经金相砂纸磨光后，用氧化镁抛光剂在鹿皮上抛光；浸蚀后，用酒精冲洗吹干。
拉伸试验在Instron 5569万能试验机上进行，拉伸速度为1mm/min，试样的尺寸如图2所示。
2.结果与分析2.1 锻造前后合金的显微组织AZ91镁合金锻造前后的光学显微组织如图3所示。
图中可见，铸态AZ91镁合金的晶粒尺寸较大，如图3(a)所示。
AZ91D镁合金粉末粒度分布对其选区激光熔化成形的影响
AZ91D镁合金粉末粒度分布对其选区激光熔化成形的影响作者：王金业常志鹏岳彦芳常宏杰杨光来源：《河北工业科技》2022年第01期摘要：為了解决AZ91D镁合金粉末选区激光熔化（SLM）成形过程中产生的烟尘问题，从粉末粒度分布的角度着手，将粉末筛分成不同规格，并按一定比例混合后进行SLM成形实验，探究其对成形过程烟尘产生的影响规律，在保证制件较高拉伸强度的条件下，找出烟尘产生量较少的粒度分布。
实验结果表明：镁合金粉末粒径分布对其SLM成形过程中产生的烟尘量有明显的影响作用;SLM成形相同的制件，20 μm以下的细粉末对烟尘的产生作用显著，适当增大大粒径粉末所占比例，能有效减少烟尘的产生量;同时，筛除20 μm以下的细粉末后，制件的抗拉强度提升了6%，大粒径粉末比例的增加，使得制件的抗拉强度有所降低，但这一影响并不显著。
研究结果所确定的优选粉末粒度分布区间，可为进一步减少SLM成形过程中的烟尘产生量、获得高性能镁合金制件提供方法创新和技术支撑。
关键词：有色金属及其合金;镁合金;选区激光熔化;粒度分布;烟尘;拉伸强度中图分类号：TH164 文献标识码：A DOI：10.7535/hbgykj.2022yx01011Abstract：Aiming at the problem of smoke generated in selective laser melting （SLM）process of AZ91D magnesium alloy powder，from the perspective of particle size distribution，different specifications of powder were sieved and mixed together in definite proportion to carry out the SLM experiments，which was used to study the influence law of the smoke generation in the forming processing and find out the optimal powder particle size distribution with less smoke under the condition of ensuring the higher tensile strength of the specimens.The experimental results show that particle size distribution of AZ91D magnesium alloy powder has an evident effect on the amount of the smoke generated in SLM process;when forming the same magnesium alloy specimens，the fine powder particle size below 20 μm has an o bvious effect on the generation of the smoke，and increasing the proportion of large-size powder appropriately can effectively reduce thesmoke.Meanwhile，the tensile strength of the magnesium alloy specimens is increased by 6% after removing the powder part icle size below 20 μm，and increasing the proportion of large-size powder can somewhat reduce the tensile strength of the AZ91D magnesium alloy specimens，but this effect is not obvious.The optimal distribution interval of the powder particle obtained in this study provides method innovation and technical support for further research on reducing the smoke in SLM forming process and gaining the high-performance magnesium alloy parts.Keywords：non-ferrous metals and their alloys;magnesium alloy;selective laser melting;particle size distribution;smoke;tensile strength镁及镁合金作为目前实际应用最轻的金属材料，其资源丰富，具有密度小、比强度/比刚度高、生物兼容性良好、铸造/切削加工性能良好和电磁屏蔽性能优异等诸多优点，被广泛应用在航空航天、国防军工、生物医疗、汽车工业、数码电子等多个领域[1-3]。
钝化处理后热镀锌板折边发黑的原因分析及解决方法
制备的LDHs涂层所有的方法都只是在实验室条件 下进行的，且涂层的力学性能和耐蚀性能远没有达 到推广应用的要求,涂层功能较为单一,没有充分发 挥水滑石类化合物组成功能多样性可调性的优势, 因而还需进一步研究探索。
锯酸点
包角
辐速比/%
平均膜重/ (mg*m-2)
96h盐雾白 锈量/%
1 2 500 53.24 — 70:110
4231
0
2 3 000 53.24 — 70:110
3&45
0
3 3 500 53.24 — 70:110
35.96
0.6
4 4 000 53.24 — 70:110
33.68
1.7
5 3 000 61.08 — 70:110
不再考虑提高此压力值。
对比各样板盐雾试验结果，为保证钝化效果,96 h 盐雾试验尽量不出现白锈，钝化膜厚度应控制在
36 mg/m2 以上。 4应对方案
厂家提供的钝化原液浓度太高，使用前需对原 液进行检化验并加入适量的脱矿水进行稀释。实际 中，当不生产钝化产品时，蘸料辐、涂覆辐也处于转 动状态(不与带钢接触)，钝化液处于自循环状态，由 于钝化液盘内液体水分挥发的影响，钝化液的浓度 会提升,钝化产品需安排集中生产,钝化液酸点控制
56.25
0
6 3 000 61.08 +4 70:110
55.03
0
7 3 000 61.08 +8 70:110
54.37
0
从表4中可以看出，钝化液锯酸点是影响钝化 膜厚度的首要因素。对比1号和5号样板，钝化液中 C严浓度越高，涂覆到带钢表面的钝化膜中(：宀越 多，即钝化膜越厚。在其他因素不变的情况下，钝化 液箔酸点与钝化膜厚度成正比例关系。
热处理对细晶AZ91D镁合金组织和性能的影响
中国铸造装备与技术6／20096结束语对国内外现有的耐热钢而言，要求在1200℃长时间带载工作，已远远超过了任何合金钢的本能，因此必须对还原罐化学成分、冶炼和铸造工艺进行调整和互补，采取合金强化和工艺化同时进行才能达到提高还原罐使用寿命和降低成本的要求。
如要大幅度提高还原罐使用寿命，降低成本，选取二种不同成分的适用于不同工作温度区间的耐热钢的方法是必须的也是可行的。
参考文献[1]李志华，戴永年.我国镁工业现状[J].昆明理工大学学报，2001，26：83～86.[2]李德臣.制镁还原罐的研制[J].铸造技术，2002（2）：124～128.[3]郭国文.一种新的炼镁还原罐结构[J].铸造，2001（7）：395～397.[4]肖纪美.不锈钢的金属学问题[M].北京：冶金工业出版社，l983，9：41-98.[5]黄乾尧等.高温合金[M].北京：冶金工业出版社，2000，4：10～39.[6]合金钢编写组.合金钢[M].北京：机械工业出版社，1978，9：210-225.20世纪90年代以来，镁合金在世界汽车工业中的应用以每年约20%的速度增长，其中又以AZ 和AM 两个Mg-Al 系铸造镁合金的应用最为广泛[1，2]。
AZ91D 镁合金是开发最早、应用最广的商用镁合金之一。
已有的研究表明[3-5]，该合金可进行热处理强化，但其组织对热处理敏感，通过均匀化退火或固溶可使AZ91D 镁合金组织中的β-Mg 17Al 12相发生数量、形态上的改变，或者利用时效处理使β-Mg 17Al 12热处理对细晶AZ91D 镁合金组织和性能的影响Effects of Heat Treatment on Structure and Mechanics Propertiesof AZ91D Mg Alloys with Fine-Grain王瑞权陈体军马颖（兰州理工大学材料科学与工程学院，兰州730050）摘要：采用MEF-3金相显微镜、JSM-6700F 扫描电镜、EMPA-1600电子探针以及WDW-100D 型电子万能实验机等，对经Al-Ti-B 细化处理的AZ91D 镁合金铸态组织及固溶-时效态的显微组织和力学性能进行了观察和分析。
AZ91镁合金快速凝固的研究进展
AZ91镁合金快速凝固的研究进展作者：廖春丽来源：《中国科技纵横》2012年第05期摘要：本文对快速凝固的冶金行为进行了分析，对镁合金的快速凝固的近期研究情况进行了综述，并对快速凝固的特点进行了小结。
关键词：镁合金快速凝固进展镁合金因其低的密度、高的比强度和比刚度、好的阻尼性能以及易于回收等特点，越来越受到汽车和航空航天领域的青睐。
但其机械性能、抗腐蚀性能、抗蠕变性能不佳而限制了其广泛应用[1]。
根据Hall-Petch公式知，细晶是提高合金的机械性能最有效的办法。
快速凝固是细化晶粒以提高合金机械性能最有效的办法[2]。
快速凝固可显著地细化组织，获得微晶、纳米晶甚至金属玻璃以及常规工艺条件下难以获得的亚稳相结构，从而获得具有特殊物化性能和力学性能的新材料。
在快速凝固过程中，合金元素在镁基体内的最大固溶度大大提高。
铝的最大固溶度可以提高到21.6at% [3]。
快速凝固AZ91D合金可形成过饱和α-Mg固溶体，能大幅度提高合金机械强度、韧性和耐蚀性等性能，细化的晶粒和析出相，高的固溶度，并能形成非平衡相[4]，从而拓宽了其应用范围。
1、镁合金的快速凝固冶金行为快速凝固技术是指在很高的冷却速度下（如104~109K/s），合金以极快的速率从液态转变成固态，从而获得传统铸件或铸锭冷却速率下不能获得的成分、相结构或显微结构。
以应用最为广泛的AZ91镁合金为例，在快速凝固条件下，凝固过程包括两个阶段[5]：第一阶段为快速凝固阶段，急冷形成的大过冷熔体生成大量细小且过饱和枝晶组成的晶粒，同时伴随着潜热的快速释放和温度再辉。
第二阶段为缓慢凝固阶段，快速凝固后剩余熔体进入相对缓慢的凝固阶段，快速释放的潜热使细化的树枝晶过热，并且由于溶质再分配和热流而可能导致重熔发生。
在快速凝固后，合金的组织沿厚度方向分为3个晶区：近辊面细晶区、内部柱状晶区和自由面等轴晶区。
在快速凝固条件下，L→α-Mg+β-Mg17A112的共晶反应受到抑制，条带凝固组织由过饱和的单相a-Mg固溶体组成。
热处理对AZ91D镁合金显微组织的影响_图文.
１
２
３４
５６
１００μｍ
５２
《热加工工艺》２００８年第３７卷第１０期材料热处理技术
Ｍａｔｅｒｉａｌ＆ＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔ下半月出版
差别不大，只在局部晶界处组织略发生变化；从图５（ｄ）可以清楚看出，晶界部位有相析出。经
２００℃×１２ｈ时效处理后，金相组织发生显著变化（图５ｂ），图中可见明显的晶界，且晶粒较大，晶粒
一般认为，铸态ＡＺ９１Ｄ镁合金主要由α－Ｍｇ、离异β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相和共晶组织（α－Ｍｇ＋β－Ｍｇ１７Ａｌ１２）
组成［２］，其中β相对ＡＺ９１Ｄ镁合金的性能影响已得到广泛的研究，但人们对共晶组织中的共晶α相认识非常有限，甚至经常将共晶α相和先析α相混为一谈。另外，在ＡＺ９１Ｄ镁合金中通常含有一定量的Ｍｎ，通常以固溶体和金属间化合物两种形式存在。据报道［３－４］，Ｍｇ－Ａｌ系镁合金中的
Ｆｉｇ．５ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＡＺ９１ＤＭｇａｌｌｏｙａｆｔｅｒｓｏｌｕｔｉｏｎｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ４１０℃ｆｏｒ２４ｈａｎｄａｇｉｎｇａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｏｒ１２ｈ
（ａ）１５０℃
（ｂ）２００℃
（ｃ）２５０℃
（ｆ）２５０℃
（ｄ）１５０℃
（ｅ）２００℃
２５０μｍ
２．２固溶ＡＺ９１Ｄ镁合金的显微组织
３８０℃×２４ｈ固溶处理合金微观组织如图２
所示。从图２（ａ）中可以看出，通过３８０℃×２４ｈ固溶处理，连续分布在β－Ｍｇ１７Ａｌ１２周围的片层相已全部溶入基体中，结合相图分析可以推测片层相就是共晶组织中的α相。图２（ｂ）和（ａ）的组织形貌基本一致，没有发现任何薄片状组织。能谱分析表明视场所观察到的第二相由β－Ｍｇ１７Ａｌ１２相和Ａｌ－Ｍｎ相组成，前者这时已经开始溶化，其边缘变得更加平直和圆滑，而后者与铸态中的相比没有显著变化。
部分固溶处理对AZ91D镁合金微观组织及力学性能的影响
部分固溶处理对AZ91D镁合金微观组织及力学性能的影响马颖;董海荣;张玉福;王永欣【摘要】对AZ91D镁合金进行部分固溶处理,研究其热处理后的组织和性能.结果表明:温度较低时,合金的性能随时间变化不明显.升高温度,硬度随时间延长逐渐降低,而抗拉强度和延伸率逐渐增加.当保温时间一定时,硬度随温度的升高逐渐降低,抗拉强度和延伸率则逐渐增加.部分固溶处理后,晶界处硬脆相β-Mg17Al12部分溶入基体,同时由原来的网状分布变成岛状分布.硬脆相的减少,使得合金的硬度有所下降,但高于完全固溶处理后的硬度,而硬脆相形态的改变,又提高了材料的抗拉强度和延伸率.升高温度或延长保温时间,合金的脆性断裂倾向减小,拉伸断口呈现出较多的韧窝,对大幅度提高合金的力学性能极为有利.【期刊名称】《兰州理工大学学报》【年(卷),期】2015(041)006【总页数】5页(P1-5)【关键词】AZ91D镁合金;β-Mg17Al12相;部分固溶处理;力学性能【作者】马颖;董海荣;张玉福;王永欣【作者单位】兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050;兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州730050【正文语种】中文【中图分类】TG146镁合金因其良好的铸造性、切削加工性、轻质及能量衰减系数大等特点而被应用于汽车、航空、家电、通讯等领域[1-6].但是由于镁合金的铸态组织中存在严重的枝晶偏析，而且晶界上分布有粗大的非平衡共晶组织，从而限制了镁合金的应用.根据文献[7~11]，树枝晶状处分布的粗大网状硬脆相β-Mg17Al12是影响AZ91D镁合金力学性能的重要因素.如果将β-Mg17Al12相网状分布状态打破，则可以在提高材料强度的同时，提高材料的延展性.传统热处理工艺利用时效强化提高AZ91D镁合金力学性能时所需温度较高，周期较长，工序复杂(固溶处理+人工时效).如果可以在较低的温度下和较短的处理时间内打碎网状分布的硬脆β-Mg17Al12相，同时又不使晶粒发生明显的粗化，则同样可以达到提高材料力学性能的目的[12-13].基于此，本文设计了部分固溶处理的工艺对AZ91D镁合金进行热处理，研究其对合金微观组织及力学性能的影响.相对于常规固溶处理，该工艺降低了保温温度，并且缩短了保温时间，以期达到改善性价比的目的.实验选用商用AZ91D镁合金，其名义化学成分如表1所示.将合金在GDJX-0405型电阻炉中进行重熔、精炼 (精炼剂选用C2Cl6，精炼温度控制在740～760 ℃)，然后将熔体在金属型模具中浇铸成φ70 mm×160 mm的圆棒料，经机加工、线切割，制成φ14 mm×110 mm的圆棒状坯料.圆棒状坯料再加工成2种试样：一种为φ14 mm×10 mm的圆片，另一种根据国家标准(GB/T 228—2002)机加工成拉伸试样.试样的热处理温度分别为350、365、380、395、410 ℃,热处理时间分别为1、2、3、4 h.热处理设备选用SRJ×45型箱式电阻炉和DWK-702型温控仪；分别取铸态、部分固溶态试样，抛光后用2%的酒石酸水溶液腐蚀，在MEF-3型光学金相显微镜、JSM-6700F型扫描电镜下观察其微观组织及断口形貌；用HBRVU-187.5布洛维硬度计检测其宏观硬度；在WDW-100D微机控制电子式万能力学试验机上检测不同热处理状态下的拉伸性能.AZ91D镁合金铸态金相显微组织如图1a所示，其显微组织主要由基体α-Mg 和断续分布在晶界处的β-Mg17Al12相组成.由于合金在非平衡条件下凝固，α-Mg晶粒为粗大的树枝晶，晶界上不连续分布着网状的共晶组织(α-Mg+β-Mg17Al12)，这种离异共晶组织的力学性能较差，表现为脆性.图1b为AZ91D镁合金晶界处β-Mg17Al12相在SEM下的组织形貌，从图中可以看出，晶界处的β-Mg17Al12相有2种形态：粗大的板条状和细小的层片状.在合金受外力时，晶界处脆性的β-Mg17Al12相经常成为裂纹源，大大降低了合金的力学性能.随部分固溶处理条件的变化，合金显微组织形貌演变如图2所示，从图中可以看出：固溶处理温度相同时，延长保温时间，晶界处网状的β-Mg17Al12相溶入基体越来越多(如图2a、f)；当固溶时间分别为1、4 h时，随着温度的升高，溶入基体的β-Mg17Al12相均越来越多(分别如图2a~e及图2f~h).其中温度较低时，即小于AZ91D镁合金固溶线温度(约为370 ℃)时，β-Mg17Al12相仍然以粗大网状树枝晶形态分布在基体α相周围，与铸态相比，变化不大(如图2a、b、f).而在接近固溶线温度或高于固溶线温度时，较多的β-Mg17Al12相溶入基体，只剩一小部分呈细小的块状分散地分布在晶界处(如图2c~e、g)、甚至基本消失(如图2h)；与380 ℃×1 h、395 ℃×1 h时相比，380 ℃×4 h 时块状的β-Mg17Al12相更加细小，分布得比较弥散，对合金力学性能贡献更大.表2反映了不同热处理状态下，3个对照组里AZ91D镁合金力学性能的变化情形.表2中的数据显示，合金在415 ℃×24 h固溶处理及在415 ℃×24 h与200 ℃×16 h固溶时效处理时可获得最佳的力学性能.固溶处理时由于硬脆相β-Mg17Al12的溶解，使AZ91D镁合金硬度下降，抗拉强度和延伸率提高.固溶时效处理后，由于β-Mg17Al12相以新的形态再次在晶界或晶内析出，使合金的硬度和抗拉强度得到大幅度提高，但同时延伸率有所下降.AZ91D镁合金部分固溶热处理后维氏硬度的变化情况如图3所示，可以看出，合金硬度随保温温度的提高呈下降的趋势.其中当保温温度低于固溶线温度时，原子扩散较慢，硬质相β-Mg17Al12溶入基体的速度较慢，硬度改变较小(图3中a、b线).而达到固溶线温度后，原子扩散加快，固溶过程开始，硬质相β-Mg17Al12溶解速度加快，使得材料宏观硬度下降趋势加快(图3中c、d、e线)；合金硬度随保温时间的变化较随保温温度变化更加明显，其中410 ℃时硬度随时间的下降趋势明显大于350、365 ℃时.可见，保温温度在固溶线温度以下时，原子扩散驱动力小，硬质相消失慢，合金硬度的下降趋势较缓.而当保温温度高于固溶线温度后，原子扩散驱动力增大，硬质相溶解快，从而使合金硬度的下降趋势较快.尤其图3还表明，部分固溶处理后合金的硬度都高于完全固溶后的硬度(52 HV).图4为部分固溶热处理后AZ91D镁合金抗拉强度的变化情况.从图中可以看出，较低温度350 ℃时，合金抗拉强度随时间的延长变化不明显.较高温度410 ℃时，抗拉强度随时间的延长不断增大，但2 h后增加趋势明显变缓.而中间温度380 ℃时，抗拉强度不断增加，保温4 h后达到最大值201 MPa.该值与铸态相比提高了14.2%，与完全固溶处理和固溶时效处理相比，也相差不大.可见，低温时，硬脆相β-Mg17Al12的消失过程缓慢，合金强度变化不明显.高温时，固溶过程开始后，硬脆相β-Mg17Al12迅速溶入基体，使得合金在改善脆性断裂的同时，也进一步软化，因而强度提高的趋势明显减缓.中间温度、380 ℃时，在4 h的保温过程中，硬脆相消失对抗拉强度增加的促进作用始终大于合金软化对抗拉强度减少的作用，从而使得抗拉强度持续增加.硬脆相的消失，有助于材料延伸率的提高，如图5所示.从图中可以看出，较低固溶处理温度时(如图5中a线)，合金的延伸率随时间变化不明显.升高温度，延伸率随时间的延长逐渐增大，特别是在固溶线温度以上时，这种增大趋势更加明显(如图5中c、d、e线).这是因为温度较高时，原子扩散过程加剧，硬脆相β-Mg17Al12溶入基体的速度加快.部分固溶处理380 ℃×4 h后合金的延伸率达到5%，相对铸态提高了67%，低于完全固溶态的，但高于固溶时效态的.综合以上力学性能的变化，可以得出部分固溶处理(380 ℃×4 h)后，AZ91D镁合金获得较好的力学性能.AZ91D镁合金部分固溶处理后试样的拉伸断口形貌如6所示.比较图6a、b可知，相同保温时间1 h下，与350 ℃相比，380 ℃时试样拉伸断口出现了较多的韧窝，合金的脆性断裂倾向有所减小，从而使得合金的抗拉强度、延伸率增加.这是由于温度提高后β-Mg17Al12溶入基体的速度加快所造成的.而比较图6b、c可知，380 ℃的相同保温温度下，与保温1 h相比，保温4 h时试样拉伸断口不仅出现了更多的韧窝，且韧窝较大，合金的脆性断裂倾向也减小，故合金的抗拉强度、延伸率也增加.这是由于随着保温时间的延长，硬脆相消失所致.1) 部分固溶热处理利用原子扩散，使得AZ91D镁合金晶界处的硬脆相β-Mg17Al12这一薄弱部分逐步消失，并改变了其原有的网状分布成为岛状分布.硬脆相薄弱部分的消失虽使得合金硬度有所下降，但残留的岛状分布的硬脆相仍然可以对合金的硬度有所贡献.硬脆相分布形态的改变同时也提高了合金的强度和延伸率.2) 温度较低时，合金的力学性能随时间变化不明显，升高温度，硬度随时间延长逐渐下降，抗拉强度和延伸率均逐渐增加，尤其当温度高于固溶线温度时，这种变化趋势更加明显.当时间一定时，硬度随温度的升高逐渐下降，抗拉强度和延伸率则逐渐增加.其中部分固溶处理380 ℃×4 h后合金可获得较好的力学性能，其硬度高于完全固溶态，抗拉强度和延伸率较铸态分别提高14.2%、67%.3) 升高温度或延长时间，合金的脆性断裂倾向减小，拉伸断口呈现出较多的韧窝，这对大幅度提高合金的力学性能极为有利.4) 与传统热处理工艺相比，部分固溶处理后，AZ91D镁合金的硬度和延伸率处于T4与T61之间，同时抗拉强度相差不大.在对材料性能要求不是很严苛的情况下，部分固溶处理工艺可以大大降低能耗、缩短生产周期，从而降低工业生产成本、提高生产效率.【相关文献】[1] BAGHNI I M,WU Y S,Li J Q,et al.Mechanical properties and potential applications of magnesium alloys [J].Transactions-Nonferrous Metals Society of China,2003,13(6):1253-1259.[2] CHEN Q,ZHAO Z X,SHU D Y,et al.Microstructure and mechanical properties of AZ91D magnesium alloy prepared by compound extrusion [J].Materials Science and Engineering A,2011,528(10):6694-6701.[3] 马跃洲,杨亮,王鹏,等.镁合金微弧氧化过程控制与监测系统 [J].兰州理工大学学报,2012,38(3):26-29.[4] WANG Y D,WU G H,LIU W C,et al.Influence of heat treatment on microstructures and mechanical properties of gravity cast Mg-4.2Zn-1.5RE-0.7Zr magnesium alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2013,23(12):3611-3620.[5] ZHAO H,LI P J,HE L J.Microstructure and mechanical properties of an asymmetric twin-roll cast AZ31 magnesium alloy strip [J].Journal of Materials Processing Technology,2012,212(8):1670-1675.[6] MIAO Q,HU L X,WANG G J,et al.Fabrication of excellent mechanical properties AZ31 magnesium alloy sheets by conventional rolling and subsequent annealing [J].Materials Science and Engineering A,2011,528(22):3930-3934.[7] 王自启,曹晓卿,郭继祥,等.AZ31镁合金板材在热处理中组织和性能的演变 [J].新技术新工艺,2011,36(4):65-67.[8] 张金玲,王国军,刘璐,等.T4与T6热处理对AM60-0.3Nd镁合金组织和力学性能的影响 [J].材料热处理学报,2011,32(5):116-120.[9] 杨连福.热处理工艺对AZ91镁合金组织与性能的影响 [J].铸造技术,2014,35(10):2268-2270.[10] 于宝义,李琦,李润霞,等.热处理工艺对镁合金型材的组织及性能的影响 [J].热加工工艺,2012,41(10):191-193.[11] 黄晓锋,刘玉凤,李兴鹏,等.Zr添加量对Mg-6Zn镁合金组织的影响 [J].兰州理工大学学报,2015,41(1):11-14.[12] WANG Y,LIU G,FAN Z.Microstructural evolution of rheo-diecast AZ91D magnesium alloy during heat treatment [J].Acta Materialia,2006,54(3):689-699.[13] 赵成志，李增贝,张贺新，等.Mg/Al液固双金属复合材料的界面及相组成 [J].哈尔滨工程大学学报,2014,35(11):1446-1450.。
AZ91镁合金表面氧化物膜的制备及耐蚀性研究的开题报告
AZ91镁合金表面氧化物膜的制备及耐蚀性研究的开题报告一、选题的背景和意义AZ91镁合金具有强度高、重量轻、导热性好等优点，已经广泛应用于汽车制造、航空航天等领域，但其耐蚀性较差，容易受到外部环境的影响。
因此，将AZ91镁合金表面制备成氧化物膜，能够有效提高其耐蚀性能，从而拓宽其应用范围。
二、研究的目的本研究旨在研究AZ91镁合金表面氧化物膜的制备工艺和条件，并对其耐蚀性进行分析和评价，以期为提高镁合金的使用寿命和推广应用提供技术支持。
三、研究的内容和方法1. 氧化物膜的制备采用电化学氧化法、热氧化法等方法制备氧化物膜，并采用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、傅里叶变换红外光谱(FTIR)等方法对膜层进行表征和分析。
2. 等离子体增强化学氧化采用等离子体增强化学氧化方法对AZ91镁合金表面进行改性，并采用电化学测试、盐雾试验等方法对膜层进行评价。
四、预期研究结果通过对AZ91镁合金表面氧化物膜制备工艺和条件的研究，预计可以得到具有一定耐蚀性能的氧化物膜，并对其进行优化和改性，从而提高镁合金的使用寿命和拓宽应用领域。
五、参考文献[1] He Y, Shi Z, Liang J, et al. Formation of protective coatings on AZ91D magnesium alloy by plasma electrolytic oxidation[J]. Journal of Rare Earths, 2016, 34: 527-534.[2] Cao F, Shao R, Yang D, et al. Fabrication of a hydrophobic film on an AZ91D magnesium alloy surface by a one-step electrochemical deposition process[J]. Journal of Materials Science, 2012, 47: 4132-4141.[3] Zhang J, Li X, Yang H, et al. Microarc oxidation coating on magnesium alloy and its corrosion behavior in different solutions[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2018, 27: 3224-3234.。
AZ91D镁合金激光熔化成型工艺参数优化
AZ91D镁合金激光熔化成型工艺参数优化岳彦芳;马方正;李建辉;王帅鹏【摘要】The AZ91D magnesium alloy powder is used as raw material to optimize the selective laser melting molding process. First,orthogonal test and range analysis method are used to study the influence rule of three key process parameters,including laser power,scanning speed and scanning distance,on the mechanical properties of the workpiece.Then the specimen with optimized parameters is treated with solution treatment,and the X ray diffraction and metallographic analyses are used to ana-lyze the microstructure.The final preferred process parameters for laser melting are as follows:laser power is 180 W,scanning speed is 500 mm/s and scanning interval is 60 μm.The properties of the specimens fabricated by the optimized parameters are as follows:the density is99.8％,the yielding strength is 200 MPa,the tensile strength is 285MPa,elongation is 3.2％ and vickers hardness is 135 Hv.The optimized solid solution heat treatment parameter for the specimen is 420 ℃ × 12 h.It can greatly increase the elongation of the specimen to 5.9％.The process is of great significance in the field of aerospace and other high lightweight requirements.%为了对AZ91D镁合金粉末激光熔化成型工艺参数进行优化分析,运用正交试验和极差分析方法对激光功率、扫描速度、扫描间距3个关键工艺参数对制件力学性能的影响规律进行成型工艺研究,对优化参数后的试件进行固溶处理,并结合X射线衍射与金相测试进行微观组织分析.结果表明:AZ91D镁合金的选区激光熔化成型优选工艺参数为激光功率180 W,扫描速度500 mm/s,扫描间距60μm;使用该优化工艺参数打印的试件性能为致密度99.8％,屈服强度200 MPa,抗拉强度285 MPa,延伸率3.2％,维氏硬度135 Hv;试件的优化热处理方案为420℃×12 h固溶处理,该工艺可大幅提升试样的延伸率,使其增长至5.9％.该工艺对航空航天等产品轻量化要求较高的领域具有重要的意义.【期刊名称】《河北工业科技》【年(卷),期】2018(035)004【总页数】5页(P278-282)【关键词】特种加工工艺;选区激光熔化成型;AZ91D镁合金;致密度;力学性能;热处理【作者】岳彦芳;马方正;李建辉;王帅鹏【作者单位】河北科技大学机械工程学院,河北石家庄 050018;河北科技大学机械工程学院,河北石家庄 050018;河北科技大学机械工程学院,河北石家庄 050018;河北科技大学机械工程学院,河北石家庄 050018【正文语种】中文【中图分类】TP311选区激光熔化成型(selective laser melting，SLM)技术是近年出现的一种直接制造金属零件的增材制造技术。
AZ91镁合金搅拌摩擦焊接头热处理强化及其断裂韧度研究
AZ91镁合金搅拌摩擦焊接头热处理强化及其断裂韧度研究基于性能和资源优势,镁合金被誉为21世纪绿色工程材料,得到了学者们的广泛关注和持续研究。
其广泛使用离不开焊接技术的支持,作为固相连接的搅拌摩擦焊接方法,避免了传统熔化焊方法焊接时产生的气孔、夹杂等焊接缺陷,适合铝、镁等轻质合金的焊接并得到优质的焊接接头。
AZ91镁合金铸造成型性能优良,经过搅拌摩擦焊接后,接头的微观组织比较复杂,从而对其力学性能和断裂行为也产生较大的影响。
对AZ91镁合金焊接接头进行固溶处理和人工时效处理,可以得到均质化接头,对于保证合金焊接接头的使用寿命具有重要的意义。
论文对铸态AZ91镁合金及其搅拌摩擦焊焊接接头进行固溶处理和人工时效处理,利用光学显微镜和扫描电镜对热处理后母材及其焊接接头的显微组织进行分析,并通过维氏硬度仪对材料的显微硬度进行测试,采用声发射技术对试样断裂过程中裂纹尖端产生的声能信号进行监测,探讨固溶处理和人工时效对材料力学性能及断裂韧度的影响;使用扫描电子显微镜对断口形貌进行观察,并分析其断裂机理,结合声发射检测信号对焊接接头的断裂过程进行表征。
研究发现,铸态AZ91镁合金粗大的α-Mg基体上分布着脆硬的第二相β-Mg<sub>17</sub>Al<sub>12</sub>相,力学性能较差;经过固溶处理后,基体中分布于晶界上的粗大网状β相以及晶内短棒状β相全部消失,延伸率和断裂韧度显著提高,但材料显微硬度值有所下降;其中母材在425℃固溶处理7 h后性能明显改善:断裂韧度21.63 MPa·m<sup>1/2</sup>,提高一倍,延伸率6.25%,提高近两倍,屈服强度102 MPa,抗拉强度212 MPa;继续进行人工时效处理,则首先从基体晶界位置析出不连续β相,随着时效处理时间的延长,晶内也开始析出细小弥散的短棒状β相。
翻译-硅烷预处理对AZ91D镁合金上环氧富镁涂层保护作用的改进
硅烷预处理对AZ91D镁合金上环氧富镁涂层保护作用的改进卢向雨,左禹,赵旭辉,唐聿铭摘要:我们在AZ91D镁合金表面做了一层硅烷膜,并研究了硅烷预处理对AZ91D镁合金表面富镁涂层的影响。
硅烷处理后,在镁合金基底与硅烷膜之间形成了Si–O–Mg键,并在硅烷膜内部生成了Si–O–Si键。
因此,富镁涂层与AZ91D镁合金基底之间的粘附力大大提高。
马丘测试和电化学测试表明,由于涂层整体阻隔性能的作用,硅烷预处理显著提高了AZ91D合金上富镁涂层的性能。
1,介绍:镁合金由于其非常高的比强度和良好的成形在材料汽车、航空航天等行业具有良好的前景。
然而,镁合金由于耐蚀性较低所以其工程应用受到了局限。
镁是最活跃的金属电化学原理结构材料之一。
铝、锌等合金元素通常添加到工程镁合金中。
例如,镁合金包含9 wt. % Al 其电势比纯镁更活泼。
据报道,于和吴在AZ91D 镁合金(99.9%).材料衬底上气相沉积了一层薄膜,镁薄膜可能作为牺牲阳极和保护衬底分布在表面。
Nanna and Bierwagen等人已经对富镁涂层对铝合金的保护进行了研究,富镁涂层的良好保护效果也有相关的报道。
在我们先前的研究中,纯镁粉粒子被加入环氧涂层中,环氧涂层被用在AZ91D合金上。
涂层显示出良好的耐蚀性可归因于阴极保护和屏障作用的纯镁颗粒。
然而,镁合金基体上涂层的附着力还可以进一步提高,由于镁合金的表面在空气中形成氧化膜,降低了底层有机涂料的附着力。
之前有研究表明,硅烷膜可以用作有机涂层之间的附着力促进剂来提高铝合金或铜基板上涂层的耐蚀性。
有机功能硅烷可以在基质上的有效部位形成化学键和活性聚合物分子团,因此一个稳定和高能的键在基底和涂层之间形成。
虽然大多数硅烷处理对镁合金的作用研究主要集中在改善合金的抗腐蚀能力,但只有很少的研究报道,硅烷预处理可以提高镁合金基体上有机防腐涂层的性能。
Barranco等人发现四甲氧基硅烷(TMOS)和二甲基二乙氧基硅烷(DEDMS)是对丙烯酸涂料预处理尤其有效前驱体。
AZ91D镁合金钼酸盐化学转化表面处理工艺
2 试验结果与分析
2 1 正交试验结果 正交试验结果如表 2 所示 , 通过对极差的比较可 以看出, 各因素对膜层耐蚀性的影响顺序依次为 C > B> A > D。通过对均值的比较可以看出 , 各因素对膜 层耐蚀性影响的极 大值分别为 A2、 B2、 C3、 D2, 故 表 1 正交 试验 得到的 优选 值为 : Na2 M oO 4, 30g /L、 C a( NO3 ) 2, 4g /L、 N a H 2 PO4, 25 g /L、 p H= 3 。 2 2 N a2M oO4浓度的影响 Na2M oO4浓度对钼酸盐转化膜耐蚀性和膜厚的影 响如图 1 所示。当 Na2M oO4浓度为 30 g /L 时, 转化 膜的耐蚀性最好, 膜厚随 Na2M oO4浓度的变化趋势与 其耐蚀性变化一致 , 说明膜厚是影响钼酸盐转化膜耐 蚀性的主要因素。不同 N a2M oO 4浓度下转化膜的表面
1 3 微观结构与性能检测 使用 JSM-6360LV 型扫描电镜对转化膜的微观形 貌进行观察; EDS GENESIS 2000 XM S60 型能谱仪对 转化 膜 的 元 素 组 成 进 行 微 区 分 析 ; BRUKER D8 Advance 型 X 射线衍射仪对转化膜的晶体结构进行物 相分析; TT260膜层测厚仪测定转化膜的厚度。 使用点滴法和极化曲线法对转化膜的耐蚀性进行 测定。参照 H B5061277标准 , 点滴溶液配方为 1 m L HNO3 + 0 05 g KM nO4 + 100 mL H 2 O, 滴至转化膜表 面的溶液由红色变为无色的时间来衡量膜层耐腐蚀性 能, 点滴时间 > 3 m in 为合格 ; 使用 CH I600B 电化学 工作 站 测 定 转 化 膜 的 极 化 曲 线, 扫 描 速 率 为 0 1 mV / s, 扫描范围为 - 2000 mV 至 - 1000 mV, 试 验介 质 为 3 5w % t 的 N aC l 溶 液。参 照 美 国 ASTM D3359 -97 ( Standard T est M ethods for M easuring Adhesion by T ape T est)附着力测试标准试样进行铁红 漆漆膜附着力测试 , 划格大小为 1 cm 区域 100 等分 , 以脱落漆膜的小格百分数大小评定附着力的好坏。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
Joumal of Wuhan Universityof Technology-Mater.Sei.Ed.
Jun. 2135
Process Optimization for AZ91 Mg-alloy Low-pressure EPC Process
WU Hebao FAN Zitian Huang Naiyu DONG Xuanpu TIAN Xuefeng (State Key Laboratoryof Plastic FormingSinmlatlonand Die and Mold Tedmoiogy, Schoolof Materials Science and Engineering, FmazhongUniversityof Science and Technology, Wuhnesium alloy fills the mold cavity"at a low pressure in counter-gravity manner, forming a laminar flow profile. This will reduce the expose time in air for magnesium melt and overcome the fill problems for magnesium melt in conventional EPC process due to its excellent thermal conductivity and less latent heat. As a newly developed casting process, there are little open documents to describe its characteristics and little information to guide foundrymen in practice. Meanwhile, the most important initiatives for the development of such a process is the improvement of mold filling during casting, from which it is expected to significantly reduce the casting defects. Producing magnesium alloy castings with low-pressure EPC process also has the advantages of easy automatigation and saving labors as well as better casting quality and higher yield. Therefore, this paper aimed at investigating the optimal processing parameter for low-pressure EPC process to produce rrkagnesium products without any defects.
~ : The influente of a key process variable on the mold filling characteristicsof AZ91Mg-alloy was stadied in the low pressure EPC protess . The appliedflow quantity of insert gas from I to 5 m 3/ h associated with the pressurizing rate in the low pressure EPC casting process was consideredfor rectangle and I~ shape plate casting. The experimental results show that there is an optimal flow quantity of insert gas for good mold filling characteristics in AZ91 Mgalkry low-pressure EPC process. The optimal flow quantity of insert gas for the specimens is 3 to 4 m 3/ h. Either less or higher than the optimal flow quantity of insert gas would lead to misran defects or folds, blisters and porosity defects. The practice of b ~ casting confirmed that the low-pressure EPC process with an optimal processing variable exemplified as 4 m 3/ h gas flow quantity was capable of producing complicated magnesium castings without misrun defects. I~zeywords: magnesium d/oy; low-pressurecasting; expandable pattern casting; processoptimization
1 Introduction
A dramatic increase in the production and utilization of magnesium castings over the world in last ten yeas is primarily driven by the demand in automotive industry willing for increasing the vehicle fuel efficiency by using lighter materials[~] . Because of the lower density, high strength-to-weight ratio, high modulus, superior damping characteristic, good maehinability and availability, magnesium alloys have been considered as a desirable alternative to aluminum and steel for the production of lightweight components[El . Magnesium alloys are mainly produced via sand casting, permanent mold casting and high-pressure die-casting process[351 . The magnesium products from sand casting primarily serve the military and aerospace industry. The high-pressure die-casting process is generally used to produce the magnesium components with relatively simple geometry and lower mechanical properties. As the magnesium alloy market expanded significantly in past few years, it is essential to develop alternative casting methods, which could be employed to produce the magnesium castings with complicated geometry and higher mechanical properties that is impossible for either high-pressure die-casting or sand casting process [6] . The expandable pattern casting (EPC) process has now been developed into a well-defined manufacturing technology and currently recognized as a cost-effective vital option to the conventional casting process for producing of near-net shape casting with high quality and high integrity[71~ . The low-pressure expandable pattern casting process is a new precision method to make castings with the advantages of EPC process and low-pressure process. (Received: Sep.12,2004;Accepted:Feb.20,21305) WU Hebao (z,~,-~) : SeniorEngineer;E-maihwu_hust@ * Funded by the National Natural Science Foundation of China (No. 50275058)
2 Experimental
2.1 Experimental equipment The low-pressure EPC process consists of two systems, low-pressure casting and vacuum-sealed EPC casting process. A schematic diagram of a typical low-pressure EPC casting is shown in Fig. 1. The low-pressure system includes a pressurized crucible and a feeding tube that can guide melt flow from the crucible to the bottom of the flask. When a proper pressure is applied on the surface of the molten metal in the crucible, the molten metal would be forced to rise along the feeding tube and then flow into the expandable pattern via a gating system, which has been well embedded with dry sand and vacuum system. When the expandable pattern is fully replaced, the pressure on melt is further increased to reduce feeding shrinkage during solidification. The pressure is released after the casting is completely solidified. At this time, the molten metal in the riser of casting artd in the transferring tube is still in liquid state and therefore it can flow back