材料加工新技术与新工艺4课件.ppt

1、4.1 4.1 概概 述述1.半固态加工的概念与特点半固态加工的概念与特点(1)半固态加工的概念半固态加工的概念 传统的金属成形金属成形主要分为两类：一类是金属的液态成液态成形形，如铸造、液态模锻、液态轧制、连铸等；另一类是金属的固态成形固态成形，如轧制、拉拔、挤压、锻造、冲压等。在20世纪70年代美国麻省理工学院的Flemimgs教授等提出了一种金属成形的新方法，即半固态半固态加工技术。目前，世界各国都有许多大学和公司的研究机构在从事半固态金属成形技术的研究和开发，主要应用于汽车零部件的制造，同时在军事、航空、电子及消费品等方面的产品开发也正在不断扩大。半固态成形技术的研究始于铝合金，至今已

2、有30多年的历史。比较成功的是铝合金的半固态压铸、模锻及注射成形，生产出形状复杂的零部件如汽车用刹车制动缸体和铝合金轮毂、转向与传动系统部件、活塞、机器人手臂以及航空航天上使用的电子器件的连接部件等。定义定义 半固态金属成形技术（Semi-Solid Metal Forming,简称SSM）是指将金属凝固过程中形成的树枝晶组织变为球形晶粒，或者完全抑制枝晶生长，然后直接进行流变成形，或者在制备得到半固态坯料后局部重熔和触变成形。方法方法 流变成形流变成形(rheoforming)在金属凝固过程中，对其施以剧烈的搅拌作用，充分破碎树枝状的初生固相，得到一种液态金属母液中均匀地悬浮着一定球状初生固

3、相的固-液混合浆料(固相组分一般为50左右)，即流变浆料，利用这种流变浆料直接进行成形加工的方法称之为半固态金属的流变成形(rheoforming)；触变成形触变成形(thixoforming)如果将流变浆料凝固成锭，接需要将此金属锭切成一定大小，然后重新加热(即坯料的二次加热)至金属的半固态温度区，这时的金属锭一般称为半固态金属坯料。利用金属的半固态坯料进行成形加工，这种方法称之为触变成形(thixoforming)。半固态金属的上述两种成形方法合称为金属的半固态半固态成形成形或半固态加工半固态加工(semi-solid forming or processing of metals)，目前

4、在国际上，通常将半固态加工简称为SSM(semi-solid metallurgy)。就金属材料而言，半固态是其从液态液态向固态固态转变或从固态固态向液态液态转变的中间阶段中间阶段，特别对于结晶温度区间宽的合金，半固态阶段较长。金属材料在液态、固态和半固态三个阶段均呈现出明显不同的物理特性，利用这些特性，产生了凝固加工凝固加工、塑塑性加工性加工和半固态加工半固态加工等多种金属热加工成形方法热加工成形方法。凝固加工凝固加工 凝固加工利用液态金属的良好流动性，以完成成形过程中的充填、补缩直至凝固结束。其发展趋势是采用机械压力替代重力充填，从而改善成形件内部质量和尺寸精度。但从凝固机理角度看，凝固加

5、工要想完全消除成形件内部缺陷是极其困难的，甚至是不可能的。塑性加工塑性加工 塑性加工利用固态金属在高温下呈现的良好塑性流动性，以完成成形过程中的形变和组织转变。与凝固加工相比，采用塑性加工成形的产品质量明显好，但由于固态金属变形抗力高，所需变形力大，设备也很庞大，因此要消耗大量能源，对于复杂零件往往需要多道成形工序才能完成。因此，塑性加工的发展方向是降低加工能耗和成本、减小变形阻力、提高成形件尺寸精度和表面与内部质量。由此出现了精密模锻、等温锻造和超塑性加工等现代塑性加工方法。半固态加工半固态加工 半固态加工是利用金属从液态向固态转变或从固态向液态转变(即液固共存)过程中所具有的特性进行成形的

6、方法。这一新的成形加工方法综合了凝固加工和塑性加工的长处。即加工温度比液态低、变形抗力比固态小，可一次大变形量加工成形形状复杂且精度和性能质量要求较高的零件。所以，国外有的专家将半固态加工称为21世纪最有前途的材料成形加工方法。（2）半固态金属的特点半固态金属的特点 半固态金属(合金)的内部特征是固液相混合共存，在晶粒边界存在金属液体。根据固相分数不同，其状态不同，图4-2表示半固态金属的内部结构。半固态金属的金属学金属学和力学力学主要有以下几个特点特点：由于固液共存，在两者界面熔化、凝固不断发生，产生活跃的扩散现象。因此溶质元素的局部浓度不断变化；由于晶粒间或固相粒子间夹有液相成分。固相粒子

7、间几乎没有结合力，因此，其宏观流动变形抗力很低；随着固相分数的降低，呈现黏性流体特性，在微小外力作用下即可很容易变形流动；当固相分数在极限值(约75)以下时，浆料可以进行搅拌，并可很容易混人异种材料的粉末、纤维等，如图4-3所示；由于固相粒子间几乎无结合力，在特定部位虽然容易分离，但由于液相成分的存在，又可很容易地将分离的部位连接形成一体化，特别是液相成分很活跃，不仅半固态金属间的结合，而且与一般固态金属材料也容易形成很好的结合，如图4-4所示：即使是含有陶瓷颗粒、纤维等难加工性材料，也可通过半熔融状态在低加工力下进行成形加工；当施加外力时，液相成分和固相成分存在分别流动的情况。虽然施加外力的

8、方法和当时的边界约束条件可能不同，但一般来说，存在液相成分先行流动的倾向或可能性，如图4-5所示；上述现象在固相分数很高或很低或加工速度特别高的情况下都很难发生，主要是在中间固相分数范围或低加工速度情况下显著。半固态成形优点半固态成形优点 合金制品半固态成形组织的力学性能指标比常规组织提高10%，抗疲劳性能提高5%，延伸率提高5%。与普通固态压力加工和液态压铸成形相比，半固态成形技术独特的优点是利用了合金在半固态下的流变性和触变性，可以形成复杂的薄壁零部件；加工精度高，几乎是近净成形，对典型零件可减少机加工量50%；生产效率高，成品率可达100%；节约原材料和能源消耗，是一种绿色节能型冶金加工

9、技术。与普通的加工方法相比半固态金属加工具有许多独特的优点优点：黏度比液态金属高，容易控制：模具夹带的气体少，减少氧化、改善加工性，减少模具粘接，可进行更高速的部件成形，改善表面光洁度，易实现自动化和形成新加工工艺；流动应力比固态金属低：半固态浆料具有流变性和触变性，变形抗力非常小，可以更高的速度成形部件，而且可进行复杂件成形，缩短加工周期，提高材料利用率，有利于节能节材，并可进行连续形状的高速成形(如挤压)，加工成本低；应用范围广：凡具有固液两相区的合金均可实现半固态加工。可适用于多种加工工艺，如铸造、轧制、挤压和锻压等，并可进行材料的复合及成形。2.半固态加工的基本工艺方法半固态加工的基本

10、工艺方法 半固态加工的基本工艺方法可分为：流变成形流变成形(rheoforming)触变成形触变成形(thixoforming)如图4-6所示。流变成形流变成形(Rheoforming)是采用各种方法制备出合金半固态浆料，进行压铸或挤压成形的一种工艺方法。半固态浆料与全液态合金熔体显著不同，不能直接进行重力铸造，必须依靠一定的压力来完成浆料的流动充型成形。流变成形技术投入工业化生产中应用的较少。一方面的原因是由于直接获得的半固态合金浆料保存和输送不方便，另一方面可能与采用搅拌法制备的半固态浆料质量有关系。触变成形触变成形(Thixoforming)是将制备的半固态合金锭料按工件体积切割成一定尺

11、寸的坯料，重新加热到半固态温度区间，形成所需的浆料，进行压铸、挤压或锻造成形的工艺。由于半固态金属坯料加热、输送方便，易于实现自动化操作，因此触变成形是目前应用最为广泛的半固态金属成形方法。在铝合金半固态成形中应用较多，流变注射成形流变注射成形 美国Concell大学Wang K.K.等将半固态金属流变铸造同塑料注射成形结合起来，形成了一种称为流变注射流变注射成形成形的半固态金属成形新工艺，流变注射成形机结构如图1-3所示。图1-3 Wang K.K.的流变注射成形机结构 1.金属液输入管 2.保温炉 3.螺杆 4.筒体 5.冷却管 6.加热线圈 8.半固态金属累积区 9.绝热层 10.注射嘴

12、 11.加热线圈 12.单向阀 流变注射成形的工作原理是：液态金属依靠重力从熔化及保温炉中进入搅拌筒体，然后在螺旋的搅拌作用下冷却至半固态，半固态金属液中注射装置注射成形，所有过程在保护气氛下进行。在流变注射成形过程中，温度控制精度很高，可高达（0.51），半固态金属固相分数fs为0.30.5。该注射设备选用的材料性能要求较高，如高温耐磨、耐蚀性能等，因此设备生产困难，此外，单螺旋杆搅拌产生的剪切效率不高。切屑旋压注射成形切屑旋压注射成形 半固态金属切屑旋压注射成形工艺是由美国DOW化学公司与Batelle研究所借鉴塑料注塑成形原理，于1988年发明切屑旋压注射技术进行镁合金半固态加工。工艺过

13、程是将镁合金铸锭利用专用的装置以机械的方式切成36mm左右的粒状，将其加入料斗内，在给料器和螺旋作用下向前推进，送入高温螺旋混合机中加热，在加热区内受到螺旋剪切，当材料加热到570590的液固两相区时，进入定量触变浆料(固相分数为30%50%)收集器，达到定量后通过压室高速射入模具内成形。1991年取得专利。镁屑 漏斗 浆料温度（570-590）套筒 产品 氩气 加热器 高速注射系统 定量供料机 螺杆 金属模具 旋转机构 镁合金切屑旋压注射成形原理图 3.半固态加工的研究及发展半固态加工的研究及发展（1）国外研究现状 20世纪70年代初期，美国麻省理工学院的M.C.Flemings教授和Dav

14、id Spencer博士提出了半固态加工技术，由于该技术采用了非枝晶半同态浆料，打破了传统的枝晶凝固模式，具有许多独特的优点，因此关于半固态金属成形的理论和技术研究引起各国研究者的高度重视，半同态加工的产品及应用也随之得到迅速的发展。20世纪80年代后期以来，半同态加工技术已得到了各国科技工作者的普遍承认，目前已经针对这种技术开展了年多工艺实验和一些理论研究。根据所研究的材料，可分为有色金属有色金属及其合金的低熔点材料半固态加工和钢铁材料等高熔点黑色金属黑色金属材料半固态加工。有色金属及其合金的低熔点材料半固态成形研究 20世纪70年代以来，美国、日本等国针对铝铝、镁镁、铅铅、铜铜等的合金进行

15、了研究，其重点主要放在成形工艺的开发上。目前，国外进入工业应用的半固态金属主要是铝、镁合金，这些合金最成功的应用主要集中在汽车领域，如半固态模锻铝合金制动总泵体、挂架、汽缸头、轮毂、压缩机活塞等。铝合金半固态加工技术(触变成形)已经成熟并进入规模生产，主要应用于汽车、电器、航空航天等领域。如美国的Alunaxm公司1997年的两座半固态铝合金成形汽车零件生产工厂的生产能力分别达到每年5000万件。意大利的Strampal SPA和Fiat Auto公司生产的半固态铝合金汽车零件重达7kg，而且形状很复杂；意大利的MM公司(Magneti Marelli)为汽车公司生产半同态铝合金成形的Fuel

16、injection Rail零件，在2000年达到日产7500件。瑞士的Bubler公司已经生产出铝合金半固态触变成形的专用SC型压铸机(实时压射控制和单一压射缸)和铝合金半固态坯料的专用二次加热设备。日本的Speed Star Wheel公司已经利用半固态金属成形技术生产铝合金轮毂(重约5kg)。与铝合金半固态成形比较，镁合金的半固态成形技术发展较晚，目前成熟的技术只有Thixomolding（触变成形）技术。1995年，美国的Thixomat公司的子公司Lindberg公司利用Thixomolding 工艺，为一些汽车公司生产了50余万件的半固态镁合金铸件。日本的一些公司利用Thixomo

17、lding 工艺制造移动通讯手机外壳、微型便携式计算机外壳等。但Thixomolding工艺必须要求提供合适的镁合金屑，这就使得该技术比较复杂、生产成本比较高。近年，英国布鲁诺(Brunel)大学研制出低熔点合金双螺旋半固态流变成形机，目前正在向产业化方向发展。另外，最近资料报道，一些发达国家正在开发镁合金半固态连铸坯料和触变成形技术，这些情况说明镁合金的半固态成形技术仍然处在不断发展之中，将会出现新的技术突破。十几年来，关于半固态加工实验方面的研究主要集中在浆料的制备和材料的成形两方面：浆料制备方法：浆料制备方法：机械搅拌法机械搅拌法、单辊旋转法单辊旋转法、电磁搅拌法电磁搅拌法、超声振动法超

18、声振动法、直流脉冲法直流脉冲法等 材料成形工艺材料成形工艺：压铸成形压铸成形、模锻成形模锻成形、注射成形注射成形、连铸成形连铸成形等 理论上的研究主要是围绕与工艺实现和试样组织、性能有关方面。在此研究成果基础上，近年来又针对浆料固相分数的控制与测定、输送、工艺参数如变形抗力、成形线速度和铸型温度等对试样的表面质量、内部成分和组织分布规律的影响等较高层次的问题开展了较为系统的理论研究，取得了一定的进展。另外，在纤维和颗粒增强材料、与陶瓷等的复合材料方面也进行了一些研究。但关于加工过程中凝固模型的建立和理论模拟等方面的高层次研究还并不多见。高熔点黑色金属的半固态成形研究 到目前为止，国际上共召开了

19、7次半固态加工方面的专题国际学术会议，从研究的材料来看，绝大多数是关于铝合金、镁合金等低熔点材料。如2000年9月底在意大利召开的第6届半固态加工国际学术会议上，共发表学术论文134篇，但其中关于高熔点钢铁材料半固态加工的研究论文仅6篇。所涉及的钢铁材料为M2、共析钢、H11钢和不锈钢等。由此可见钢铁材料半固态加工的有关基础和应用研究任重道远，但一旦取得突破，其前景将十分光明。到了2002年9月在日本筑波召开的第七届半固态加工国际学术会议，研究状况有了一些新的发展。在此次学术交流会议上，共发表论文148篇，其中关于高熔点钢铁材料半固态加工的研究论文13篇，会议专设了一个钢铁材料半固态加工研讨的

20、分会场。采用半固态加工方法所研究的高熔点材料涉及D2、HS6-2-5高速工具钢、100Cr6钢、60Si2Mn弹簧钢、AIS1304不锈钢、C80工具钢、铸铁等钢铁材料，半固态加工方法涉及触变锻压、挤压、铸造和直接流变轧制及喷铸成形等等。高熔点黑色金属半固态加工之所以进展缓慢，其中的重要原因在于以下困难：）选择的材料液固线温度区间较小；）高温半固态浆料难以连续稳定地制备；）熔体的温度、固相的比率和分布难以准确控制；）浆料在高温下输送和保温困难；）成形温度高，工具材料的高温性能难以保证等等。目前研究的重点主要集中在某些钢种的压铸、锻造等非连续半固态成形加工方面。高熔点黑色金属材料半固态浆料制备方

21、法、成形的研究现状和发展趋势主要表现在两个方面。首先涉及高熔点黑色金属半固态浆料或坯料的制备方半固态浆料或坯料的制备方法法研究。获得高熔点黑色金属半固态浆料或坯料的方法主要有：机械搅拌法；电磁搅拌方法；应变激活方法(SIMA)；粉末冶金方法；单辊旋转。其次是有关黑色金属半固态成形加工方法研究半固态成形加工方法研究。最近几年，国外有学者尝试利用压铸机对Fe-2.5C-3.1Si铸铸铁和AISI440A不锈钢的半固态浆料直接进行流变成形，可以获得初生固相分布均匀的优质成形件，木内等还研究了铸铁的半固态锻造。由于黑色金属半固态浆料的保存和阶段式输送较为困难，其流变成形零件毛坯的进展缓慢。从黑色金属半

22、固态成形零件毛坯力学性能实验结果可以看出：黑色金属半固态成形零件毛坯的抗拉强度与传统方法成形件的强度相当，成形件的塑性也有提高。（2）国内研究现状 我国于20世纪70年代后期陆续开展了半固态金属成形技术的研究，但这些尝试大都利用机械搅拌法机械搅拌法进行流变铸造或触变铸造研究。中科院金属研究所是国内最早开展半固态加工研究的单位之一，较早进行了“铝合金半固态铸造”等的研究，自行设计制造了“半固态浆料制备设备”，研究了“半固态组织在凝固过程中析出规律”等等，并研制了“半固态压铸刹车器活塞毛坯直接连续成形”，“石墨铝合金复合材料细纱锭盘”等。20世纪80年代中期，我国研究者大多转向半固态制备复合材料和

23、个别通用牌号材料的流变特性的研究，取得了一些成果，如有的研究者利用晶粒细化首先获得细小枝晶的ZAl2合金锭坯。20世纪90年代以后，一批研究院所和大学在有色金属及其合金等低熔点材料半固态加工和钢铁等高熔点材料的半固态加工方面开展了较广泛的研究。近几年，我国的研究者在国家自然科学基金、国家“863”、“973”等计划的支持下，已经在铝合金半固态加工技术开发和应用方面具备了较好的基础。金属半固态加工技术与传统材料成形加工技术相比，在提高产品质量、性能、降低能耗和成本、缩短生产流程、利于环境保护以及提高产品市场竞争力等方面具有其独特的优势，此技术在汽车、通讯电器、机械以及航空航天等工业领域存在着巨大

24、的现实的和潜在的应用市场，十分需要从理论基础、成形加工控制技术以及工艺装备等方面开展系统的研究开发工作，以促进这一新技术的理论完善、技术成熟、实际应用水平的提高和应用领域的扩大，其理论和实际意义将十分重大。4.2 半固态金属的组织特性，形成机理与力学行为1.非枝晶的形成与演化非枝晶的形成与演化 与常规铸造方法形成的枝晶组织不同，利用流变铸造流变铸造方法生产的半固态金属具有独特的非枝晶、近似球形的显徽结构，如图4-8所示。流变铸造流变铸造:是指让合金在剧烈搅拌的状态下凝固。结晶开始时，搅拌促进了晶核的产生，此时晶核是以枝晶生长方式生长的。随着温度的下降，虽然晶粒仍然是以枝晶生长方式生长，但是由于

25、搅拌的作用，造成晶粒之间互相磨损、剪切以及液体对晶粒剧烈冲刷，这样，枝晶臂被打断。形成了更多的细小晶粒，其自身结构也逐渐向蔷薇形演化。随着温度的继续下降，最终使得这种蔷薇形结构演化成更简单的球形结构，演化过程如图4-9所示。球形结构的最终形成要靠足够的冷却速度和足够高的剪切速率，同时这是一个不可逆的结构演化过程，即一旦球形的结构生成了，只要在液固区，无论怎样升降合金的温度(但不能让合金完全熔化)，它也不会变成枝晶。液态金属在凝固过程中搅拌且激冷，其结晶造成固体颗粒的初始形貌呈树枝状，然后在剪切力作用下，枝晶会破碎，形成小的球形晶。图4-10给出半固态铸造与常规铸造的组织比较。国内外不少学者对球

26、形晶粒形成机理球形晶粒形成机理及演变过程演变过程进行了研究。研究指出：半固态浆料搅动时的组织演变受很多因素影响，半固态浆料的温度半固态浆料的温度、固相分数固相分数和剪切速率剪切速率是三个基本因素。但半固态钢铁材料在搅拌过程中初生晶粒究竟遵循怎样的破碎、转变机制，目前此方面已有一些初步的研究。关于有色金属有色金属半固态组织的演变机制，从目前文献来看，主要有以下几种机理:枝晶臂根部断裂机制枝晶臂根部断裂机制 因剪切力的作用使枝晶臂在根部断裂。最初形成的树枝晶是无位错和切口的理想晶体，很难依靠沿着自由浮动的枝晶臂的速度梯度方向产生的力来折断。因此，必须加强力搅拌，在剪切力作用下从根部折断。枝晶臂根部

27、熔断机制枝晶臂根部熔断机制 晶体在表面积减小的正常长大过程中，枝晶臂由于受到流体的快速扩散、温度涨落引起的热振动及在根部产生应力的作用，有利于熔断；同时固相中根部熔质含量较高，也降低熔点，促进此机制的作用。此机理示意图如图4-11所示。枝晶臂弯曲机制枝晶臂弯曲机制 此机制认为，位错的产生并累积导致塑性变形。在两相区，位错间发生攀移并结合成晶界，当相邻晶粒的倾角超过20时，界面能超过固液界面能的两倍，液相将侵入晶界并迅速渗入，从而使枝晶臂从主干分离。在凝固开始时对液体进行强烈搅拌，从较大的树枝晶脱离下来的不是球状的枝晶臂。每一个枝晶臂结构继续枝状长大。然而在凝固过程中不断的剪切，由于长大及与其他

28、晶粒发生剪切、磨损作用，枝状晶变成蔷薇状共晶组织，并在进一步冷却过程中晶粒的蔷薇化继续加深，直至足够的过冷和高的剪切速度下，颗粒变成球状。随着切变速度、凝固量的增加和冷却速度的降低，晶粒由枝晶形态转变为球形的趋势增加。以上三种假说都有一定的依据，但附加位错如何发生恢复和再结晶或如何迁移、固液浆料的温度起伏还缺乏必要的试验依据，因此金属半固态组织的演变机制还有许多基本理论及技术问题需要解决。与此同时，也存在着可逆的“大结构”转换过程。所谓“大结构大结构”是指处于合适位向的固相微粒在相互碰撞中，会在接触点“焊合”在一起，并逐渐附聚成团。当剪切速率较低的时候，“焊合”在一起的固相微粒不易被打散，即发

29、生“有效碰撞”的几率较高，容易形成“大结构”。当剪切速率很高时，由于搅拌力大，固相微粒发生焊合很困难，而且原先焊合在一起的也容易被打散。在等温搅拌时，随剪切速率降低或上升，“大结构”也随着产生或消失。固相微粒尺寸大小与冷却速度密切相关。冷却速度越快，固相微粒尺寸越小，冷却速度越慢，固相微粒尺寸越大。2.铝合金的半固态凝固组织及其影响因素铝合金的半固态凝固组织及其影响因素（1）搅拌强度搅拌强度对半固态组织的影响 搅拌强度是很难直接测定或计算出来的，但是可以通过其他参数来描述。对于机械搅拌机械搅拌，搅拌强度是搅拌转速的函数。因此，常用搅拌转速转速来描述搅拌强度。对于电磁搅拌电磁搅拌，常用磁感应强磁

30、感应强度来描述搅拌强度。磁感应强度磁感应强度的影响 图4-12是A1-6.6Si合金在磁感应强度不同的旋转磁场的搅拌作用下，所得到的凝固组织。图4-12(b)和图4-12(c)所示的半固态组织是经过磁感应强度为0.0759T和0.1153T的电磁搅拌得到的，其初生相晶粒细小，基体上分布比较均匀。从显微组织可以明显地看到，当磁感应强度小时，它的初生相微粒最为粗大，而且合并生长的痕迹非常明显，初生相微粒在基体上的分布很不均匀，众多的初生相微粒相互簇集在一起。电磁搅拌的一个重要作用就是细化晶粒，而晶粒细化的主要原因之一就是电磁搅拌造成了“晶粒倍增”现象。晶粒倍增首先是由于枝晶的再熔化，在电磁搅拌的作

31、用下，铝液的湍流不断地将热脉冲带到了液固界面，这种热脉冲加速了枝晶臂的熔化过程。枝晶臂被分离后，一旦随湍流被带到稍微过冷的液体中，即可形成一个新的晶体。此外，熔体流动在枝晶臂根部造成了应力集中，导致枝晶臂的机械断裂，断裂的枝晶臂也可以形成一个新的晶体，这样也会造成晶粒倍增。晶粒倍增的程度与电磁搅拌强度密切相关，总的说来，搅拌强度越大，晶粒倍增现象越明显，晶粒也就越细小。但是搅拌强度与晶粒细化程度并不是成正比的，当电磁搅拌强度比较小的时候，其细化晶粒的作用比较明显，如果电磁搅拌强度大到某种程度后，细化晶粒的作用就不显著了。对于半固态铸造，合并生长也是晶粒长大的一种方式。加大电磁搅拌强度可以有效抑

32、制晶粒的合并生长。这主要是由于熔体的对流强度越大，越容易将聚集在一起的初生相冲散。同时避免了初生相微粒的聚集，使其更均匀地分散在基体中。搅拌转速搅拌转速的影响 实验发现，搅拌转速可使固相组织发生变化，图4-13是搅拌转速为2.38rs和7.16rs、固相分数均为0.45的Al-10Cu合金金相照片。由图可以看出高搅拌转速下，固相颗粒比较分散，而低转速下固相颗粒聚集现象明显(白色为固相)。(2)搅拌温度搅拌温度对半固态组织的影响 以铝锡合金为例，其凝固发生在纯铝液相线和纯锡液相线之间的温度范围，凝固区间在658230之间，因此铝锡合金的固相分数主要与凝固温度即搅拌温度有关。搅拌温度越低，其固相分

33、数越大；搅拌温度越高，其固相分数越小。图 4-14为铝锡合金半固态浆料的固相分数与搅拌温度之间的关系。表4-l为搅拌温度与铝锡合金半固态浆料的固相分数的实验数据。表表4-1 铝锡合金半固态浆料的固相分数与搅拌温度铝锡合金半固态浆料的固相分数与搅拌温度 根据固相分数与搅拌温度之间的关系，对其进行理论回归分析，得到回归方程为 y=16834.86x+0.0035x2 式中 y 铝锡合金半固态浆料的固相分数；x 搅拌温度。回归相关系数Rl为0.99839，说明回归方程已正确地反映了铝锡合金半固态浆料地固相分数与搅拌温度之间的非线性关系。（3）合金成分合金成分对半固态组织的影响 合金成分变化，部分凝固

34、合金的流变组织会发生变化，图4-15是Al-5Cu合金的流变组织与Al-10Cu合金的流变组织，由二者对比可知，Cu含量增加使固相中包裹的液相增多。根据成分过冷理论，合金浓度越高，越有利于产生成分过冷，从而使固液界面越不稳定，其结果是界面更加不光滑。不难看出，颗粒的固液界面越不光滑，它包裹的液相越多，这部分液相不参加流动，而随包裹它的固相一起运动，因而使实际液相量减少，固相分数增加。（4）冷却速度冷却速度对半固态组织的影响 如果固相分数不变，低冷却速度的固相颗粒平均尺寸较大。产生这种现象的原因是低冷却速度达到同样固相分散所需的时间较长，即低冷却速度下颗粒有较长的生长时间，故颗粒较大。高冷却速度

35、时达到相同固相分数所需的时间较短，颗粒长大受到限制，所以颗粒尺寸较小。3.铸铁及钢的半固态凝固组织及影响因素铸铁及钢的半固态凝固组织及影响因素（1）铸铁的半固态凝固组织 以亚共晶白口铁为例，该种铸铁的碳、硅含量很低，一般含碳最控制在2.42.6的范围内，含硅量控制在1.4以下，碳、硅总量控在3.84.2之间，因此该合金在凝固过程中将处于很宽的液固两相区内，其初生奥氏体枝晶在一般的铸造条件下很发达。图4-16是在等温条件下经不同的搅拌时间的组织演变过程。图4-16(a)是经5s时的组织形貌，可以看到在流动的液流冲刷下，枝晶的方向性已不很明显。且一次枝晶已发生一次枝晶已发生了明显的弯曲了明显的弯曲

36、，有的二次枝晶与一次枝晶发生了分离，有的二次枝晶间发生了合并，也有的一次枝晶的某些端部相互靠近，此时颗粒大小不均，方向各异，堆积混杂。局部的一些粗大一次枝晶在搅拌过程中像拦水的横木一样阻碍液流的流动而成为搅拌的主要阻力(图4-16(b)，图中的二次枝晶已发生了明显的随流转动现象，并且颗粒已经分离。虽然可以看出一次晶沿液流方向也发生了倾转，但迎流方向有突出生长迹象，而背流方向较为光滑，在低的激磁电流作用下或在短时间内这种一次枝晶很难变为圆整的颗粒。随搅拌时间的延长，在晶粒的碰撞及液体的对流作用下，在枝晶的脖颈处产生很大的弯曲应力，因此枝晶的弯曲程度增大，特别是枝晶分化成颗粒状形态，颗粒间的缝隙大

37、小不等，有的颗粒间的缝隙较大，也有的缝隙正在形成，在形态上一次枚晶和二次枝晶已难以区别，已基本具备了颗粒状组织的基本形貌(图4-16(c)。可以看出，颗粒间缝隙较为光滑，大部分不像是断裂形成而像是流体潺蚀的结果。在第一等温阶段搅拌过程中，搅拌的温度较高，同时搅拌过程和结晶过程又是放热过程而使凝固后的晶体接近熔点，其强度小、塑性好。因此随着搅拌过程的进行，枝晶的弯曲是必然的，弯曲会使薄弱的地方潺蚀加剧。当然也会出现某些薄弱环节的断裂。图4-16(d)是搅拌120s时的情况，可以看出，枝晶已不存在，颗粒大小比较一致，只是圆整程度欠佳。为了增加固相分数，进一步增加颗粒间碰撞的几率，可将等温温度进一步

38、降低，即在第二等温过程中继续搅拌，搅拌温度的降低导致颗粒细小、圆整和固相分数的增多。图4-17(a)是转入第二阶段后再搅拌，30s(即累积搅拌时间为150s)时的情况，颗粒的圆整度增加，分布较为均匀，但在组织中形成了许多白亮的颗粒簇，当将搅拌器的激磁电流提高近一倍时，这种颗粒簇才消失。图4-17(b)是在搅拌力提高并搅拌120s(即累积搅拌时间为240s)后的组织形貌。由于枝晶间的摩擦、磨损、剪切以及液体对固相的剧烈的冲刷，小的颗粒由于能量高而在碰撞过程中易长大，大的颗粒因碰撞的儿率多而减小，最后获得颗粒园整、大小比较一致的组织形貌。在第二等温搅拌过程中颗粒簇的形成不是偶然的，颗粒簇是初生相微

39、粒的相互碰撞并“焊合”在一起形成的。当剪切速率较低时，“焊合”在一起的固相颗粒不易被打散，即发生“有效碰撞”的几率较高，容易形成“大结构”。而当搅拌速度较高时，由于搅拌力大。剪切作用强，固相颗粒发生焊合很困难，而且原先焊合在一起的也容易被打散。因此在等温搅拌时，随剪切速率的降低或升高，“大结构”也随着产生或消失。当微粒簇被保留下来时，由于其内部缺乏低熔点的基体相，在部分重熔时，仍然会“焊合”在一起。这会干扰后续的触变成形过程，只能通过更大的变形力将其抵消。因此，半固态浆料的制作不希望形成初生相的微粒簇。从图4-18可以看到，虽然组织形貌也发生了明显的变化，初生的枝晶组织已消失并在一定程度上细化

40、，但颗粒大小不一，形状各异，颗粒圆整度也比较差，在大颗粒上可明显看到二次枝晶折断的痕迹。颗粒间的断痕不是很光滑，说明搅拌对枝晶的断裂作用大于流体的潺蚀作用。从等温的组织演化进程来看，一次枝晶臂的弯曲占有一定地位，当然这种弯曲可能是已生长的一次枝晶臂在流场中的弯曲，也可能是众多枝晶在流场中的弯曲生长，而更多的是二者兼有之，因为在搅拌初期就可以分辨出枝晶弯曲。另一方面在液固两相共存的情况下，凝固颗粒的生长和熔化消失都在不断地进行，搅拌的温度、速度及坩埚内不同径向处的速度差对熔体流态的改变及对上述过程的影响还有待研究。而枝晶在弯曲过程中的粒化主要与枝晶内成分起伏有关。4.1 概概 述述1.半固态加工

41、的概念与特点半固态加工的概念与特点2.半固态加工的基本工艺方法半固态加工的基本工艺方法3.半固态加工的研究及发展半固态加工的研究及发展4.2 半固态金属的组织特性，形成机理与力学行为半固态金属的组织特性，形成机理与力学行为1.非枝晶的形成与演化非枝晶的形成与演化2.铝合金的半固态凝固组织及其影响因素铝合金的半固态凝固组织及其影响因素3.铸铁及钢的半固态凝固组织及影响因素铸铁及钢的半固态凝固组织及影响因素球形的初生相微粒球形的初生相微粒(2)钢的半固态凝固组织 以弹簧钢60Si2Mn为例，其一次结晶组织与一般铸钢件或铸钢锭相似，存在发达的柱状树枝晶柱状树枝晶和中心粗大的等中心粗大的等轴晶轴晶，见

42、图4-19所示。图4-20(a)(d)分别是该弹簧钢经电磁搅拌，搅拌功率分别为2kw、7kw、12kw、20kw，其一次结晶组织的金相照片，可以看出它们的一次结晶组织中不存在柱状枝晶层。从试样的表面到试样的心部基本是由等轴晶等轴晶(如图4-20(d)、或退化枝晶退化枝晶(dedendrite，如图4-20(c)、(b)、或不同取向的短枝晶短枝晶所组成(如图4-20(a)。这说明电磁搅拌电磁搅拌能有效地消除弹簧钢60Si2Mn中发达的柱状晶层。出现这种结果必然与电磁搅拌改变了一次结晶的奥氏体的形核和生长条件有关。搅拌功率搅拌功率对60Si2Mn的一次结晶组织产生很大的影响。在搅拌功率为2kW的试

43、样中，一次结晶的奥氏体为具有不同取向的短树枝晶。随着搅拌功率的增加，短枝晶的一次臂变小，当搅拌功率增加到20kW，一次结晶的奥氏体转化为等轴晶，且变得细小，其晶粒大小约为未经电磁搅拌试样的柱状树枝晶的一次臂间距。这是由于搅拌功率的加大，金属熔体的旋转速度加快，紊流作用加剧，合金凝固时液相区、液固两相区的温度场和溶质浓度场更趋于平缓，各个微区的晶核条件和生长条件基本相同，晶核在各方向的生长速度基本相等，凝固后得到等轴晶组织。除了搅拌功率外，其他工艺参数对半固态组织也有一定的影响，表4-2为60Si2Mn弹簧钢的电磁搅拌工艺参数。在1450进行等温搅拌2min试样的见图4-21(a)，凝固组织绝大

44、部分是等轴晶，但仍能观察到枝晶的迹象；在1450等温搅拌5min试样和等温搅拌l0min试样的凝固组织见图4-21(b)，凝固组织中，没有枝晶存在，并且原奥氏体的晶粒更为圆整。在不同的温度区间不同的温度区间内对60Si2Mn弹簧钢进行连续的电磁搅拌，结果发现在15101460的温度范围内进行电磁搅拌试样的凝固组织中存存枝晶，见图4-2l(c)；在15101440和15101420的温度范围内进行电磁搅拌凝固组织为等轴晶，见圈4-2l(d)。4.半固态金属的力学行为半固态金属的力学行为 半固态金属加工主要是采用流变铸造的铸锭重新加热到液固两相区之间的温度，再挤压或锻造成形件。实践证明，由于半固态

45、金属具有触变性，所以铸坯在成形过程中具有明显的超塑性效应和充填性能，而且变形抗力也小，可在较高速度下变形。从变形机理分析，其变形过程是一个从塑性变形到超塑性变形的过程。表4-3所示为铝合金在不同的加工方法与热处理状态下的力学性能。从表中可以清晰地看出，半固态金属加工技术的优越性。譬如，经过触变成形的A356合金在T6热处理状态下，比经过普通金属型铸造所获得的铝合金具有更优良的力学性能，并与锻件的性能相近。试验还得到了不同加工方法获得的AZ91D镁合金和铝合金的力学性能，如表4-4和表4-5所示。半固态合金最重要的特点是具有球形球形的初生相微粒初生相微粒，在液固两相温度区间内，其球形的初生相仍然

46、保持为固相颗粒。因此，半固态合金的变形有自己独特的性质，它不同于液态金属的流动，也不同于固态合金的高温塑性变形。在实际应用中，主要是科用这一特性来成形零件。为了进一步促进半固态合金成形技术的应用，需对其在半固态下的力学特性进行研究，即流变应力的变化规律。（1）低熔点半固态铝镁合金的力学特性 以工业用变形铝合金2618和7075为例，其在半固态下变形过程中的应力-应变关系如图4-22所示。在热分析仪DT-30上由差热分析差热分析（DTA Differential thermal analysis）测定合金的液相线温度和固相线温度分别为：Tl=638、Ts=549；结晶温度区间：T=89。从图中可

47、以看出，半固态半固态试样在固态固态或液固两相区液固两相区压缩变形抗力均远远小于常规铸造组织常规铸造组织固态压缩变形抗力压缩变形抗力，并且半固态试样在液固两相区的压缩变形抗力均小于固态压缩变形抗力。随着温度的升高，变形抗力降低；同时随着变形程度的增加，在液固两相区的压缩变形抗力与固态压缩变形抗力相反，应变在=0.05左右达到最大值后降低，发生应变软化现象。图4-23为半固态试样在液固相温度区间T=600时不同变形速率变形速率下的应力-应变曲线。由图可以看出，随着变形速率的升高，变形抗力增加，而随着变形程度的增加，应变在=0.05左右达到最大值后同样发生应变软化现象。在液固两相区压缩变形时，常规铸

48、造组织常规铸造组织中的枝晶形成连续的网络骨架，承受应力的能力较强，因而压缩变形时变形抗力较高。半固态试样半固态试样在此温度区间压缩变形时，变形机制主要为初始晶粒的旋转、滑动，而晶粒变形很小，因而半固态试样变形抗力明显降低。随着温度的升高，合金中液相比例增多，变形抗力又有所下降。而常规铸造组织在液固两相区变形时，虽然也有液相存在，但其粗大的枝晶组织互相参叉交错阻碍变形的进行，同时变形时枝晶臂要发生变形，枝晶臂为固态特性，因而枝晶臂的变形也使流动应力增加。图4-24为常规铸造及半固态铝合金7075在变形速率=510-3s-1时，不同变形温度(490、560、580，600)下的流动应力曲线。由DT

49、A（差热分析）可知，铝合金7075的固相线和液相线温度分别为477和635，因此所有变形温度均在液固线温度范围内。由上图可以看出，半固态试样的流动应力均远远小于相应温度的常规铸造组织的流动应力，并且由图还可以看出，无论是常规铸造组织还是半固态组织，在液固两相区变形时，随着变形温度的升高，流动应力降低，并且随着变形程度的增大，与铝合金2618的相同，铝合金7075液固两相区变形同样呈现与固态变形应变-硬化相反的应变软化现象，应力在=0.06左右达到最大值后降低。（2）高熔点半固态钢铁材料的力学特性 以弹簧钢60Si2Mn为研究对象。从图4-25可以看出，在1200下，半固态坯料(a)与常规铸造坯

50、料(b)的应力应变曲线基本相同。但由于半固态坯料的组织均匀，晶粒较小，因此，其屈服强度()要比常规铸造坯料高2MPa。66.3sMPa 图4-28表明在固液两相区，60Si2Mn钢常规料的整体应力水平比半固态坯料的高，这主要是由于常规料在固液两相区压缩变形，不但有枝晶之间的相互滑动，而且有枝晶本身的变形和破碎，而固相枝晶的变形力比同相晶粒之间的摩擦力大，造成常规料的整体应力水平比半固态坯料的高。4.3 金属半固态的制备方法 金属半固态浆料或坯料的制备是半固态成形加工的基础，目前半固态浆料或坯料的制备方法很多，但常用的方法主要是电磁搅拌法电磁搅拌法和机械搅拌法机械搅拌法，其中电磁搅拌法占主导地位