适合半固态成形的合金应具备的特性.doc

适合半固态成行的合金应具备哪些特性？
金属的半固态加工就是将金属加热到其固相线和液相线之间，利用金属从液态向固态转变或者从固态向液态转变（即固液共存）过程中所具有的特性进行成形的方法。半固态成形技术分为流变成形和触变成形。在金属凝固过程中，对其施以剧烈的搅拌作用，充分破碎枝状的初生固相，得到一种液态金属母液中均匀的悬浮着一定球状初生固相的固-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）。如果将流变浆料凝固成坯锭，按需要将此金属坯锭切成一定大小，然后重新加热（即坯料的二次加热）至金属的半固态温度区，这时的金属坯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）。
（1） 较宽的液固两相区间
半固态金属浆料的制备是将金属加热到固相线与液相线的温度区间内，因此适合半固态成形的合金其本质特性首先应该具有较宽的液固两相区间。在金属半固态成形时，由于成形温度处于固、液两相区内，且初生固相的形貌通常以近球状的非枝晶组织悬浮在液相基体中，使熔体在成形过程中具有良好的流变性和触变性，通常适用于具有较宽固液两相区的合金体系，如铝合金、镁合金、铜合金、锌合金以及镍基合金、钢铁类合金等
金属在固相线和液相线的温度范围内结晶过程中，其内部是固相和液相两相混合共存，从结晶开始到结晶结束的结晶过程中，其中的固相逐渐增加，对于较适合半固态成形的浆料，其固相率基本要求在0.4—0.6之间。的如果液固两相区间过窄，金属在结晶过程中的温度变化范围小，结晶速度快，而要使金属浆料处在半固态的状态下，其温度应该保持在结晶温度区间内，而金属在加热的过程中，温度的准确控制是一个难点，液固两相区间越窄，对温度的控制要求越高。
（2） 良好的流变性能
从工艺方面来说，多年的研究和实践表明，适合半固态流变成形的合金，应该具有良好的流变性能。半固态金属的流变性直接影响半固态金属成形与流动的工艺条件。半固态合金的流变性能主要表现为其表观黏度的变化规律，通常用半固态金属的表观黏度作为其流变性的指标，通过研究不仅揭示半固态金属易于成形的本质，而且可以确定半固态金属制备中浆料流动、成形浆料流动规律的动量方程中有关的物理量，为定量研究合金浆料的流动与成形奠定基础。
大量的实验研究表明，固相率、合金成分、半固态金属的制造条件、固相的形状与大小、剪切速率等因素对半固态金属的流变性能都有影响，但固相率对流变性能的影响最大。
一般情况下，如果不对正在凝固的金属液进行搅拌，随着温度的下降，当金属母液中的固相率达20%时，由于枝晶的相互搭接、缠绕，产生变形阻力，金属已变得如同固态，无流动性，其表观粘黏度随固相率的增大而迅速增大。然而经过剧烈搅拌的半固态金属浆料，枝晶发生了破碎和球化，其固相率为50%时，仍具有很好的流动性。这是因为固相颗粒呈球状质点均匀的悬浮在金属母液中，而不呈树枝状骨架，以使半固态浆料具有低的黏度，其结构类似砂浆。
如固相利率分别为40%和50%的Sn-15%Pb合金，其屈服极限各为0.2MPa和0.45MPa。但同样固相率的半固态合金，其屈服极限要小2-3各数量级。如固相率为40%的半固态Sn-15%Pb合金，其屈服极限只有120Pa，表观黏度只有0.5Pa，接近于室温时中等牌号发动机机油的黏度，这说明半固态金属的流变性能犹如宾汉体的流变性。也就是说当对半固态浆料施加的切应力小于其屈服极限时，浆料便表现如同固体，无流动性，可以被夹住方便的移动，当对浆料施加较大的切应力，并超过其屈服强度时，半固态浆料会表现出较好的流动性，如牛顿体那样的流动。
研究表明，表观粘度随固相率的增加而增加，特别是当固相率超过某一临界值时，表观粘度开始迅速上升，表观粘度的控制将是很难的，此时表观粘度对固相率的变化很敏感。在实际操作中，固相率由液-固两相体的温度决定，通过Scheil方程将温度换算成固相率的函数。通过对温度的控制就可以调节固相率的大小，通常固相率达到0.4左右时，表观粘度将急剧增加。
在不同的固相率区间，半固态金属浆料表现的物性有很大的差别，适用的物理模型也不同。当固相率很低时（小于0.2），固相微粒间的相互作用力很小，半固态金属浆料可以作为一种牛顿黏性流体来处理；当固相率增大到0.2—0.6时，固相微粒间的相互作用已经十分明显，固相微粒相对运动的流体动力学行为以及固相微粒的附聚行为被用来解释半固态金属浆料的性质；当固相率达到0.6—0.7以上时，固相微粒已经形成了“骨架”，此时的半固态金属浆料可以被认为是浸透着液体的多孔固体。因此，适合半固态成形的金属，要能够容易准确的将固相率控制在一个相对合适的范围内。
研究发现合金半固态浆料的流变性能还受到剪切速率和冷却速率的很大影响。当降低冷却速率和增大剪切速率时，将有利于连续搅拌条件下的合金半固态浆料组织中的固相颗粒球化。同时还发现经连续降温和等温搅拌的合金半固态浆料在固、液两相温度区问恒温静置时，由于在静置过程中，固相颗粒之间在形成聚集的同时发生了合并粗化，不仅影响到浆料的触变性，而且还显著影响到浆料的稳态粘度。因此，为了良好的流变性能，半固态金属制备过程中应该有较低的冷却速率和较大的剪切速率。
(3)最优的合金成分
每种合金对应不同的成分，成分不同，其组织结构、熔点、流动性、表观黏度等特性各有不同，有些特性对半固态成形有利，有些特性会影响半固态的成形，因此有些合金适合半固态成形，有些不适合半固态成形，针对半固态成形理论与不同的合金系中合金成分之间的关系，中外的专家学者为此付出了许许多多的努力以及做出了杰出的贡献。
Kazakov利用热力学模型计算Al—Si系合金中在添加第三元素及改变其浓度，如Li、Mg、Zn、Cu、Ni、Mn和Ce等，对计算所得到的液相含量与温度的关系曲线的影响分析，进行了合金半固态成形的可行性判定，进而与试验相结合对合金成分优化设计，同时提出了理想的半固态成形铝合金的化学成分选取范围。
Camacho Maciel等用满足非平衡凝固条件下的Scheil方程和液相百分数与温度的关系以及所掌握的金属热力学参数，在对7000系铝合金凝固过程中合金元素对液相百分数及平衡相影响进行定性分析，从而对合金的半固态成形性进行评估，发现当Zn／Mg比值减小而Zn+Mg+Cu增加时，合金的触变成形性提高，当Zn／Mg<2．5、Zn+Mg+Cu>7％时触变成形性得到优化，而合金的Zn+Mg+Cu值低于7％时，即使Zn／Mg值很低，也很难进行触变成形。
英国布鲁内尔大学利用计算热力学，通过带有相关金属热力学参数数据库的Thermo．Calc软件计算，研究了成分变化对合金固相分数对温度的敏感度、凝固区间、时效硬化潜力的影响，并利用试验对通过热力学计算所选取的合金进行流变性、微观组织和力学性能的分析。认为传统的A1一Mg-Si系合金，合金中的沉淀相M92si会对时效硬化有影响；6xxx系合金当︱dfs／dT︱≤0.015时，fs>0.7时，由于铸造性能差而不适宜进行流变成形工艺，而在成形时液相的偏聚同样不适宜进行触变成形。6066和6070合金在严格控制工艺的条件下可以进行触变成形工艺。对于3xxx系合金由于具有较低的固相率而适合于采用流变成形工艺。在A1一Mg—Si系合金中适宜触变成形的合金含Si量比流变成形的合金要少。Liu等利用固相分数对温度的敏感系数、合金的成形温度、凝固区问、B相在凝固过程中的百分含量以及成分变化幅度等系统分析YMg—A1一Zn及Mg-A1一Mn半固态合金中Zn和Mn的作用，从而得出在半固态流变工艺过程中Mg—A1一Zn合金仅有较窄的成分选取范围，而Mg—A1一Mn合金则具有较宽的成分选取范围。通过等效温度计算对选取的Mg-A1-Zn和Mg-A1-Mn半固态合金进行了抗蠕变性对比，得出Mg-AI-Mn系合金有较好的抗蠕变性，同时提出了Mg—A1一zn及Mg-A1一Mn系半固态合金在成分选取上的原则。
徐骏等针对A1-Mg-si系合金，依据合金固相分数对温度的敏感度、凝固区间、时效硬化潜力、初生相所占比例等为标准，利用热力学计算确定出四种新型合金成分，并通过试验分析对合金成分进行优化。在对四种合金的试验结果分析中发现电磁搅拌制备的合金浆料中Mg／Si成分比为1／3时，可以获得理想的微观组织和力学性能。合金中si含量的减少或者Mg含量的增加均会使沿晶分布的初生Mg2Si相增加，从而使合金性能降低。与其他三种合金相比，A1-6Si-2Mg合金更适合半固态成形工艺。
日本的Ranmish，Chandran等人对Mg-Li合金的半固态成形技术进行了研究，他们分别以含5％、9％和14％Li的Mg-Li—A1合金为研究对象，考察适合半固态成形的最优合金成分，并添加1％～3％的Al元素作为硬化元素，添加1％～2％的Ca作为阻燃剂，首先观察了应变诱导试样凝固过程中的微观组织，然后在最佳的半固态成形温度下对试样进行压力变形和拉伸性能测试，发现半固态成形试样的拉伸性能大大提高，尤其是Mg一9％Li．3％AI合金，其拉伸强度达至11200 MPa，伸长率达到了20％。
(4)晶粒容易被细化
细化晶粒不仅能提高材料的强度，还能增强材料的塑性（小晶粒晶粒间的晶界更易滑动同时协助大晶粒而变形）。研究表明：当晶粒小于一定尺寸时，材料会呈现明显的延性转变，如镁合金晶粒尺寸细化到8μm 以下时，延性转变温度可至室温。
近液相线制浆技术获得了均匀细小、等轴的半固态组织，而适当控制二次加热温度和时间，坯料部分重熔时可获良好的触变结构，具有良好的触变性能。同时发现近液相线铸造的冷却速率对二次重熔进程也产生影响。高冷却速率获得的坯料，在相同重熔条件下，球化程度更显著。这是因为高冷却速率抑制了坯料的枝晶长大和枝晶臂的粗化，从而加快了部分重熔时a一Mg晶体球化的进程，并使其球化效果改善。
Kim等则依据半固态合金浆料制备过程中应获得等轴晶、控制晶粒尺寸及液相比率和枝晶形成的原则，以Mg-Ni、Cu—Zr二元合金为试验对象，利用相图分析确定出选取的成分范围，采用转筒式方法进行制浆试验后分析了合金成分及工艺条件对合金微观组织和成形工艺的影响。