（北京交通大學(xué)，北京 100044）

半固態(tài)成形技術(shù)最早由美國麻省理工學(xué)院M.C.Flemings 教授[1—4]于20 世紀70 年代提出。通過控制金屬凝固過程中枝晶的生長，形成一種由液相包裹著球狀固相顆粒的半固態(tài)漿料，這種半固態(tài)漿料具有很好的流動性，利用其進行加工成形的技術(shù)則稱為金屬半固態(tài)成形技術(shù)。半固態(tài)流變成形是半固態(tài)加工方式的一種，是將處于固液相線溫度間的金屬進行處理，得到具有非枝晶組織的半固態(tài)漿料，然后直接進行壓鑄、擠壓或軋制成形的方式。半固態(tài)流變成形技術(shù)與傳統(tǒng)的液態(tài)成形相比，具有成形溫度低、模具壽命長、工藝流程短的特點，其獨特的加工過程可以細化晶粒、減少氣孔和疏松縮孔，并提高組織致密性，且較大地改善傳統(tǒng)的生產(chǎn)條件和環(huán)境。由于半固態(tài)漿料具有很好的流動性，所以半固態(tài)流變成形技術(shù)可以成形形狀復(fù)雜的精密零件，且成形精度高。經(jīng)過近50 年的發(fā)展，半固態(tài)成形技術(shù)形成了許多加工方法，在傳統(tǒng)的機械攪拌法、電磁攪拌法基礎(chǔ)上，陸續(xù)提出了一些新方法，如超聲振動法[5—8]、螺桿攪拌法[9—13]、低過熱度澆注[14—17]、脈沖電場法[18—19]、晶粒細化法[20—22]、自孕育法[23—26]及氣泡攪拌法[27—30]等。這些加工方法已經(jīng)在鋁合金、鎂合金中得到了試驗驗證，并部分實現(xiàn)了工業(yè)應(yīng)用，但對銅合金來說，因其熔點較高，目前針對其進行的半固態(tài)工藝研究較少，這一定程度上限制了銅合金在近凈成形加工大尺寸、薄壁復(fù)雜且精度和質(zhì)量要求較高的零件，因此，開展對銅合金的半固態(tài)流變制備與成形技術(shù)的研究有利于擴寬半固態(tài)加工技術(shù)的應(yīng)用范圍，解決銅合金加工問題，提高成形件的組織與性能。

文中首先針對銅合金的半固態(tài)流變成形及制備技術(shù)的研究新進展進行了綜述，包括該新工藝的加工過程、最優(yōu)工藝參數(shù)選擇及該工藝過程的機理等，分析了新工藝目前尚存在的問題和原因，而后簡要闡述了部分半固態(tài)流變制備工藝模型及機理的新進展，最后對其發(fā)展趨勢進行了分析和展望。

1 半固態(tài)流變成形及制備工藝進展

金屬半固態(tài)技術(shù)研究初期，銅合金因其熔點較高、操作難度大，使得半固態(tài)加工研究相對較少。20世紀 70 年代，Young[31]等采用機械攪拌法制備了C905 銅合金半固態(tài)漿料，并利用制得的C905 銅合金半固態(tài)漿料成形了零件，這是最早關(guān)于銅合金半固態(tài)加工的研究。近年來，為了拓寬銅合金加工方法，提高材料利用率，增強銅合金組織和性能，銅合金半固態(tài)成形方面的研究逐漸增多。

Cao[32]等提出了一種利用旋轉(zhuǎn)鍛造應(yīng)變誘導(dǎo)熔體活化制備半固態(tài)銅合金的方法（RSSIMA），研究了銅合金C5191 在RSSIMA 半固態(tài)制備過程中組織演變與彈塑性行為的關(guān)系。這種RSSIMA 工藝與傳統(tǒng)的應(yīng)變誘導(dǎo)熔體活化制備半固態(tài)方法（SIMA）的區(qū)別在于：①利用劇烈的冷旋鍛代替先熱加工后冷加工過程，高頻脈沖沖擊和多向鍛造使材料處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)，所以這種旋鍛可以提高金屬變形的均勻性；② 可以適用于大直徑金屬棒材的加工；③使用電阻加熱爐加熱并具有實時反饋系統(tǒng)，可以提高加熱均勻性。RSSIMA 工藝半固態(tài)制備過程如圖1 所示。在加熱溫度985 ℃下，分別將保溫時間設(shè)定為3，4，6，10，20 min。結(jié)果顯示，RSSIMA 初期銅合金受到劇烈冷旋鍛作用，金屬沿著圓柱螺旋線流動，樹枝晶被分解，應(yīng)變能在晶界中得以儲存；加熱到糊狀區(qū)溫度后，部分低熔點相和一些共晶組織開始熔化，為了降低表面能，球狀晶開始生成[33—36]。當(dāng)保溫時間大于10 min 后，球狀晶尺寸D逐漸增大，從初始大小15.3 μm 增加到82.8 μm。利用Lifshize-Slorovitze-Wagner（LSW）方程描述保溫時間與晶粒直徑關(guān)系，如式（1）所示。

式中：D0為原始球狀顆粒尺寸；t0為初始球狀顆粒的初始時間；D為第t時刻的尺寸；K為粗化速率常數(shù)，b為粗化指數(shù)。實驗結(jié)果顯示擬合良好，回歸系數(shù)R2為0.97。晶粒長大粗化機制可由奧斯特瓦爾德成熟機制[35—36]來解釋。由于較高的界面自由能，較小的顆粒有溶解于液體的傾向。當(dāng)溶液過飽和時，小顆粒通過擴散聚集在大顆粒上，因此，在微觀結(jié)構(gòu)粗化的早期階段，小晶體或顆粒溶解并重新沉積到較大的晶粒上。對C5191 銅合金半固態(tài)組織力學(xué)性能進行研究發(fā)現(xiàn)，試樣硬度和強度隨微晶粒尺寸減小而增大，細晶強化和第二相析出強化的協(xié)同作用是半固態(tài)C5191 銅合金力學(xué)性能增強的主要原因。Cao 等[37]進而對C3771 銅合金半固態(tài)流變鍛造工藝進行研究，利用RSSIMA 工藝得到在保溫時間5 min，加熱溫度895 ℃條件下，半固態(tài)組織平均當(dāng)量直徑為56.3 μm，形狀系數(shù)為 0.78，扭矩失效試驗表明斷裂扭矩由42.8 N·m 提高至54.8 N·m。

圖1 RSSIMA 工藝半固態(tài)制備過程Fig.1 RSSIMA semi-solid preparation process

Youn[38]等研究了半固態(tài)成形Cu-5wt.%Ag 合金，以此來生產(chǎn)小型感應(yīng)電動機部件。研究發(fā)現(xiàn)，在充型溫度為1065 ℃，沖壓速度為0.08 m/s，壓力為9 MPa時，半固態(tài)漿料可以實現(xiàn)完整充填，如圖2 所示。該工藝的主要影響因素為充型溫度和速度。當(dāng)沖壓速度為1.5 m/s 時，無法完整充型，凝固后為針狀。認為快速的流動導(dǎo)致了半固態(tài)合金的未填充缺陷，部分半固態(tài)漿料在槽內(nèi)填滿并率先凝固，阻礙了剩余漿料的流動。

圖2 半固態(tài)成形銅合金小型感應(yīng)電動機部件各部位宏觀與微觀形貌Fig.2 Micro and macro morphologies of semi-solid copper alloy induction motor parts

K.K.Wang[39]研究了半固態(tài)鍛造成形工藝硅碳增強銅基復(fù)合材料的制備。將半固態(tài)成形技術(shù)與粉末冶金技術(shù)相結(jié)合，制備出導(dǎo)熱系數(shù)高、熱膨脹系數(shù)低的銅基復(fù)合材料電子封裝外殼。該工藝過程如圖3 所示，首先用粉末冶金法制備SiC/Cu 復(fù)合材料，隨后再加熱進行連續(xù)半固態(tài)鍛造。傳統(tǒng)制備坯料的方法有機械攪拌法或電磁攪拌法，但SiC 和Cu 間潤濕性較差且兩者密度有很大的差異，所以傳統(tǒng)方法并不適用于SiC/Cu 復(fù)合材料的制備。SiC/Cu 復(fù)合材料相結(jié)構(gòu)的兩種常見模型[40]如圖4 所示，其中圖4a 為Cu 包覆并限制SiC 顆粒膨脹的理想模型，圖4b 為互穿模型。經(jīng)過機械充分混合后，SiC/Cu 相結(jié)構(gòu)可看做互穿模型，此時Cu 和SiC 熱膨脹都受到了限制，Cu作為基體，硬度較高的SiC 框架起到結(jié)構(gòu)作用。當(dāng)再加熱進行連續(xù)半固態(tài)鍛造時，先熔化的基體Cu 相則產(chǎn)生塑性流動。通過粉末冶金和再加熱連續(xù)半固態(tài)鍛造法制備坯料，利用再加熱后合金相偏析和流動機理使復(fù)合材料的化學(xué)成分均勻。微觀組織分析表明，所制備的復(fù)合材料坯料組織致密，SiC 顆粒均勻分散在細化的Cu 基體中，復(fù)合界面結(jié)合良好。半固態(tài)再加熱過程是影響復(fù)合成形的關(guān)鍵因素，當(dāng)加熱溫度為1025 ℃，保溫時間為6 min 時，半固態(tài)鍛造組織較優(yōu)。

圖3 工藝流程Fig.3 Process flow chart

圖4 相結(jié)構(gòu)模型Fig.4 Phase structure model

邵博等[41]研究了QSn7-0.2 銅合金半固態(tài)擠壓組織。研究表明，QSn7-0.2 銅合金部件采用半固態(tài)擠壓變形工藝能夠得到顆粒球化率高、組織致密的微觀結(jié)構(gòu)，得到最佳工藝參數(shù)為保溫溫度940 ℃、擠壓速率10 mm/s、保溫時間60 min。在最佳工藝條件下，擠壓件的前部固-液相均勻性較差、固相圓整度較好，擠壓件的中部為固-液相共存狀態(tài)，靠近沖頭位置的組織基本保持了原始的半固態(tài)形貌。陳澤邦等[42]采用冷軋-重熔的應(yīng)變誘導(dǎo)熔化激活法（SIMA）制備了ZCuSn10 銅合金半固態(tài)流變漿料，研究表明，在成形比壓為150 MPa，擠壓速率為14 mm/s 時可以得到組織均勻的成形件，且固液兩相協(xié)同流動性好。半固態(tài)銅合金流變擠壓成形過程發(fā)現(xiàn)，擠壓通道處半固態(tài)組織液相率最低，靠近模具底部半固態(tài)組織液相率最高，且發(fā)生了液相團聚現(xiàn)象，固液兩相的均勻性差。圖5 為半固態(tài)ZCuSn10 銅合金不同擠壓速率下的微觀組織。由圖5 可知，當(dāng)擠壓速率為14 mm/s時，半固態(tài)組織液相率為 29.57%，晶粒圓整度為1.66。當(dāng)擠壓速率較小時，液相內(nèi)部產(chǎn)生的摩擦力小于固相顆粒間產(chǎn)生的摩擦力，因此流動阻力較小，液相領(lǐng)先于固相流動到型腔底部，導(dǎo)致半固態(tài)組織的特點為壓頭處液相較少、型腔底部液相較多且具有大量的樹枝晶；增大擠壓速率后擠壓變形所需時間變短，固液兩相協(xié)同流動性較好。陳等[43]采用流變成形技術(shù)SIMA 法制備流變漿料，研究了擠壓速率對流變擠壓鑄造ZCuSn10P1 銅合金軸套零件組織及力學(xué)性能的影響。研究表明，在成形比壓為250 MPa，擠壓速度為15 mm/s 時，得到的流變擠壓鑄件的半固態(tài)組織較均勻，抗拉強度達到最大值371.1 MPa，伸長率為8.43%。與液態(tài)擠壓條件下得到的鑄件相比，其抗拉強度提高了 57.3%，伸長率提高了78.7%。在半固態(tài)流變擠壓ZCuSn10P1 銅合金過程中發(fā)現(xiàn)，在垂直方向和水平方向上均存在液相偏析現(xiàn)象。

圖5 不同流變擠壓速率的微觀組織Fig.5 Microstructure at different rheological extrusion rates

Y.N.Chen[44]等研究了Cu 含量對半固態(tài)鍛造成形性能及對Ti-Cu 合金的力學(xué)性能的影響。研究表明半固態(tài)鍛造后隨著Cu 含量的增加，Ti-Cu 合金的抗拉強度增加，伸長率降低。拉伸強度的變化是由Cu含量和鍛造溫度的改變而產(chǎn)生Ti2Cu 沉淀的分布造成的。伸長率的降低是因為在Ti-14Cu 合金中存在廣泛的晶界析出帶，并導(dǎo)致了沿晶斷裂。Ti-Cu 合金的Cu 含量影響Ti2Cu 析出物的分數(shù)、形態(tài)和分布。Ti2Cu在晶界處發(fā)生宏觀偏析，當(dāng)Cu 含量較高或半固態(tài)鍛造溫度較高時，針狀Ti2Cu 傾向于在晶界處析出，在1100 ℃鍛造的Ti-14Cu 合金半固態(tài)中，沿晶界形成粗析出區(qū)，這些析出帶對鈦銅合金的鍛造和力學(xué)性能有害。與傳統(tǒng)的固態(tài)鍛造相比，半固態(tài)Ti-Cu 合金的成形性明顯優(yōu)于固態(tài)。在1000～1150 ℃范圍內(nèi)，合金的鐓鍛高度可降低70%～85%，且不發(fā)生開裂，所需的鐓鍛力要小得多。

本課題組從材料與工藝一體化角度，提出了一種半固態(tài)制備成形一體化新工藝——隨流半固態(tài)技術(shù)，可以避免漿料轉(zhuǎn)移或澆注過程中受到污染的問題，實現(xiàn)制備加工一體化，較大地縮短工藝流程、降低生產(chǎn)成本。隨流半固態(tài)的工藝過程為：啟動成形設(shè)備的加壓油缸，下壓頭以一定的充型速度將料筒內(nèi)的合金熔體推入流道，在合金熔體流經(jīng)流道的過程中，與流道內(nèi)壁或形核涂料相接觸，形成離散的微小晶體，這些微小晶體在合金熔體流動的切應(yīng)力作用下被剝離脫落形成有效晶核，混入合金熔體中，使合金熔體逐步變?yōu)楣桃夯旌系碾S流半固態(tài)熔體，最終進入型腔充型，實現(xiàn)半固態(tài)加工。該技術(shù)將液態(tài)模鍛與半固態(tài)技術(shù)相結(jié)合，各取優(yōu)勢，實現(xiàn)了壓力下隨流半固態(tài)金屬的制備與成形凝固。

2 半固態(tài)流變制備工藝模型及機理

Zhou[45]等進行了半固態(tài)晶粒尺寸的預(yù)測和組織形貌演變機理的研究。考慮形核和長大的競爭關(guān)系，建立晶粒尺寸理論預(yù)測模型。假設(shè)均勻熔體里晶粒互不干擾的自由生長，且符合統(tǒng)計學(xué)規(guī)律。根據(jù)Avrami方程[46—48]，求出熔體的體積中未發(fā)生形核和生長的剩余液相體積分數(shù)Q(t)，見式（2）。

凝固后最終形核晶粒數(shù)目與形核率、凝固時間和晶粒長大速度有關(guān)，可以表示為：

式中：n為最終形核晶粒數(shù)；t為凝固時間；I為形核率；V為晶胚體積。假設(shè)晶粒形狀為球形，晶粒直徑為d，一個晶粒占據(jù)的體積為，得到計算晶粒平均尺寸關(guān)系式見式（4），其中計算所需要的表面能σ、晶粒長大速度v和凝固時間t等參數(shù)由式（5）得到，表面能采用Spaepen 和Meyer 模型[47]來估計，其中αm是結(jié)構(gòu)因子，bcc 結(jié)構(gòu)αm=0.71，fcc 和hcp結(jié)構(gòu)αm=0.86。

晶粒長大速度與界面溶質(zhì)濃度有關(guān)，見式（6）；凝固時間可根據(jù)熱平衡關(guān)系來估算，見式（7）。

式中：D為擴散系數(shù)；k0為溶質(zhì)分配系數(shù)；?C代表濃度梯度；為界面液相溶質(zhì)平衡濃度；ρ為合金的密度；h為等效對流換熱系數(shù)；T0為模具外表面溫度；M為鑄件體積與模具界面面積之比。

通過對凝固過程中液固界面法向生長速度的擾動分析，推導(dǎo)出球形晶粒生長失穩(wěn)的臨界條件以及估算沿晶粒周邊波數(shù)的表達式，見式（8—9）。利用此關(guān)系可以解釋形成球形、近球形晶粒以及枝晶的機理。若n≤1，則晶粒應(yīng)是均勻生長；若1≤n≤2，則晶粒形貌應(yīng)是橢圓形；當(dāng)n較大時，呈枝晶狀生長。

通過對式（8—9）分析得到，當(dāng)合金性質(zhì)一定時，擴散系數(shù)和生長速度是影響晶粒生長的主要因素，有利于增加擴散和降低生長速度的因素都有利于半固態(tài)晶粒組織的形成。半固態(tài)制漿過程中熔體攪拌使合金成分均勻，相當(dāng)于增加了擴散能力，成分均勻使得界面前沿的濃度梯度減小，降低了晶粒生長速度，因此有利于球晶的形成。當(dāng)凝固條件使得1≤n≤2 時，晶粒形狀為近球形，略超出此范圍時，會形成介于球晶和枝晶的組織，即常見的薔薇狀晶粒。

Huang 等[49—50]研究了超聲振動法制備半固態(tài)Al2Y/AZ91 鎂基復(fù)合材料漿料及其流變模型。研究表明，隨著Al2Y 體積分數(shù)的增大，半固態(tài)Al2Y/AZ91鎂基復(fù)合材料漿料的表觀粘度增大，表觀粘度與固相分數(shù)的關(guān)系隨指數(shù)規(guī)律的變化，并隨超聲功率的增大而減小。在擬合實驗數(shù)據(jù)基礎(chǔ)上，建立了超聲振動制備半固態(tài)Al2Y/AZ91 鎂基復(fù)合材料的流變學(xué)模型見式（10）。

式中：ηm為復(fù)合材料表觀粘度；fs為固相分數(shù)；P為超聲功率。

朱光磊等[51]對攪拌剪切作用下組織形態(tài)進行了數(shù)學(xué)描述，分析了凝固組織在攪拌剪切作用下的有效溶質(zhì)分配系數(shù)，凝固組織形狀與溶質(zhì)分示意圖如圖6所示[52]，將凝固速度和攪拌轉(zhuǎn)速作為凝固組織演變過程的主要因素，建立凝固組織形態(tài)參數(shù)隨凝固速度與攪拌轉(zhuǎn)速的數(shù)學(xué)模型。

式中：S為形狀因子，S=1 表示凝固組織為理想球狀，S值越小，圓整度越差，越趨近枝晶組織；Dl為溶質(zhì)在液相中的擴散系數(shù)；v為凝固速度（界面向前推移的速度）；n為熔體攪拌轉(zhuǎn)速；K為比例系數(shù)。研究表明，攪拌轉(zhuǎn)速和凝固速度對晶粒的形貌有較大影響，增大攪拌轉(zhuǎn)速和降低凝固速度有利于提高形狀因子，數(shù)學(xué)模型值基本吻合試驗結(jié)果，利用該模型能預(yù)測凝固組織在不同凝固速度與攪拌轉(zhuǎn)速條件下的生長形態(tài)。

圖6 凝固組織形狀與溶質(zhì)分布Fig.6 Solidification structure shape and solute distribution

Qu 等[53]基于 Phase-Field-Lattice-Boltzmann 理論，在二維條件下，綜合研究了局部變量對半固態(tài)漿料微觀結(jié)構(gòu)演變的影響，提出了一種基于并行計算和自適應(yīng)網(wǎng)格細分技術(shù)。球形晶體的形成機理研究是制備具有均勻球形微觀結(jié)構(gòu)的高質(zhì)量半固態(tài)漿料的理論基礎(chǔ)，凝固過程中熱-溶質(zhì)擴散與固液界面遷移的相互作用決定了微觀組織的形態(tài)演化。從生長空間、初始過冷度、冷卻速率、自然對流和強制對流5 個方面的研究發(fā)現(xiàn)，隨著初始過冷度的減小，晶粒的球度增大；各向同性晶?？焖偕L時，自然對流和強制對流引起的流體流動對晶粒形態(tài)影響不大，這是由于凝固速度遠遠高于溶質(zhì)擴散。當(dāng)溶質(zhì)擴散主導(dǎo)晶粒生長時，強制對流對晶粒形貌有顯著影響；冷卻速率對晶粒形貌有拋物線效應(yīng)，隨著冷卻速率的增大，晶粒的球形度先增大，然后隨冷卻速率的增大而減??；通過改變冷卻速率、熔體對流強度等參數(shù)，為擴展?jié)沧囟群湍谭秶^窄的合金制備半固態(tài)漿料的工藝窗口提供可能。

3 總結(jié)與展望

半固態(tài)流變成形作為半固態(tài)加工工藝的一種重要方法，因其獨特的技術(shù)優(yōu)勢和市場價值而備受關(guān)注，至今已有近50 年的發(fā)展歷史，金屬半固態(tài)成形技術(shù)的研究與生產(chǎn)實際相結(jié)合，使其工業(yè)化生產(chǎn)應(yīng)用得到快速發(fā)展。半固態(tài)流變成形過程的成形溫度低、能源消耗小、工藝流程短，成形產(chǎn)品近終成形、產(chǎn)品性能優(yōu)良、后期加工量小，提高了材料利用率，且較大地改善了傳統(tǒng)生產(chǎn)條件和環(huán)境，這種綠色制造方法對于節(jié)能減排、環(huán)境保護具有重要的指導(dǎo)意義和貢獻。半固態(tài)流變成形未來的研究方向主要集中在：①生產(chǎn)效率高、生產(chǎn)低成本的半固態(tài)漿料流變制備技術(shù)的研究，現(xiàn)階段雖然各種新工藝方法層出不窮，但還需加快與實際生產(chǎn)相結(jié)合，實現(xiàn)工業(yè)化連續(xù)生產(chǎn)的腳步；② 針對半固態(tài)流變制備新技術(shù)，研發(fā)適合其半固態(tài)成形的新型合金，如提到的銅合金等高熔點合金半固態(tài)技術(shù)的應(yīng)用等，拓寬半固態(tài)加工工藝材料領(lǐng)域的應(yīng)用；③隨著半固態(tài)流變成形技術(shù)研究的深入，研究并完善半固態(tài)組織演變機制及其控制方法，對生產(chǎn)應(yīng)用具有重要的指導(dǎo)意義；④ 研發(fā)半固態(tài)流變成形的相關(guān)設(shè)備，開發(fā)設(shè)計適合半固態(tài)加工的零部件，推動并擴展其工業(yè)應(yīng)用范圍。