半固态成形基本理论

1、研究生课程考试答题册得分：考试课程 近净成型工艺基础与新技术 题 目 半固态成型基本理论 姓 名 徐乙人 学 号 2010200690 学 院 机电学院 导 师 齐乐华 西北工业大学研究生院目录目录第一篇 半固态成型基本理论3前言31液态金属凝固的一般理论31.1液态金属凝固驱动力31.2液态金属凝固的阻力41.3液态金属形核过程41.4液固界面的结构与行为52半固态高压结晶凝固理论72.1高压对熔体粘度的影响72.2高压对凝固温度的影响72.3高压对密度和热导率的影响82.4高压作用下的溶质扩散模型82.5高压作用下晶粒形核模型82.6高压作用下晶粒长大模型92.7结论93半固态金属组织的形

2、成机理103.1经典的半固态组织形成机理：枝晶破碎磨圆、熟化球化机制103.2熔体整体爆发形核与枝晶抑制生长机制134流变充填理论134.1流体的流动类型144.2半固态合金流变行为的实验研究155半固态金属的力学行为185.1变形机制185.2变形特点205.3力学模型21第二篇 近净成型现有技术及新进展221近净成型技术概述222粉末注射成型技术简介223微弧熔炼近净成形技术简介254喷射沉积近净成形技术简介255精密铸造简介266精密锻造简介27结语28参考文献2930半固态成型基本理论第一篇 半固态成型基本理论前言金属半固态成形技术是20世纪70年代产生的新技术，它是在金属凝固过程中，

3、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，其中均匀地悬浮着一定球状初生固相的固液混合浆料。该技术自问世以来，一直倍受重视，发展至今，随着金属半固态成形理论研究的日臻完善，金属半固体成形工艺也渐进成熟。本文重点介绍半固态成型基本理论，包括液态金属凝固的一般理论，半固态高压结晶凝固理论，半固态金属组织形成机理，流变充填理论及半固态金属的力学行为。1液态金属凝固的一般理论液态金属中存在着相起伏(结构起伏)，这些相起伏成为晶胚。当某些晶胚尺寸大于等于一临界值时，这些晶坯才能稳定存在并自发长大，这些大于临界尺寸的晶坯叫做晶核。晶核不断长大，合金发生凝固。对于整个金属系统来讲

4、，形核与长大过程是同时进行的。各个晶核长大到一定程度时，彼此相遇，互相受阻，但大多不能合并在一起，便形成了晶界。由晶界划出的各个独立的晶体称为晶粒。随着晶粒的不断形成，液态金属不断耗尽，直到结束凝固过程。1.1液态金属凝固驱动力在等温等压条件下，物质系统总是自发地有自由能较高的状态向较低的状态。液相与固相的自由能差是凝固相变的驱动力。金属自由能用下式描述：上式中G为自由能，H为焓，T表示温度，S表示熵。图1表示液态金属凝固的热力学条件，液相与固相自由能差构成了金属凝固的相变驱动力 ，其表达式如下：为熔化潜热，表示过冷度，为金属的理论结晶温度。可以看出，过冷度越大，相变驱动力越大，凝固越快。图1

5、 液态金属凝固的热力学条件1.2液态金属凝固的阻力液态金属中的晶坯构成新的表面，形成表面能，使系统的自由能升高，它是凝固阻力。凝固的过程是否发生取决于相变驱动力与凝固阻力的自由能差：为固、液两相单位体积自由能差，表示晶坯体积，表示晶坯表面积，是单位面积的表面能。1.3液态金属形核过程假设晶坯为球状，可导出：为的极大值为：当晶坯半径r未达到临界晶核半径时，随着r增加，自由能升高，是非自发过程。当超过临界晶核半径时，随着增加，自由能降低，是自发过程。另外由于临界晶核大小与过冷度成反比，最大相起伏随着过冷度的增大而增大，因此只有过冷度超过临界过冷度时，最大相起伏才能超过临界晶核半径从而进入自发的结晶

6、过程，所以只有液体的过冷度等于或超过临界过冷度才能凝固。在形核的过程中，自由能的下降不能完全补偿晶核表面能，理想情况下只能补偿表面能的2/3,需要另外对形核做功，即为形核功。而形核功是由能量起伏来提供的。单位时间内单位体积的液相中形成的晶核数目称为形核率，形核率与液态金属的温度与扩散有关，其表达式为：为液态原子扩散的激活能，是近似常数。影响非均质形核的因素非常复杂，主要有过冷度、固态杂质结构形貌等对润湿能力与活性有关的因素，以及过热度，外界物理因素如振动搅拌等。1.4液固界面的结构与行为凝固过程的固液界面可分为光滑界面与粗糙界面，从原子尺度观测，光滑界面是“平整”的而粗糙界面是“粗糙”的。粗糙

7、界面各处接纳液相来得原子的能力是等效的，其晶体生长方式称为连续长大；光滑界面依靠界面上出现的“台阶”与原子进行结合，其长大方式称为侧面长大。连续长大远比侧面长大容易。图2 原子尺度液固界面结构示意图除液固界面的微观结构对晶体长大有重大影响外，液固界面前沿液体中的温度梯度是形象晶体生长的一个重要因素。可将其分为正温度梯度与负温度梯度，正温度梯度是指液相中的温度随着液固界面的距离的增加而升高的温度场分布。 图3 正(a)负(b)温度梯度正温度梯度下，光滑界面有利于生长成为规则几何外形的金属晶体，而粗糙界面易于进行平面长大（固液界面保持平直）。在负温度梯度场下，如果粗糙界面的某一局部发展较快而偶有突

8、出，它将深入到过冷度更大的液体中，从而更有利于此突出尖端向液体中生长。结晶潜热的散失沿着横向要比结晶尖端慢，因此横向长大速度远比超前方的长大速度小，故此突出尖端很快长成一个细长的晶体主干，即一次晶轴或一次枝晶臂。同理一次枝晶臂会生长出二次枝晶臂，二次枝晶臂上又会形成三次枝晶臂，如此下去就生成了树枝那样的树枝晶，即枝晶。具有光滑界面的物质在负温度梯度条件下可能长成带有小平面特点的枝晶，也有可能长成规则的几何外形。枝晶生长是具有粗糙界面物质凝固的最常见生长方式，一般金属都以枝晶的方式生长。（简单的理解，正温度梯度是对晶体生长来讲是一个负反馈的环境，会抑制突起，而负温度梯度为负反馈会促进突起而形成枝

9、晶。也可以得出液态金属过冷时析出晶体的温度会高于液态金属的结论，时间有限，未作深入探讨。）2半固态高压结晶凝固理论在常压作用下的金属凝固过程中，起主导作用的参数是熔体温度，此时压力对凝固动力学和热力学参数产生的影响可以不计，但在高压条件下，压力变成一个不可忽略的因素。压力通过影响凝固动力学参数、热力学参数，最终改变了微观组织演变机制。2.1高压对熔体粘度的影响高压作用会对熔体中原子的运动产生重要影响，从而改变熔体的粘度，通常压力与熔体粘度之间满足下面的关系：为常压下的粘度系数，为粘滞流变激活能，为熔体体积，为玻尔兹曼常量，为阿伏加德罗常数，为绝对温度，为作用在熔体上的压力。上式表明，熔体的粘度

10、系数随压力升高而增加，使得金属原子的自由行程受到限制。2.2高压对凝固温度的影响将描述液-气的克拉珀龙方程引入到高压作用下的固-液转变过程，可以得到：为物质的熔点，为熔化时体积的变化，为热焓，压力改变时该值的变化可以忽略。上式表明，物质熔点随压力的变化受固液相变体积变化影响，当熔化过程为膨胀反应时，熔点随压力增加而升高；当熔化过程为压缩反应时，熔点随压力增加。2.3高压对密度和热导率的影响在一定压力范围内，随着压力增加，已结晶的合金密度有明显提高。加压时，由于合金致密度提高，缩短了原子间平均距离，热导率有所提高。但这种提高有限，并不能明显加快合金的凝固速度。2.4高压作用下的溶质扩散模型高压作

11、用下，溶质扩散系数可以描述为:式中：为气体常数，为原子自由行程长度，为液相初始体积。该式表明，溶质扩散系数受原子自由行程长度和压力的影响，在增加压力时，原子自由行程长度将减小，两者都将使溶质扩散系数减小，可见高压将抑制溶质扩散。金属凝固过程中，溶质扩散起到重要作用，析出的溶质将富集在固液界面附近，随之引起界面出现成分过冷现象。由于高压抑制溶质扩散，将导致凝固界面的溶质富集程度加剧，增大凝固过程的过冷度，从而对晶粒形核与长大都产生重要影响，改变凝固过程的微观组织演变机制。但从另一个角度，由于高压作用导致凝固过程的深过冷，溶质来不及析出，也可能使得偏析现象得到改善，获得溶质分布均匀的凝固组织。2.

12、5高压作用下晶粒形核模型在结晶学中，对于单组份的物质或一致熔化的化合物，忽略转变时间的影响，其均匀成核速率可表示为：式中,为常数，为熔化潜热，为相对过冷度，为常压下晶化激活能，为原子体积，为成核激活能。显然，越小，成核速率越大，将其对求偏导，可得:与前两项相比，最后一项为一较小量，可忽略不计。因此，上式的值由前两项决定。当熔化为膨胀反应时，如果有，由于压力使结构趋于有序化，则上式前两项均为负值，形核率随压力增加而迅速增大；而当时，形核率随压力增加比较复杂，当式中第二相起主导作用时，形核率随压力增加而增大，而当第一项起主导作用时，形核率随压力增加而减小。压缩反应的形核率变化规律与膨胀反应相反。2

13、.6高压作用下晶粒长大模型晶体的生长速度可以表达为:式中：为原子间距，为扩散系数，是与界面状况有关的因子，表示界面上适合于生长的位置在整个界面中所占的比例，为液固两相自由能差。上式中，则上式可以简化为。熔化时为膨胀反应的合金在凝固过程中，一方面增加压力导致原子间距减小，另一方面压力增加抑制扩散，一般情况下，原子扩散占主导作用，故晶粒长大受到抑制；而对于熔化时为压缩反应的合金凝固，压力总是抑制晶粒长大。2.7结论从高压作用的合金凝固机理可知，高压具有促进形核、减小扩散系数及抑制晶粒长大等优点，所以利用高压技术可以制备新材料和改变现有材料的性能。高压作用下的合金凝固的研究已经具备了一定的基础，并将

14、在未来凝固理论完善、新材料制备方面发挥更重要的作用。3半固态金属组织的形成机理目前半固态材料制备过程中的枝晶破碎与球化机理仍然是许多学者努力研究的一个基础理论问题。其中，比较经典的理论解释就是在外场作用下液态合金发生以下作用过程：枝晶装凝固枝晶破碎磨圆、熟化球化。这种解释可以认为是外场作用下球形晶形成的一个基本机制，另外一种解释就是搅拌作用下，合金熔体在均匀的成分场与温度场条件下的整体爆发形核机制。3.1经典的半固态组织形成机理：枝晶破碎磨圆、熟化球化机制枝晶臂机械剪切断裂机制Flemings等人认为，搅拌作用会在凝固过程的合金中引起应力应变场，搅拌引起的黏性流体流动带来的剪切力对合金凝固过程

15、中的树枝晶产生剪切作用。当枝晶臂抗剪强度小于搅拌引起的剪切力时，枝晶臂就从母晶上断裂，使凝固后的枝晶臂发生破碎，破碎的枝晶臂可能游离称为新的晶核，从而出现晶粒的细化和增值。由于对枝晶周围黏性流体层引起的剪切力难以估算，因此在简单条件下的计算也不能很好地验证枝晶剪切断裂的作用机制。另外在半固态金属中观察到的晶体内部并没有发现明显的断裂缺陷，所以有学者对该机制提出了疑义，并认为搅拌不能使枝晶折断，只能使枝晶臂发生弹性或者塑性弯曲。枝晶臂塑性弯曲诱导晶界上的液相浸润机制Voleg等人根据一系列分析和实验提出了枝晶臂塑性弯曲诱导晶界上的液相浸润机制。首先，黏性流体流动带来的应力会使枝晶臂发生弯曲，塑性

16、弯曲应变在流体作用下通过不断位错增值而不断集聚。在熔体温度条件下，位错发生重组，并通过攀移与合并而形成新的晶界。由于形成的晶粒取向不同，形成了大角度晶界。大角度晶界面能与液相表面张力、液固相界面能发生力的作用，当大角度晶界的取向角超过20°时，则晶界并沿着晶界快速侵润，直到液相将枝晶臂从其主干上分离下来。这种机制提出后，受到国际上许多学者的关注，同时提出了许多疑问，该机制在解释半固态组织的形成方面受到许多挑战。 图4 Al-Cu合金在搅拌作用下枝晶臂的弯曲图4 A2017合金铸坯在580°加热时液相沿晶界的渗透枝晶生长熟化过程引起的枝晶根部熔断机制Flemings等认为，枝

17、晶在生长熟化的过程中，枝晶根部溶质不容易被带走，溶质容易被推挤到该部位，使枝晶臂根部富积溶质使该处熔点降低。另外，根据凝固热力学可知，合金的平衡熔点与液固相界面的曲率有关：为固相曲率造成的平衡熔点的改变，为液固相界面的平均曲率，为液固转变的焓变，为固相的摩尔体积，表示界面张力，是液固界面为平面时的熔点。当曲率值r为正时，即界面为凹形时，由于界面作用，实际平衡熔点下降，曲率半径越小，曲率越大，平衡熔点越低。因此，在枝晶根部的凹谷处，合金平衡熔点较低，在加上能量起伏与凝固潜热作用，使该处发生熔断，枝晶臂成为游动的新晶粒。搅拌引起的流体的流动通过一下几种作用促进了枝晶臂的熔断过程：1）流体的流动会改

18、变或加速枝晶生长过程中溶质在液相的扩散；2）流体流动引起了能量起伏波动；3）流体流动使枝晶在根部产生应力集中。4）Hellawell等许多学者也都认为搅拌会使熔体产生强烈的温度起伏和成分起伏，引起二次臂根部的熔断。枝晶碎片的球化过程在剪切搅拌的过程中，枝晶碎片的球化过程一般认为与两个作用机制有关：一个是“磨圆”作用，另外一个是熟化引起的球化生长作用。由于搅拌引起的固相颗粒之间的碰撞“磨圆”作用，枝晶碎片不断向球状晶演化。同时，由于悬浮于液态金属中的固相颗粒处在搅拌引起的均匀的成分场与温度场下各个方向的生长几率相同，所以不存在择优生长。另外，在熟化过程中，由于表面能的作用，固相颗粒向尽量缩小表面

19、积的趋势进行生长，因此固相颗粒向球状形态生长。图5 搅拌条件下球状初生晶粒演化机制示意图3.2熔体整体爆发形核与枝晶抑制生长机制前面所述理论是基于合金首先以枝晶凝固的基础之上的。然而，实验证明，在一定的工艺条件下，合金熔体会直接以球状长大。Molenaar等提出，搅拌可以减小液固界面前溶质的富集，在小的温度梯度下就会以非枝晶状生长。此后，许多学者也都发现了熔体中非枝晶或球状晶的直接生长的现象。在搅拌作用下，熔体中存在强烈的对流，形成一个相对均匀的温度场与成分场，结晶过程是通过晶体的形核与张大来完成的，强烈的对流使熔体温度在较短时间内降低到凝固温度，熔体中大量的有效形核质点，这些质点在适宜的条件

20、下能够形成大量的晶核，对流引起的晶粒漂移有极大地增大了形核率。而在长达过程中，晶体的生长则受到了强烈的抑制作用。许多学着认为，粒状游离晶同时还会发生自旋运动，这就使晶粒周围环境趋于均匀，利于球状生长。基于上述原理，在强烈的对流条件下晶体不进行择优生长，而只能在各个方向长大，于是获得了球状的非枝晶组织。4流变充填理论流变学是物理学中的一个分支学科，专门研究固体、液体、液固混合物、液气、固气混合物的流动和变形规律。在流变学中物体的流变性能可用三种基本模型描述：弹性体（虎克体）、黏性体（牛顿体）、塑性体（圣维南体）。在自然材料和工程材料中，物体的流变性能往往是很复杂的。对于材料的复杂流变性能，可用三

21、种基本模型的机械串并联的组合来表示。比如开尔芬体的流变性能可用虎克体与牛顿体的机械模型并联以后出现的流变性能来表示。类似还有麦克斯伟体、施伟道夫体、宾汉体。金属在液态向固态转变的过程中，随着温度的下降，由全液态变为液固态（固态质点较少，晶粒尚未连成骨架，为液态合金所包围）、固液态（固态晶粒连成骨架，在骨架之间有液态合金），最后成为全固态，其流变模型从牛顿体变为伪塑性体、宾汉体，最后为弹塑性体。半固态加工过程中，浆料可以以一种连续均匀的层流方式填充型腔，避免了全是液体时，由于紊流干扰而引起的制件内部气孔或空洞的产生。4.1流体的流动类型流体运动存在两种不同的流动状态：层流和紊流。可以根据雷诺数进

22、行判断。为雷诺数，为流体在管道内的平均流速，为管道直径，为流体粘度表示流体密度。当圆管中流体雷诺数大于临界雷诺数时，流体流动类型为紊流，否则为层流。流体流动时，其内部抵抗流动的阻力称为黏度，这种抵抗流动的阻力表现为流体的内摩擦力。理想黏性流体的流动符合牛顿黏性定律，称为牛顿型流动，其剪应力和剪切速率成正比，即，式中为剪应力，为剪切速率，为黏度。凡不服从牛顿黏性定律的流体统称为非牛顿型流体。其基本特征是，在一定的温度下，其剪应力与剪切速率不成正比关系，其黏度不是常数，而是随剪应力或剪切速率的变化而变化的。为了表征非牛顿流体黏度，工程上常采用表观黏度的概念，并定义为。图6 牛顿流体和非牛顿流体的流

23、动曲线针对半固态金属的流变特性，许多研究者研究的结果是：在变温非稳态时，半固态金属呈牛顿流体特征（固相分数<0.2）、伪塑性流体特征（固相分数<0.4）和宾汉体流体特征（固相分数>0.4）;在等温稳态流变条件下，半固态金属具有伪塑性流动的流变特性。4.2半固态合金流变行为的实验研究Haxmanan和Flemings研究Sn-15%Pb合金在平行板黏度计重的流变行为时发现，Sn-15%Pb合金的固相分数为0.30.6时，非枝晶组织的流变特性服从非牛顿流体的密定律模型：式中A、B、c、d常数；为表现黏度；为剪切速率，为固相分数，m和n分别为幂定律因数和幂定律指数。(1) 变温非稳

24、态流变行为研究图7图7 半固态Sn-15%Pb合金连续冷却时的变温流变曲线 图8显示出剪切速率对半固态Sn-15%Pb 合金表观黏度的影响曲线。由图可见，表观黏度强烈地依赖于剪切速率，随着剪切速率的上升而下降。即剪切速率越高，表观黏度开始急剧上升，所对应的固相分数值也越大；在剪切速率恒定时，半固态金属的表观黏度随固相分数的增加而增加。图9是冷却速度对半固态Sn-15%Pb合金表观黏度的影响曲线。由图可见，半固态金属的表观黏度度随冷却速度的上升而上升。由于增加剪切速率和降低冷却速度引起球状颗粒密度增加，颗粒之间的摩擦加剧，颗粒更圆润，颗粒运行更易进行，因而表观黏度度下降。对上述实验结果，许多学者

25、提出了相应的数学模型，在此不再赘述。图8 剪切速率对半固态Sn一15%Pb合金表观黏度的影响曲线图9冷却速度对半固态Sn一15%Pb合金表观黏度的影响曲线(2)等温稳态流变行为研究等温稳态试验不仅能准确地表征半固态金属的流变行为，而且也是推导本构方程的第一步。在等温流变条件下，半固态金属具有伪塑性流体（剪切变稀行为）、宾汉流体等多流型特性。图10(a)是半固态Sn15%Pb合金的等温流变曲线。由图可见，等温流变时，半固态浆液的流型不仅与固相分数有关，而且与剪切速率的变化范围有关。图10(b)是半固态Sn15%Pb合金等温流变时流型变化规律，把等温流变曲线在整个剪切速率变化范围内分为四段，在等温

26、流变开始时，半固态金属浆液的显微组织对应于初始剪切速率为少。在低剪切速率夕、（I段）切变流动时，原来分离的固相出现明显的聚集、合并生长，改变了流变开始时合金浆液的组织状态，这种新的组织状态在夕增大到一定程度时，开始向原始组织状态演变，出现剪应力峰；随后，剪切速率随固相分数上升而下降的特性（II段）正反映出新组织中聚集、合并固相的分离和碎断，使流体流动的阻力减小；组织变化完成后的流变曲线（III段），流体流型随固相分数的变化规律与变温流变时的情况相似，但呈现宾汉体流型时的固相分数明显大于变温流变时的情况。这是因为合金浆液在等温切变流动中，固相形成网络结构的倾向较弱；IV段曲线所呈流型如表1所示。

27、图10 半固态Sn-15%Pb合金的等温流变曲线及流型变化规律（左a，右b）表1 IV段曲线所呈流型R . Mehrabian 引用固相聚集团的形成解释这种等温稳态剪切变稀行为：切变打碎了固相聚集团间的薪结，因此，固相聚集团尺寸随剪切速率的增加而减小，并引起其中包容残留液相的析出。剪切速率越高，被包容残留液相的量越小，因而表观黏度下降。5半固态金属的力学行为5.1变形机制与传统金属相比，半固态金属的优越性归功于其近球形的固相和其间的相。为此人们对球形固相及液相在变形中所起的作用进行了各种探索，并力从实验上予以证明。通过对具有枝晶状及等轴晶状的合金进行无约束压缩验，表明在液体充满固体骨架的变形过

28、程中，液相偏析程度强烈地取决于固相几何形状，其次是应变速率。具有枝晶组织的合金明显地比具有等轴晶组织合金所产生的液相偏析严重，且其渗透性也比球形显微结构的严重得多。材的近似固态特性是由于晶粒聚集团间的机械连接，施加于半固态体的宏观应由固相和液相承担。应力的偏应力部分仅由固相承担，静水压力分别由固相液相承担，液体承担的压力被称为孔隙压力，孔隙压力是由多孔固体骨架的体变化引起的液相流动的阻力发展而来的。随着人们对半固态金属变形机的研究，初步得出了以下结论：1）固相和液相的接触形态不断变化，液相的黏性和固相的变形抗力受面的熔融、凝固和扩散等的影响。 2）液相界于固相粒子之间，固相粒子之间几乎没有结合

29、力，对变形和流的阻力很小。 3）随着固相率的降低，金属呈黏性流体状，在很小的外力作用下就可以生变形和流动。4）当施加外力时，液相和固相往往分别流动，虽然与外力的施加方法和时的约束（边界）条件有关，但通常液相先行流动。当固相率很低或很高时，或加工速度（变形速度）很高时，上述现象不明显；而当固相率为中等数值和加工度低时，上述现象很明显。Chen与Tsao对半固态A356钢采用电磁搅拌生成无枝状晶的半固态浆料对其进行压缩变形。研究半固态浆料的流动规律，认为主要有以下机制:1）液相流动机制（liquid flow，LF）：图(10a),变形主要通过液相的流动来实现。在变形过程中，液相横向流动以实现材料

30、的变形，而固相粒子仅在垂直方向相向移动以达到垂直方向形状的改变。固相偏聚在中心区，而液相分布在边部。该机制所需的变形力很小。由于液相流动需要时间，所以该机制只能在很低的变形速率下才能出现。 2）液一固相颗粒混合流动机制：图(10b),变形是通过固相粒子和液相共同移动来实现的。固相粒子随着液相在垂直向及横向都移动，结果， FLS 机制变形所需的变形力比 LF 的要大。3）固相颗粒间的滑移机制（sliding between solid particles , SS) ：图(10c),变形是通过固相粒子的相互滑移实现的。变形力不仅要克服固相粒子滑移所产生的摩擦力，还要克服由于周围粒子对它的限制。

31、4) 固相颗粒的塑性变形机制（plastic deformation of solid particles , PDS)：图(10d),变形是由固相粒子的塑性变形来实现的。变形力要克服屈服强度。当然， PDS 机制仍存在粒子的滑移，但与 SS 相比，滑移是很小的。 图11 四种半固态浆料的固液相塑性流动机制研究表明，当固相粒子被液相包围时，以LF及FLS为主，而当固相粒子相互接触时，以SS及PDS为主，当固相率及变形速率增加时，从以LF及FLS为主变为以SS及PDS为主。图10为4种半固态浆料的固-液相塑性流动机制的示意图及实验观测结果，该图表征了在不同固相率条件下，半固态浆料在变形过程中的固

32、-液两相参与变形的塑性流动情况。从图中可以看出，固相率的大小直接影响到变形过程中固-液两相的塑性流动机制。当固相率较低时，半固态浆料的塑性变形以液相的流动和固-液两相的混合流动为主。随着固相率的提高，固一液两相的塑性流动机制发生了变化，这时主要以固相颗粒的滑动和塑性变形为主。5.2变形特点半固态合金在液固两相区发生的塑性变形与常规铸造合金在液固两相区发生的塑性变形也是不同的。常规铸造的整体应力水平比半固态的要高许多，这是由于常规铸造合金在液固两相区的收缩变形，不但有枝晶之间的相互滑动，而且有枝晶本身的变形与破碎，而固相枝晶的变形力要比晶粒之间的摩擦力大许多倍。因此，在同样的变形条件下，常规铸造

33、在液固两相区的变形力比半固态的变形力要大得多。无论是常规铸造合金，还是半固态合金，在液固两相区发生塑性变形，都会有液固分离的现象发生，不同的是，二者液固分离的程度不同。常规铸造合金在液固两相区发生塑性变形时，枝晶是互相牵扯的，单个枝晶随液相移动非常困难。因此，随着变形过程的继续，枝晶互相缠结在一起，而液相则被挤了出来。半固态合金试样则不同。当变形量较大的时候，它的边缘会像“泥块”一样开裂。但是看不到“流汤”的现象。这是由于固相颗粒是包裹在液相中随液相流动的，而液体几乎没有什么抗拉强度，因此试样的边缘在表面拉应力的作用下彼此分开，造成试样边缘开裂。在半固态产品生产过程中，要尽可能使坯料始终处于三

34、向压应力状态来改善其表面状态，生产出合格的产品。5.3力学模型由于金属半固态塑性成形工艺是一种崭新且有前途的工艺，所以目前许多研究者除了进行相关的实验研究以外，还对金属在半固态的变形行为进行了理论分析。一般来说，用于描述金属在半固态下变形的模型都使用基本相同的两个理论为基础，用连续多孔体本构方程来描述固体骨架的变形行为，用达西定律来描述液相的流动，并将二者相互耦合。近净成型技术的应用第二篇 近净成型现有技术及新进展1近净成型技术概述近净成形技术是指零件成形后，仅需少量加工或不再加工，就可用作机械构件的成形技术。它是建立在新材料、新能源、机电一体化、精密模具技术、计算机技术、自动化技术、数值分析

35、和模拟技术等多学科高新技术成果基础上，改造了传统的毛坯成形技术，使之由粗糙成形变为优质、高效、高精度、轻量化、低成本的成形技术。它使得成形的机械构件具有精确的外形、高的尺寸精度、形位精度和好的表面粗糙度。该项技术包括近净形铸造成形、精确塑性成形、精确连接、精密热处理改性、表面改性、高精度模具等专业领域，并且是新工艺、新装备、新材料以及各项新技术成果的综合集成技术。近净成形技术工艺很多，如传统的电渣精铸(包括电渣转注、电渣金属管材)、微弧冶炼、粉末冶金的基础上引入强制冷却、快速凝固等技术，等静压成形、挤压成形、超塑成形、金属注射成形等实现合成和加工一次完成的近净成形技术。近净成形的特点如下：传统

36、工艺与新技术的结合和发展；工艺先进、工序简化；生产效率高、质量稳定、产品易转化。2粉末注射成型技术简介粉末注射成型技术从七十年代初开始，迄今已历时三十年。其中由德国BASF公司的Bloemacher于90年代初开发的金属粉末注射成型工艺成为粉末注射成型实现产业化的一个重大突破。它采用聚醛树脂作为粘剂，并在酸性气氛中快速催化脱脂，不仅大大缩短了脱脂时间，而且这种催化脱脂能在低于粘结剂的软化温度下进行，避免了液相的生成，有效地控制了生坯的变形，保证了烧结后的尺寸精度。这种工艺不仅大大降低了生产成本，提高了生产率，并且可生产尺寸较大的零件和制品，扩大了粉末注射成型的应用范围，从而使粉末注射成型真正成

37、为一种具有竞争力的粉末冶金近净成型技术. 其基本技术原理为：粉末和有机粘结剂，然后在一定温度下采用适当的方法将粉末和粘结剂混合成均匀的注射成型喂料，经制粒后在注射成型机上将其注入模腔内冷凝成型，获得的成型坯经过脱脂后烧结致密化成为最终产品。 粉末注射成型技术工艺流程图如图4-6所示，图4-6粉末注射成型的工艺流程其中各个工艺流程为：（1）原料粉末粉末注射成型对原料粉末的要求较高，包括粉末的形貌、粒度、粒度组成、比表面积、松装密度等。 目前生产粉末注射成型用原料粉末的方法主要有羰基法和雾化法。羰基法只能生产Fe和Ni等少数几种金属粉末，不易生产包含两种以上元素的合金粉,高压气体雾化、超音速层流气

38、体雾化技术。 （2）粘结剂粘结剂被作为运载颗粒的工具,它具有增强粉体流动性和维持坯块形状的双重作用。对粘结剂的一般要求为:与粉末接触角小、粘结力强; 为保证注射成型和脱脂的顺利进行，同时担负着传递流动和保持形状双重作用的粘结剂一般采用多组元体系，即由流动性好的组成，二者以适当比例搭配以获得高的粉末装载量。另外，还需添加少量表面活性剂。低熔点组元(石蜡，植物油等)和具有较好保形性和较高熔点的聚合物组元(如聚醛树脂等)且不能与粉发生两相分离;在冷却后具有一定的强度和脆性。（3）混炼混炼就是在一定装置和一定温度下，将原料粉末及粘结剂进行混合并充分有效地搅拌，使其均匀化符合注射要求的过程。这一工艺步骤

39、非常重要，因为喂料的性质将决定最终注射成产品的性能，涉及到粘结剂和粉末加入的方式和顺序，混炼的温度，混炼装置特性等多种因素（4）注射成型注射成型是获得所需形状的预成形坯的过程，是整个工艺过程的关键。因为，粉末注射成型产品的缺陷大部分都是在注射成型过程中形成的，如裂纹、孔洞、分层、粉末与粘结剂分离等。而这些缺陷往往要在脱脂和烧结完成、注射应力被释放后才能发现。缺陷形成的原因除由于原料粉末不合格、粘结剂选择不当、喂料混炼不合格等因素外，主要取决于注射成型时的工艺条件。注射成型时，对可能产生缺陷的控制应从成型的工艺参数如注射温度、注射时间、开模时间等的设定和喂料在模具型腔内的流动为两个方面进行考虑。

40、（5）脱脂脱脂就是采用一定的物理或化学方法，使成型生坯中的粘结剂组元全部脱除的过程。它是粉末注射成型过程中耗时最长的一步，也最为关键的一个环节。由于粘结剂体系的多样化，脱脂的方法也就多种多样。评价各种脱脂技术最重要的指标是脱脂时间，目前金属粉末注射的脱脂时间已由最初的几天缩短到几个小时。另外，在脱脂时若能避免液相的生成，则可有效控制生坯的变形，保证烧结后的尺寸精度。就其本质而言，脱脂的基本方法有四种：热脱脂、溶剂脱脂、催化脱脂和虹吸脱脂。（6）烧结均匀的成型喂料对减小最终产品的变形量很重要，高的粉末装载密度同样会减小烧结时的收缩量。此外，如果粗细粉末搭配，使得喂料中的原料粉末装载量大大提高，则

41、可大大减小尺寸收缩。另外，最新的研究表明，低温烧结技术有利于尺寸的控制。烧结烧结是粉末注射成型工艺的最后一道工序。通过烧结，使得产品达到全致密或接近全致密化。粉末注射成型技术中由于采用了大量的粘结剂，故烧结时收缩比非常大，一般达13%25%，这就需要控制变形和控制尺寸精度。3微弧熔炼近净成形技术简介微弧熔炼是采用堆焊与引入微机或机器人操作控制成形的工艺。由于传统焊接工艺往往由于工艺参数难控制，造成性能不稳定，而堆焊成形更为困难。采用微机控制，由于工艺参数稳定可获得高质量成形件。此项技术首先在德国获得应用。建造了1台由微机控制的1 6个埋弧焊串联焊头设备，在5个月内生产出了中直径5.79

42、5;1 0.36m、重量达350t的大型压力容器实现了100% 的堆焊成形。通过控制埋弧焊工艺参数，获得了成分均匀、无偏析的显微组织；控制焊接热周期使后一道工序恰恰是前一道工序的退火温度，获得了细小的晶粒组织，而无需进行热处理；与普通锻造工艺相比，该工艺的制品有较高的强度和韧性，性能稳定，无各向异性。4喷射沉积近净成形技术简介喷射沉积成形是一种新兴快速凝固技术，已被广泛应用于快速凝固材料的研究。从70年代开始英国Osprey5公司成功地将Singer提出的喷射沉积原理用于半成品毛坯的生产，而后该公司又获得了多项专利。所以又称Osprey技术。近年快速凝固技术发展很快，工艺方法也很多，但往往只能

43、获得徽品或非晶颗粒或薄带，限制了它的应用。而喷射沉积成形既可保持非晶或微晶组织又可成形，是一种很受重视的新工艺方法。喷射沉积成形技术由于其经济性优于粉末冶金和快速凝固工艺。具有广泛的应用前景。与粉末冶金相比，它省去了制粉所必需的贮运、成形、烧结等工序。用粉末法生产管材。要经过12道工序，而喷射沉积只经过8道工序；产品的形状机动性较大，只要改变基板的运动方式，就可生产出管、盘、带、捧材；沉积速度快。目前，采用4个喷嘴，每分钟可以喷射成形750kg钢管，收得率达到8095%，远高于粉末冶金法。据报导，日本已成功地将此法用于轧辊生产。喷射沉积最大的问题是存在315%的孔隙率，若能很好地解决这一问题，

44、其用途将更加广泛。目前，我国已有一些单位在从事这方面的研究工作，但只是试验室的水平，远未达到工程项目的程度，与英国、瑞典、德国等国相比，差距甚大。5精密铸造简介精密铸造是用精密的造型方法获得精确铸件工艺的总称。精密铸造包括：熔模铸造、陶瓷型铸造、金属型铸造、压力铸造、消失模铸造。其中较为常用的是熔摸铸造：选用适宜的熔模材料制造熔模；在熔模上重复沾涂料与撒砂工序，硬化型壳及干燥；再将内部的熔模溶化掉，获得型腔；焙烧型壳以获得足够的强度，烧掉残余的熔模材料，；浇注所需要的金属材料；脱壳后清砂，从而获得高精度的成品。根据产品需要或进行热处理与冷加工。精密铸造又叫失蜡铸造,它的产品精密、复杂、接近于零

45、件最后形状，可不加工或很少加工就直接使用，故熔模铸造是一种近净形成形的先进工艺。我国古代：王子午鼎、铜禁、铜狮等等，都是熔模铸造的杰作。自20世纪40年代熔模铸造用于工业生产后，半个世纪中一直以较快的速度发展着。特别是欧美国家发展迅速。现在熔模铸造用于航空、兵器部门外，几乎应用于所有工业部门，特别是电子、石油、化工、能源、交通运输、轻工、纺织、制药、医疗器械、泵和阀等部门。近几年我国发展也迅速。熔模技术发展使熔模铸造不仅能生产小型铸件，而且能生产较大的铸件，最大的熔模铸件的轮廓尺寸以近m，而最小壁厚却不到mm同时熔模铸件也更趋精密，除线形公差外，零件也能达到较高的几何公差熔模铸件的表面铸造角度

46、值也越来越小，可达到a.m。6精密锻造简介精密锻造成形技术(净成形)是指零件锻造成形后,只需少量加工或不再加工即符合零件要求的成形技术。精密锻造成形技术是先进制造技术的重要组成部分,也是汽车、矿山、能源、建筑、航空、航天、兵器等行业中应用广泛的零件制造工艺。精密锻造成形技术不仅节材料、能源,减少加工工序和设备,而且显著提高生产率和产品质量,降低生产成本,从而提高产品的市场竞争能力。经过30多年的发展,精密锻造成形技术得到了飞速发展,取得了众多的研究成果。目前已应用于生产的精密锻造工艺很多。按成形温度不同可以分为热精锻、冷精锻、温精锻、复合精锻、等温精锻等。3.1热精锻工艺锻造温度在再结晶温度之

47、上的精密锻造工艺称为热精锻。热精锻材料变形抗力低、塑性好,容易成形比较复杂的工件,但是因强烈氧化作用,工件表面质量和尺寸精度较低。热精锻常用的工艺方法为闭式模锻,由于下料不准,模具设计、制造精度不够等原因,闭式模锻最后合模阶段变形抗力很大,对设备和模具造成较大的损害。解决该问题常用的方法是分流降压原理,即在封闭型腔最后充满的地方设置形状与尺寸大小合理的分流降压腔孔。当型腔完全充满后坯料的多余金属从分流腔孔挤出,这样既解决了坯料体积与型腔体积不能严格相等的矛盾,同时又降低了型腔的内部压力,有利于提高模具寿命。早在20世纪50年代,由于缺乏足够的齿轮加工机床,德国人开始用闭式热模锻的方法试制直齿锥

48、齿轮。3.2冷精锻工艺冷精锻是在室温下进行的精密锻造工艺。冷精锻工艺具有如下特点:工件形状和尺寸较易控制,避免高温带来的误差;工件强度和精度高,表面质量好。冷锻成形过程中,工件塑性差、变形抗力大,对模具和设备要求高,而且很难成形结构复杂的零件。为克服冷精锻成形工艺变形抗力大、填充效果差的问题,相继开发了一些新的工艺方法,主要包括闭塞锻造、浮动凹模锻造、预制分流锻造等。3.3温精锻工艺温精锻是在再结晶温度之下某个适合的温度下进行的精密锻造工艺。温锻精密成形技术既突破冷锻成形中变形抗力大、零件形状不能太复杂、需增加中间热处理和表面处理工步的局限性,又克服了热锻中因强烈氧化作用而降低表面质量和尺寸精

49、度的问题。它同时具有冷锻和热锻的优点,克服了二者的缺点。但是温精锻工艺锻造温度低、锻造温度范围狭窄且对其锻造范围要求较为严格,需要高精度专门的设备,而且对模具结构和模具材料有较高的要求。3.4复合精锻工艺随着精锻工件的日趋复杂以及精度要求提高,单纯的冷、温、热锻工艺已不能满足要求。复合精锻工艺将冷、温、热锻工艺进行组合共同完成一个工件的锻造,能发挥冷、温、热锻的优点,摒弃冷、温、热锻的缺点。复合精锻工艺生产的工件其机械性能、尺寸精度、表面粗糙度与其它一些工艺相比有所提高。因此,复合精锻工艺是目前精锻工艺发展的一个重要方向。3.5等温精锻工艺等温精锻是指坯料在趋于恒定的温度下模锻成形。为了保证恒

50、温成形的条件,模具也必须加热到与坯料相同的温度。等温模锻常用于航空航天工业中的钛合金、铝合金、镁合金等难变形材料的精密成形,近年来也用于汽车和机械工业有色金属的精密成形。等温锻造主要应用于锻造温度较窄的金属材料,尤其是对变形温度非常敏感的钛合金。等温锻造的零件一般具有薄的腹板、高筋和薄壁,此类零件坯料热量很快被模具吸收,温度迅速下降,采用普通锻造方法,不仅需大幅度提高设备的吨位,而且也易造成模具的开裂。结语在进行有关半固态成型基本理论的学习过程中，首先阅读了一些中文文献，但是有关半固态成型基本理论的中文文献并不多，也没有查阅到整理特别好的综述。之后，我借阅了几本近净成型方面专著，仔细阅读，整理了上述内容。首先，在介绍半固态凝固理论前简要介绍了液态金属凝固的一般理论，接写来介绍了压力对凝固过程的影响，并着重讲述了半固态金属组织的形成机理。最后讲述了流变充填理论及半固态金属的力学行为。通过本课程，我基本了解了半固态成型的基本理论，了解了很多半固态成型方法及各种快速原型技术，锻炼了与人沟通的能力和查阅文献的能力，收益颇多。由于时间较为仓促，文中多有写不规范、