周 冰，康永林，郜俊震，祁明凡，張歡歡

(北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083)

半固態(tài)技術(shù)自發(fā)明以來，由于能夠獲得均勻的細(xì)晶組織、提高性能和實現(xiàn)高速近終成形等優(yōu)點，受到了廣泛關(guān)注。流變成形技術(shù)由于具有成本低、應(yīng)用范圍廣、工藝流程短、鑄件組織致密以及適合于多種加工方法等優(yōu)點[1]。近些年來，流變成形技術(shù)在國內(nèi)外受到了普遍重視，許多學(xué)者從理論、試驗、技術(shù)和設(shè)備等方面開展了大量的研究，取得了很大的進(jìn)步，使流變成形技術(shù)成為半固態(tài)加工領(lǐng)域的新熱點[2-4]。

半固態(tài)漿料制備是流變成形技術(shù)發(fā)展最重要的一個環(huán)節(jié)。到目前為止，已經(jīng)提出了許多種半固態(tài)漿料制備技術(shù)，如美國WPI學(xué)院的PAN等[5]研究的CRP技術(shù)，將兩種不同成分或溫度的熔融合金混合降溫制備半固態(tài)漿料；泰國Songkla大學(xué)的WANNASIN等[6]開發(fā)的GISS技術(shù)，在合金凝固時通入氣體，利用氣泡擾動來制備半固態(tài)金屬漿料；GUO等[7]開發(fā)的LSPSF工藝，將具有一定過熱度的合金液澆注到轉(zhuǎn)動的輸送管內(nèi)，進(jìn)行冷卻和剪切來制備半固態(tài)漿料；毛衛(wèi)民等[8]提出的SCP技術(shù)，將熱合金液澆入立式蛇形澆道中降溫和自身重力引起的擾動來制備半固態(tài)漿料。

其中，機械攪拌法制備半固態(tài)漿料對設(shè)備結(jié)構(gòu)要求較高，但各國學(xué)者努力融入機械攪拌的原理，逐漸發(fā)展出了新的技術(shù)和方法：典型的有英國Brunel大學(xué)的FAN等[9]開發(fā)的雙螺旋流變注射機、美國麻省理工學(xué)院(MIT)的MARTINEZ等[10]研究的SSR工藝、韓國的SEO等[11]研究的RBSS(Rotational barrel with stirring screw)設(shè)備，ZHANG等[12]開發(fā)的錐筒式流變成形機，但這些設(shè)備基本都還處于實驗室研究階段，存在的問題主要有拆卸清理麻煩、工作狀態(tài)不穩(wěn)定，如半固態(tài)漿料冷凝粘在設(shè)備內(nèi)，導(dǎo)致設(shè)備無法工作。

為此，在金屬漿料凝固過程中，利用攪拌葉片對漿料進(jìn)行攪拌形成對流運動的原理，自行研制了新型機械攪拌制備半固態(tài)漿料裝置-強制對流流變成形機(Forced convection rheoforming machine，F(xiàn)CR)。FCR設(shè)備改進(jìn)了筒體結(jié)構(gòu)，使攪拌軸和筒體能夠很方便的分離，并且在攪拌室內(nèi)嵌入石墨內(nèi)襯，減少設(shè)備粘料，易于清理。FCR設(shè)備結(jié)構(gòu)緊湊、設(shè)計合理，能夠很方便的和各種成形設(shè)備結(jié)合開展新的半固態(tài)成形工藝。本文作者以A356鋁合金為試驗對象，研究FCR不同筒體溫度和攪拌速度對半固態(tài)組織的影響規(guī)律，并結(jié)合漿料在設(shè)備內(nèi)的流動規(guī)律探討半固態(tài)漿料制備過程中的組織形成機理。

1 實驗

1.1 實驗設(shè)備

試驗所用設(shè)備采用實驗室自主發(fā)明的強制對流流變成形機(FCR)[13]，該設(shè)備主要由驅(qū)動裝置、剪切攪拌裝置、溫度控制裝置和放料裝置等組成。無極調(diào)速電機通過傳動齒輪帶動攪拌軸旋轉(zhuǎn)。剪切攪拌機構(gòu)由攪拌室和攪拌軸組成，其中攪拌軸上裝有適合攪拌粘性流體的螺旋帶，可以通過調(diào)整攪拌速度使得金屬熔體在攪拌室內(nèi)產(chǎn)生流體對流。為防止合金液在攪拌室內(nèi)冷凝掛料，在攪拌室內(nèi)壁裝有石墨內(nèi)襯。攪拌桶外壁有加熱和冷卻元件，通過溫度控制箱對筒體溫度進(jìn)行精確控制。放料裝置由放料手柄、芯桿和堵塞構(gòu)成。漿料制備好后，旋轉(zhuǎn)放料手柄，提升堵塞，半固態(tài)漿料流出。其具體結(jié)構(gòu)如圖1所示。

圖1 強制對流攪拌裝置結(jié)構(gòu)示意圖及實物圖Fig.1 Schematic diagram (a) and physical diagram (b) of FCR machine: 1—Slurry outlet; 2—Graphite blockage;3—Emptying core bar; 4—Heating and cooling element;5—Stainless steel barrel; 6—Raphite inner barrel; 7—Spiral stirring rod; 8—Insulation; 9—Funnel; 10—Graphite insulation ring; 11—Bearing block; 12—Gear; 13—Adjusting handle;14—Emptying handle; 15—Bearing; 16—Adjustable bracket

FCR設(shè)備的工作原理是采用機械攪拌方式，利用剪切攪拌的原理，通過螺旋攪拌軸的作用，使合金熔體在低于合金液相線溫度的筒體內(nèi)產(chǎn)生流體對流，同時受到冷卻和對流混合的作用，破壞枝晶生長的環(huán)境，使初生晶粒生長為球形，從而制備出半固態(tài)合金漿料。

1.2 實驗材料及方法

實驗采用商用鋁合金A356，其化學(xué)成分見表1。經(jīng)差熱分析法(DSC)測定，得到A356合金液相線和固相線溫度分別為615和560℃。

表1 A356鋁合金的化學(xué)成分Table1 Chemical composition of A356 alloy ingot (mass fraction, %)

將A356鋁合金錠烘干后放入預(yù)熱溫度為400℃的熔化爐內(nèi)升溫至700℃融化，進(jìn)行除氣排渣后靜置，將合金液降溫至630～680℃；調(diào)整筒體溫度600～570℃，調(diào)速螺桿轉(zhuǎn)速調(diào)整為100～400 r/min，石墨柱塞處于關(guān)閉狀態(tài)，攪拌室軸線與水平線呈 40°；然后將熔融的鋁合金液，澆入至FCR設(shè)備內(nèi)，合金液攪拌軸的作用下產(chǎn)生流體對流，在攪拌一定時間(30 s)后，旋轉(zhuǎn)放料把手，制備好的半固態(tài)漿料從出料口處流出。為了更準(zhǔn)確地觀察制備出的半固態(tài)漿料的組織形貌，將制備出的半固態(tài)漿料注入到特制的不銹鋼坩堝內(nèi)，立即將坩堝放入水中使?jié){料快速冷卻。

為了對比不同工藝條件下制備的半固態(tài)漿料效果，沿坯料軸線方向在中部截取10 mm厚的圓片，并從中取一扇形作為金相試樣。試樣經(jīng)過磨平、拋光處理后，采用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF酸水溶液進(jìn)行腐蝕，在NEOPHOT 21光學(xué)顯微鏡下對組織進(jìn)行觀察分析。利用ImageTool圖像處理軟件考察工藝參數(shù)對初生固相尺寸、形狀因子的影響。初生固相尺寸用等面積圓直徑D表示，形狀用形狀因子F表示，F(xiàn)越趨近于1，初生固相越圓整。具體計算公式為

式中：A為晶粒面積；P為晶粒界面周長。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同筒體溫度對半固態(tài)組織的影響

圖2所示為在澆注溫度為630℃、攪拌轉(zhuǎn)速為200 r/min、剪切時間為30 s的工藝條件下不同筒體溫度條件下獲得的半固態(tài)顯微組織。圖3所示為筒體溫度與A356半固態(tài)合金晶粒尺寸及形狀因子的關(guān)系曲線。圖中白色的塊狀或近似球狀區(qū)域為α(Al)相，深灰色的區(qū)域為剩余液相形成的共晶組織。筒體溫度為600℃，組織中的初生α(Al)相多為薔薇狀或樹枝狀枝晶，平均尺寸約為150 μm，形狀因子僅為0.44，因為筒體溫度較高，合金熔體在攪拌室內(nèi)受到的冷卻強度很低，形成的晶核數(shù)量很少，出口漿料組織中枝晶的數(shù)量較多；當(dāng)筒體溫度為590℃時，筒體的溫度降低，設(shè)備的冷卻作用增大，組織中枝晶的數(shù)量明顯減少，薔薇狀晶粒變多，初生固相平均尺寸為94 μm，形狀因子為0.68。當(dāng)筒體溫度降為570～580℃時，組織中的薔薇狀晶粒數(shù)量減少，近球形晶粒明顯增多，外觀輪廓圓整，分布均勻，初生固相平均尺寸降到70 μm以下，晶粒形狀因子也增加到0.75以上。

圖2 不同筒體溫度下A356半固態(tài)合金的顯微組織Fig.2 Microstructures of semisolid A356 alloy under different barrel temperatures: (a) 600℃; (b) 590℃; (c) 580℃; (d) 570℃

圖3 筒體溫度對A356半固態(tài)合金中初生相形貌的影響Fig.3 Effect of barrel temperature on primary particle size and shape factor of semisolid A356 alloy

隨著筒體溫度的降低，合金初生相尺寸減小，數(shù)量增加，形貌更加圓整，分布更加均勻。產(chǎn)生這種規(guī)律的主要原因在于：筒體溫度對半固態(tài)漿料制備過程中的合金冷卻效果產(chǎn)生直接影響。在合金熔體過熱度不變的情況下，筒體溫度降低，合金熔體在攪拌室內(nèi)受到的冷卻作用增強，產(chǎn)生的過冷度大，初生晶粒穩(wěn)定形核的需要的臨界功和臨界半徑減小，更容易形核，形核率提高有利于獲得大量細(xì)小的初生相。

2.2 不同澆注溫度對半固態(tài)組織的影響

圖4所示為在剪切溫度為590℃、螺桿轉(zhuǎn)速為200 r/min、剪切時間為30 s的工藝條件下不同澆注溫度時獲得的半固態(tài)合金的顯微組織。圖4(a)中澆注溫度較高為650℃，初生相中發(fā)現(xiàn)有粗大的樹枝狀，晶粒尺寸差別很大，分布不均勻；當(dāng)澆注溫度為640℃時，組織中枝晶減少，薔薇狀晶粒數(shù)量增多，薔薇狀晶粒尺寸較大(見圖4(b))；當(dāng)澆注溫度進(jìn)一步降低為630℃時，獲得的初生相中存在大量薔薇狀晶和少量球狀晶，晶粒尺寸明顯減小，總體組織均勻性得到改善(見圖4(c))，其初生相平均晶粒尺寸為88 μm，形狀因子為0.68，當(dāng)澆注溫度降低至620℃時，組織中薔薇狀晶粒晶粒向球狀晶轉(zhuǎn)化，球狀晶的數(shù)量增多，晶粒形貌更加圓整，尺寸進(jìn)一步細(xì)化(見圖4(d))，其平均晶粒尺寸降到80 μm，形狀因子也增加到了0.72。

圖4 不同澆注溫度下A356半固態(tài)合金的顯微組織Fig.4 Microstructures of semisolid A356 alloy at different pouring temperatures: (a) 650℃; (b) 640℃; (c) 630℃; (d) 620℃

對比圖4(a)～(d)可以發(fā)現(xiàn)：隨著澆注溫度的降低，合金初生相的平均晶粒尺寸逐漸減小，并且其半固態(tài)的固相顆粒變得更加圓整、均勻。初生相平均晶粒尺寸D和形狀因子F與澆注溫度的關(guān)系見圖5。結(jié)合圖4和5可以看出，澆注溫度會對半固態(tài)漿料組織的初生相形貌有直接的影響。其主要原因在于：澆注溫度的不同，合金熔體流進(jìn) FCR設(shè)備的冷卻速率不同，隨著澆注溫度的降低，熔體的過熱度較小，合金熔體能更快地進(jìn)入固液兩相區(qū)間，且在相同的時間內(nèi)，合金熔體在攪拌機構(gòu)中達(dá)到的過冷度更大，熔體形核需要的臨界功和臨界尺寸減小，形核率也隨之提高，從而有利于獲得大量細(xì)小的初生固相。

圖5 澆注溫度對半固態(tài)A356合金中初生相形貌的影響Fig.5 Effect of pouring temperature on primary particle size and shape factor of semisolid A356 alloy

2.3 不同攪拌速度對半固態(tài)組織的影響

圖6所示為澆注溫度為630℃、筒體溫度580℃、剪切時間為30 s的工藝條件下不同攪拌速度時獲得的A356半固態(tài)合金的顯微組織。由圖6可看出，攪拌速度為100 r/min時，組織中初生固相多為薔薇狀晶粒，很少有枝晶，初生固相平均尺寸約為95 μm，形狀因子為0.6，盡管合金熔體在攪拌室對流攪拌強度很小，但得到的組織與普通鑄造時的枝晶組織已經(jīng)完全不同；當(dāng)攪拌速度為200 r/min時，組織中的薔薇狀晶粒明顯減少，近球狀晶數(shù)量增多，初生固相平均尺寸約為76 μm，形狀因子為0.74，分布比較均勻；當(dāng)攪拌速度增加到300 r/min時，初生固相的晶粒尺寸和球形度進(jìn)一步減小，初生晶粒的數(shù)量增多且分布也很均勻。隨著攪拌速度進(jìn)一步增加到400 min時，初生α(Al)在基體上分布更均勻，但初生晶粒的尺寸及形狀因子變化趨勢變緩，如圖7所示。

從圖6和7可以看出，隨著攪拌速度的增加，半固態(tài)組織中初生固相的形貌逐漸趨于圓整，組織更加細(xì)小、均勻。其主要原因在于：攪拌速度的大小關(guān)系到合金熔體在攪拌室內(nèi)對流強度的大小，增加攪拌速度，合金熔體在攪拌室內(nèi)的對流強度大。對流強度大不僅能使熔體在同樣的時間內(nèi)能達(dá)到更大的過冷度，更容易形核，而且能更快地減少熔體的溫度差，使熔體內(nèi)溫度場的分布更均勻一致。另一方面，較大的對流強度增加了彼此碰撞的強度和頻率，有利于不規(guī)則晶粒尖角處的鈍化而轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙罹А?/p>

圖6 不同攪拌速度下A356半固態(tài)合金的顯微組織Fig.6 Microstructures of semisolid A356 alloy at different rotation speeds: (a) 100 r/min; (b) 200 r/min; (c) 300 r/min; (d) 400 r/min

圖7 攪拌速度對A356半固態(tài)合金中初生相形貌的影響Fig.7 Effects of rotation speed on primary particles and shape factor of semisolid A356 alloy

2.4 FCR制備半固態(tài)漿料的組織形成機理

與常規(guī)鑄造相比，強制對流攪拌條件下熔體的凝固最大的不同在于凝固過程是在激烈運動的條件下進(jìn)行的；而常規(guī)鑄造是相對靜態(tài)的。動態(tài)與靜態(tài)的差別正是凝固過程中不同現(xiàn)象及最終獲得完全不同組織的根源所在。

強制對流攪拌裝置采用適合高粘度流體攪拌的螺旋式槳葉，合金熔體流入設(shè)備內(nèi)，先從高向低沿著筒壁流動，到達(dá)攪拌室底部后，快速旋轉(zhuǎn)的攪拌螺旋桿使合金熔體在攪拌室中形成由高向低的內(nèi)部軸向流，在內(nèi)部軸向流壓力作用下從攪拌螺旋桿與石墨內(nèi)襯的縫隙處產(chǎn)生由低向高的反向流動，形成軸向循環(huán)對流。此外，沿著攪拌軸圓周方向有跟攪拌方向相同的周向流動，具體流動方式見圖8。

圖8 攪拌室內(nèi)合金流動方式示意圖Fig.8 Flow illustration of melt in FCR device

由于熔體在剪切攪拌的作用下產(chǎn)生旋轉(zhuǎn)具有周向的旋轉(zhuǎn)流動和軸向的對流，產(chǎn)生了復(fù)雜的流體對流。在強烈對流運動的作用下，一方面晶粒隨液相流動，自身也發(fā)生旋轉(zhuǎn)，由于不斷同其他晶粒、葉片和內(nèi)壁發(fā)生接觸碰撞，邊緣有棱角的地方發(fā)生塑性變形，且逐漸變得圓化；另一方面，改變了傳統(tǒng)凝固條件下依靠傳導(dǎo)單向傳熱和擴散緩慢傳質(zhì)的狀態(tài)。在傳熱方面，熔體在攪拌筒中，由于對流換熱強度遠(yuǎn)大于傳統(tǒng)的熱量擴散傳遞，整個合金熔體能在更短時間內(nèi)降至液相線下，整個熔體處于均勻的過冷狀態(tài)而不只是合金的外層，熔體的臨界形核功和臨界形核半徑減小，熔體可自發(fā)或借助懸浮的有效形核質(zhì)點大量形核。在傳質(zhì)方面，熔體中物質(zhì)傳輸為對流控制而非擴散控制，合金熔體處于快速混合狀態(tài)，晶粒隨熔體不斷改變自身的位置且晶粒生長游離出的溶質(zhì)能及時排走，不會在晶面前沿堆積，使熔體中的宏觀成分相對均勻。而且MOLENAAR等[14]的研究揭示了一個重要現(xiàn)象：強迫對流下的晶粒在生長過程中具有自旋行為。使得晶粒在生長過程中不斷地變換液—固界面的溫度場、成分場。因此，即使某一瞬間內(nèi)晶粒的各個方向生長速度出現(xiàn)較大差異，晶粒也將在各個方向相對均勻地生長。

OHNO[15]在研究等軸晶來源時提出了晶粒游離機理，認(rèn)為在凝固初期合金液在鑄型型壁或冷卻的液面上形成頸縮形晶粒，在合金液對流作用下脫離型壁或冷卻液面產(chǎn)生游離，進(jìn)入合金熔體內(nèi)部，如圖9(a)所示。圖9(b)所示為FCR設(shè)備內(nèi)器壁和螺旋軸之間晶粒的游離示意圖。

熔體在相同的過冷度下，依靠內(nèi)壁、螺旋攪拌桿和旋轉(zhuǎn)葉片為基底的非均勻形核需要的穩(wěn)定形核功和臨界形核半徑小，優(yōu)先形成大量穩(wěn)定晶核。由于熔體對流攪拌作用，這些晶粒在熔體的沖刷作用下無法形成穩(wěn)定的凝固殼，晶粒向內(nèi)部游離，而不是就地生長，內(nèi)壁、攪拌桿和旋轉(zhuǎn)葉片上又能產(chǎn)生新的晶核，這些都極大地增大熔體中的形核率；晶核數(shù)量的增多使晶粒在長大時能更好地發(fā)揮相互抑制長大的作用，有利于初生組織的細(xì)小圓整。

圖9 晶粒游離示意圖Fig.9 Illustration of crystal dissociating: (a) Traditional crystal dissociating; (b) Crystal dissociating in FCR device

圖10 固/液界面附近溫度分布Fig.10 Temperature distribution near solid-liquid interface:(a) Positive temperature gradient; (b) Negative temperature gradient

實際的凝固過程是一個受多種因素控制的復(fù)雜的物理化學(xué)過程，即使處于強制對流作用下，熔體也不是一個完全均勻體系，晶粒也會出現(xiàn)不規(guī)則形狀。非規(guī)則自由晶最后也基本以球狀晶存在，一是由于合金熔體的混合對流作用，晶體處于比較均勻的溫度場內(nèi)，由于熔體比晶粒具有更高的溫度，可以認(rèn)為晶粒處在正溫度梯度下生長，而且由于鋁合金屬于粗糙型晶體生長界面，金屬的亞穩(wěn)極限ΔT*(熔體能夠形核的最小過冷度)很小，界面溫度差不多和熔點Tf重合，如圖10所示。所以，晶體的成長界面只能隨著液體的冷卻而均勻一致的向液相推移，如果一旦局部有所突出，那么它便進(jìn)入亞穩(wěn)極限以上甚至熔點以上的溫度區(qū)域，成長會立刻消失，甚至被融化掉，所以固液界面始終可以近似的保持平面，非規(guī)則自由晶最后也趨向于球化長大。在強制對流的作用下，晶粒隨液相流動，自身也發(fā)生旋轉(zhuǎn)，由于不斷地同其他晶粒、葉片和桶壁發(fā)生接觸碰撞，邊緣有棱角的地方發(fā)生塑性變形逐漸球化。

3 結(jié)論

1) 強制對流流變成形設(shè)備利用攪拌的原理，使合金熔體在攪拌室內(nèi)受到過冷和對流的作用。試驗證明該設(shè)備能夠制備固相顆粒細(xì)小、圓整、分布均勻的A356鋁合金半固態(tài)漿料。

2) 筒體溫度、澆注溫度和攪拌速度是影響半固態(tài)漿料制備工藝的重要因素，適當(dāng)降低筒體溫度和澆注溫度或適當(dāng)提高攪拌速度均能降低半固態(tài)組織的平均晶粒尺寸，增加形狀因子。在澆注溫度620～630℃、筒體溫度570～580℃、攪拌速度200～300 r/min的參數(shù)下都能制備初生固相晶粒尺寸80 μm以下，形狀因子0.75以上的較理想半固態(tài)組織。

3) 熔體在FCR設(shè)備內(nèi)具有周向的旋轉(zhuǎn)流動和軸向的對流，充分的流體對流極大地改變了傳統(tǒng)凝固條件下依靠傳導(dǎo)單向傳熱和擴散緩慢傳質(zhì)的狀態(tài)。使熔體內(nèi)的熱量和物質(zhì)快速混合，使熔體在整體上溫度和成分相對均勻，這極大地增加形核率，并且晶粒處于不斷的運動當(dāng)中，晶粒處于這種相對均勻的生長環(huán)境中，極大地削弱了產(chǎn)生枝晶的條件，使得晶粒在各個方向上均勻長大。

[1]康永林, 毛衛(wèi)民, 胡壯麒.金屬材料與半固態(tài)加工理論與技術(shù)[M].北京: 科學(xué)出版社, 2004.KANG Yong-lin, MAO Wei-min, HU Zhuang-qi.Theory and technology of semi-solid metal forming processing[M].Beijing:Science Press, 2004.

[2]張 軍, 康永林, 張 帆.A356鋁合金半固態(tài)流變壓鑄件力學(xué)性能的研究[J].特種鑄造及有色合金, 2011, 31(8): 718-720.ZHANG Jun, KANG Yong-lin, ZHANG Fan.Mechanical properties of semi-solid rheo-die casting A356 Aluminum parts[J].Special Casting & Nonferrous Alloys, 2011, 31(8):718-720.

[3]DAI Wei, WU Shu-sen, Lü Shu-lin, LIN Chong.Effects of rheo-squeeze casting parameters on microstructure and mechanical properties of AlCuMnTi alloy[J].Mater Sci Eng A,2012, 538: 320-326.

[4]YANG Liu-qing, KANG Yong-lin, ZHANG Fan, ZHANG Jun.Microstructure and mechanical properties of rheo-diecasting AZ91D Mg alloy[J].Transaction of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(S3): s862-s867.

[5]PAN Q Y, FINDON M, APELIAN D.The continuous rheoconversion process(CRP): A novel SSM approach[C]//ALEXANDROU A, APELIAN D.Proceedings of the 8th International Conference on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites.Limassol, Cyprus: Worcester Polytechnic Institute, 2004: 122-129.

[6]WANNASIN J, MARTINEZ R A, FLEMINGS M C.Grain refinement of an aluminum alloy by introducing gas bubbles during solidification[J].Scripta Materialia, 2006, 55(2):115-118.

[7]GUO Hong-min, YANG Xiang-jie.Efficient refinement of spherical grain by LSPSF rheocasting process[J].Mater Sci Tech,2008, 24(1): 55-63.

[8]楊小容, 毛衛(wèi)民, 高 沖.采用蛇形管通道澆鑄法制備半固態(tài)漿料[J].中國有色金屬學(xué)報, 2009, 19(5): 869-873.YANG Xiao-rong, MAO Wei-min, GAO Chong.Preparation of semisolid feedstock by serpentine pipe pouring[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19: 869-873.

[9]JI S, FAN Z, BEVIS M J.Semi-solid processing of engineering alloys by a twin-screw rheomoulding process[J].Mater Sci Eng A, 2001, 299: 210-217.

[10]MARTINS R, FIGUEREDO A D, YURKO J, FLEMINGS M C.Efficient formation of structures suitable for semi-solid forming[C]//The 21th international Die Casting Congress.Cincinnati: PR Newswire, 2001: 47-54.

[11]SEO P K, LEE S M, KANG C G.A new process proposal for continuous fabrication of rheological material by rotational barrel with stirring screw and its microstructural evoluation[J].J Mater Proc Tech, 2009, 209(1): 171-180.

[12]ZHANG Fan, KANG Yong-lin, YANG Liu-qing, DING Rui-hua.Taper barrel rheomoulding process for semisolid slurry preparation and microstructure evolution of A356 aluminum alloy[J].Transaction of Nonferrous Metals Society of China,2010, 20(9): 1677-1684.

[13]ZHOU Bing, KANG Yong-lin, ZHANG Jun, GAO Jun-zhen,ZHANG Fan.Forced convection rheomoulding process for semisolid slurry preparation and microstructure evolution of 7075 aluminum alloy[J].Solid State Phenomena, 2013, 192/193:422.

[14]MOLENAAR J M M, KATGERMAN L, KOOL W H.On the formation of the stir cast structure[J].J Mater Sci, 1986, 21(2):389-394.

[15]OHNO A.Solidification--the separation theory and its practical applications[M].Germany: Springer-Verlag Press, 1987.