颗粒增强的铝基复合材料的制造工艺中的微机械凝固传热与初始应变估计外文翻译资料

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材料加工技术学报72（1997）152 - 161

颗粒增强的铝基复合材料的制造工艺中的微机械凝固传热与初始应变估计

机械与精密机械工程技术中心净成形与模具制造工程研究中心 韩国釜山国立大学，釜山609 - 735，韩国。

1996年6月10日收到

摘要

为了确定颗粒和基体金属之间的热交换，两种凝固现象的微机械分析模型被提出。这项研究是两个球形颗粒和圆柱形颗粒在六方紧密堆积阵列的二维分析。 在试图了解实验观察到在金属基复合材料的微观凝固组织，把碳化硅颗粒对铝合金的凝固的影响进行了数值研究。本研究的实际过程简化为用二维传热模型分析粒子分布的金属基复合材料的凝固现象和预测的冷却速度以及凝固前沿和热应变随温度分布的变化。

关键词：微机械分析；凝固；金属基复合材料

引言

颗粒增强金属基复合材料的制备通过液相工艺已近净形且较低的制造成本且基体之间的粘合力高于固相工艺。挤压铸造、压铸和离心铸造的方法使金属基复合材料的大规模生产成为可能，各种制造工艺蓬勃发展。颗粒的均匀分散，并且颗粒与基体之间的初始热应变的凝固状态对复合材料力学性能有着的重要影响。基体与强化的凝固过程的化学反应，密度差异引起颗粒的沉降和团聚。分配过程和粒子推加固过程中颗粒间的相互作用：吞噬移动的凝固前沿的是由基体和颗粒之间的导热系数和密度差异影响。因此，冷却速率已被控制，以获得颗粒的均匀分布。通过zubko等人的准则。表示，如果颗粒的热导率比基体大，将有纯物质粒子吞没；如果颗粒的热导率明显低于基体，将有颗粒排斥。通过阿奇克韦和诺伊曼准则指出：如果自由能的净变化小于零，粒子将被一种固体—液体界面所吞噬；如果自由能的净变化大于零，则粒子将被推进固体-液体界面。Surappa和Rohatgi 表明会有颗粒的吞噬和排斥根据热扩散率的比值。甘乃迪和克莱恩认为，许多金属陶瓷系统的力由于颗粒和固体与液固界面处的吸引或排斥颗粒液相之间的界面能差引起的。有说明，粒子运动是由
颗粒与凝固前沿自由能的变化及其凝固界面的逼近形状所影响的。西塞和博林准则认为，粒子推现象只发生在一个特定的推进的速度凝固前，称为临界速度。如果速度的增长前沿是大于临界速度，颗粒被前沿吞噬。计算出的一维传热凝固的铝熔体含有颗粒。然而，凝固前沿和附近的一个粒子的初始应变分布之间的关系还无法应用于二维传热的微机械凝固模型研究。

这是太复杂而不能预测到，颗粒增强金属基复合材料凝固过程中的颗粒的形状和大小的影响，初始温度和基体的冷却速度，压力和挤压铸造模具温度，等。从许多研究人员的工作，它似乎是不可能利用微观力学建模来解释金属基复合材料中颗粒团聚中利用液相法的凝固现象。由于其对几何条件的依赖性很强，很难获得颗粒单元电池的传热和凝固特性。在分析三维问题，本研究的实际过程的简化为一个二维传热模型分析颗粒分布复合材料的凝固现象和预测的冷却速度，凝固前沿和热应变随温度分布的变化。此外，它被认为是可能的应用此分析的纤维增强复合材料的凝固特性的测定。

2。理论分析

2.1。颗粒与基体的凝固分析

图1显示了用于制造复合材料坯挤压铸造的凝固状态示意图。将熔融的金属液倒入模具并加压，凝固首先发生在附近的壁和模具的底部，很多加固沉降或漂浮是由基体的密度和颗粒增强之间的差异所决定的。一个短的纵横比的圆柱形状和钢筋的球形形状已应用于轴对称单元模型来分析增强金属基复合材料拉伸性能，颗粒增强和基体之间的假设的完美结合。萨尔和麦克米金用球形和圆柱形钢筋计算轴对称单元对金属基复合材料的残余应力。Christman等人。理想化的轴对称单元的周期阵列从一个近似的到一咯个三维的六角形缸阵列。

1. 冲压机
2. 模具
3. 增强材料
4. 液相测量区
5. 固相测量区
6. 加热器

图1。采用挤压铸造金属基复合材料制造的连铸坯凝固状态示意图。

在图2（a）-（c）中，假定该颗粒均匀地布置在一个单元格的{ 100 }平面内，该单元格的凝固分析包括加固。

图2。示意图中使用的单元模型的粒子均匀分布：（a-b）一个球形单元和一个短的纵横比的圆柱形状的加固；（c）从六边形截面的变化（实线）对圆形截面（虚线）的凝固方向。

在以前的研究( 8 -10)中，颗粒均匀分布在熔体中，该模型可为六角密堆积（HCP）阵列表示。被施加到减少材料的面积分析。采用圆柱坐标系并且满足指定条件。注意是局限于轴对称的凝固，使所有字段的数量是独立的，在每个细胞的对称性假设中心线。矩阵的传热方程和粒子的区域给出了如下公式：图3（a）和（b）是三个模型的单元电池的示意图。对称性

热通量和制造金属基复合材料的相变和凝固过程的边界条件非常复杂。然而，在这项研究中的初始条件和边界条件检查的矩阵所造成的热扩散率差之间的矩阵和颗粒的凝固现象，给出如下。（4）–（6）假定热通量仅发生在一侧的方向。事实上，在最近的凝固一次进展中，Y方向建议设置在模型的模具壁或冲压方向的底部。单元电池单元的计算单位为微米，认为上述边界条件是合适的。在一个不规则的颗粒阵列的情况下，可以运用均匀分布。（4）及（5）作为边界条件。假定基体和增强的界面之间具有良好的粘结。给出如下边界条件：

过以下的无量纲变量美德，上述方程（1）-（6）以下所述：

应用多边单元法对二维传热进行分析(11)。为了获得这些微分方程的差分形式，使用三角形单元的方法，把具有代表性的点放在在三角形的重心，（如图4）。把均匀分布的进行积分，（9）及（10）在控制容积中，可透过绿色的定理证明如下：

方程（13）可以扩展为温度和依元素的形式在指定时间内：

邻近的一个重心温度和鬼节点的温度相同（图5）。方程13可以使用。因为随着时间的增加发生垂直于热流， 随着时间的增加，温度运用公式（17）进行修正：

图4.以重心形成三角形单元

图5.温度校正模型

在一个铝合金在相变发生过程中，熔化潜热必须考虑固相线和液相线温度之间的很大的差异。在固体和液体的共存区域中的固体分数和温度之间的关系是线性比例，在这一地区的等效比热如下：

如果基体温度低于液相线温度，潜热在矩阵发射。这一次在固体和液体的共存区域的温度使用等效比热法修改。从而使熔体温度在时间前的温度和时间后的温度在一个区域内变化，，不会突然的发生，在方程18中是增加的，在如下被表示出来了：

时间后的温度低于固相线温度，反下降。可以由下式计算得出：

应变由于矩阵的热膨胀系数和钢筋以等式(21)的形式提供。计算方程（22）得到冷却速率：

表格1

矩阵和粒子的物理性质

3.数值分析方法

矩阵和粒子的物理性质如表1所示。三种型号的单元电池的网格显示在图6(a)-(b)中。图6中简单的立方体的无量纲对策位置是：，体积分数大约是。在图6（b）中，简单的立方阵列，颗粒的形状被假定为一个短长径圆柱：

，。

4.结果与讨论

图7显示了在合金凝固时的温度曲线，为HCP阵列单元。热量被转移到Y方向上，正如图3所示。随着时间的增加，基体的温度相对于温度的升高而下降。矩阵区域中的轮廓的形状是凹的。

图6。单元电池的单元网格：（a）一个球形增强体；（b）一个圆筒状的强化（箭头：矩阵和增强体之间的边界）。上述结果的出现是由于钢筋的导热系数KP很低：只有KM电导率的16%。颗粒增强和矩阵的密度关系，这是一个重要的因素，给出了颗粒的沉积在凝固过程中的二次枝晶臂。

图7。圆形颗粒的凝固合金的温度分布：

图8。和图7 类似，但是相对于圆柱形颗粒

在矩阵中的温度梯度是大于在加固温度梯度，如图7所示。液相工艺制造的复合材料，具有温度梯度差异大的粒子增加群。因此，冷却速度必须是尽可能多的，以获得均匀的增强的分散体。在圆形的圆柱形颗粒的情况下，图8显示了在凝固的合金与时间的温度轮廓。与圆柱形颗粒分散在基质中，温度分布是类似于图7。颗粒的聚集也将与在圆形颗粒的情况相同。

作为轮廓的温度接近的颗粒凸在凝固过程中，将有可能被转移到与轮廓线的颗粒。冷却后的颗粒增强金属基复合材料从液态冷却到液相线温度，由于初晶颗粒的生长的分散分布状态而发生变化。在固相和液相之间的界面接触，SiCp被击退到剩余的液体由枝晶臂通过树突之间的空间。由于枝晶间的微观结构包括硅组成部分，在最后一刻达到了共晶成分，因此，剩余液体的凝固是共晶的凝固。因此在颗粒增强金属基复合材料的微观结构的共晶硅相包括SiCp是明显区别于原枝。由于冷却速度的原因，枝晶臂间距变化。在砂模用模具或铁颗粒被拒绝进入枝晶间区铸造重力的情况下，但随着挤压铸造的进行枝晶臂间距的快速冷却比粒径小得多。因此，分散的颗粒更均匀，更大的冷却速率。

图9。随时间变化的冷却速度随时间的球形颗粒：

图10。如图9，但对于圆柱形颗粒。

图9显示随时间变化的冷却速度。粒子是一个障碍，在正Y方向的热流量和冷却速率高于颗粒低于该地区没有颗粒。矩阵区域中冷却速度加快了。在时，前部分粒子的冷却速度是0.6，当时间增加一倍时，其速度也变为原来的两倍。冷却速度与颗粒接触的轮廓，使基体区域迅速发展。随着冷却速度的增加，随着时间的增加，在附近的颗粒，它被预测的接近凝固界面的形状对于颗粒的行为将有一个重要的影响。图10显示了一个正方形粒子的冷却速度随时间的变化。与图9中的圆形颗粒相比，它被发现在附近的一个粒子的矩阵区域的冷却速度表示一些快速。然而，很容易理解的颗粒的形状对于颗粒的行为不会有大的的影响。图11（a）和（b）显示为HCP阵时间凝固前沿的配置。凝固前沿与颗粒接触，并以一种粒子的存在为进展，在一个圆筒状的颗粒的情况下，它观察到的凝固前沿的形状与圆形颗粒相比是有点凸。然而，它被认为这种差异并没有很大的影响。其实，从颗粒增强金属基复合材料进行光学显微镜估计均匀分散，可以观察到的区域分散均匀，集群共存的区域。整体上，对于已经错误地制造金属基复合材料中的分散状态很不规则。凝固界面的生长变得复杂，并对于粒子行为具有很大的影响这是由于温度梯度在颗粒分布上表现出稠密区域和稀疏区域之间的较大差异。图12显示了一个光学显微镜：铝合金材料（15卷）由熔体搅拌法制作。

图12。一个光学显微镜观察结果：铝合金材料（15卷）由熔体搅拌法制作。

与枝晶臂的颗粒大小比较，在颗粒密集区域的枝晶臂间距比较小，而在其他的稀疏区域更大。它观察到的枝晶臂不生长和微观结构是由于快速凝固所造成的。不规则分布和粒子的凝聚作用在参数众多的制造条件下和凝固过程中会降低复合材料的力学性能，因此，为优化生产过程中颗粒增强金属基复合材料，实验和理论研究还在继续。图13和图14显示计算的热应变在HCP数组XY平面的时间。当时，图13粒子与基体之间的界面处的热应变分别为和 ,。当时间增加到热应变增长，粒子区域的应变最大为在接口和矩阵的应变是从到，在进一步的凝固下相应的收缩热应变突然的增大。由于热膨胀系数的收缩热应变的差异会造成较大的收缩应力。因此，它被预测的粘结力的强化粒子：矩阵接口将是更大。

图13。显示计算的热应变在HCP数组XY平面的时间.

图14显示了计算出的热应变随时间变化的圆筒状颗粒。随着时间的增加热应变集中在矩阵界面附近的颗粒，如图13。圆柱颗粒的热应变与图13中的圆形颗粒的热应变比较大。在时间时，在简单的立方阵列使用一个圆形粒子的最大热应变为而使用一个圆柱形粒子为。因此，推导出圆筒状的颗粒模型的热应变的收缩分量较大，并将粘结的粘合力增大。

用理论预测中风定律来计算粒子与基体之间的密度差。假设相邻的颗粒之间的相互作用是稳定和完整的润湿分散颗粒和熔体之间的相互作用，颗粒沉降速度可以通过以下表示为：

当变量满足：时，沉降率为。在实际应用中，由于颗粒的体积分数和颗粒尺寸和形状的不同，其沉降速率也不同。相邻颗粒间的相互作用降低了沉降速率，因此沉降速度被修正为受阻沉降速度如下：

受阻沉降速度计算为。在这里，无量纲受阻沉降速度被定义为如下：

移动凝固界面的速度被定义为：

在时间时，基体粒子的无量纲凝固速度为1.611. 在这项研究中的微机械模型的受阻沉降速度可由式（25）计算得到仍低于由式（26）计算得到的移动凝固界面速度。因此，估计在凝固过程中，颗粒的沉降是可以忽略的。

5.结论

该研究预测增强金属基复合材料和颗粒和颗粒凝固过程中基体的热应变的凝固行为，得出以下结论。

1. 随着时间的增加，在接触的强化粒子的凝固界面的移动速度和颗粒的行为是由移动的凝固界面的形状所

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