电磁离心铸造陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究

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辽宁工程技术大学硕士学位论文摘要采用电磁离心铸造工艺制备了两种不同粒度的SiC颗粒增强Al基功能梯度复合材料，制备了粒度相同的密度大于Al的SiC。与密度小于Al的B4C。同时增强Al基功能梯度复合材料，测定了不同磁场强度下各种颗粒在基体中的分布情况。结果表明，在相同磁场强度下，小粒度颗粒更容易分布均匀，低磁场强度容易使密度小于基体的B4C颗粒分布均匀，密度大于基体的SiC颗粒容易在较高的磁场强度下分布均匀。测试了不同粒度增强基体均匀分布的材料的硬度和耐磨性，分析了颗粒分布对复合材料的硬度和耐磨性的影响。本文采用连续性介质理论结合外加颗粒在离心力场中的运动规律，及液态金属在离心力场、电磁力场中的运动规律，基于柱坐标系建立了离心力场、电磁力场下复合材料中外加颗粒沿径向的一维分布数学模型。采用该数学模型模拟了电磁离心铸造SiC。／A1复合材料不问磁场强度和不同粒度时SiC颗粒在基体Al中分布；模拟了SiC。／Fe复合材料中SiC颗粒的分布。同时将模拟结果与自测的数据以及文献中的数据进行了比较，两者吻合程度较好，验证了模拟的可信度。关键词：电磁离心铸造：陶瓷颗粒；建模；功能梯度材料；粒度；密度 辽宁工程技术大学硕士学位论文ABSTRACTTwodifferentA1matrixfimctionalgradientmaterials，onereinforcedbytwodifferentgranularitySiCpandtheotherbySiCpandB4Cpinthesamesize，werepreparedbyElectromagneticCentrifugalCasting(EMCC)．neparticledistributioninthecompositeswhichwerepreparedwithdifferentmagneticfieldstrengthwastested．Resultsshowthatitismucheasierforthesmallerparticlestoscatterevenlywiththesamemagn蛳cfieldstrength．TheB4CpwhosedensityissmallerthanA1scatterevenlywithlowermagneticfieldstrength；yettheSiCpwhosedensityislargerthanA1scatterevenlywithhighermagneticfieldstrength．Thehardnessandtheabrasionresistanceofthetwocompositesweretested．andthee丘．ectofparticledistributiontothesemechanicalpropertiesofthecompositeswasstudied．TheonedimensionnumericalmodelofparticlereinforcedAImatrixcompositeinthemagneticfieldandthecentrifugalfieldwasfoundedbasedOilcylindricalcoordinates，whichresortstothetheoryofcontinuitymedium，thelawofliquidmetalinthemagneticfieldandthemotionlawofparticlesinthecentrifugalfield．Basedonthismodel，theSiCparticledistributioninSiCp／AIbyEMCCwasmodeledandtheSiCparticledistributionofSiCffFebyEMCCwasalsomodeledanddiscussed．KeyWords：ElectromagneticCentrifugalCastle；Functionalgradientmaterial；Particledistribution；Numericalmodel；Particlesize；Density 本论文的研究受辽宁省教育厅高等学校科学研究基金项目资助项目编号：A：No．990621074 辽宁工程技术大学硕u上学位论文1绪论随着近代高新技术的发展。对材料不断提出多方面的性能要求。推动着材料向高比强度、高比刚度、高比韧性、耐高温、耐腐蚀、抗疲劳等多方而发展。复合材料的出现在很大程度上解决了材料当前而临的问题。推进了材料的进展。对于复合材料，有不同种定义，一种认为复合材料是由高强度相和高韧性相二者组成的材料。同时，复合材料也指这样一种材料体系，即它是由连续体和分布于其上的不连续体组成，通过汲取各组份的性能、几何参数及质构优异之处而形成独特的性能。复台材料常根据基体的物理和化学性质分类，例如：聚合物基、金属基、陶瓷基以及金属间化合物基等。1．1金属基复合材料金属基复合材料(MetalMatrixComposites，简称MMCs)是以金属、合金或金属间化合物为基体，含有增强成分的复合材料，既具有金属基体的特性，又具有复合材料的综合特性。从20世纪60年代开始发展起来的，经过40多年的发展，已经成为性能优越、包含多种类型、发展前景广阔的材料体系。MMCs具有单一金属材料所不具备的优良力学性能和物理性能，克服了单一材料性能的局限性，可以充分发挥各种材料的特性，能够满足各种特殊和综合性能的需求。虽然，MMCs的发展历史比较短，但由于MMCs比高聚物基复合材料耐温性有所提高，同时具有弹性模量高、韧性与耐冲击性好、对温度改变的敏感性很小、较高的导电性和导热性；以及无高分子复合材料常见的老化现象等特点，表现出优良的物理性能和力学性能。在短短的几十年的时问里获得了很大的发展，现已经广泛应用于航空、航天、电子、机械、汽车等行业；并获得了明显的经济效益。MMCs按照增强体分类可分为：连续纤维增强的MMCs、非连续增强(包括颗粒、短纤维、晶须增强MMCs)和板层MMCs。按照基体类型分类可分为：铝基、镁基、锌基、铜基、钛基、铅基、镍基、银基、耐热金属基、金属问 辽宁工程技术大学硕士学位论文2化合物基等类型的复合材料。目前以铝基、镁基、钛基复合材料发展较为成熟，广泛的应用于航空、航天、电子、汽车等行业。最近由于颗粒增强金属基复合材料(ParticleReinforcedMetalMatrixComposites，简称PRMMC)较低的制造费用和独特的各向同性的优点而引起许多研究者的兴趣，商业应用前景更加广泛。20世纪80年代口本材料科学家们提出一种新的复合材料，即功能梯度复合材料(FunctionalGradientMaterial，简称FGM)【1’2’引。所谓功能梯度材料是根据使用要求，选择两种不同性能的材料，采用先进的材料复合技术，使中间的组成和结构连续呈梯度变化，内部不存在明显的界面，从而使材料的性质和功能沿厚度方向也呈梯度变化的一种新型复合材料。按强化相粒子的来源不同，功能梯度材料可以分为内生强化和外加颗粒强化两种。外加粒子强化一般都选用陶瓷相如SiC、A1203、Zr02等。它们都存在陶瓷相与基体界面相容性的问题。内生强化法则利用材料的物理化学反应和冶金反应，使强化相与基体能充分良好地结合，从而能充分提高材料的力学性能。福井泰好对SiC。／AI系功能梯度材料进行研究，发现通过离心铸造可以制得0％一45％(体积分数)范围的功能梯度材料，但没有对材料的性能指标变化进行深入研究【4】。功能梯度材料是为了适应新材料在高技术领域的需要，满足在极限温度环境(超高温、大温度落差)下不断反复正常工作而开发的一种新型复合材料。例如航天飞机燃烧冲压式发动机燃烧室，室壁接触数千度高温气体的一面使用耐热性优良的陶瓷，赋于材料耐热性能；而接触制冷材料冷却氢的～侧采用金属材料，赋于材料导热性和机械性能；在两个界而之间，采用先进的材料复合技术通过控制金属和陶瓷的相对组成和组织结构，使其无界面的逐渐变化，从而使整个材料具有耐热性好而且机械强度也高的新功能。功能梯度材料最初用于缓和热应力，应用于高温环境特别适用于材料两侧温差较大的环境；但是由于其耐热性、再用性和可靠性是以往使用的陶瓷基复合材料无法比拟的，所以在航空航天、生物工程、机械工程、光电工程、电磁工程、核工程、民用及建筑、能源工程等领域已经有了广泛的应用[51。其组成也由金属～陶瓷发展成金属一合金、非金属一非金属、非金属一金属等，应用前景十分广阔。 辽宁工程技术大学硕士学位论文31．2金属基复合材料的主要制备方法MMCs的制造方法很多，主要有液态法、固态法、原位反应法、沉积法以及其他的一些方法。液态法就是金属基体处于熔融状态下与固体增强物复合在一起的方法，其中铸造法得到了广泛的应用。铸造法是MMCs的铸造成形法是一种将液态合金或金属渗入增强物之间的成形方法，它具有制造成本低的优点，但也面临许多困难，如液态金属与增强物不湿润，存在较大的密度差，增强物加入后改变了金属的铸造性能，传统的盐精练，造渣不能应用，以及复合材料溶体粘度增大。1．2．1搅融铸造法这是一种利用合金在固液温度区间经搅拌得到的流变性能，将非连续纤维增强体搅入半固态溶液中，依靠半固态金属的粘接性阻止增强体上浮而制成复合材料的方法。采用这种方法制造了石墨增强铝硅合金用于生产汽车发动机铸件和轴承，SiC。增强AI．5％Cu合金；另外，结晶硅、石墨增强锌基复合材料也能用这种方法制造。搅融铸造的优点是能获得增强物均匀分布的复合材料，但这种方法只限于有固液相温度区问的基体合金材料，而月．对温度的控制要求十分严格。1．2．2压力铸造、挤压铸造及气压铸造成形法这种铸造技术适用于颗粒、短纤维、连续纤维及晶须增强复合材料的制造。使用这类方法时一般要按零件的形状预先制得增强物预制块，也可烧结而成。压力铸造法：使用压力铸造时，将预制块放入带有分型机构的半型中，合型后在很高的压力(可达到200MPa)作用下使液体迅速充型。这种方法操作简单，但由于充型速度高、凝固速度快，极易使铸件形成内部气孔缺陷。挤压铸造法：挤压铸造和压力铸造的不同点是：将预热后的预制块放入预热的铸型中，存重力下浇入液态金属或合金，然后在压头作用下使液体渗 辽宁工程技术大学硕士学位论文1．2金属基复合材料的主要制备方法MMCs的制造方法很多，主要有液态法、同态法、原位反应法、沉积法以及其他的一些方法。液态法就是金属基体处于熔融状态下与固体增强物复合在一起的方法，其中铸造法得到了广泛的应用。铸造法是MMCs的铸造成形法是一种将液态合金或金属渗入增强物之间的成形方法．它具有制造成本低的优点，但也面临许多困难，如液态金属与增强物不湿润，存在较大的密度差，增强物加入后改变了金属的铸造性能，传统的盐精练，造渣不能应用，以及复合材料济体粘度增大。1．2．t搅融铸造法这是一种利用合金在固液温度区间经搅拌得到的流变性能，将非连续纤维增强体搅入半崮态溶液中，依靠半固态金属的粘接性阻止增强体}：浮丽制成复合材料的方法。采用这种方法制造了石墨增强铝硅合金用于生产汽车发动机铸件和轴承，SiC。增强AI．5％Cu合金；另外，结晶硅、石墨增强锌基复合材料也能用这种方法制造。搅融铸造的优点是能获得增强物均匀分布的复合材料，但这种方法只限于有固液相温度区间的基体合金材料，而且对温度的控制要求十分严格。122压力铸造、挤压铸造及气压铸造成形法这种铸造技术适用于颗粒、短纤维、连续纤维及晶须增强复合材料的制造。使用这类方法时一般要按零件的形状预先制得增强物顸制块，也可烧结而成。压力铸造法：使用压力铸造时，将预制块放入带有分型机构的半型中，台型后在很高的压力(可达到200MPa)作用下使液体迅速充型。这种方法操作简单，但由于充型速度高、凝同速度快．极易使铸件形成内部气孔缺陷。挤压铸造法：挤压铸造和压力铸造的不同点是：将预热后的预制块放入预热的铸型巾，在重力下浇入液态金属或台金，然后在压头作用下使液体渗预热的铸型中，存重力下浇入液态金属或合金，然后在压头作用下使液体渗 辽宁工程技术大学硕士学位论文4入预热块，液体金属在压力下凝固。用这种方法可制取A120，短纤维增强锌基复合材料。还可以直接将碳及玻璃颗粒放入铸型，然后压头作用在锡液上使金属体挤入铸型。不采用预制块的另一种做法是将机械搅拌和挤压结合起来。用这种方法制取了高质量的铝／石墨复合材料铸件。将搅融铸造与挤压铸造结合起来，将质量比为铝合金的3％～6％的包锡铜石墨粉加入液固合金浆液中，然后将其迅速挤压成形。气压铸造及真空压渗铸造法：这种方法是在气体压力作用下将金属液体压入增强材料制成的预制型间隙中。用此法已经生产了铝基SiC。及A1203纤维增强复合材料。用连续纤维绕制成预制型，此法可用来制造铅基镀铜碳纤维增强复合材料。另外还用化学镀方法制取了镀镍碳纤维，并用压力渗入法制取碳纤维增强复合材料。采用真空压渗技术生产铝基电子封装复合材料。搅拌加气压铸造新工艺的特点是：整个制造过程包括合金溶化、增强剂的加入、搅拌及浇注均处于真空状态，搅拌器采用多级倾斜叶片，采用水冷工艺使合金中的溶质偏析程度减小。这种方法适合于颗粒增强复合材料的制造。1．2．3离心铸造法离心铸造的方法利用离心力将液态金属挤入增强材料间隙，使复合材料成形。用此方法已成功制取Al—Si基石墨增强复合材料，先将增强颗粒置于坩埚的底部，再装入固态金属材料，当金属材料熔化后对金属施加离心力，使液体挤入增强颗粒的间隙中。采用搅拌加离心铸造的方式生产出了锚／石墨复合材料轴瓦。同时在石墨表面镀铜可以改善增强颗粒与液体的润湿性。离心铸造使得轴瓦具有丰富石墨层和无石墨层的双层结构，因此具有既耐磨而且刚度和强度又好的综合性能。离心铸造可以用来生产筒环类零件。1．2．4自渗法、真空吸铸及真空实型铸造法自渗法是利用预制型的毛细作用，将液体吸入增强体间隙的方法。在这种方法中液态金属表面的氧化层是液体自渗入的主要障碍，需要采取措施破坏金属表面氧化层，使液态金属能直接和增强物接触，例如，加助渗剂。助 辽宁工程技术大学硕上学位论文5渗剂的加入方式有两种：一种是铝合金熔化后直接加入到铝液中；另一种是与增强颗粒混合后加入到模内。后者如配合加入一定量的铝粉，有利于控制增强体的比例，可获得不同增强体含量的铝基复合材料。真空吸铸法是将预制型放入铸型中，将铸型一端浸入金属液体中，铸型的另一端接真空装置，使基体液体吸入铸型中的预制型中。金属液在静动压力和真空吸力作用下渗入陶瓷颗粒。SiC。／AI棒材也可采用这种方法制造，首先将CVD碳化硅纤维置入钢管中，钢管一端用铝塞封闭，另一端接真空系统。在真空条件下，将装有纤维的钢管端部预热到高温，然后将带有铝塞的一端插入金属液体中，使液体吸入管中并渗入管中的纤维。金属凝固后用硝酸腐蚀掉钢管而得到完整得复合棒材。真空实型铸造法是将增强体(纤维或颗粒)预先置入泡沫塑料内，然后把塑料放入铸型中，再抽真空浇注得一种方法。失蜡铸造法是将纤维增强体预先置于蜡液中，制成带有纤维的蜡模；然后按照常规在蜡模表面撤砂制壳；成壳后将蜡料去除；烘烤后浇注金属液。金属可在压力下充型，也可在真空吸力下充型。1．2．5液态金属／陶瓷颗粒搅拌铸造法Surappa和Rohtgi最早采用搅拌法制备PRMMCs(颗粒增强金属基复合材料)，通过机械搅拌在熔体中产生涡流引入颗粒。还可采用其它方法引入颗粒，如离心铸造法、气流喷射分散法及零动力工艺等。1．2．6流变铸造法流变铸造法是对处于固一液两相区的熔体施加强烈搅拌形成低粘度的半固态浆液，同时引入陶瓷颗粒，利用半固态浆液的触变特性分散增强相，但存在搅拌工艺所有的问题。1．2．7共晶合金定向凝固技术及其它铸造技术这是利用共晶或偏晶合金定向快速凝固、形成纤维状或层片相组织，并 辽宁工程技术大学硕士学位论文6通过该系相平衡图中得临界点的位置来控制增强体的体积含量来制取复合材料也是一种铸造技术。采用这种方法生产的复合材料有A13Ni—Al、AI—CuAl、Ni—TaC及Co—TaC等。1．3电磁离心铸造技术长时间以来人们就发现电磁场强迫流动促进柱状晶向等轴晶转变。作用机理为：一是流动折断枝晶末端，增加新的非自发形核核心；二是流动使界面前沿产生了温度起伏，温度起伏使枝晶臂从颈缩处重熔下来，这些非自发形核核心促进了柱状晶向等轴晶的转变。有人认为电磁搅拌降低了未凝液态金属的温度梯度，这有利于等轴晶的形成16J。近几十年来随着电磁搅拌越来越受到人们的重视，科学工作者正在努力探索电磁搅拌在冶金生产中更加广泛的应用，其中在离心铸造领域，最近出现了一种新的电磁搅拌工艺一一电磁离心铸造(ElectromagneticCenturifugalCasting，简称EMCC)。电磁离心铸造是在离心机上配置电磁搅拌装置一一稳恒磁场，使液态金属在离心力场、重力场和磁场下凝固，从而改变了金属的凝固过程，改善了离心铸件的凝固组织和力学性能；其特点是在完全保持离心铸造的优点的同时又获得了电磁搅拌的冶金效果。广义地说，电磁离心铸造还包括在离心铸造下的其它电磁搅拌形式，如在液态金属轴向通直流电流或交流电流，在径向方向施加恒稳磁场或交变磁场等。在电磁离心铸造过程中，液态金属在高速旋转的铸型带动下绕轴线运动，所受体积力除重力外，还有电磁力引起的受迫对流运动对液态金属产生电磁搅拌作用。因此，电磁离心铸造即保留了普通离心铸造组织致密，疏松和气孑L少等优点，又通过电磁搅拌作用，克服了普通离心铸造的缺点，使粗大的柱状晶组织转变为均匀的等轴晶组织，并使第二相的分布趋于均匀，成分偏析得到控制‘7，81。这种新工艺为改善离心铸件凝固组织开辟了新的途径19，10】。电磁离心铸造可以用于各种液态金属和合金，如铸铁、铸钢(如石油化工系统大量应用的耐热耐蚀高温炉管、高Ni，Cr奥氏体不锈钢)、有色金属及合金等电磁离心铸造【“I。一方面可以用来改善离心铸件的凝固过程，另一方面也可以用来制取新材料，如制取复合材料等。在实际生产中，离心铸造采 辽宁工程技术大学硕士学位论文7用的搅拌形式有外加旋转磁场和交交的振荡磁场实现搅拌作用，但这些方法的局限性较大，且设备复杂、造价昂贵。而电磁离心铸造工艺设备简单，投资少，可适用于各种尺寸复合铸管的制各，具有很广阔的推广前景。1．4离心铸造金属基功能梯度复合材料研究现状1．4．1实验研究迄今为止，人们已经提出了一些制备功能梯度材料的工艺手段，其中离心铸造法制备功能梯度材料是1990年山日本学者福井泰好首次提出的，这种方法积极利用离心力场中强化相质点与液态金属熔体之间的密度差异引起的质点偏析现象制备出强化相呈梯度分布的功能材料fl”。该方法是将增强体颗粒或短纤维预先置入离心机内，靠离心力甩出预成型套，然后浇入液态金属，利用增强相与基体密度不同，而得到复合材料，但是该方法还存在增强体在基体中分布及界面问题。利用离心铸造法可以将金属熔体同陶瓷颗粒混合在一起制备壁厚较大的管状或环状产品。离心力的作用除了能使熔体成形之外，还能使得具有与熔体不同密度的增强材料沿着径向呈一定梯度分布，这是由于增强材料与金属熔体之间存在着离心力的差异造成的。增强材料可以是人为加入的，也可以是在材料凝固过程中自生出来的。一般来说，增强材料的分布特征对复合材料中的性能影响很大，所以如何人为的控制增强材料在铸造复合材料中的分布就显得非常重要。梅田采用离心铸造工艺对A1，Fe、A1一Cr系内生金属间化合物功能梯度材料进行了实验研究，发现由于液体中初生金属间化合物的比重大于基体合金，因此在离心力场作用下，可以获得外表面呈梯度分布的耐磨、耐热材料[13,14]。福井对A1．A13Ni金属间化合物功能梯度材料进行研究后认为，采用离心铸造可以制得外表面强化相质点含量较高的梯度材料1151。于思荣等对过共晶Al—Si合金在加速度中液固两相流体的再分布进行了初步探讨，结果表明在加速度场中A1．20％Si过共晶合金试样中初晶硅的含量由内到外逐步减少，呈梯度分布，内侧的初晶硅比较粗大，且有的呈长条状，由内到外初晶硅逐渐粒化并粒度变小【l“。王渠东等采用热模金属型+离心铸造制备了过共晶 辽宁工程技术大学硕士学位论文8Al—si合金功能梯度材料，认为采用这种工艺通过控制凝固顺序，可以获得外层或外层和内层富集初晶si余为共晶组织构成的自生表面复合材料‘"】。他还采用覆砂金属型离心铸造制备了A1．Fe合金功能梯度材料，考察了Fe含量、离心机转速和覆砂层厚度对组织的影响，分析了材料的物相结构￡㈣。张宝生对SiC。／A1356和Al—A13Ni金属间化合物功能梯度材料进行研究后认为：离心铸造可以获得热膨胀系数、弹性模量、硬度、耐磨等性能呈梯度分布的梯度材料，其物理力学性能的变化和强化相粒子梯度分布具有良好的对应关系；控制离心加速率G可以获得高浓度大梯度分布材料[191。张健利用A1／M92Si复合材料中M92Si颗粒增强相在合金凝固过程中原位生成的特点，通过离心铸造下艺细化了内生颗粒，得到了内外壁均含增强相的功能梯度材料管材120]。1976年，B．P．Krisnan等【2lJ首先将涂覆Cu的石墨粒子采用搅拌法加入铝合金液，然后将混合金属液浇入垂直离心铸造机的水玻璃砂型中，获得了内表层富集石墨粒子、外表层不含石墨粒子的复合材料管件，并考察了浇注温度、石墨粒子尺寸和合金成分等工艺参数对石墨颗粒分布的影响。张震寰等【221采用相同的工艺，将涂覆或不涂覆Cu的石墨粒子加人ZL201合金液中，离心铸造也获得了由富集石墨的内层与不含石墨的外层构成的双层结构铸件，并注意到铸型的冷却条件对石墨的分布有较大影响。Nath等【2习将云母粒子加入A1．4％Cu一1．5％Mg合金液中，离心铸造获得了内层富集云母粒子、外层不含云母粒子的复合管件，采用此方法，获得了用重力铸造难以获得的云母含量高的表面复台材料，他们还讨沦了浇注温度和颗粒尺寸对云母粒子分布的影响，认为云母粒子偏聚的主要原因是云母与金属液之间的密度差，而非云母粒子受到凝固界面排斥的结果。宋延沛等【24】研究了离心铸造复合材料辊环的机械性能微观组织及其应用。结果表明：在离心铸造条件下制各的WC。／Fe—C复合材料辊环，其复合材料工作层的硬度达到HRA80．85；复合材料工作层和j占部贝氏体基体的冲击韧性ak值分别达到5．4J／cm2和14．8Jlcm2。辊环复合材料工作层中增强颗粒的体积分数和复合材料工作层厚度均受离心转速和浇注温度影响，在离心转速>1200r／min、浇注温度>1500℃时，可制备复合材料工作层厚度 辽宁工程技术大学硕士学位论文918ram．24ram，WC。体秘分数80％、界面结合良好没有微观和宏观裂纹缺陷的复合材料辊环。左孝青等125]通过实验得到了以A1。cf为第二相质点在A1基体和多孔金属中间层中呈梯度分布的新型自生梯度复合材料；实验及实验结果分析表明，对A1．多孔金属中间层一Cr(3％)系梯度复合材料，离心力一多孔金属中间层法制各内生梯度复合材料的工艺参数中，对形成理想梯度结构贡献大小的工艺参数顺序为：离心转速、中间层、预热温度、金属温度。谭银元【26】发现，改变离心铸造的转速，获得了内层有较多初品Si，其余部分为共晶组织，或初晶Si由外向内偏析的AJ．16wt％Si合金自生梯度复合材料。随转速增加，初晶si由粗大多角块状向絮状和碎小的粒状转变，并且初晶si偏析的程度也逐渐增大。在高转速下，离心铸造Al一16wt％Si合金自生梯度复合材料的硬度取决于初晶Si的数量，当初晶si较多时，复合材料的硬度增加。复合材料的耐磨性与初品si数量、尺寸、分布有关，当初晶si的数量多，月．呈细小均匀分布时，耐磨性最高。在离心铸造A1．16wt％Si合金自生梯度复合材料形成过程中，在转速为1400r／min时，内层由A13．2JSio47，单质Si和A19(Fe，Cu)Si3相组成，其中以A13‘2JSio‘47为主，单质si为辅，还有微量的Al9(Fe，Cu)Si3相。SiC。／A1构成的功能梯度材料是一种新的先进材料，它的生产方法有很多，但其中最经济和最具吸引力的是重力或离心浇铸，将SiC粉末混合在熔化的液态铝中，在凝固过程中SiC颗粒(SiC。)在离心力作用下研i断运动，最后形成SiC。浓度有一定梯度分布的铸件。一般而言，流体的运动及与颗粒的相互作用决定了颗粒在液态基体中的运动、颗粒与结晶面的相互作用，以及最后颗粒在固化基质中的分布。对流体运动及其传热传质的研究，将会给将来的材料设计提供重要的依据。隋贤栋等‘271研究了在离心铸造粒子增强金属基复合材料中增强体颗粒会发生偏析。对于SiCp-AI基复合材料，在横截面上，越靠近铸件外测周边，粒子的体积百分数越高；随着向内侧推移，增强体颗粒的含量有所降低，在距铸件外侧周边一定距离处，粒子含量急剧下降，很快便进入宽度最大而无增强体颗粒区域；在靠近铸件内侧周边处，在基体金属中分布着少量团聚的增强体颗粒。 辽宁工程技术大学硕士学位论文101．4．2建模与模拟为了制各出颗粒分布不同的功能梯度材料，必须从理论上把握颗粒在离心力场作用下的沉积过程，当前用于描述颗粒分布的方法有基于Stokes法等运动理论和连续性理论的理论分析和实验测试法128]；基于Stokes法[29,30]等运动理论的方法是针对单个颗粒运动所推导的，用于描述单个颗粒在离心力场作用下的运动轨迹。离心力场中两相流体系很复杂：一方面固体具有一定的体积分数，不是单个的，在传输过程中有相互的作用；另一方面在很多情况下强化颗粒密度与金属液密度不同，在离心力场的作用下将产生径向偏移，对整个体系的“三传”产生影响。因此，该方法不适用于描述一定体积分数的颗粒分布，而且这些研究利用的公式只是在特殊角度下经过简化处理的方程，有其局限性；采用连续性理论可以描述～定体积浓度的颗粒分布，具有较大的通用性。但是目前所见到的均为直角坐标系下的一维情况，而且直角坐标系下多维和柱坐标系下的情况有关报道很少1281，实验法则不具有普遍的指导意义。杜卓林等”I】采用Stokes法等运动理论和连续理论数学模型以离心铸造法制各SiC。／A1基功能梯度材料为例，采用数值计算的方法对离心浇铸下SiC。／A!颗粒的二维凝固过程进行了数值模拟，分析了颗粒沉积过程，研究了离心加速度、颗粒初始分数、浇注温度、颗粒与合金密度差等对颗粒分布的影响。结果表明，从外表面到内表面依次为外层无颗粒区、颗粒偏聚区、内层无颗粒区。无颗粒区与颗粒偏聚区之间的变化比较突然，无颗粒区与颗粒偏聚区不存在过渡区。张新平等[321采用连续性理论结合外加颗粒在离心力场中运动规律，基于柱坐标系建立了离心力场中外加颗粒分布的数学模型。采用该数学模型，以离心铸造法制备SiC。／A1基功能梯度材料为例，分析了颗粒沉积过程，研究了离心加速度G、颗粒初始体积分数、浇注温度、颗粒与合金密度差等对颗粒分布的影响。模拟结果与实验均表明，提高离心加速度G和浇注温度，降低颗粒初始体积分数，可使梯度分布变化加剧，外侧颗粒浓度增大(颗粒密度大于合金密度时)，而利用颗粒与合金的密度差异，可以获得颗粒富集于内、 辽宁工程技术大学硕士学位论文外侧的梯度材料。将实验数据与模拟值进行了比较，两者吻合程度较好。Kang等人1331对石墨一金属材料离心浇铸时的凝固过程进行了数值模拟，重点分析了旋转速度对最终颗粒分布的影响。Gao和Wang[341采用联合求解连续方程和动量方程的方法对离心浇铸时AI／SiC。材料一维凝固迸行了数值模拟。曾兴叶等[351对离心铸造过程中金属液体的流动、传热进行分析，成功建立了描述离心铸造充型及凝固特性的数学模型；并且在Visualc++6．0平台上，利用数值模拟技术对离心铸造过程中铸件的形成过程进行了可视化的仿真。张宝生等[361在综合考查质点相互作用的关系及液态合金粘性后，运用连续性理论建立了离心力场高密度强化质点浓度分布的数学物理模型：采用麦考马克二步格式和局部系数冻结法对离散化方程进行数值求解；并就各种工艺参数对强化质点分布的影响，进行了数值预测。1．4．3电磁离心铸造的应用与发展电磁离心铸造能有效地改善铸件组织，提高铸件的高温持久性能[37,35]。近年来，科学工作者在强迫流动对柱状晶生长的影响方面做了大量的研究工作。实现强迫运动的手段有机械搅拌、电磁搅拌、机械振动、超生波等方法；其中，电磁搅拌是研究最多的一种方法。这也是电磁离心铸造的显著特点。大量实验己经证实了电磁搅拌对枝晶的生长具有重要的影响。研究表明139]，离心力与电磁力复合场对0Crl7Mni4M02N不锈钢空心管坯的组织与室温塑性有影响。在适当的磁场下，室温0Crl7Mnl4M02N铸态组织中残余铁索体细小而均匀，铸坯塑性提高，磁感应强度过高，残余铁素体更加细小弥散，但铸坯塑性下降。电磁场是引起固液相相对运动是铸坯组织与性能变化的主要原因，熔体的相对流动不足以折断枝晶。电磁离心铸造对0Crl7Mnl4M02N双相不锈钢凝固组织、性能的影响试验结果表明p“，在离心铸造过程中，施加适当的磁场感应强度可以促使铸态组织中的铁素体由长条状变成块状，因而0Crl7Mnl4M02N双相不锈钢的塑性大大提高，当磁场感应强度超过0．08T后，离心压力下降过大及残余铁素体变得细小且弥散 辽宁工程技术大学硕^上学位论文12分布导致0Crl7Mnl4M02N的塑性变坏。此外，利用电磁离心铸造管坯直接冷变形成功地生产出了0Crl7Mnl4M02N无缝管材，其中主要考察了磁场对Ocrl7Mnl4M02N不锈钢结晶的影响，及其细化晶粒的原因。郭明虎等14”，研究了HastelloyC电磁离心铸管的凝固组织。结果表明，电磁离心铸造有利于等轴晶的生成，月．随着磁场强度增加，等轴晶含量增多。林刚等【42】发现电磁离心铸造可以明显细化1Crl8Ni9Ti不锈钢的铸态组织，降低一次枝晶和二次枝晶间距，并显著提高管坯的力学性能由于电磁搅拌作用，促使凝固速度增加，凝固组织细化，管坯的屈服强度提高，塑性明显改善。主要认为电磁离心铸造可以细化铸件铸态组织，优化管坯的力学性能。时海芳等p列研究了磁场对离心铸造SiC。／AI合金基复合材料中颗粒分布的影响，认为常规的离心铸造SiC。／A1合金基复合材料，常形成三个明显区域：外表层的无颗粒区、颗粒偏聚区和内表层无颗粒区；当在传统的离心铸造法中引人稳恒直流电磁场，通过该工艺形成的电磁搅拌作用改善了凝固过程中颗粒分布的均匀性，当电磁感应强度在O．2T时，颗粒均匀分布在试样的截面上，取得的效果最明显。但只是初步研究了磁场对颗粒的分布的影响。邱以清等Ⅲl，通过数值模拟和分析得出，较大的磁感应强度造成凝固界面前沿附近金属熔体电力倍数过低是在电磁离心铸造0Crl7Mnl4M02N管坏中产生缩松的原因。此外数值模拟结果还表明电磁离心铸造过程中适当地提高离心机转数能够防止在管坯中形成缩松。这种模拟和分析主要是对金属凝固的模拟和分析。贺幼良等【4习利用电磁流体动力学有关理论，建立了电磁离心凝固过程熔体流动与热量传输的耦合分析模型，采用有限元法对电磁离心凝固过程进行了分析，表明，电磁离心凝固过程中，正是由于电磁力引起的受迫对流运动，对金属熔体起电磁搅拌作用并使晶粒得到细化，从而提高铸件质量并建立了电磁离心凝固过程液态金属的动量和能量传输模型；利用有限元法对电磁离心凝固过程熔体流动和传热进行了耦合分析，得出了液态金属的瞬态速度场和温度场。主要对电磁离心铸造液态金属的运动和温度场进行了模拟研究。邱以清等146J建立了电磁离心铸造过程中液态金属角速度分布数学模型， 辽宁工程技术大学硕士学位论文3利用边界条件，可以求出该模型的级数解或近似数值解。A1．si合金的模拟结果表明：在电磁离心铸造过程中，磁场强度必须适宜。这为电磁离心工艺参数的选择提供了理论依据。贾光霖等‘473指出电磁离心铸造条件下异相质点的运动方向不仅与密度1有关，而且与切向速度K有关，即-'(P2嚷一日瑶)<0时，异相质点向外运动；，1三(岛吆一岛嵋)>0时，异相质点向内运动。上述判据就是电磁离心铸造控制合r金凝固组织的依据。这很有实践指导意义，但是只是给出了判断异相质点运动的方法。虽然电磁离心铸造工艺已经得到了进一步的研究与探讨，然而对于电磁离心铸造颗粒增强金属基体复合材料的研究刁i是很多，尤其是对电磁离心铸造颗粒增强金属基体复合材料中颗粒分布的模型与模拟的研究更是很少。1．5本文的研究内容与意义本文采用电磁离心铸造法制备陶瓷颗粒增强Al基复合材料，主要研究颗粒的粒度、颗粒的密度和电磁场强度等参数对电磁离心铸造法制各陶瓷颗粒增强Al基复合材料中颗粒分布的影响，并研究不同磁场强度下复合管基体中颗粒分布随者颗粒的粒度、颗粒的密度变化的规律。在生产上和理论上都提供了制备复合材料的依据，有报大的意义。同时还利用电磁离心铸造法制备了两种管状功能梯度复合材料，即外层富集陶瓷颗粒和内、外表层同时富集陶瓷颗粒的管状复合材料；这两种复合材料可以分别以外表面为工作表面和内外表面同时为工作表面。这种特殊用途也很有意义。本研究还首次采用连续性介质理论结合外加颗粒在离心力场中的运动规律，及液态金属在离心力场、电磁力场中的运动规律，基于柱坐标系建立了离心力场及电磁力场中外加颖粒分布的数学模型。采用该数学模型模拟电磁离·tL,铸造SiC。／AI复合材料时SiC颗粒在基体Al中的分布情况。模拟了电磁离心铸造SiC。增强铁基复合材料中的颗粒分布情况。在功能梯度复合材料的生产上和理论上都有很大的意义，为今后的实践提供了理论上的指导。 辽宁工程技术大学硕士学位论文142实验材料、设备及方法2．1实验材料2．1．1基体的选择基体选用工业纯铝，一方面考虑到纯铝的流动性较好，易于在离心机内成型，另一方面纯铝熔点较低，顺磁性，而且比较廉价。表2．1工业纯铝的成分和性能Al(％)si(％)Cu(％)(g密度／cm3)(热。懈10-6K"数1)(W熟导／m．毛度拉伸(MP强a)(模量GPa)99．50．3O．0152．622～25．6218～22660～10870由于陶瓷颗粒与金属的润湿性很差，所以加入适量Mg粉来提高润湿性改善SiC颗粒和B4C颗粒与Al液的润湿效果。2．1．2增强体的选择采用密度比铝高的SiC陶瓷颗粒和密度比铝低的B。c陶瓷颗粒。表2-2增强颗粒的性能。嚣，熔觚，鬻髫。瓣．鼍，酬(MP醮a)(模量GPa)4．00．18400～500B4C2．5224505073218～226300～500360～460SiC颗粒：选择80目和36目两种粒度，主要用来试验电磁离心铸造颗粒增强Al基体复合材料时电磁场强度对不同粒度颗粒的分布影响。B4C颗粒：选择粒度80目，主要用来试验电磁离心铸造颗粒增强Al基体复合材料时电磁场强度对不同粒度颗粒的分布影响，同时试验这两种不同 辽宁工程技术大学硕士学位论文15密度对于颗粒分布的影响。2．2实验设备选用中温炉熔炼铝，离心铸造设备为卧式离心机，如图2-1，无级调速离心实验机用于铸造成型，转速为O～2000r／rain可调，主要包括动力电机、铸型以及传动三部分。驱动电机为YCTl32—40型无级调速电机，输出功率为1．5kW，可以在O～2000r／rain之间进行无级调速。铸型用铜制成，铸型尺寸为：外径币110mm，内径驴100mm，深度100mm。驱动轴通过皮带传动，带动与传动轴连存一起的铸型旋转。醚灏铸型避稷图2．1离心铸造设备俯视示意图磁场发生器选择自制直流稳恒磁场发生器【48】，用于产生可调稳恒磁场，在本实验中属外力发生装置。磁场装置中的磁芯和磁极都采用导磁性良好的硅钢片做成，磁极的截面积为140mmxl40mm。磁极间距为140mm。磁场的大小由调节线路中的电流强度来控制。测得磁场强度与磁场强度的关系详见图2—2。用电阻测温仪来测量每次铝液浇注温度，温度控制在700℃，这样确保每次都在相同的温度下浇注。XJL一02A立式金相显微镜来观察颗粒分布。 辽宁工程技术大学硕士学位论文h＼越慧寒挺2．3实验磁极距离／mm图2-2不同电压下磁极到磁场中心闻磁场强度的分布曲线2．3．1实验参数的确定(11铸铝加入量的确定：按照铸件设计为外直径为母100mm，内直径为q'80mm，高度为100mm的管形铸件，铝液加入量为763．029。(2)SiC颗粒和B4C颗粒加入量的确定：经反复试验，当加入10％时增强效果显著。第一组加入SiC颗粒76-39，第二组加入SiC颗粒和B4C颗粒各38．29。(3)浇注温度的选择：温度提高有利于提高锚液流动性，获得健全铸件。在一定范围内提高铝液温度可改善增强体与基体的润湿性149]，综合考虑，铝液浇铸温度选择为700℃。(4)离心转速的确定：在目前的研究中，一般都根据液态金属的有效密度或重力系数确定铸型转速。有效密度法在生产实践中获得良好的验证，本研究中采用有效密度来确定转速。康士坦丁诺夫认为【50】：不论用何种金属，如果在自由表面上的有效密度(单位体积物体所受到的离心力)为3409／cm3时， 辽宁工程技术大学硕士学位论文7就可以保证得到形状完整的致密铸件，即：F=TB∞2F=---．P(021-=(里)2盟=0．112(与2pr=340N／mmg3Dg1003、L，F：单位体积物体受到的离心力，N／ram3P：铝合金密度，2．79／era3r：铸管内径，cm由此可推出转速胛：55广_20：．!!!!：1679r／min，为了研究转速对复合材料√∥42．7×4的影响，铸型转速1700r／min。(5)颗粒的预热：由于陶瓷颗粒的润湿性很差，所以B4C颗粒和SiC颗粒须经预热，这样可提高固体表面能，改善与基体的润湿性，有利于增强相与基体的充分复合。温度过低，预热效果不理想，加入铝液搅拌时，两者很难混合；温度过高，会造成烧损。经过综合考虑与反复试验，预热温度选择为600℃。(6)为了考察颗粒的粒度对陶瓷颗粒增强锚基复合材料中颗粒分布的影响规律，本文采用了80目和36目两种不同粒度的SiC颗粒进行实验：为了研究外加磁场对陶瓷颗粒增强铝基复合材料中颗粒分布的影响，分别设定励磁电压为OV、50V、100v(相当于磁通密度OT、0．1T、0．1lT，见图2．2)：为了研究颗粒密度对陶瓷颗粒增强铝基复合材料中颗粒分布的影响，选用具有相同粒度(80目)的SiC颗粒和B4C颗粒进行实验。2．3．2组织分析与性能测试截取试样如图(2-3)所示：图2—3试样截取和均匀性研究示意图 辽宁工程技术大学硕_上学位论文18进行颗粒分布均匀性研究时，在试样横截面上，沿某一确定半径方向，在光学显微镜下查出单位面积(约1mm2)中的颗粒数目，然后求得单位面积中颗粒数目，连续做出三组并求得平均值，然后做出距内表面距离与该距离所对应的单位面积内的颗粒数目的关系曲线。在试样的横截面上，沿半径向方向依次取五个点，选用HB一3000B布氏硬度计测试复合材料的布氏硬度，取布氏硬度值，作出布氏硬度值沿半径方向的布氏硬度值变化曲线。选用ML．10型磨粒磨损实验机测试复合材料的耐磨性。在磨粒磨损实验机上分别对其进行磨粒磨损实验时，将试样作为销磨损试样，盘试样选用粒度为100目砂布用胶贴于盘上，试验时每磨一个试样更换一次砂布，以保证磨损条件相同。将试样固定在实验机一端，外加载荷30009，实验机一次行程80mm，每经过三次行程对试样质量使用精确度为0．1mgAG204型电子分析天平进行一次称重，对每个试样进行四次称重，前后两次称重的差值为试样的磨损量，计算三个磨损量的平均值，以此来衡量试样的耐磨性。然后作出磨损量与磨损行程曲线变化表。 辽宁工程技术大学硕士学位论文193实验结果与分析3．1颗粒分布的定性观察3．1．1外加磁场对不同粒度SiCP分布的影响(a)80目，0T(b)36目，0．1T(c)36目，0．11T(d)80目，0T(e)36目，0．1T(f)80目，0．11T图3-1电磁离心铸造SiC。／AI中颗粒分布的宏观照片 辽宁工程技术大学硕士学位论文将圆筒状铸件沿横截面截取四分之一环后磨甲抛光后的宏观照片见图3—1，图中黑色、深灰色斑点即为SiC颗粒，乌白色为A1基体。如图3—1(a)和图3．1(d)是磁场强度均为0T时，36目和80目的两种不同粒度的颗粒分布情况，可见此时36召和80目的SiC颗粒分布都是在环形截面中部圆周方向呈现圆环形带状分布，在分布带的两侧都有少量的SiC颗粒存在，由两者的分布环形带清晰可见80目的SiC颗粒比36目SiC颗粒分布集中，而且36目的SiC颗粒的分布带到外表层的距离更小。当磁场强度为0．1T时，如图3一l(b)和图3—1(e)，对比图3·1(a)和图3—1(d)可见当施加磁场时，颗粒聚集的环形带明显要宽于没有磁场时颗粒分布的环形带，同时比较图3—1(b)和图3一l(e)，在相同的磁场强度下，前者36目的颗粒分布带中有明显小无颗粒区，后者80目的SiC颗粒的分布带中也有下无颗粒区，但是这些小无颗粒区不是很明显，说明80目的SiC颗粒分布的较均匀些。当磁场强度为0．11T时，如图3．1(c)和图3-1(f)，可见当磁场强度增大时36目和80目的SiC颗粒的分布带比图3一l(b)和图3．1(e)都明显加宽，但是比较图3—1(c)和图3—1(f)可见36目的SiC颗粒的分布带中有断层分布，而80目SiC颗粒的分布带中却不见有断层分布。从宏观图片可见，80目的SiC颗粒的分布均匀效果好些。3．1．2外加磁场对不同密度SiCp和B{Cp分布的影响当磁场强度为0T时，如图3-2(a)黑灰色斑点就是增强颗粒，由图可见，在外表层存在较宽的颗粒分布环形带，在内层也存在颗粒分布的狭窄环形带，而中间层只有极少量的颖粒分布，之间的颗粒分布界限明显，整个截面上颗粒呈明显的梯度分布。当磁场强度为0．1T时，图3-2(b)可以看出在外表层附近颗粒的较均匀分布带呈现规整的圆环形，日．与中间层有明显的界限。内层的颗粒分布也较均匀且呈圆环形分布带，同时在靠近内层圆环形分布带沿半径方向趋向外层存在颗粒离散化分布过渡区，在过渡区与外层圆环形颗粒分布区之问为无颗粒区。与图3-2(a)比较可见在施加0．1T的磁场强度后内、外层颗粒分布都更加 辽宁工程技术大学硕士学位论文21均匀，内层的分布带加宽，且在靠近内层分布带出现了颗粒离散化分布过渡区。当磁场强度为0．1lT时，如图3-2(c)内层仍有圆环形颗粒分布带，外层为较宽的颗粒离散化分布区，且颗粒由外层向内层逐渐稀疏。同时内外层(a)80目SiCp+B4C0T(b)80目SiCp+B4C0．1T(c)80目SiCp+B4C0．11T图3．2电磁离心铸造B4C—SiC。／AI中颗粒分布的宏观照片之间的无颗粒区界限不是很明显，且无颗粒区非常狭窄。与图3-2(b)比较可见原来靠近内层分布带的颗粒离散化分布区消失了，外层的圆环形颗粒分布带变成了离散化的颗粒分布区，之间的无颗粒区也变小了，同时向内层推移了。 辽宁工程技术大学硕士学位论文3．2颗粒分布的定量分析3．2．1不同粒度SiCp分布的定量分析径向到外表面的距离／rata图3-3电磁离心铸造SiC。／AI颗粒分布(a)36目、0T；(d)80目、0T：(b)36目、0．1T：(e)80目、0．1,-f；(c)36目、0．11T；(f)80且、0．11T图3—3为电磁离心铸造SiC。／A1不同粒度颗粒在不同磁场强度的分布显微镜观测结果。当磁场强度为0T时，如图3-3(a)和(d)，36目SiC颗粒形成距离外表层3mm～5mm范围内的颗粒富集带；80目SiC颗粒在沿径向距离试样外层4mm～6ram区域的范围内形成富集带，可见36目SiC颗粒在靠近外表层区域偏聚。当磁场强度为0．1T时，见如图3-3(b)和(e)，36目SiC颗粒在靠近外表∞8642O8642086420，重＼嘲巅翼醛娶阻逍辞86420642O6420．，聃{刺籁翼鬃娶丑题斗 辽宁工程技术大学硕上学位论文面区域仍然呈富集分布，但是最大均值有所下降，同时趋于内层的颗粒分布的均值提高，但内层仍存在均值很小(几乎为零)的区域；80目SiC颗粒却出现明显的较大区域均匀化分布，原来富集处的颗粒含量均值较36目的均值下降大，同样在内层仍然存在均值很小的颗粒区。可见在该磁场强度下80目SiC颗粒分布范围和均匀程度明显好于36目SiC颗粒。当磁场强度为0．11T时，如图3-3(c)和(D，36目的SiC颗粒分布沿半径方向波动很大，外层的均值很小，但是内层和中间层的均值却提高了，而80目的SiC颗粒分布的波动很小，均值变化也不是很大，同时在整个半径方向上变化平稳，说明此时的颗粒分布较均匀。3．2．2不同密度SiCp和B4Cp分布的定量分析?牛删糕梨醺释旧趟：舟10864201086420径向到外表面的距离／mm图3—4电磁离心铸造B4Cp—SiCp／Al颗粒分布(a)0T；(b)0．1T：(c)0．1lT 辽宁工程技术大学硕上学位论文图3—4为电磁离心铸造B4Cp-SiC。／A1不同密度颗粒在不同磁场强度的分布显微镜观测结果。当磁场强度为0T时，如图3-4(a)，沿半径方向在内外层都有较大的颗粒含量均值，中间区域颗粒含量有波动。当磁场强度为O．1T时，如图3-4(b)，此时内外层的颗粒含量均值都降低，但是内层颗粒含量降低幅度较大，同时中间层的颗粒含量均值有所提高。当磁场强度为0．11T时，外层颗粒含量的均值大幅度下降，同时向内层方向均值渐渐降低，内层的均值没有太大变化只是在小范围内平稳。3．2讨论3．2．1电磁场对不同粒度颗粒分布的影响无磁场离心铸造时，在外表面附近由于模壁对铝液的激冷作用造成凝固界面的快速推移，但是固一液界面与固体颗粒作用存在临界生长速率为[sHVcr=其中：口。为原子半径；△y为表面能差：靠、k。为颗粒与基体的导热系数：以为颗粒直径，／z，为动力学黏度。由此式可知与大颗粒相比较小的颗粒受到的排斥作用较大，在外层容易形成更大的无颗粒区。当凝固界面接进到铸件的中部时，吞没了在这里被排斥的颗粒，形成颗粒富集区。而最内层的颗粒在离心力作用下趋于向外层方向偏聚，颗粒迁移速率为152]珞=鲁(乞拿甜2r．．⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯’(3-2)其中：咋为颗粒沉浮速度，为正值时，颗粒移向内表面，为负值时，颗粒移向外表面；d为颗粒的直径；卢I为金属密度，P2为颗粒密度；_为动力粘度；m为铸型转动的角速度；，为铸型的内半径。由此式可知内层颗粒会向外层迁移，这样形成了颗粒的环形分布带。可是对于内层同一位置处小粒度颗粒迁移速率较小，易形成内层较小的无颗粒区。所以无磁场时，小颖粒的聚集优． 辽宁工程技术大学硕上学位论文区分布位置与大颗粒柑比距离内层较近。电磁离心铸造时，液体受到电磁力在切向上的分量为1531E=毛+瓦1=(_去吒删当2sintot+pg)sincot⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯其中：口为磁场强度；∞为铸型旋转角速度iP为金属液体密度；巩液态金属的电导率；由此式可见横断面上的液体金属受到的切向电磁力是不均匀的。在电磁离心铸造时，电磁力使液态金属作与铸型旋转方向相反的运动，从而形成电磁搅拌(EMS)。铸件凝固时，电磁搅拌使液态金属对凝固界面前沿产生冲刷，同时降低了熔体和颗粒的离心力‘s41。这样对凝固组织产生影响，也使颗粒分布离散开。电磁搅拌还提高了熔体的有效黏度，固态颗粒受到熔体流动的影响与其一同运动，此时的颗粒还受到熔体粘滞力的拖动，小颗粒在粘滞力的作用下易被金属液带走，降低了离心力的聚集作用，使颗粒分布离散开。这样较小颗粒易均匀分布。同时在电磁离心铸造条件下液态金属的切向速度为[551=aor+薹器碧海r¨⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯p4，其中：盯为电导率；岸为磁导率；H为磁场强度；q。ff为有效动力黏度；n为偶数。在不同时刻和位置液态金属的切向速度不同，研究发现切向速度沿半径(，o)方向呈抛物线规律变化，其最大值在O．6，o处，而最大速度梯度出现在0．6ro～ro范围内陋61。这种速度变化增加了内层颗粒达到外层的阻力，这样形成了颗粒的均匀分布。由式(3—3)可知磁场越强，电磁力越大，搅拌作用越强。更强的磁场下的电磁搅拌加强了固一液界面问的冲刷作用，又由于纯铝凝固时界面基本上是平界面，这样冲刷作用更大了，离心力的影响也受到相对更大的削弱。也进一步降低了离心力对颗粒的聚集作用使颗粒分布均匀化。由式(3—4)可知当磁场强度增大，切向速度也会随之增加，这样进一步提高了内侧颗粒达到外层的阻力，使颗粒分布更均匀，这样电磁搅拌可促使颗粒均匀分布。大尺寸颗粒所需的临界生长速率较低，在模壁的激冷作用下更容易形成较宽的外层无 辽宁工程技术大学硕士学位论文颗粒区，不易被电磁搅拌所消除；由于它们在离心力作用下的沉浮速度也要较小颗粒高，所以内层无颗粒区也比小颗粒宽。与大颗粒相比，小颗粒临界生长速率较高，受到的离心力也较小，受到削弱的程度就比较大，聚集程度就更容易被削弱，所以在相同条件下，无颗粒区容易被电磁搅拌消除，这样较小的颗粒更容易在基体中均匀分布。3．2．2SiCp与B4Cp的分布差异当磁场为0T时，由公式(3·2)N以看出因为：l巩一PsicI)J既．一风。cl，所以SiC颗粒的聚集速度大，且向外层运动，而B4C恰好相反，所以SiC颗粒在外层聚集，而B。C颗粒在内层聚集。当外加0。lT磁场时，电磁力驱动金属熔体流动，带动增强材料在凝固过程中的运动，对SiC颖粒的聚集不足以消除，而对B4C颗粒的聚集相对容易消除。这种强度的电磁搅拌作用对SiC颗粒和B4C颗粒的分布都产生了影响，其中，对密度小的B。c颗粒的分布的影响较显著。引入外加磁场后，液体在切向上受到电磁力的分分力，见公式(3—3)，横断面上的液体金属受到的切向电磁力是不均匀的．在电磁离心铸造时，电磁力使液体金属作与铸型旋转方向相反的运动，从而形成电磁搅拌(EMS)，显然半径越大切向力越大。当增大相同磁场强度，在径向上外侧电磁力的切向分量变化却比内侧电磁力的切向分量变化大。这样增加相同磁场强度肘外侧金属液体受到的电磁搅拌作用的变化要比内侧强烈。固态颗粒受到熔体流动的影响与其一同运动，此时的颗粒还受到熔体粘滞力的拖动，颗粒与凝固界面之间的交互作用就会因此受到影响，特别是在熔体流动较为剧烈时，颗粒与凝固界面之间的作用将被削弱。这样增加相同磁场强度引起的电磁搅拌对外层颗粒分布的扰动就比较大18，9】。这样当磁场强度为0．1】T时，外层的SiC颗粒分布的聚集程度相对被削弱的严重些。同时由公式(3—4)可知，电磁离心铸造条件下液态金属的切向速度沿半径(ro)方向呈抛物线规律变化。这种速度变化增加了内层颗粒达到外层的阻力，这样B4C颗粒分布的范围就会更加缩小。这种变化也促成两种颗粒的小同分布。 辽宁工程技术大学硕士学位论文273．3力学性能3．3．1硬度里＼倒g畦芏忙距离外表面的距离／Ⅻ图3-5电磁离心铸造SiC。／AI的布氏硬度值分布图3—5为不同粒度SiC颗粒增强Al基复合材料的硬度测试结果。对比可以看出，颗粒分布均匀，硬度的波动就不大。在颗粒密集的区域硬度较高；80目SiC颗粒密集区域硬度要高于36目SiC颗粒密集区域，80目SiC颗粒均匀分布区域硬度要高于36目SiC颗粒均匀分布区域。可见单位面积内颗粒数目越多，而且颗粒越细小，硬度越高。这主要是由于电磁搅拌引起的细晶强化和第二相引起的位错强化、协同强化等‘”。图3-6为不同密度颗粒B4C”SiCp增强铝基体的硬度测试结果。比可以看出，颗粒的加入使硬度有明显的提高，施加0．1T磁场强度时内层硬度变化趋于平缓，施加0．1lT磁场强度时外层硬度变化比较平缓，这主要取决于单位面积内颗粒数目和颗粒分布的均匀性。颗粒分布均匀，硬度的波动就不大。在颗粒密集的区域硬度较高；主要是由于第二相引起的位错强化、协同强化，以及电磁搅拌引起的细晶强化等。 辽宁工程技术大学硕上学位论文3．3．2耐磨性们雹倒暇醒忙距离外表面的距离／一图3-6电磁离心铸造B4Cp—SiCp／Al的布氏硬度值分布bo＼水骤咖{1壁磨损行程／mm图3—7三种材料磨损质量损失图3—7为不同粒度SiC颗粒增强Al基复合材料的耐磨性测试结果。可以看出，无颗粒增强的试样磨损量明显要高于有颗粒增强试样的磨损量，说明有陶瓷颗粒增强的试样比无颗粒增强的试样耐磨性有明显提高；在相同磁场强度下，36日SiC颗粒增强Al基试样的质量损失量要高于80目SiC颗粒增强Al基试样质量损失量，说明增强颗粒越细小，分布越均匀，复合材料的 辽宁工程技术大学硕士学位论文耐磨性越好。这主要是由于第二相引起的位错强化、细晶强化、协同强化等。颗粒越细小强化效果越好。 辽宁工程技术大学硕士学位论文304数学建模与模拟4．1问题的描述与数学模型基于SiC颗粒增强Al基复合材料系统建立数学模型，如图4—1给出液态金属Al和SiC混合物在铸模中冷却方式的示意图，在电磁场方向水平的稳恒直流电磁场中铸模以角速度∞旋转，铸模为金属模保持良好的传熟，外侧面进行空气自然对流冷却，其它壁面绝热，初始时刻液态金属以及颗粒混合均匀，温度为五。．皇——-—---·-—————————I●-ly。f’厂厂f、f{《}／么铸型一熔体和颗粒4．1．1模型基本假设条件图4—1数学模型坐标系示意图本论文采用多相流模型，把颗粒、液体和凝固成的固体作为不同的相，并假定：(1)假设颗粒是刚性、球形的，颗粒对晶体生长没有影响，且不与基体铝发生化学反应。假定颗粒运动很慢，流动满足斯托克斯蠕动条件，惯性项 辽宁工程技术大学硕-上学位论文和加速项可以忽略。初始时刻颗粒分布均匀，忽略加速过程；并假定液体角速度瞬时达到铸型角速度。(2)凝固过程为一维过程，从铸型的外表面到内表面进行。(3)忽略颗粒所受重力对其运动的影响，体积力中只考虑电磁力；且铸型内磁感应强度B分布均匀且为恒定值。(4)假定凝固面是一个光滑的表面，在相对坐标系中凝固体静止不动，凝固方式为单向平面凝固。(5)液态基质和固体颗粒的导热性能很好，各处达到热平衡，在同一个单元之中，液体、固体和颗粒的温度相等；忽略传热的影响以及凝固过程中模型受热引起的体积的变化。(6)颗粒遇到凝固面时，假定被凝固面推开的情况可以忽略。Stefanscu等人提出，用临界速度的方法来判断颗粒和凝固面间的相互作用。当凝固面速度大于临界速度时，颗粒被凝固面吞食，而凝固面推移速度小于临界速度时，颗粒被凝固面推开。并给出临界速度v。，的估算式见公式3．1。对于水／玻璃珠系统中直径为301am的颗粒，计算出的临界速度约为0．2Itm／s，这与Asthana等‘船1的实验资料相吻合。该实验给出凝固面的平均速度为O．71．Lm／s，可以断定颗粒的推开是不会发生的。对SiC。／AI系统作类似的分析表明这个假设也是有效的。(7)假定液体密度均为常数且所有的热物性皆为常数。(8)液态金属为不可压缩的牛顿流体，流动为层流。。4．1．2多相流模型的控制方程多相流模型控制方程：连续方程：颗粒：昙(岛纬)+V。(辟纬K)=o⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4_1)固体：詈(肛纯)=rs⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯-(4-2) 辽宁工程技术大学硕士学位论文液体：鼍(舟仍)+V-(n仍巧)=一【⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4—3)讲动量方程：颗粒：导(纬纬即+V·碑绵矿少p)=1印+岛砟，+V·(纬一V矿p+—晖，⋯⋯，⋯⋯⋯(4—4)液体：7一(P,仍V—04-V·(n仍矿旷J=呻IVP+一仍F+P,q穗jf+V·(仍∥lV矿J+—Ⅵ喜1．．．．⋯．．⋯．．．(4—5)能量方程：言【(辟纬％+n仍cp．+展织cp。)丁】+V‘[(岛纬c。露+n朔q露)刀⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4—6)=V．【，(～％+毛幌+颤吼)V卅+rs[△五+(c，+cpI)瓦】归一化条件。纯+纯+识=1⋯⋯．⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．，⋯．⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．⋯⋯⋯⋯．⋯⋯(4—7)其中：Mp．1d=岛．。(露-V—1)在以上假设条件下，可以转化得到如下二维柱坐标系下的电磁离心凝固多相流模型控制方程：连续方程：颗粒：昙(纬％)+吾导(佩纬‰)+；lda∥．⋯v，)=o⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4-8)固体：云(肛识)2t⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4-9)液体：’詈(局仍)+号昙(∞仍M)+吾品(届仍H)=—e⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．-(4一，o)动量方程，方向：颗粒： 堂型燮塑塑塑L～33砉(B嘴)弓昙(懈咖吾品(纬绵w2吾导(僻纬》+；导魄纬‰)+【一纬等+B缉％+知“一‰卜羼。vp]●●'。●●●‘‘●●●●●●●●●J●-，●●f-●，_●-●。●，●●●●‘液体：昙(嗍)+等(∞耐)哼嘉(聊隅)2；昙(M竹》+专斋(“够q)+h警+一朔五。+一仍矗+辟√h一～)】⋯⋯⋯⋯⋯．(4一，2)动量方程旋转角口方向：颗粒：詈(岛㈣+；昙呱绵Ⅷ+焉(哪嵋)=；昙c僻纬》+专著c雌％咋)+[氇；嚣+知c叶～～卜辟。vpJ_⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4郴)液体：妄c嗍，+÷言c∞㈣，+；嘉c日确2iI石c3(似竹争+71驴a2(H蚋)+卜朔；等十届羁屯+知(魄一～)】⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．(4—14)能量方程：云[(岛纬％+局仍q+风识cp∥】+吾昙[r(B％cpp咋+日仍qM)刀2手吾p嗨绵+置斑+患织)争+ef△^+(cp；+q玩】⋯⋯⋯⋯⋯．．(4．15)电磁离心铸造时压力方程为‘59】：磐+三堡+上壹ar2rOr。，2302一等c挚鲁一参嘉+M警+H争一‘∥哇血2占害～手。in2p+嘉等马⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4．16)在以上的动量方程中，‘，墨，，分别为颗粒和熔体质点所受到的离心力名广当喀‘⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．(4一】7) 辽宁工程技术大学硕士学位论文点，，：三耳⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4．18)，五。，五，熔体质点所受到的电磁力切向分量和径向分量‘删石，t=一tTovlB2COS20⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4．19)^，=一cFevI铲sinOcosO⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．⋯(4—20)这里在计算电磁力时简化旋转角的变化引起的电磁力变化，主要考察电磁力对颗粒的分布的搅拌作用。颗粒与液体间阻力的动量交换系数声。．I采用Gidaspow提出的模型【6l】：铀=蔫⋯⋯⋯其中，厂渤)是在多颗粒条件下，对Stokes阻力公式的修正因子。本文采用Richardson和Zakit62l提出的如下关系式进行计算，(仍)=硝“⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．⋯⋯⋯⋯．．⋯．．．⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯(4．22)4．1．3多相流模型的控制方程的简化当假定物性参数和压强在旋转角0方向的变化为常值时简化方程(4-1)至(4。16)得：连续方程：颗粒：等鸲誓+绵等+％％吾一o⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯c4捌，固体：誓+挚一≯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯睁24，液体：鲁叫挚+张等+仍毡号=o．．⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．(4-zs)动量方程r方向： 辽宁工程技术大学硕士学位论文35颗租：纬鲁一去绋纬争+c2够pUp--咭等一石1岛％，等+鲁+吉咋绵+挚咋h=一％万l石ap+纬B‰+去辟_l(坼一咋)．．⋯⋯⋯⋯(4．26)液体：仍鲁一去H仍争圯蚋一一去挚一鬲1一竹，警十尝+÷q砚+挚蚺=一张去害+岛仍五，+丹五，+去缉一(UI--Ur)⋯⋯⋯_』4。27’动量方程旋转角0方向：颗粒：纬鲁一去眸％争也旷一去等～rplp#PgP]&抛-r十孽+知纬+等～+％等"=去髓(q—vp)液体⋯．．．．．⋯．．．．⋯．．．．⋯，．．，．．．．．．．．．．．⋯⋯⋯．⋯．．．．⋯⋯．．．．．．．．．．．．(4—28)竹鲁一去H竹軎嘞矿H去誓一石1H吼，警+学+i1啪+挚均+仍警h⋯⋯．即。：，，2竹fl,t+去％“一V能量方程：[(B纬cp+岛仍Cp，+B识c毒)】昙丁一(砟绵+毛仍+赶识’i0；2丁T+[(绵纬‰咋+n仍c。q)一三r(≈纬嘞+㈨】豢+哆(岛纬％Up+n蚂u+(pp々opCp。誓+n仍cpl考啦=rsf肭+(cp。+cpz)■】⋯．．．．．．．．．．．．⋯．．．．．．．．．．．．．．．．．．．．．．．⋯．．．⋯．⋯．．．．．．⋯．．．．．．．．．．．．⋯．．．．．．．．(4—30)压力方程：軎+吾軎=一等c毡警+v．》⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯c4州，初始条件 辽宁工程技术大学硕士学位论文36t20盯％=绵。，觋=1一纬，纯=O,T=l边界条件：。：％：孥：孥_0，‰：％：叮：瓦0P∥‘，：I：孥：婴：o，‰：蛳l：0，0，T—oor∥‘or在固体壁面上液相满足无滑移、不可渗透边界条件。近壁面处颗粒仅满足不可渗透边界条件而不满足无滑移边界条件。本文采用Ding和Gidaspow‘631提出的切向速度边界条件‘vp=一^鲁其中：矗2旁4．2数值计算控制方程在固定网格上用有限差分法求解。将方程(4-23)至(4-31)离散时，采用全隐式迎风格式1641。其中应用Voller(1990)[651提出的一种两步的大源项技术作为判断条件，离散方程程序求解步骤如图4．2。 辽宁工程技术大学硕士学位论文37图4—2离散方程程序框图 辽宁工程技术大学硕士学位论文38PpPt(A1)P；(A1),ul(A1)CppCpl(A1)cp。(AI)LJh(A1)kpkl(AI)k；(A1)Tm(A1)pl(Fe)P。(Fe)卢l(Fe)C。1(Fe)C。。(Fe),dh(Fe)tlfie)k。fie)％(Fe)砟(A1)(Fe)B32lO239025501．26×10。8401079．51176．53．97×10’16952lO933．6720078206．1×10。71014001．52x10420．9701873．51．8×10-4／4．2×10‘44．027X1061．4x1060／0．1，0．12kg／cm3kg／cm’kg／cm3kg／msJ／kgKJ／kgW／mKKkg／cm’kg／msJ／kgKJ／kgW／mKKQ．m‘1Q．m。lT[66】[67】【68】【68J【68】【69]【68]【68】【70][68j[71】【68】【7l】[7l】【68】【68]【72】【731【71】[48] 辽宁工程技术大学硕士学位论文394．3计算结果与分析利用上述模型对SiCp／A1系统凝固过程进行数值计算，同时记录各个位置的颗粒含量，作出颗粒含量值沿半径方向的变化曲线，并与实验结果进行比较分析与验证。4．3．1不同磁场强度下颗粒沿径向的分布图4．3给出了当磁场强度为0T时36目SiC颗粒沿径向的分布情况，由模拟结果可以看到颗粒在径向的分布呈明显的梯度过渡，在最外层(到外表面1．5mm以内)颗粒分布的百分含量值比较大且有波动，但颗粒的百分含量值的波动范围比较小。在到外表面约1．5mm～3mm区域内颗粒分布随半径的变化急剧下降到零。内层颗粒分布的百分含量值接近于零并且没有太大的波动。模拟结果与实验结果比较(见图3—2)，模拟的结果在最外层没有颗粒分布的递增过程，这主要是由于模型的假设条件忽略了热传导的影响造成的，此外颗粒沿径向的变化与实验结果吻合程度较好。图4—4给出了当磁场强度为lT时36目SiC颗粒沿径向的分布情况，与图4—3相比，由模拟结果可以看到当引入电磁力搅拌时颗粒在径向的分布仍呈梯度过渡，可颗粒的最大百分含量有所降低，颗粒沿径向的分布范围大大增加，外层到内层的颗粒分布过渡变化也较平缓，而且颗粒分布的集中区中的颗粒集中区到外表面的距离增大；颗粒分布的百分含量值沿径向分布的波动也有所增大，而且波动也较明显。这些主要是由于当引入了电磁力会产生电磁搅拌，电磁搅拌使液态金属对凝固界面前沿产生冲刷，同时降低了熔体和颗粒的离心力，这样使颗粒分布离散开，降低了颗粒的集中分布。模拟结果可以看出电磁离心铸造可以改善陶瓷颗粒增强铝基复合材料的颗粒分布状况。通过图4．4中的模拟结果和实验结果的对比，发现模拟结果在外层没有颗粒分布的递增过渡，而中间层和内层的颗粒分布情况吻合良好，说明模拟的结果可信。 辽宁工程技术大学硕士学位论文径向到外表面的距离(r)／mm图4-3磁场强度为OT时36目SiC。的径向分布径向距离外表面的距离(r)／mm图4—4磁场强度为lT时36目SiC。的径向分布。．重＼喇籁巢娶娶阻迥斟l；6＼^：ev删如求陋蛊巢曝．．u蓦＼础妊梨醛器旧遥斟更＼^；(pv唧姐求陋g勰鬃 辽宁工程技术大学硕士学位论文4l4．3．2不同粒度颗粒沿径向的分布冰＼，、BeV铡如求妞g鞑囔《^口甘V蚓如求血g型矮径向到外表面的距离(r)／mm图4-5磁场强度为OT时80日SiC。的径向分布径向到外表面的距离(r)／m图4-6磁场强度为1T时80目SiC。的径向分布：善＼嘲鼎巢鬃器旧趟：廿H童、、删巅梨醛器暄型爵 辽宁工程技术大学硕士学位论文42图4．5给出了当磁场强度为0T时80目SiC颗粒沿径向的分布情况，与图4—3相比，颗粒沿径向分布的范围大大增大。由模拟结果可以看到当增强颗粒为80目时颗粒在径向的分布仍呈梯度过渡，在最外层颗粒集中分布的范围增大(到外表面2．5mm以内)，而且略有下降趋势。在到外表面约2，5mm～6ram区域内颗粒分布随半径的变化急剧下降到零，但是这种变化趋势与图4．3相比要平缓些。内层颗粒分布的百分含量值仍然接近于零并且没有太大的波动。对比图4—5中的模拟结果和实验结果，可见模拟结果在外层仍是没有颗粒分布的递增过渡，而中间层和内层的颗粒分布情况吻合良好。图4．6给出了当磁场强度为1T时SiC颗粒的径向分布情况，与图4．4相比，可以看到颗粒在径向的分布仍呈梯度过渡，但是此时颗粒沿径向的分布的整体范围增大，颗粒的百分含量值沿径向的变化也没有急剧变化阶段，都是变化较平缓。外层的颗粒集中分布都有波动且分布范围较大，但是图4-6中颗粒分布的集中区较图4-4中的颗粒集中区距离外表面的距离更大些，同时最大百分含量值也较之有很大的降低。内层颗-粒的含量都接近于零，可是80目SiC颗粒沿径向的分布的内层区很小。这种变化主要是与大颗粒相比，小颗粒临界生长速率较高，受到的离心力也较小，引入电磁力时受到削弱的程度比较大，聚集程度就更容易被削弱，在相同条件下，外层的颗粒的含量的较少，这样较小的颗粒更容易在基体中均匀化分布。通过图4．4中的模拟结果和实验结果的对比，可见模拟结果和实验结果沿径向的分布都有波动现象，．且在接近内层是颗粒的分布呈现递减过渡，说躜模拟的结果可信。 辽宁工程技术大学硕士学位论文434．3．3SiCp增强铁基复合材料的模拟0180．160．140．120．100．080060．040．02000-00202468径向到外表面的距离(r)／m图4-7磁场强度为0T时80目SiCp的径向分布O2468径向到外表面的距离(r)／m图4-8磁场强度为1T时80目SiCp的径向分布1096＼^。号v嘲姐求陋S梨睽l}6＼^；ev卿如求忸盆巢睡 辽宁工程技术大学硕士学位论文图4．7给出了基体为铁磁场强度为0T时80目SiC颗粒沿径向分布情况，由模拟结果可以看到颗粒在径向的分布呈梯度过渡，但是这种梯度过渡恰好与铝基体中颗粒的分布趋势相反(见图4．5)，在最外层为几乎没有颗粒区，中间层(到外表层约5ram8mm)颗粒分布急剧增加，到了内表层为颗粒的聚集区，造成这种颗粒分布差异主要是由于铝的密度小于SiC颗粒的密度，而基体铁的密度大于SiC颗粒的密度，这种密度差异在离心力作用下造成了颗粒在外层和内层的集中分布。图4—8给出了基体为铁磁场强度为1T时80目SiC颗粒沿径向分布情况，可以看到颗粒在径向的分布呈梯度过渡，但是这种梯度过渡恰好与铝基体中相同条件下颗粒的分布趋势相反(见图4—6)，在最外层同样为几乎没有颗粒区，但是区间较大，中间层(到外表层约3mm～8ram)颗粒分布增加，到了内表层为颗粒的聚集区，同样造成这种颗粒内外层分布差异也是由于基体密度差异受到的离心力不同的原因。不同的是内层颗粒的分布没有波动现象，而图4—6中外层的颗粒分布有波动现象，这主要是由于两种液体金属的电导率(一。)不同导致电磁力不同，这样形成的电磁搅拌就不同，显然基体为铁是液态金属受到的电磁搅拌更若些。此外在径向外侧受到的电磁力的变化要比内侧受到的变化大，这样内层颗粒的集中分布趋势就不容易消除。 辽宁工程技术大学硕士学位论文455结论(1)当无磁场时，大颗粒在基体中的分布位置要比小颗粒靠近外表层。当存在磁场时，小颗粒的分布更容易受到磁场的影响，相同磁场强度下，较小的颗粒更容易在基体中均匀分布。磁场强度为1．1T时的颗粒分布比磁场强度为1T时的颗粒分布更均匀。(2)对于同种粒度不同密度的增强颗粒，无磁场时，密度大于Al液密度SiC颗粒向外表面附近运动聚集，密度小于Al液密度的B4C颗粒集中于内层。施加磁场强度改变了两种颗粒的偏聚。当磁场强度1T时，B4c颗粒向外侧趋于均匀分布的范围较大，但内外都有颗粒密集层，可同时作为耐磨工作表面；当磁场强度1．1T时，SiC颗粒趋于向内侧均匀分布的范围较大。(3)用连续性介质理论结合外加颗粒在离心力场中的运动规律。基于柱坐标系建立了离心力场中外加颗粒分布的数学模型。采用该数学模型模拟了电磁离心铸造SiCp／A1复合材料时SiC颗粒在基体Al中的分布情况。模拟了SiC。／Fe复合材料中SiC颗粒的分布，模拟结果说明电磁离心铸造可以改善颗粒分布的均匀性。同时将模拟结果与自测的数据以及文献中的数据进行了比较，两者吻合程度较好，验证了模拟的可信度。 辽宁工程技术大学硕士学位论文攻读硕士学位期间发表论文王宝臣，张伟强．电磁离心铸造SiC。Al复合材料励磁电压对不同粒度颗粒分布的影响．《复合材料学报》，己接收待发表王宝臣，张伟强，刘丹．电磁离心铸造B4C和SiC增强灿基复合材料的研究．《铸造》，己接收待发表 辽宁工程技术大学硕士学位论文47致谢本文在我的导师张伟强教授的悉心指导下完成的。张老师两年多来的言传身教，以他渊博的知识、独到的见解让我受益匪浅；循循善诱的教导和不拘一格的思路给予我无尽的启迪；而且严谨的治学态度、忘我的工作作风、锐意进取的事业心更使我受益终身；首先我要对尊敬的导师表示我最衷心的感谢和敬意。通过张老师的悉心指导，我不仅学到了扎实的专业知识，也在怎样为人处事等方面受益很多。在论文完成之际，我要诚挚的感谢杨芳老师的热心帮助，时海芳老师的指导和实验室的各位老师无言的帮助。同时，我还要感谢材料系给我们授课的各位老师，正是由于他们的传道、授业、解惑，让我学到了扎实的专业知识，并且从他们身上学到了如何求知治学、如何为人处事。另外，衷心感谢我的同窗同学们和材料系的师兄师姐、学弟学妹们，在我毕业论文写作中，与他们的探讨交流使我受益颇多；同时，他们也给了我很多无私的帮助和支持，我再次深表谢意。最后，感谢我的母校辽宁工程技术大学，是她提供了良好的学习环境和生活环境，让我的大学生活丰富多姿，为我的人生留下精彩的一笔。特别感谢所有参加论文评审和答辩工作的专家评委，向他们为此付出的辛勤劳动致以诚挚的谢意和敬意。 辽宁工程技术大学硕士学位论文附录符号表B磁场强度v。，临界速度△y表面能差异ao原子半径k。颗粒的导热系数k。基体的导热系数k。固相的导热系数掣l流体的动力学黏度p。颗粒的密度Pl液体的密度P。固相的密度矿。颗粒体积百分数伊。i颗粒体积百分数的初始值pl液体的体积百分数妒。固相的体积百分数厂s固相生成率rG铸型的内半径“。’颗粒的径向运动速度“1液体的径向运动速度v。颗粒的切向运动速度v1液体的切向运动速度，液相的凝固时间0铸模的旋转角度∥。颗粒的动力学黏度P液相内的压力F1．，液体质点受到的离心力B，，颗粒受到的离心力』，，液体受到的电磁力的径向分量一，t液体受到的电磁力的切向分量风．I颗粒与液体间阻力的动量交换系数C，，颗粒的比热C。。固相的比热C。l液相比热’Ah熔化潜热靠熔点r熔体的绝对温度n熔体的绝对温度的初始值盯。液态金属的电导率巩颗粒的直径 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