Al-Mg-Si合金GP区的键络结构与界面能分析
《三维层界面Al-Mg-Al复合板材的制备、显微组织与力学性能》
《三维层界面Al-Mg-Al复合板材的制备、显微组织与力学性能》三维层界面Al-Mg-Al复合板材的制备、显微组织与力学性能摘要本文致力于探讨三维层界面Al/Mg/Al复合板材的制备技术，详细解析其显微组织特征及力学性能。
通过科学实验与数据解析，对制备过程、组织结构和性能表现进行了系统的阐述和分析，旨在为同类材料的制备及性能优化提供理论支持和实验依据。
一、引言随着材料科学的发展，多层复合材料因其优异的力学性能和多样化的应用领域受到广泛关注。
铝（Al）与镁（Mg）作为常见的金属材料，其复合板材具有轻质、高强、耐腐蚀等特性，在航空、汽车及电子等领域有着广泛的应用前景。
本文以Al/Mg/Al复合板材为研究对象，重点探讨其三维层界面的制备技术、显微组织及力学性能。
二、制备技术1. 材料选择与准备本实验选用的原材料为高纯度铝（Al）和镁（Mg）板材。
在制备前，需对原材料进行严格的表面处理和尺寸控制，以确保复合板材的质量。
2. 制备工艺采用热轧法制备Al/Mg/Al复合板材。
首先将铝、镁板材按预设比例堆叠，经过高温轧制、冷却和退火等工艺流程，最终得到三维层界面的复合板材。
三、显微组织分析1. 显微组织观察通过光学显微镜和电子显微镜对复合板材的显微组织进行观察。
结果表明，铝和镁板材在高温轧制过程中形成了紧密结合的三维层状结构，各层间界面清晰，无明显缺陷。
2. 相结构分析X射线衍射技术表明，在Al/Mg界面处形成了少量的金属间化合物，这有助于增强两金属之间的结合强度。
同时，大部分区域保持了原金属的相结构，确保了材料的优良性能。
四、力学性能研究1. 硬度测试通过对复合板材进行硬度测试发现，其硬度较单一金属有所提高，且硬度分布与显微组织相一致，呈现出明显的层状分布特点。
2. 拉伸性能测试拉伸试验结果表明，Al/Mg/Al复合板材具有较好的延伸率和抗拉强度。
这主要得益于铝和镁的优异性能以及两者之间良好的结合。
3. 疲劳性能与冲击韧性经疲劳试验和冲击试验发现，该复合板材具有较好的疲劳性能和冲击韧性，显示出其在实际应用中的优越性。
三种易切削Al—Mg—Si合金铸态下的组织与性能
作者简介 ：黎业生 （ ，导师 ，主要从事新材料 的研究与制备 。 男）
收稿 日期 ：２０ — ２ ２ ０９ １— ８
・
２ ・ ５
黎业 生 ，等 ：三种易 切削 Ａ一 — ｉ 金铸态 下的组 织与性 能 １ＭｇＳ 合
技 术工程
簦
１ ＃
２ ＃
图 １１ 和２ 合 金 的铸 态 组 织 对 比 ＃ ＃
或者部分减少了Ｍ ２ 的形成 ，导致合金 中ｓ过量 。 ｇｉ Ｓ ｉ ｓ ｉ 偏聚区小而弥散 ，因而这些过量的ｓ ｉ 在合金中作 为形核核 心存在 ，导致合 金的 晶粒相对更 加细小 。
２２ 三种合金 的 力学性能 ．
２３ 三种 合金切 削性 能 比较 ．
从 工 件 车 削 后 表 面 形貌 和 切 屑大 小 、形 貌 及
元素在晶界处偏聚形成的Ｍｇ ｎ ｓ 和Ｍ ｉ Ｂ低熔点共 晶体使得合金具有 良好 的切削性能 。 ２ ＋ ｎ ｇＢ： ｉ Ｓ ＋ 关键词 ：易切削 ；Ａ一 — ｉ ；铸态 ；性能 １ＭｇＳ合金 中图分类号 ：Ｔ ３ ６８ Ｇ３ ５ Ｇ ７ ．，Ｔ ７ ￣ 文献标识码 ：Ａ 文章编号 ：１ ０ — ８ ８２ １ ）２ ０ ２ — ４ ５ ４ ９ （０ ０ — ０ ５ ０ ０ ０
合金切削加工性能有重大影 响的低熔 点组织组成
物 。另外 ，铸 态下２ 晶粒大／ ｌ ＃ ＃ Ｊ￣ｌ均匀 、细小得多 。 ｘ
切削铝合金。
表２试验合金的硬度
分析其 中的原因，是因为２ 合金中加入 了Ｂ ，Ｂ在 ＃ ｉ ｉ
Ａ一 —ｉ 中 比Ｓ优先 与Ｍｇ 成Ｍｇ ｉ３ 阻止 １ＭｇＳ合金 ｉ 形 ２，而 Ｂ［ ｓ
断 ，不 连续 ，因而具 有 良好 的切 削性 能 。
Al-Mg-Si合金GP区及β相界面电子结构分析
Ｎａ ｎ ｎ Ｇｕ ｎ ｘ ， ３ ０ ４ Ｃｈ ｎ ） ｎ ｉ ｇ， ａ ｇ ｉ ５ ０ ０ ， ｉ ａ
摘 要 ： 用 Ｅ Ｔ 理 论 对 ＡＩ —ｉ 金 Ｇ 区 （ 型 ， 同 ）口相 （ ｉ与 基 体 的界 面 电子 结 构 进 行 计 算 ， 重 运 Ｅ — Ｓ合 Ｍｇ Ｐ Ｌ。 下 、 ＭｇＳ） 着 从 界 面 电 子 角 度 反 映 时 效 过 程 中 ＧＰ区 、 与 基 体 的 界 面 结 合 性 质 、 面 原 子 状 态 变 化 及 界 面 对 合 金 有关 力 学 口相 界 性 能 的影 响 ， 分 析 原 子状 态 变 化 的 原 因 。 果 表 明 ： １ —ｉ 金 Ｇ 区与 基 体 界 面 电 子 密 度 在 一 级 近 似 下 连 并 结 Ａ一 Ｓ 合 Ｍｇ Ｐ 续 ， Ｐ 区粒 子 易 于 长 大 ， Ｂ相 不 连 续 ， 制 了 ｐ相 再 结 晶 晶 粒 的 长 大 ， 它 在 高 应 力 下 呈 现 连 续 ， 而 提 高 合 Ｇ 而 抑 但 从 金 变 形抗 力 。当界 面 最 稳 定 时 ， Ｐ区 与 基 体 界 面 的结 合 强 于 口相 与 基 体 界 面 的 结 合 ， 界 面 处 于 非 稳 定 的 临 界 Ｇ 当 状 态时 ， 与最 稳 定 状 态 相 比 ， ＧＰ区与 基 体界 面 结 合 能 力 下 降 ， Ｂ相 升 高 。 稳 定 状 态 下 的 界 面 与 体 内 各 原 子 杂 而 最 阶相 比， ＧＰ区 界 面 各 类 原 子 杂 化 能 级 总 体 上 升 ， 相 界 面 各 类 原 子 状 态 没 有 变 化 ； 基 体 界 面 电 子 密 度 由 最 小 口 当 值 过 渡 到 最 大 值 时 ， 区与 ｐ相 中 Ｓ 原 子 的杂 阶 均 降 低 ； ＧＰ ｉ ＧＰ区 界 面 处 基 体 Ａ 原 子 的 杂 阶 不 变 ， 口相 界 面 处 １ 但 基 体 Ａ 原 子 的杂 阶 上 升 。 １ 关 键 词 ： 一 —ｉ 金 Ａ１ Ｍｇ Ｓ 合
Al_Mg_Si合金GP区强化作用的价电子结构分析
· 56 · 胡益G丰P 区,沈强大化华作,用邓的文价:电Al 子- M结g构- 分Si析合金 2008 年第 8 期
本文运用固体与经验电子理论 ( EET) ,对 Al Mg - Si 合金 GP 区的原子成键进行了计算 ,从价电 子结构层次分析了 GP 区的形成对合金时效强化作 用的内在原因 。
Abstract :The valence electron structure of GP zone wit h model L10 in Al - Mg - Si alloy was calculated according to t he empirical electronic t heory ( EET) in solid. The results show t hat t he number of t he strongest and second strongest covalent bonds of GP zones is far more t han t hat in ? - A1 cell. Because t he primary bond - net framework of GP zone strengt hens t he matrix , it is difficult for t he dislocation to cut t he webs , resulting in in2 creasing t he hardness of t he alloy. Compared wit h t he covalent bond - net wit h centered Si atom , t he one wit h centered Mg atom predominates , leading to t he formation of t he strong Mg - Mg and Mg - Si bonds. Since GP zone is coherent wit h matrix , t he bond net strengt h is enhanced by t he precipita2 tion of GP zones and so strengt hen t he alloy. Key words :Al - Mg - Si alloy ; GP zone ; valence electron structure
MgAg系合金界面结构及界面偏析
Mg-Al-Zn系合金中的界面偏析还会对合金的物理性能 产生影响。例如，偏析可能导致合金的导热性和导电性 降低，影响其电磁性能。
Mg-Al-Zn系合金的界面结构与性能的关系
界面结构与力学性能的关系
Mg-Al-Zn系合金的界面结构与力学性能之间存在密切关 系。具有良好界面结构的合金通常具有更高的强度和韧 性。
Mg-Al-Zn系合金界面结构 及界面偏析
2023-11-07
目 录
• 镁合金概述 • Mg-Al-Zn系合金成分与性能关系 • Mg-Al-Zn系合金界面结构及形成机制 • Mg-Al-Zn系合金界面偏析行为及影响因素
目 录
• Mg-Al-Zn系合金界面结构及界面偏析对性能 的影响
• 研究展望
晶体生长和溶质扩散的竞争
在晶体生长过程中，溶质扩散速度较慢，导致晶体前沿的溶质浓 度降低，从而产生界面偏析。
Mg-Al-Zn系合金的界面偏析影响因素
合金成分
Mg、Al、Zn三种元素的 含量对界面偏析有显著影 响。随着Zn含量的增加， 偏析程度加剧。
冷却速度
冷却速度越快，溶质在界 面处越难扩散，导致偏析 程度增加。
电子产品领域
镁合金在电子产品领域也 得到了广泛应用，如手机 、笔记本电脑等，能够提 高产品的质量和可靠性。
镁合金的研究进展
近年来，随着环保意识的提高和新能源汽车的快速发展，镁 合金在汽车制造中的应用越来越广泛，研究也取得了很大的 进展。
目前，研究者们正在研究如何通过优化合金成分、改进加工 工艺等方法来进一步提高镁合金的机械性能、耐腐蚀性能和 铸造性能等方面的性能。
界面结构对物理性能的影 响
Mg-Al-Zn系合金的界面结构还对合金的导 热性、导电性和磁性能产生影响。具有良好 界面结构的合金通常具有更好的导热性和导
Al_Mg_Si合金的价电子结构分析
文章编号: 1672-6146(2003)04-0009-03Al-Mg-Si合金的价电子结构分析3高英俊 李云雯(广西大学物理学院 广西南宁 530004)摘 要: 用经验电子理论(EET)对Al-Mg-S i合金中主要成分(如α-Al、镁、硅,以及强化相(β-Mg2S i)的价电子结构进行计算,计算结果表明各成分晶胞最强键上的共价电子对数与其密度、熔点、硬度、电负性有对应关系;Mg、S i原子上次强键的共价电子分布有利于β相的形成.关键词: Al-Mg-S i合金;Mg2S i;价电子结构中图分类号:TG111.1 文献标识码:AAl-Mg-Si合金由于具有优良的屈服强度、伸长率、电阻率、冲击韧性、耐腐蚀等性能[1-2],在航空航天、汽车、电子工业等领域得到广泛应用[3].随着对航空航天材料性能要求的提高,从微观结构层次对含Si的铝合金进行改性研究和开发具有高性能的铝合金材料,已成为当前材料科学家对Al-Mg合金关注的重点[4].基于价键理论和能带理论建立的固体电子理论(EET)[5],提供了一个处理复杂体系价电子结构的计算方法———键距差(BLD)法,并成功地用于合金的电子结构计算与合金相变研究,使得研究合金的宏观性能可以追溯到合金原子的价电子结构层次,为合金改性设计提供了深层次的理论指导[6-7].本文则是运用EET理论对Al-Mg-Si合金的若干相的价电子结构进行计算,为设计和开发性能更好的Al-Mg-Si合金提供电子层次的键信息.1 模型铝晶胞为面心立方晶体结构,晶胞内含有4个Al原子,晶格常数为a=0.40496nm,晶胞结构如图1(a)所示;镁的晶体结构为六角密集结构,一个镁晶胞中含有4个镁原子,构成一个六面体结构,如图1(b)所示,镁晶胞的晶格常数为a=0.32094nm,c =0.52056nm.硅晶胞的空间结构为金刚石结构,一个硅晶胞中含有8个硅原子,构成一个四面体,如图1(c)所示,硅晶胞的晶格常数为a=0.54307nm. 由文献[8]知Al-Mg-Si合金中主要的析出相收稿日期:2003-09-203基金项目:国家自然科学基金项目[50061001],广西科学基金项目桂科配[0135006]、桂科自[0007020]、桂科基[0342004-1],广西“十百千人才工程”项目[2001207].第一作者:高英俊(1962-)男教授,材料学博士研究方向合金的微观结构与物理性能为Mg2Si相—β相,它在合金中起着强化的作用.一个Mg2Si晶胞中含有12个原子,为CaF2型结构,晶格常数为a=0.639nm,如图2所示.由于成分存在范围很窄,与α-Al基呈伪共晶关系,它的生成过程[8]可用如下表达式表示:S olute clusters(溶解团)→G PⅠZ ones(spherical,球状)→G PⅡ→Z ones/β″(针状)→β′(棒状)→β(面第15卷第4期湖南文理学院学报(自然科学版)V ol.15N o.4 2003年12月Journal of H unan U niversity of Arts and Science(N atural Science Edition)Dec.2003心立方).上述变化过程在Al-Mg-Si合金中,最终生成的相是β相,本文重点是对Mg2Si晶胞的键结构进行分析.2 计算方法与结果表1 纯Al晶胞的电子结构T ab.1 The electronic structure of Al键名D Al-Al IαD nα nm D′nα nm nαn A120.286350.286330.20857n B60.404960.404940.00445注:σ=4;a=0.40496nm;β=0.710;n c=2.5296;R Al(1)=0.1190nm;ΔD nα=0.000017nm表2 纯Mg晶胞的电子结构T ab.2 The electronic structure of Mg键名D Mg-Mg IαD nα nm D′nα nm nαn A60.319500.319590.11025n B60.320940.321030.10521n C60.452860.452950.00145n D20.520560.520650.00016n E60.555890.555980.00005注:σ=3,β=0.710;n c=1.3022;R Mg(1)=0.12580nm;ΔDnα=0.00009nm表3 纯S i晶胞的电子结构T ab.3 The electronic structure of S i键名D Si-Si IαD nα nm D′nα nm nαn A40.235160.234910.97105n B120.384010.383760.00778n C120.450290.450040.00091n D240.470310.470060.00047n E60.543070.542820.00004注:σ=6;β=0.710;n c=4;R Si(1)=0.1170nm;ΔD nα=0.00025nm.表4 Mg2S i的电子结构T ab.4 The electronic structure of Mg2S i键名IαD nα nm D′nα nm nαD Mg-Si(n A)160.276690.272110.32466D Mg-Mg(n B)120.319500.314920.08804D Si-Si(n C)120.451840.447260.00027D Mg-Mg(n D)240.451840.447260.00055D Mg-Si(n E)480.528310.525250.00002注:β=0.600;ΔD nα=0.004580nm;σ=3;R Mg(1)=0.12580nm;n c= 1.3022;σ=4;R Si(1)=0.1170nm;n c=3.664. 按照EET[5]理论,原子的共价电子是分布在连接最近邻、次近邻,以及s近邻原子的键上.各键上共价电子对数(即键级n s)由下列键距公式表示:D(n s)=R A+R B-βlg n s(1)这里R是单键半径,β按文献[5]中的取值选取,晶胞内的共价电子数可以写成下述方程:k1n A c+k2n B c=6s I s n s(2)式中k1、k2分别为晶胞中A、B原子的个数,n A c、n B c 分别为A、B原子的共价电子数.I s为n s键级的等同键数,各等同键数的选取可依照文献[5]的作法来确定.由于各晶胞的结构已确定,晶格常数已有实验结果,因此,运用键距差(BLD)方法[5]建立n A方程,参见文献[5,9]的求解步骤,联立(1)、(2)等方程组,逐个计算各晶胞中原子的价电子结构.计算结果如表1至4所示.3 分析和讨论从表1至表4给出的计算结果可见,铝晶胞的最强键上分布的电子对数为n A=0.20857,镁晶胞的最强键上分布的共价电子对数为n A=0.110251,硅晶胞的最强键上分布的共价电子对数为n A =0.97105,而Mg2Si晶胞的最强键上分布的共价电子对数为:n A=0.32799,介于镁与硅的最强键之间.从物理特性上看,硅的熔点为1414℃,密度为2.32g/cm3;镁的熔点为649℃,密度为1.74g/cm3;铝的熔点为660.3℃,密度为2.7g/cm3,而Mg2Si晶体具有较高的熔点(1085℃)、较低的密度(1.9g/ cm3)和热膨胀系数(7.5×10-6K-1)[11].显然Mg2Si 的密度、熔点也介于镁与硅的密度、熔点之间,与本文计算得到的最强共价键上分布的电子对数的情况相对应.其次,电负性是表征元素的原子在分子内吸引电子的能力,电负性越大,吸引电子的能力也就越强.硅的电负性为1.90,镁为1.31,铝为1.61,由表1至表4可见Al、Mg和Si的电负性与其最强键分布的电子对数成正比关系,电负性越大,最强键分布的电子对数越多.再次,发现最强共价键分布的电子对数也与其硬度成正比的关系:最强键分布的共价电子对数越多,硬度越大,铝的莫氏硬度为2.9,镁的莫氏硬度为2.0;硅的莫氏硬度为7.0.Mg2Si的莫氏硬度4.6介于Mg和Si的莫氏硬度之间.文献[11]的实验中:在β″相形成前期,晶胞中仍含有铝原子,在时效过程中,铝逐渐被硅所代替,因为最终生成的Mg2Si最强键上分布的共价电子对数比铝要相对多;Mg和Si的百分比含量比Al相对少得多,但这两种元素的次强键(Mg的次强共价键上分布的电子对数为n B=0.1052,Si的次强键上分布的共价电子对数为n B=0.0078)比铝(次强键上分布的电子对数为n B=0.004453)要大,因此形成01 湖南文理学院学报(自然科学版)2003年Mg 2Si 相后,结构更为稳定,其空间结构为十六面体,均匀分布在合金中.4 结论(1)各成分的熔点和密度与其对应晶胞最强键上的电子对数成正比关系,即最强键上的电子对数多,则其熔点、硬度和密度也相应地高.(2)晶胞中原子的电负性和晶胞的硬度也与其所对应的晶胞最强键上电子对数成正比关系.(3)在形成Mg 2Si 相时,Mg 和Si 原子的次强键上分布的共价电子对数起了一定的作用.参 考 文 献1 Ф.H.科瓦索夫主编.韩秉诚译.工业铝合金[M].北京:冶金工业出版社,1987:50-64.2 L.F.M ondolfo.S tructrue and Properties of Aluminum Alloy[M].London :Butterw orth &C o (Publishers )Ltd ,1976:566.3 R Chen ,Z Hang.M icrostructure of Al -Mg -S i Alloy[J ].Mater.Sci.Eng.,2000,A280:146.4 K Matsude ,Y Uetuni ,T Sato.Metastable phase in an Al -Mg -S i alloy[J ].Metal.Mater.T rans.,2001,A 32:1293.5 张瑞林.固体与分子经验电子理论[M].长春:吉林科学技术出版社,1993,1-90.6 刘志林.合金价电子结构与成分设计[M].长春:吉林科学技术出版社,1990,1-29.7 刘志林,孙振国,李志林.余氏理论和程氏理论在合金研究中的应用[J ].自然科学进展,1998,8(2):150.8 C D Mariora ,S J Andersen.Atomic M odel for G P -Z onesIn Al -Mg -S i Alloy[J ].Acta Mater.,2001,(49):321.9 高英俊,钟夏平,刘慧,等.微量Sc 对Al -Mg 合金晶粒细化影响的电子结构分析[J ].中国有色金属学报,2002,12(S2):132.10 Carbonneau Y,C outure A ,Van Neste.The observation ofa new ternary AlMgS i phase in Mg -S i alloys[J ].Metal.Mater.T rans.,1998,A 29:1759.11 A K Cupta ,D J Uloyd.Precipitation hardening processesin an Al -Mg -S i alloy [J ].Mater.Sci.Eng.,2001,A301:140.ANALYSIS OF VALENCE E LECTR ONIC STRUCTURES OF Al -Mg -Si ALLOYG AO Y ing -jun LI Y un -wen(Physics college of G uangxi University ,Nanning ,G uangxi 530004) Abstract Based on the em pirical electron theory (EET )thevalence electron structure of α-Al ,Mg ,S i and equilibrium (β-Mg 2S i )phase in Al -Mg -S i alloy was calculated.The calculated results show that there are represent the correspondence between the co -valence electrons which distribute in the strongest bonds with the density ,melting point ,hardness and electronegativity ,and the co -valence electrons which distribute in the second neighbor -bonds of Magnesium and S ilicon are of benefit to the appearance of βphase. K ey w ords Al -Mg -S i alloy ;Mg 2S i ;the valence electronstructure(责任编校:江 河) 我刊被评为湖南省一级期刊由湖南省科技厅、湖南省新闻出版局共同组织的2002年度湖南省科技期刊审读和等级评定工作日前结束。
Al_Cu合金GP区的价电子结构与界面能 -
Al2Cu 合金是常见的时效强化合金 , 其典型的分 θ θ θ( Al2 Cu ) , 其中亚稳相 解过程是 : GP 区 → ″ → ′ →
( GP 区 θ θ ) 与基体保持共格或半共格 , 而稳定相θ ,″ ,′ (Al2 Cu) 则与基体完全不共格 。该合金在时效初期出
结构的键距差法 (Bond Length Difference2BLD) 已应用 到合金价电子结构计算 、 原子偏聚与合金相变研究 , 使合金研究可以追溯到原子的价电子结构层次 ,为合 金改性提供理论指导 。 本文从价电子结构出发 , 结合 Becker 模型
其中 a0 是室温下的点阵常数 , b 是线膨胀系数 , a 是 某温度下的点阵常数 。 时效前的固溶淬火态 , 溶质 Cu 原子是杂乱分布 在溶剂 Al 中 ,形成无序 a (Al ) 固溶体 。由于固溶体 a (Al ) 与纯 Al 和纯 Cu 同属面心立方结构 , 而且原子的 点阵排列也只是由 Al 或 Cu 原子之间无序地相互替 换混合而成 ,故可采用 “平均原子模型” 描述原子的 状态 ,单位晶胞如图 1 所示 。在该模型中 , 每个阵点 位置都是由按组元的原子百分数组成的混合原子占 据。
( 1. 北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 100083 ; 2. 北京科技大学冶金与生态工程学院 , 北京 100083 ; 3. 山东农业大学机电学院 , 山东 泰安 271018)
摘 要 : 考虑温度对点阵常数的影响 ,运用固体经验电子理论 , 在实验时效温度区间 , 对 Al2Cu 合金 GP 区的价电子结构进行计 算 ,并在此基础上计算了 GP 区与基体间的界面能 。计算得到的价电子成键结果表明 ,Al 原子和 Cu 原子之间的结合倾向最大 ,在 时效过程中 ,Al 和 Cu 原子容易以 GP 区形式出现 ; GP 区有较强的共价键络 ,是 Al2Cu 合金时效硬化的重要原因 ; GP 区与基体间的 共格界面能较低 ,是 GP 区生长的有利条件 。 关键词 :Al2Cu 合金 ; GP 区 ; 价电子结构 ; 界面能 中图分类号 : TG11111 ;TG14612 文献标识码 : A 文章编号 : 100926264 (2007) 0620148204
高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究
高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究高性能导热Al-Mg-Si合金的制备及性能研究概述：随着电子设备的不断发展和高功率元件的广泛使用，导热材料作为热管理的重要组成部分，对于提高电子设备的稳定性和可靠性起着关键作用。
目前，铝合金由于其优异的导热性能和良好的机械性能成为导热材料的主要选择。
而Al-Mg-Si合金作为一种优良的导热材料，其导热性能和力学性能可以通过调控合金微观结构得到进一步提高。
本文将详细介绍高性能导热Al-Mg-Si合金的制备方法以及其性能研究的相关内容。
一、高性能导热Al-Mg-Si合金的制备方法：1. 原料准备：制备高性能导热Al-Mg-Si合金的关键是选择合适的原料。
通常选用纯度较高的Al、Mg和Si作为原料，同时控制其中杂质含量，以保证合金的纯净度和稳定性。
2. 熔炼制备：将准备好的原料按一定比例投入熔炼炉中进行熔炼。
熔炼时需要严格控制熔炼温度、熔炼时间和熔炼气氛，以确保合金成分均匀和杂质含量的控制。
3. 静态淬火处理：熔炼得到的合金均匀化后，采用静态淬火处理来调控合金的微观结构。
静态淬火处理主要是将合金高温保温一段时间后迅速冷却，通过控制保温温度和时间以及冷却速率，可以使合金中的Mg2Si相均匀细小分布，从而提高导热性能。
4. 热处理：经过静态淬火处理的合金需要进行再热处理，以进一步优化其导热性能。
热处理条件的选择需要通过试验确定，包括热处理温度、时间和冷却速率等。
二、高性能导热Al-Mg-Si合金的性能研究：高性能导热Al-Mg-Si合金的性能研究主要包括导热性能、力学性能和微观结构等方面。
1. 导热性能：导热性能是评价导热材料性能的重要指标之一。
研究表明，高性能导热Al-Mg-Si合金的导热性能主要取决于合金中Mg2Si相的分布。
当Mg2Si相均匀细小时，将导致合金的导热性能大幅提高。
通过调控合金制备过程中的工艺参数，可以进一步提高合金的导热性能。
2. 力学性能：除了导热性能，高性能导热Al-Mg-Si合金的力学性能也是需要考虑的。
Al-Mg-Si合金相界面的键特征与强化作用
足 以使合 金 的机 械 性 能 大 大 增 强［ ． 一 ２ 口Ａ１ ］ 晶 胞 为 面 心 立 方 结 构 ， 图 ３所 示 ． 如 在 （０ ） 上 分 布 着 两 种 键 ， 和 ． ｉ ０ １面 ＭｇＳ 晶胞 及价键 结构 如 图 ２所 示 ， 其在 （０ ） ０ １ 面
文 章 编 号 ：０ １７４ （０ ７ ０—０ ００ １０ —４ ５ ２０ ）１０ ５—５
Ａ１ — ｉ 金 相界 面 的键 特 征 与 强化 作 用 一 Ｍｇ Ｓ 合
黄创 高 ， 李云 雯 ， 张丽 娜 ， 高英 俊
（ 西 大 学 物 理 科 学 与 工 程 技 术 学 院 ， 西 南 宁 ５０ ０ ） 广 广 ３ ０ ４
作 者简 介 ： 创 高 （９ ８ ）男 ， 西 钦 州 人 ， 西 大 学 实 验师 ． 黄 １７ 一 ， 广 广
维普资讯
第 １期
黄创 高 等 ： ． —ｉ 金 相 界 面 的 键 特 征 与 强 化 作 用 ＡＩ Ｍｇｓ 合
５ １
Ａ１ — ｉ 金是 以 Ａ１ 一 Ｓ合 Ｍｇ 一 Ｍｇ基 为 主 要 成分 的合 金 ， 常在 ６ ｘ Ａ 系 列合 金 中 ， 通 ｘｘ １
维普资讯
第３ ２卷 第 １ 期
２０ ０ ７年 ３月
广西大学学报 （ 自然 科 学 版 ）
Ｊ ｕ ｎ ｌ ｆ ａ ｇ ｉ ｉｅｓｔ （ ｔＳ ｉ ） ｏ ｒ ａ ｏ Ｇｕ ｎ ｘ Ｕｎｖ ｒｉｙ Ｎａ ｃ Ｅｄ
Ｖ ｏｌ ３２， ｏ． ＿ Ｎ １ Ｍ ａ ．， ００ ｒ ２ ７
摘 要 ： ＡＩ — ｉ 对 — ＭｇＳ 合金 中 主要 析 出 相 ｆ ＭｇＳ ） 及 纯 硅 晶胞 的 键 电 子 密度 计 算 ， 果 表 明 硅 晶胞 中 最 强 的 ｌ （ ｚｉ以 结 Ｓ一 键 ￣ｆ ＭｇＳ） 的ＭｇＳ 最 强 键 要 强 ２ ， ｉ ｌ （ ｉ相 —ｉ 倍 相应 的最 强 键 密 度 ．也 大 ２倍 ， 是 影 响 ＭｇＳ 颗 粒 的 Ｄ 这 ｚｉ 生 长 以 及合 金 的硬 度 和 强 度 等力 学 性 能 的重 要 原 因．
Mg-Si合金GP区及β相界面电子结构分析
Mg-Si合金GP区及β相界面电子结构分析广西科学GuangxiSciences2006,13(3):207~211AI—Mg—Si合金GP区及p相界面电子结构分析* AnalysisofInterfaceElectronStructuresofGPZones andpPhaseinAI—Mg—SiAlloy王庆松h.,崔雪鸿.,王玉玲.,侯贤华.W ANGQing—song,.,CUIXue—hong.,W ANGYu—ling.,HOUXian—hua.(1.安徽工程科技学院应用数理系,安徽芜湖241000;2.广西大学物理科学与工程技术学院,广西南宁530004)(1.AppliedMathematicsandPhysicsDepartment,AnhuiUniversityofTechnologyandScie nce,Wuhu,Anhui,241000,China;2.CollegeofPhysicalScienceandEngineering,GuangxiUniv ersity,Nanning,Guangxi,530004,China)摘要:运用EET理论对AI—Mg—Si合金GP区(L.型,下同),口相(MgSi)与基体的界面电子结构进行计算,着重从界面电子角度反映时效过程中GP区,口相与基体的界面结合性质,界面原子状态变化及界面对合金有关力学性能的影响,并分析原子状态变化的原因.结果表明:A1一Mg—Si合金GP区与基体界面电子密度在一级近似下连续,GP区粒子易于长大,而B相不连续,抑制了p相再结晶晶粒的长大,但它在高应力下呈现连续,从而提高合金变形抗力.当界面最稳定时,GP区与基体界面的结合强于口相与基体界面的结合,当界面处于非稳定的临界状态时,与最稳定状态相比,GP区与基体界面结合能力下降,而B相升高.最稳定状态下的界面与体内各原子杂阶相比,GP区界面各类原子杂化能级总体上升,口相界面各类原子状态没有变化;当基体界面电子密度由最小值过渡到最大值时,GP区与p相中Si原子的杂阶均降低;GP区界面处基体A1原子的杂阶不变,但口相界面处基体A1原子的杂阶上升.关键词:A1一Mg—Si合金GP区口相界面电子结构中图法分类号:TG111文献标识码:A文章编号:1005—9164(2006)03—0207—05 Abstract:TheelectronstructuresoftheinterfacebetweenGPzonewithL10structure(thesam ein1ater)andthematrixandtheinterfacebetweenBphaseandthematrixinA1一Mg—SialloywerecalculatedusingtheEmpirica1ElectronicTheoryinsolidandmolecules(EET).Theinteracti on propertiesoftheinterfacebetweenGPzoneandthematrixandtheinterfacebetween8phasean dthematrix,thechangesofstatesofinterfaceatoms.theeffectsofinterfacesonmechanica1pro perties duringagingandthereasonofatomicstateschangewereanalyzedbasedoninterfaceelectroni ctheory.TheresultssuggestthattheelectrondensityoftheinterfacebetweenGPzoneandthe matrixiscoherentunderthefirstorderapproximation,thusparticlesofGPzoneareproneto growing,whilephaseisnotcoherent,whichwillrestrainrecrysta1izationparticlesofphasefr omgrowing,howeverphaseiscoherenttoenhanceresistancetodeformationofthealloyunderhi ghstress.TheinteractionoftheinterfacebetweenGPzoneandthematrixisstrongerthanthe interactionof8phaseandthematrixwhentheinterfaceisinthesteadieststate.Whentheinterfa ceisinthecritica1metastablestate,thebondabilityofGPzoneandthematrixwil1decline,howe verthebondabilityof8phaseandthematrixwil1increasecomparingwiththesteadieststate.The atomichvbridizationsofGPzoneinterfaceincreaseandtheatomichybridizationofBphasein terface stayedunchangedcomparingwithatomichybridizationofthematrixinthesteadieststate.W hen收稿日期:2005—07—05修回日期:2005—08—22作者简介:王庆松(1981),男,安徽芜湖人,硕士生,主要从事材料微结构与性能研究.*国家自然科学基金项目(50061001),广西科学基金项目(桂科基0342004—1)和广西"十百千人才工程"项目(2001207)联合资助.广西科学2006年8月第13卷第3期theelectrondensitiesofthematrixchangefromthesmallesttothelargest,bothSiatomhybridizationof GPzoneandBphasedecrease,thehybridizationsofA1atomsinGPzoneinterfacewon'tchange.butthehybridizationsofA1atomsin8phaseinterfacewil1increase.Keywords:A1一Mg—Sialloy,GPzones,Bphase,interfaceelectronstructures207A1一Mg—Si合金属于热处理可强化合金,广泛应用于建筑,交通运输和结构材料领域『1].A1中添加少量的含量不同的Mg和Si,基本不改变合金时效过程的沉淀序列及析出相,即在一定时效条件下从过饱和固溶体中依次析出GP区,』3,』3相].最近的研究表明,A1一Mg—Si合金GP区随Mg,Si原子含量百分比不同而形成两种不同的形态与结构『5q],当Mg/Si<1时,GP区为A1MgSi,呈针状,其晶胞结构非常复杂;而当Mg/Si>1时,GP区为MgSi,呈细片状,其晶胞结构为L.型;这两类GP区均在人工时效初期或自然时效时大量细小弥散地析出,成为合金欠时效状态下的主要强化相J.然而,目前对它们的研究主要集中在实验与工艺条件上『l].从原子成键的电子层次揭示GP区对合金时效强化作用及其机理的原因尚未见报道,从这一角度对相对j3合金作用的报道也极少『l.另外,从它们与基体之间界面电子结构的角度揭示其与基体的界面结合性质,界面原子状态变化及界面对合金有关力学性能的影响也没有报道.本文运用EET理论¨对A1一Mg—Si合金GP区,j3 相的原子成键价电子与界面电子结构进行计算,着重从界面电子角度反映时效过程中GP区,』3相与基体的界面结合性质,界面原子状态变化及界面对合金有关力学性能的影响,并进一步分析原子状态变化的原因.1晶胞结构和计算方法1.1晶胞结构纯A1晶胞为面心立方晶体结构(见图1),空间群为O~/Fm3m(No.225),晶格常数a一0.40496nm『1引.对于Mg,Si原子百分含量大于1情况下的A1一Mg—Si合金,经淬火后,Mg,Si原子通过基体空位等缺陷扩散,在基体{100)面上沿<001>的某一方向交替排列,均匀地析出与基体完全共格的细小片状GP区,在厚度上是单层的,宽约2.5nm,长小于30nm,其原子排列模型见文献E81,晶胞结构如图2所示,这种L.型GP区晶胞的晶格常数由实验及第一原理修正给出a一0.408nm,c一0.395nm[6].j3相是在』3母体界面上成核,并靠消耗j3而成长,在基体{100)上析出,呈圆片或立方状,尺寸为10～20t~m, CaFz型结构,空问群为O~/Fm3m(No.225),晶胞结构如图3所示,晶胞的品格常数a一0.639nmE.1.2计算方法1.2.1空间价电子结构计算按照EET理论n,原子的共价电子是分布在连208图1Al晶胞结构Fig.1A1cell●:A1atomBD图2GP区晶胞结构Fig.2GPzonescell@:Mgatom;0:SiatomG图3p相晶胞结构Fig.3pphasecell@:Mgatom;0:Siatom接最近邻,次近邻,以及ot近邻原子的键上.各键上共价电子对数(即键级)由键距公式:D(‰)===RA+RB—fllgn(1)表示,(1)式中,R是单键半径,按文献[13]中的取值选取,晶胞内的共价电子数可以写成:kl+kzB一,(2)口式中k,k.分别为晶胞中A,B原子的个数,,分别为A,B原子的共价电子数.为键级的等同键数,各等同键数的选取可依照文献Ell,14～161的作法来确定.由于各晶胞的结构和品格常数已确定,因此, 运用键距差(BLD)方法『1.建立A及I△D.I方程,参见文献[11,14～161的求解步骤,联立(1)式和(2)式逐个计算各晶胞中原子的价电子结构.1.2.2界面电子结构计算根据界面电子结构理论口引,相界面的电子结构除指相界两侧平面上的键络及键络上的电子分布外, GuangxiSciences,V o1.13No.3,August2006还有相界两侧相平面上的平均共价电子密度k1),,电子密度的差值Dr和使电子密度保持连续的原子状态组数.其中,lD^hk1),,及Dr的计算公式为:10Ahk1)一"/s(hk1);(3))一:u/s(…);(4)Dr一21rAhk1)一r)1100/r^hk1)rM(…).(5)(3)～(5)式中,:'为(hk1)面上分布的共价电子对数,∑'一∑.,.一IMI,这里,表示一个晶面上的参考原子数目,』表示对晶面上的某一参考原子来说所形成的键的等效数目,的意义与文献[11]中相应的含义相同,.对应于(1)式中计算的;k1)表示(hk1)晶面的面积,由晶格常数可以计算.按照文献[13],为Dr<1O%时的原子状态组数,为Dr>10时的原子状态组数,根据计算Dr值,可以容易确定及值.L.型GP区与A1基体的位相关系为:(1()())GP//(100)Al;B相与Al基体的位相关系"为: (001)8//(001)Al.由于位相关系明确,因而它们与A1基体的界面电子结界构可以由以上公式计算出来.2结果与分析A1,GP区,13相最强共价键见表1,GP区,13相,与基体A0取最大值和最小值的界面电子结果分别见表2和表3.表1AI,GP区,p相最强共价键Table1StrongestcovalencebondsofAI,GPzonesandB phase表2GP区,p相与基体△p取最小值时的界面电子结构Table2InterfaceelectronstructuresbetweenGPzones,p andAImatrixintheconditionofminimumfor△o广西科学2006年8月第13卷第3期表3GP区,p相与基体△p取最大值时的界面电子结构Table3InterfaceelectronstructuresbetweenGPzones,p andAImatrixintheconditionofmaximumfor△pA1一Mg—Si合金时效过程中,强度硬度的提升开始于GP区的产生_1,于p"相的析出达到时效峰值,而p相的析出则导致过时效现象.由文献[-14~ 16,19]可知,析出相的价电子结构(如最强键的共价电子对数或键能)与其对合金时效强化硬化作用有着直接的内在联系,但另一方面,析出相与基体界面电子结构的变化也将直接导致合金性能的改变[1引.由界面电子结构理论知,相界面处电子密度p愈高,界面结合愈强.相界面处的电子密度差△p愈小,界面上的电子密度连续性愈好,界面内应力也愈小;反之,界面内应力愈大.因此,表2对应于材料处于无外应力时界面最稳定的状态,而表3对应于材料处于固态相变或在较大外应力下宏观断裂等界面非稳定的临界状态.2.1界面结合性质当界面最稳定时,△p处于最小值,如表2所示.对于GP区,界面电子密度差A0.2.59,o一7,表明GP区与基体界面电子密度在较低的应力(一级近似△p<10)下即可连续,故GP区粒子易于长大,这与实际相符_8].对于p相,d一0,表明基体与p相界面电子密度在一级近似下不连续,且界面处的内应力很大,由于晶粒的长大伴随着界面的迁移,即需要电子密度连续_1,故这种不连续界面及较大的内应力抑制了p相再结晶晶粒的长大,使p相晶粒得到细化,从而使合金在过时效状态下具有良好的强韧性l1.而A0….一142.68时,d一12,表明界面电子密度在高级别的应力下又呈现连续,即高应力下界面仍可稳定,故合金在较高外应力下发生形变时,其与基体界面电子密度连续性不易遭到破坏,使合金在过时效状态下具有显着的形变强化效果_9].当材料发生固态相变或宏观断裂时,界面处于非稳定的临界状态,此时△p处于最大值,如表3所示,GP区的界面电子密度差A0.一24.01,而p相△P….一161.24.从固态相变角度来看,GP区与基体界面遭到彻底破坏时阻力较小,故易于过渡到新相,但p2O9一一～一～hm一一M翌相与基体界面彻底破坏时阻力很大,故它易于稳定. 从外应力角度来看,GP区与基体界面的承受能力远小于相,即在较高应力下原有界面易于破坏,因此,欠时效状态下(GP区为强化相)合金的塑性明显优于过时效状态(相为强化相).由文献[9]知,6063合金(w(Mg)一0.459/6,w(Si)一0.410A)在欠时效状态下延伸率降为269/5,在过时效时降为169/5.另外,当△p处于最小值时,在GP区界面处,基体Al的电子密度p一11.90160nm_.,GP区电子密度p一12.21379nm_.,而在相界面处,基体电子密度p一10.39223nm_.,相电子密度p一1.73832nm_.,因而,在界面最稳定状态下,GP区与基体界面的结合较相强.另一方面,我们可以比较△p处于最小值与最大值时界面的结合情况.由表2与表3比较可知, 对于GP区界面处,基体Al的电子密度均为11.90160nm_.,而GP区的电子密度由12.21379nm下降至9.35011nm_.,这表明,当GP区与基体之间的内应力增加时,其界面结合能力下降,这可能是合金在欠时效状态下变形抗力较低_g的内在原因; 对于B相界面处,基体Al的电子密度由10.39223nm增加至11.90160nm_.,B相的电子密度由1.73832nm下降至1.27687nm_.,但界面平均电子密度增加了,因此,在高应力下,相与基体之间结合得更紧,与GP区情况相反,这可能是p相可增强合金变形抗力El0]的一个重要原因.2.2原子杂阶变化A1一Mg—Si合金L.型GP区与Al基体完全共格, 在最稳定界面状态下,与基体电子密度差只有2.59%,且由文献[6,9,20,21]分析可知,它与Al—Zn,Al—Ag合金的GP区相似..,造成的应力场完全可以忽略,这使得GP区与基体界面结合较强,而这种界面的紧密结合是靠界面两侧基体与GP区内部原子杂化能级的改变来实现的.由表1(体内价电子结构)与表2比较可知,基体A原子由4阶上升到5 阶,GP区中Mg原子由3阶上升到4阶,Si原子虽然由5阶下降到4阶,但各原子杂化能级总体上升了, 这可能是界面的完全共格性造成的,也正是这种变化,使得完全共格的界面结合得很紧密.对于相界面,在最稳定状态下,由表1与表2可知,体内与界面处各类原子的杂阶均没有明显变化,这可能是非共格界面各相独立性造成的.另外,我们可以比较△p由最小值过渡到最大值时界面处各类原子杂阶的变化情况.由表2与表3比较可知,GP区,B相中Si原子的杂阶均降低,而Mg 原子的杂阶没有变化,它们通过这种原子杂阶的降21O低,即对应于原子能量的降低,可能是力求增强高应力下界面稳定性的缘故,而Si原子杂化能级降低,可能是其共价半径最小,使得它更易于在界面处通过杂阶变动来调节界面稳定性.然而,在GP区的界面处, 基体Al的原子杂阶没有变化,而在相的界面处,基体Al的原子杂阶由4阶上升到5阶.这可能是它们与基体位错不同的作用机制造成的.对于共格的GP区,在一定外应力下,位错即可切过GP区,位错应力场没有积累在GP区周围,故对界面处的基体没有明显影响,因而基体原子的杂阶没有明显变化;而对于非共格的B相,在一定外应力下,位错只能在其粒子附近形成位错环,使得周围基体应力场增大,从而使界面处基体原子的能量升高,导致基体原子杂阶上升.另外,这种结果也反映了固态相变的难易程度: GP区长大与过渡到新相时只需改变其本身原子的状态,不需改变整个界面处基体的原子状态,故相变阻力较小;而B相长大与过渡时,不仅需要改变本身原子的状态,还需要改变整个界面处基体的原子状态,故相变阻力大,因而它比较稳定.3结论(1)GP区与基体界面电子密度在一级近似下连续,故GP区粒子易于长大,而相不连续,抑制了相再结晶晶粒的长大,但它在高应力下呈现连续,从而提高了合金变形抗力.(2)通过GP区及B相与基体界面电子密度差的最大值,可以比较它们的稳定性及合金相应时效状态下的塑性.(3)当界面最稳定时,GP区与基体界面的结合强于B相与基体界面的结合.当界面处于非稳定的临界状态时,与最稳定状态相比,GP区与基体界面结合能力下降,而相升高,这可以解释合金相应状态下变形性能的差别.(4)最稳定状态下的界面与体内各原子杂阶相比,GP区界面各类原子杂化能级总体上升,而相界面各类原子状态没有变化,这可能是共格与非共格界面的内在反映.(5)当△p由最小值过渡到最大值时,GP区与p相中Si原子的杂阶均降低,可能是力求增强高应力下界面稳定性的缘故.GP区界面处基体A1原子的杂阶不变,但相界面处基体Al原子的杂阶上升,这可能是基体位错与溶质不同的交互作用机理引起的.参考文献:[1]刘静安.热加工工艺对A1一Mg—Si系合金型材性能的影GuangxiSciences,V o1.13No.3,August2006响[J].轻合金加工技术,2002,30(2):1—5.[2]EDWARDSGA,STILLERK,DUNLOPGL,eta1.The precipitionsequenceinA1一Mg—Sialloys[J].ActaMater, 1998,46(11):3893—3901.[3]ANDERSGF,RAGNV ALDH.BondinginMgSiandA1一Mg—SicompoundsrelevanttoA1一Mg—Sialloys[J]. 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Spiculatedlesiondetectionindigitalmammogrambased onArtificialNeuralNetworkEnsemble:AdvancesinNeuralNetworksISNN[c].SpringerPress,2005(Ⅲ):79O一795.GALLANTPJ,AITKENJM.GeneticAlgorithm Designofcomplexity—controlledtime—seriespredictors: Proceedingsofthe2003IEEEⅫWorkshoponNeural NetworksforSignalProcessing[c].Toulouse,2003: 569—574.TIANL,N00REA.Evolutionaryneuralnetwork modelingforsoftwarecumulativefailuretimeprediction [J].ReliabilityEngineeringandSystemSafety,2005,87:45—51.V AUTARDR.SSA:Atoolkitfornoisychaoticsignals [J].PhysicalD,1992,58:95-126.魏凤英,曹鸿兴.长期预测的数学模型及应用[M].北京:气象出版社,1990.王惠文.偏最小二乘回归方法及其应用[M].北京:国防工业出版社,1999.(责任编辑:邓大玉凌汉恩)211。
Al-Mg-Si合金GP区的原子键络与强化作用
与 宏观性 能之 间 的关 系具 有重 要 的意义 。
的 Ｍｇ和 ｓ， 本 不 改 变合 金 时 效过 程 的 沉 淀序 列 及 ｉ基 析 出相 ， 即在一定 时 效条 件 下 从 过饱 和 固溶 体 中依 次
维普资讯
第２ ６卷第 ５期
２０ ０ ６年 １ ０月
矿 冶 工 程
Ｍ Ｉ ＮＧ ＮＩ ＡＮＤ ＥＴＡＬＬＵＲＧＩ Ｍ ＣＡＬ ＥＮＧＩ ＮＥＥＲＩ ＮＧ
Ｖ０ ． ６ № ５ １２ Ｏｃｏ ｅ Ｏ ６ ｔｂ ｒ２ ｏ
Ａ— 一 ｉ 金 ＧＰ区 的原 子 键 络 与 强 化 作 用 Ｉ Ｍ０ Ｓ 合
性 。晶胞 结 构 如 图 １所 示 ， 格 常 数 ａ：０ ４ ４ ６ 晶 ． ０９
ｎｍ 。
合金的 Ｇ Ｐ区随 Ｍ ／ ｉ ｇｓ 含量 比不 同而形成 ２种不同的
键 比基体最强键强很多 ， 其主键络骨架 对合金键 络起 到增 强作用 ； 而其 相邻的 （ １ ） １１ 晶面上 的共价键 络较强 ， 使得该面滑 移时较基 体 更困难 ， 从而起到提高合金硬度的作 用。
关键 词 ： １ —ｉ 金 ；Ｇ Ａ一 Ｓ 合 Ｍｇ Ｐ区 ； 价 键 络 共 中 图分 类 号 ： Ｇ １ Ｔ １１ 文献标识码 ： Ａ 文 章 编 号 ： ２ ３— ０ ９ ２０ ）５— ０ ９— ３ ０５ ６ ９ （０ ６ ０ ０ ８ ０
Ａｂ ｔ ａ ｔ ｈｅｖ ｌ ｎ ｅ ｅ ｅ ｔｏ ｔｕ ｔ ｒ ｓｏ ｏ ｅ ｔ ｄ ｌＬ１ ｎ Ａ１ Ｍｇ Ｓｉａｌｙ ｗｅ ｅ ｃ ｌ ｕ ａｅ ｃ ｏｄ ｎ ｏ ｔ ｅ ｓｒ ｃ ：Ｔ ａｅ ｃ ｌ ｃｒ ｎ ｓｒ ｃｕ ｅ ｆＧＰ ｚ ｎ ｓｗｉ ｍｏ ｅ ｉ 一 — ｌｏ ｒ ａｃ ｌｔｄ ａ ｃ ｒ ｉ ｇ ｔ ｈ ｈ ｏ
al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究
al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化
规律的研究
针对Al-Mg-Si-Cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究，可以从以下几个方面展开：
1. 合金中晶界析出相的粗化规律：晶界是合金中强化的薄弱区域，晶界析出相的粒子尺寸和分布对合金性能有重要影响。
可以通过扫描电镜观察晶界析出相的尺寸和形貌变化，然后通过粒度分析来定量描述其粗化过程。
实验上，可以制备具有不同热处理时间的样品，随后采用金相显微镜和透射电镜对晶界析出相进行观察和分析，得到粗化规律。
2. 合金中晶内析出相的粗化规律：晶内析出相是合金中颗粒状的强化相，其粒子尺寸和分布对合金的强度和耐磨性能影响较大。
同样通过金相显微镜和透射电镜观察晶内析出相的尺寸和形貌变化，并通过粒度分析来定量描述粗化过程。
可以制备具有不同热处理时间的样品，然后在室温下对其进行退火，观察晶内析出相的演化过程。
3. 影响晶界和晶内析出相粗化的因素：合金中晶界和晶内析出相的粗化受多种因素的影响，包括合金成分、热处理过程、应力等。
可以通过改变合金成分、热处理温度和时间，以及引入应力场等方式来探究这些因素对晶界和晶内析出相粗化的影响。
总的来说，在研究Al-Mg-Si-Cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律时，需要综合运用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜等分析技术，结合理论计算和实验探究方法，从不同角度和尺度对晶界和晶内析出相进行观察和分析，以揭示其粗化规律和影响因素，为合金优化设计和应用提供科学依据。
Al-Mg-Si合金Pre-β″与β″析出相的界面原子键络与性能
为 [22](001)Al//(010)β″ ， [ 3 10]Al//[001]β″ ， [230]Al// [100]β″。
从 β″相的晶体结构看与 preβ″相的结构相似，其 原子的空间分布也具有相似的对称性，并且都只是在
原子成键，目前还很少有相关报道。因此，研究和掌 握这些析出相的内部原子键特征，对优化合金材料的 性能有非常重要的意义。
献[4−5, 22]已给出，因此，运用键距差(BLD)方法[12]
建立最强键 nA 方程，并参见文献[16, 23−24]的求解步 骤，联立(1)、(2)等方程组，逐个计算各晶胞中原子成
键的价电子结构, 并依据 BLD 判据确定原子的杂阶状
态 ε。
相对电子密度差∆ρ 愈小，界面上的电子密度连续性就 愈好，界面原子键络匹配得就越好，界面畸变能就越 低，界面畸变应力也愈小。连续性状态组数 σ 值越大， 晶界抵抗外力作用的能力越强，破坏该界面就越难， 就越不容易断裂；反之，界面畸变应力就愈大，界面 畸变能就越高，界面就越不稳定．当畸变应力大到超 过临界值时，则界面电子密度的连续性遭到破坏，这 时将伴随在界面处析出新相或在宏观上出现裂纹或断 裂。界面电子密度的连续性的好坏，实质上是由于点
β″相是 AlMgSi 合金的峰值时效的最重要析出 相，该相的晶体结构[5−7]也是一个单斜晶胞，分子式近 似为 Mg5Si6，与基体共格[6]。晶格常数为 a=1.516 nm， b=0.405 0 nm，c=0.674 nm，β=105.3°，其晶胞结构如 图 1(b)所示。β″相沿 a、c 轴方向，与基体的取向关系
2.2 改进的 TFD 理论简介 文献[13]定义了异相界面电子结构，指出异相界
阵原子键络畸变和缺陷而导致的结果，直接影响到材 料的性能好坏。
Al_Ag合金_型GP区的强化作用和界面能分析
A-l Ag合金G型GP区的强化作用和界面能分析¹静永娟1*,李长荣1,杜振民1,王福明2(1.北京科技大学材料科学与工程学院;2.北京科技大学冶金与生态工程学院,北京100083)摘要:考虑温度对晶格常数的影响,运用固体与分子经验电子理论,对A-l Ag合金的G型GP区的价电子结构进行计算;在此基础上,运用Becker推广模型,对该体系的G型GP区与基体之间的界面能进行预测。
从计算得到的各种价电子成键结果中发现,G型GP区的Ag-Ag原子之间的结合倾向最大,表明时效过程中,A g原子容易以G型GP区的形式出现偏聚;与原合金的均相过饱和固溶体相比,G型G P区有较强的共价键络,是A-l Ag合金时效硬化的重要原因;G型GP区与基体的共格界面能较基体晶粒间的界面能低,是G型GP区形成和生长的有利条件,同时计算结果体现了温度对界面能的影响。
关键词:A-l Ag合金;G型GP区;价电子结构;界面能中图分类号:TG146.3+2文献标识码:A文章编号:0258-7076(2007)05-0615-07A-l Ag合金是常见的时效强化合金,该合金在时效初期析出界面与基体共格、富含溶质元素、且呈球状分布的原子团簇,称为GP区。
GP区对合金沉淀相析出和强化都起着重要作用。
近年来,这一问题引起很多材料学家的关注[1~4]。
有关A-l Ag合金中GP区的键强和界面能与强化作用的深入分析,对于在其他无沉淀析出相的合金体系中寻找时效强化途径,具有重要的参考意义。
20世纪70年代末,基于Pauling的价键理论[5]和能带理论建立的固体与分子经验电子理论(EE T-e mpirical elec tron theory in solid and molecules)[6],提供了一个处理复杂体系价电子结构的计算方法-键距差法(BLD-bond length difference)。
此方法已成功地应用到合金的价电子结构计算和合金的原子偏聚与合金相变研究[7~9],从合金原子的价电子结构层次揭示合金宏观性能及变化规律的内在本质,为合金改性设计提供理论指导。
Al_Mg_Si合金滑移面结合及位错运动机制
DM g Si ( nE )
48
0. 529 83
0. 525 25
0. 000 02
0. 001 04
DM g M g ( nF )
16
0. 553 39
0. 548 81
0. 000 01
0. 000 60
DS iS i( nG )
6
0. 639 00
0. 634 42
0. 000 00
0. 000 01
DM g M g ( nB )
12
0. 319 50
0. 314 92
0. 088 04
8. 222 40
DM g M g ( nC )
24
0. 451 84
0. 447 26
0. 000 55
0. 036 21
DS iS i( nD )
12
0. 451 84
0. 447 26
0. 000 28
0. 016 27
0. 223 66
22. 443 75
DSi Si ( nC )
4
0. 288 50
0. 287 95
0. 136 62
12. 883 11
DM g M g ( nD )
2
0. 395 00
0. 394 45
0. 005 14
0. 388 17
DM g M g ( nE )
4
0. 408 00
0. 407 45
可知, 析出相对合金 的时效强化硬化作用与其价 键、15根 EE 键及 2. 5根 EG 键连接. 因而 A l和 GP
电子结构 (如最强键的共价电子对数或键能 )有着 区及 相中相邻的 ( 111)晶面之间原子的结合能
提高近共晶Al-Si-Mg合金综合性能的研究的开题报告
提高近共晶Al-Si-Mg合金综合性能的研究的开题报告
研究题目：提高近共晶Al-Si-Mg合金综合性能的研究
研究背景：近共晶Al-Si-Mg合金因其优良的力学性能和耐腐蚀性能，广泛应用于航空制造、汽车制造和船舶制造等领域。
然而，近年来，随着航空、汽车和船舶等行
业的快速发展，对Al-Si-Mg合金的性能要求也越来越高，因此需要对其性能进行深入
研究，以提高其综合性能。
研究内容：本研究将重点研究以下几个方面：
1. 确定合适的合金成分和热处理工艺，以提高合金的综合性能。
2. 通过SEM、EDS、XRD等手段，研究合金的显微组织和相组成，分析其对合金性能的影响。
3. 采用热膨胀试验、拉伸试验、硬度试验等常用的材料性能测试方法，测试合金的力学性能和热性能。
4. 探究添加稀土元素、纳米级碳化物等微观改进措施对合金性能的影响。
研究意义：近共晶Al-Si-Mg合金作为航空、汽车和船舶等行业的重要材料，其综合性能的提高将对这些行业的技术进步和产品质量的提升具有重要的意义。
同时，本
研究所得到的研究成果也将为相关行业提供有益的参考和借鉴。
研究方法：本研究将采用实验研究的方法，通过针对合金成分的调整、热处理工艺的优化，以及添加微观改进措施等方式，进一步提高合金的性能。
同时，采用SEM、EDS、XRD等显微分析技术和力学性能测试方法，对合金的显微组织和力学性能进行
深入研究和分析，以得出合理的结论和建议。
al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究
al-mg-si-cu合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究近年来，对于Al-Mg-Si系合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究得到了广泛的关注。
Al-Mg-Si系合金具有良好的力学性能和耐蚀性，因此在航空航天、汽车制造等领域具有广泛的应用潜力。
然而，晶界和晶内析出相的粗化会降低合金的力学性能和耐蚀性能，因此研究其粗化规律具有重要的科学意义和工程应用价值。
首先，晶界和晶内析出相的粗化是由原子扩散控制的。
晶界处原子扩散速率较快，且由于晶界具有高曲率，因此晶界附近的析出相较于晶内的析出相更容易粗化。
此外，晶界对原子扩散的阻碍作用也会导致晶界附近的析出相粗化。
通过对合金的热处理和退火等方法，可以促进晶界和晶内的析出相粗化。
其次，晶界和晶内析出相的粗化与合金的成分和热处理参数有关。
研究表明，Al-Mg-Si系合金中Mg和Si的含量以及合金的热处理温度和时间等参数都会影响晶界和晶内析出相的粗化。
适当的合金化元素添加和优化的热处理工艺可以有效地抑制析出相的粗化，提高合金的力学性能和耐蚀性能。
此外，晶界和晶内析出相的粗化与材料的应力状态和应变速率也有关。
研究表明，应力和应变可以通过改变晶界和晶内的原子扩散速率来影响析出相的粗化。
较低的应力和应变速率有利于阻止析出相的粗化，而较高的应力和应变速率则有助于促进析出相的粗化。
因此，合理的应力控制和应变速率可以有效地控制晶界和晶内析出相的粗化。
最后，晶界工程和控制晶内析出相的成核和生长是抑制晶界和晶内析出相粗化的有效方法。
晶界工程通过调控晶界的位置、密度和迁移速率等参数来抑制晶界附近的析出相的粗化。
控制晶内析出相的成核和生长可以通过合金化元素的加入、合金的热处理工艺以及外加应力等方法实现。
这些方法可以有效地控制晶界和晶内析出相的粗化，提高合金的性能。
综上所述，Al-Mg-Si系合金中晶界和晶内析出相粗化规律的研究是非常重要的。
该研究可以为合金的设计和制备提供理论指导，为合金的应用和发展提供技术支持。
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变合 金 时效 过程 的沉 淀 序 列及 析 出相 ， 即在 一 定 时
效 条 件下 可从 过饱 和 固溶 体 中依 次 析 出亚稳 相 （ Ｐ Ｇ
区 、 、 ） 稳相 卢 卢， 及 。其 中亚 稳相 与基 体保 持共 格或 半共 格 ， 稳 相 （ 而 与基 体 完 全 不 共 格 。该 合 金 在 时效初 期 析 出的 Ｇ Ｐ区对 合 金强 化 及 其 他 性 能 均 起着 重要 作 用 。 因 此 ， 内外 很 多材 料 学 家 采 国 用先 进 的设 备和 方 法 对 其 进 行 了 深入 观察 和研 究 ，
收 稿 日 期 ：０ ９—０ ２ ２０ ３— ４ 基金项 目： 安徽 工 程 大 学 青 年基 金 资 助 项 目（ ０ ６ ０ ８ ２ ０ ＹＱ ２ ）
最 近 研 究 表 明 。 ， Ｉ —ｉ 金 的 Ｇ 区 随 Ｍｇ和 Ａ— Ｓ 合 Ｍｇ Ｐ
１ 结 构 模 型
合 金基体 Ａ 为 面心 立方 结 构 ， Ｉ 晶胞 结构 如 图 １
所 示 ， 格 常数 在 室温下 为 ０ ４４６ ｍ 晶 ． ０ ９ ｎ 。 Ａ 的 线 ｌ 膨 胀 系 数 在 ２ ３～８ ３ 温 度 范 围 内 是 ２ ． ９ ７Ｋ ８ ９×１ ０
（ １ 型 ） 基 体 之 问 的界 面能 进 行 预测 。计 算 结 果 表 明 ， Ｐ区 具 有 较 强 的 共 价 键 络 ， 该 合 金 时 效 硬 化 的 主 要 原 囚 。Ｇ 区 中 Ｌ 与 Ｇ 是 Ｐ
ＭｇＭｇ原 子 之 间 的 结 合倾 向最 大 ， 时 效 初 期 Ｇ — 是 Ｐ区 形 成 片 状 的 内在 原 因 。Ｇ 区 随 时 效 温 度 升 高 而 键 强 减 弱 ， 而 热 稳 定 性 降 Ｐ 从 低 。ＧＰ区与 基 体 的 共格 界 面能 比基 体 晶 粒 问 的 界 面 能 低 ， Ｇ 是 Ｐ区形 成 和 生 长 的 有利 条 件 。 关键词 ： 金属 材 料 ； １ —ｉ 金 ； Ｐ区 ； 电子 结 构 ； 面 能 Ａ． Ｓ 合 Ｍｇ Ｇ 价 界
中图 分 类 号 ： Ｇ ４ ． １ Ｔ １ １ １ 文 献 标 识 码 ： 文 章 编 号 ：０ １ ０ １ （ ０ １ ０ ０ ０ — ５ Ｔ １６２ ； Ｇ １ ． Ａ １０ — ２ １ ２ １ ）２— ０ １ ０
Ａ 一 —ｉ 金 是 常 见 的 时 效 强 化 合 金 ， 用 广 １ ＭｇＳ 合 应 泛 。 Ａ 中 添 加 少 量 含 量 不 同 的 Ｍｇ和 ｓ ， 本 不 改 ｌ ｉ基
Ｋ ¨
。
由线膨 胀 系 数 的 定 义 式 ¨ ¨可 知 点 阵 常 数
ｓ 含量 比不 同 而形 成 两 种 不 同 的形 态 与结 构 ， 原 ｉ 当 子百 分含 量 比 Ｍｇ Ｓ ＜１时 ， Ｐ区为 ＡＭｇＳ ， 针 ／・ ｉ Ｇ １ ｉ 呈 状 ， 晶胞结 构 非 常 复 杂 。 当原 子 百 分 含 量 比 Ｍｇ 其 ／
Ｆ ｇ Ｐｕ ｅ Ａ１ ｃ ｌ ｉ ．１ ｒ ｅ ｌ
的 固体 与 分 子 经 验 电子 理 论 ， 取 室 温 和 ４ ３ 选 ２Ｋ 的 时效温 度 下 （ 即选 取 文 献 ［ ］ 两 种 时 效 温 度 ） ６ 的 ，
对 于 Ｍｇ和 ｓ 原 子 百 分 含 量 比 大 于 １的 Ａ１ － ｉ 一 Ｍｇ
作 用 。然而 ， 目前 对 它 的研 究 主 要 集 中在 实 验 与 工
艺 之 上 ， 实 验 中 出 现 的 一 些 现 象 的 研 究 并 没 有 而 深 入到 原子 成键 这一 层 面 。 运 用 基 于 Ｐ ｕｉｇ的 价 键 理 论 和 能 带 理 论 建 立 ａｌ ｎ
图 １ 纯 ＡＩ晶 胞
Ｓ ＞１时 ， Ｐ 区 为 Ｍｇｉ 呈 细 片 状 ， 晶 胞 结 构 为 ｉ Ｇ Ｓ， 其 Ｌ 型 。 这 两 类 Ｇ 区 均 在 人 工 时 效 初 期 或 自 然 时 １ Ｐ
与温度 的关 系 式如 式 （ ） 示 ， 中 ｏ １所 其 是 室 温下 的 点 阵 常数 ， 是 线膨 胀 系数 ， ６ 。是 某 温 度 下 的 点 阵常 数 。当温 度为 ４ ３ ２ Ｋ时 ， 算 可得 Ａ 晶胞 的 点 阵常 计 ｌ
对 Ａ 一 —ｉ １ ＭｇＳ 合金 Ｇ （ １ Ｐ Ｌ 型 ， 同） 电子结 构进 行 下 价 计算 ， 揭示 了 Ｇ Ｐ区原子 键 与 合金 强 化 、 自身 形状 及 热 稳 定性 之 间的关 系 ， 结 合硬球 模 型 ， 以上 两种 并 对 时效 温度下 Ｇ Ｐ区与基 体之 问 的界 面能进 行预 测 。
第６ ３卷
第 ２期
有 色 金 属
Ｎｏ ｆ ＩＯ ＳＭ ｅ ａ ｓ ｎ ｅＴ Ｈ ｔｌ
Ｖ ｏ． ３．Ｎｏ ２ １６ ． Ｍａ ２０ １１ ｖ
２０ １ 年 ５ 月 １
ＤＯＩ １ ． ９ ９ ｊ ｉｓ ． Ｏ ｌ—ｏ １ ． ０ １ ０ ． Ｏ ：０ ３ ６ ／ ．ｓｎ １ Ｏ ２ １ ２ １ ．２ Ｏ ｌ
数 Ⅱ＝０ ４ ６ ２ ｍ。 ． ２ ８ １ ） Ｔ一 ９ ． ５ ］
（） １
效 时大量 细 小均 匀地 析 出 。对于 与基 体完 全共 格 的
ｕ 型 Ｇ 区 ， 于 形 成 初 期 应 变 能 对 该 区 的 影 响 非 Ｐ 由 常 小 ， 此 ， 面 能 在 其 形 成 过 程 中就 起 到 了很 大 的 因 界
Ａ 一 —ｉ 金 Ｇ １ ＭｇＳ 合 Ｐ区 的 络 结构 与 界 面 能 分析 键
王庆 松 ， 发 农 ， 兴 林 ， 郑 王 沈 洋 ， 江 安
（ 徽 工 程大 学 数理 学院 ， 徽芜 湖 ２ １ ０ ） 安 安 ４ ０ ０
摘 要 ： 运用 固 体 与 分 子 经 验 电 子 理 论 ， 算 Ａ ． —ｉ 金 ｕ 型 Ｇ 区 的价 电 子 结 构 ， 用 硬 球 模 型 ， 该 体 系 的 Ｇ 计 Ｉ Ｓ合 Ｍｇ Ｐ 运 对 Ｐ区