二元铝铁合金凝固过程的差热分析研究_马冰
CoxBy合金力学性能、热学性质及电子性质的第一性原理研究
第 4 期第 192-199 页材料工程Vol.52Apr. 2024Journal of Materials EngineeringNo.4pp.192-199第 52 卷2024 年 4 月Co x B y 合金力学性能、热学性质及电子性质的第一性原理研究Mechanical ，thermal and electronic properties of Co x B y alloys ：a first -principles study金格1，吴尉1，李姗玲1，陈璐1，史俊勤1，2*，贺一轩1，2*，范晓丽1，2（1 西北工业大学 材料学院 先进润滑与密封材料研究中心，西安 710049；2 凝固技术国家重点实验室，西安 710072）JIN Ge 1，WU Wei 1，LI Shanling 1，CHEN Lu 1，SHI Junqin 1，2*，HE Yixuan 1，2*，FAN Xiaoli 1，2（1 Center of Advanced Lubrication and Seal Materials ，School of Materials Science and Engineering ，Northwestern PolytechnicalUniversity ，Xi ’an 710049，China ；2 State Key Laboratoryof Solidification Processing ，Xi ’an 710072，China ）摘要：Co x B y 合金是一种具有高硬度和高熔点的材料，因其稳定的化学性质、高强度以及良好的热稳定性，在诸多领域具有广泛的应用前景。
基于第一性原理方法研究了CoB ，Co 2B ，Co 3B ，Co 23B 6，Co 5B 16 5种Co x B y 合金的热力学性质和电子性质。
采用能量-应变方法计算了二元合金的弹性常数和相关力学特性，基于准简谐德拜模型计算了有限温度内的德拜温度ΘD 和热膨胀系数α等热力学特性。
铝合金铸件凝固过程的宏观及微观模拟仿真研究进展
铝合金铸件凝固过程的宏观及微观模拟仿真研究进展柳百成，熊守美，许庆彦摘要：使用数值方法来提高计算效率，并对于扩展铝压铸工艺的凝固和充模的计算规模进行了研究。
也对于成型充填模拟的并行计算方法进行了研究，同时对于凝固模拟，隐式有限差分方法和瞬态面层的概念也进行了研究。
另外，修改后的元胞自动机方法被用来模拟的微观结构形成的过程和铝合金的演变，其中包括的晶粒结构和树枝状微观结构。
实验结果表明，文章中的模型合理的描述了组织形成的过程和演化。
DOI: 10.1007/s11663-007-9073-y© The Minerals, Metals & Materials Society and ASM International 2007I. 简介铝合金铸造起在汽车，航空航天，电子等行业重要的作用。
虽然每年的铸造生产在中国是1988万吨，在世界在2004年的第一个位置，铝合金铸件所占比例仍然很低，比发达国家要低8~10%。
由于制造业，尤其是汽车行业的快速发展，据预测，铝合金铸件将显著在未来几年增加。
建模和仿真将是一个非常重要的工具，以优化的铸造过程中，缩短前置时间，以保证质量，并同时能够提高铝合金铸件的力学性能。
因为高压压铸是一种主要的铝合金铸件近终形铸造技术，在这篇文章中，通过使用并行计算技术，对模具填充的数值模拟和高压压铸过程的热传递进行了研究，特别是考虑到复杂的循环特性和计算效率的提高。
此外，晶粒结构在铝合金铸件性能和机械性能起重要的作用。
许多的方式，包括确定性模型，相场法，元胞自动机（CA ）的方法等，已经对晶粒结构的凝固过程进行了预测。
在这篇文章中，修改后的CA 方法对铝合金铸件凝固过程中晶粒演变的模拟提供了发展。
II. 应用并行计算技术的压铸工艺充型模拟通常，铸造工艺的压力条件下，熔融金属流被视为粘性湍流和具有恒定特性的可压缩流体。
根据质量，动量，能量和湍流量的守恒，在笛卡尔守恒方程的一般形式的坐标系可表示如下：()()()[1]j j j jS t x x x φφφρφρμφ∂∂∂∂+=Γ+∂∂∂∂这种求解算法（SOLA ）被广泛应用于求解流体容积（VOF ）方程来处理液体熔体的自由表面。
铝铁合金的研究进展与应用状况
２．１ 合金元素的影响 ２．１．１ Ｆｅ的影响
周 振 平 等 ［１１］研 究 了 不 同 含 Ｆｅ 量 的 Ａｌ－Ｆｅ 合 金 中 Ａｌ３Ｆｅ 相形貌 和合金硬度的变化 规律。研究发现， 当Ｆｅ含 量 在２％到３５％之间变化时， Ａｌ３Ｆｅ相的形貌由细小针状向 针片状、粗大的长针片状、条状、板条状、块状转变。 ３０％Ｆｅ含 量 是 分 界 线 ， 当Ｆｅ含 量≥３０％时 ， Ａｌ３Ｆｅ相 形 貌总 体上呈块状。分析认为， 随着Ｆｅ含量 的 增 加 ， 初 生Ａｌ３Ｆｅ量的增多， 长大空间受到约束， 择优方向 的生 长被抑制， 因而大部分Ａｌ３Ｆｅ相长成块状。当含Ｆｅ量在 ３６．５％ 和 ４１％ 之 间 时 ， Ａｌ－Ｆｅ 合 金 的 组 织 全 部 是 初 生 Ａｌ３Ｆｅ相组成的金属间化合物， 合金强度很低。而合 金 的硬度值随含Ｆｅ量 的增加而提高。当含Ｆｅ量＜３０％时 ， 硬度值的增加趋势比较平缓； 当含Ｆｅ量增加到３０％时， 合金的硬度值陡然增大。从耐磨性的角度来讲， 增加 含Ｆｅ量对提高合金的耐 磨性是有利的， 但 是 含Ｆｅ量 大 于３０％时， 需要消除缩松缩孔缺陷。 ２．１．２ Ｃａ的影响
１．２ 过共晶Ａｌ－Ｆｅ 合金 过 共 晶Ａｌ－Ｆｅ合 金 在 凝 固 时 先 析 出 初 生Ａｌ３Ｆｅ 相 。 在
凝固界面前沿， 初生Ａｌ３Ｆｅ相枝晶尖端为柱状， 四周有 若干层片呈放射状生长， 不同枝晶周围的薄片相互接 触并焊合， 形成片状Ａｌ３Ｆｅ相。而在生长速率很大的情 况下， 枝晶侧面的薄片没有足够的时间发展， 各枝晶 间不能形成集结， 所以Ａｌ３Ｆｅ相呈针状。对于含９．５％～ ２８．１％Ｆｅ的Ａｌ－Ｆｅ合金， 在１０ ℃／ｍｍ的 温 度 梯 度 下 ， 生 长速率在１０～５ ０００ μｍ／ｓ范围内， 生长速率Ｒ及温度梯 度Ｇ与Ａｌ３Ｆｅ相层片间距λ有如下关系［７］： λＧ１／２Ｒ１／４＝ ４３±８ （ μｍ３／４Ｋ１／２ｓ－１／４） 。 初 生Ａｌ３Ｆｅ相 形 成 后 ， 剩 余 液 相 中Ｆｅ含 量降 低， 在较高的生长 速 率 下， 会 有α－Ａｌ与 共 晶 竞 相 生长的情况。在更高 的 生 长 速 率 下， 棒 状α－Ａｌ枝 晶 的 生 长 抑 制 了 共 晶 及 初 生 Ａｌ３Ｆｅ 相 的 生 长 。 随 生 长 速 率 的 降 低， Ａｌ３Ｆｅ相 层 片 间 距 增 大 ， 其 周 围 溶 质 浓 度 很 低 ， 这就促使α－Ａｌ在Ａｌ３Ｆｅ相周围形核生长， 直至剩余液相 中Ｆｅ含量达到共晶成分， α－Ａｌ的生 长被共晶生长所代 替［８］。 １．３ 铝铁合金的快速凝固
金属凝固原理
晶体中每个原子的振动能量不是均 等的，振动方向杂乱无章。每个原 子在三维方向都有相邻的原子，经 常相互碰撞，交换能量。在碰撞时， 有的原子将一部分能量传给别的原 子，而本身的能量降低了。结果是 每时每刻都有一些原子的能量超过 原子的平均能量，有些原子的能量 则远小于平均能量。这种能量的不 均匀性称为“能量起伏”。由于能 量起伏，一些原子则可能越过势垒 跑到原子之间的间隙中或金属表面， 而失去大量能量，在新的位置上作 微小振动（图 1-3 ）。一旦有机会 获得能量，又可以跑到新的位置上。 原子离开点阵后，留下了自由点 阵——空穴。
三、金属的熔化
实验证明，金属的熔化是从晶界开始的。由于晶界上 原子排列的相对不规则性，许多原子偏离平衡位置， 具有较高的势能。 把金属加热到熔点附近时，离位原子数大为增加。在 外力的作用下，这些原子作定向运动，造成晶粒间的 相对流动，称为晶界粘滞流动。晶粒内部，也有相当 数量的原子频频跳跃、离位，空穴数大为增加。 接近熔点时，晶界上的原子则可能脱离原晶粒表面， 向邻近晶粒跳跃，晶粒逐渐失去固定形状。
从图1-1可以看出，假设在熔点附近原子间距达到 了 R1 ，原子具有很高的能量，很容易超过势垒而 离位。但是在相邻原子最大引力作用下，仍然要 向平衡位置运动。虽然此时离位原子和空穴大为 增加，金属仍表现为固体性质。
若此时从外界供给足够的能量 —— 熔化潜热，使 原子间距离超过 R1 ，原子间的引力急剧减小，从 而造成原子结合键突然破坏，金属则从固态进入 熔化状态。熔化潜热使晶粒瓦解，液体原子具有 更高的能量，而金属的温度并不升高。
宏观上，物质从液态转变为固态。微观上，激烈运动的液 态原子恢复到规则排列的过程称为凝固。
2 研究对象：
研究液态金属或合金转变为固态金属或合金这一凝固过程 的理论和技术，定性地特别是定量地揭示其内在联系和规 律，发现新现象，探求未知参数，开拓新的凝固技术和工 艺。 凝固学是材料成形技术的基础，也是近代新型材料开拓和 制备的基础。
Al0.25Ni0.75合金凝固过程的分子动力学模拟
犃犫狊狋狉犪犮狋： ＩｎｏｒｄｅｒｔｏｓｔｕｄｙｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｍｅｌｔｈｅａｔｈｉｓｔｏｒｙｏｎｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＡｌ０．２５ Ｎｉ０．７５ａｌｌｏｙ，ｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｏｆＡｌ０．２５Ｎｉ０．７５ ａｌｌｏｙａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉｎｉｔｉａｌｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ａｎｄｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｓ ｗｅｒｅｓｉｍｕｌａｔｅｄｂｙｔｈｅ ｍｅｔｈｏｄｏｆ ｍｏｌｅｃｕｌａｒｄｙｎａｍｉｃｓｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ．Ｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ｒｅｓｕｌｔｓａｒｅａｓｆｏｌｌｏｗｓ．Ｔｈｅｓｉｍｕｌａｔｅｄｍｅｌｔｉｎｇｐｏｉｎｔａｖｅｒａｇｅｄｉｆｆｅｒｅｄｆｒｏｍｔｈｅａｃｔｕａｌｖａｌｕｅｂｙａｂｏｕｔ４０．２３ Ｋ．Ｔｈｅ ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｉｓ ｐｏｓｉｔｉｖｅｌｙ ｃｏｒｒｅｌａｔｅｄ ｗｉｔｈ ｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｗｈｅｎ ｔｈｅｉｎｉｔｉａｌ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｓｌｏｗｅｒｅｄｆｒｏｍ２８００Ｋｔｏ２５００Ｋ，ｔｈｅａｖｅｒａｇｅｄｉｆｆｕｓｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｏｆＡｌ０．２５Ｎｉ０．７５ｆｅｌｌｆｒｏｍ ５．６１×１０－８ ｍ２·ｓ－１ｔｏ３．８６×１０－８ ｍ２·ｓ－１．Ａｌ０．２５Ｎｉ０．７５ｂｅｇａｎｔｏｆｏｒｍｃｒｙｓｔａｌｓａｔａｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｏｆ１．０× １０１０ Ｋ·ｓ－１，ｗｉｔｈｔｈｅｆａｃｅ?ｃｅｎｔｅｒｅｄｃｕｂｉｃｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｃｃｏｕｎｔｉｎｇｆｏｒ８９％． 犓犲狔狑狅狉犱狊： Ａｌ?Ｎｉａｌｌｏｙ；ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ；ｍｏｌｅｃｕｌａｒｄｙｎａｍｉｃｓｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ；ｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅ
Al_Cu合金等温凝固的相场法模拟_刘小刚
2002年第6期铸造设备研究2002年 12月RESEARCH STUDIES ON FOUNDRY EQUIPMENTDec .2002 №6收稿日期:2002-09-04作者简介:刘小刚(1977-),男,湖北松滋市人,硕士研究生,主要从事凝固过程中微观组织模拟的研究。
·应用研究·Al -Cu 合金等温凝固的相场法模拟刘小刚,王承志,莫春立(沈阳工业学院,辽宁沈阳110016) 摘 要:采用相场与浓度场耦合的相场法对Al -Cu 二元合金等温凝固中的枝晶长大过程进行了二维数值模拟。
在模拟中,研究了搅动及不同的过冷度对枝晶生长形貌的影响,并对相场和浓度场作了对比和分析。
在数值计算过程中,利用薄的界面限制条件获得了相关的相场参数,计算采用均匀网格一般显式有限差分法。
计算结果显示出与实践经验相一致的各种凝固特征。
关键词:合金;等温凝固;相场法 中图分类号: TG244+.3 文献标识码:A 文章编号:1004-6178(2002)06-0015-04Numerical Simulation of Al -Cu Alloy Isothermal DendriticGrowth by Phase -field ModelLIU Xiao -gang ,WANG Cheng -zhi ,MO Chun -li (Shen y ang Institute of Technology ,Shenyang 110016,China ) A bstract :The phase -field model which coupled the concentration field and phase field is applied to simulate microstructural evolution durin g isothermal dendritic growth of Al -Cu binary in 2-D .In simulation ,studied the noise and different surperfluous temperature how to af -fect the growth of dendritic and compared phase -field figure with concentration field figure .The parameters of phase -field equation are de -termined by a thin interface limit condition .The phase -field model equations have been solved using the explicit finite difference method on an uniform mesh .The calculated results show various solidification features consistent with our experience . Key words :alloy ;isothermal solidification ;phase -field method 铸件微观组织的形成和演变是材料科学与工程领域中的重要研究课题。
AL-ZR-Yb(Er)合金的组织性能研究的开题报告
AL-ZR-Yb(Er)合金的组织性能研究的开题报告
1.课题背景
随着工业技术的不断发展，高性能材料的研究和应用越来越受到人们的重视。
稀土元素作为重要的合金元素之一，具有独特的物理和化学性质，在许多工业领域中具有广泛的应用前景。
其中，Al-Zr-Yb(Er)合金是一种具有良好高温强度和刚性的高性能材料，其机械性能和耐热性能是其他材料无法比拟的。
2.研究目的
本次研究旨在通过对Al-Zr-Yb(Er)合金的组织和性能进行研究，探究其优异的高温强度和刚性来源，并提出进一步优化合金的方法和途径，为其在实际应用中的推广提供理论和实践基础。
3.研究内容
本次研究将围绕以下内容展开：
(1)采用真空感应熔炼技术制备Al-Zr-Yb(Er)合金试样；
(2)通过金相显微镜、扫描电镜等手段对合金的组织结构进行观测和分析；
(3)利用光学显微镜、X射线衍射仪等方法对Al-Zr-Yb(Er)合金的力学性能和耐热性能进行测试和评估；
(4)对实验数据进行分析和处理，探究合金的高温强度和刚性来源，寻求其进一步提高的途径和方法。
4.研究意义
Al-Zr-Yb(Er)合金是一种具有广泛应用前景和巨大市场潜力的高性能材料，其在航空、航天和汽车等领域的应用前景广阔。
本次研究将为材
料的进一步提高和广泛应用提供理论和实践基础，推动我国高性能材料产业的发展。
2A12铝合金凝固过程析出相的热力学研究
基金项目：重庆市自然科学基金（博士后基金）（cstc2020jcyj-bsh0035）；重庆市技术创新与应用示范专项产业类重点研发项目（cstc2018jszx-cyzdX0094）。
作者简介：陈华标（1988-），男，广西玉林人，博士，主要从事金属连铸/半连铸凝固技术及过程技术模拟。
收稿日期：2020-12-182A12铝合金凝固过程析出相的热力学研究陈华标1，罗德维1，孟毅2，吴道祥1，林林1（1.西南铝业（集团）有限责任公司，重庆401326；2.重庆大学材料科学与工程学院，重庆400044）摘要：基于JMatPro 材料设计软件，详细研究了2A12铝合金国标成分范围内Cu 和Mg 对凝固析出相，特别是S-Al 2CuMg 此类均热处理难以消除的粗大脆性相的影响。
在此基础上，对比研究了国产与进口2A12成分以及析出相的差异。
结果表明：粗大脆性相S-Al 2CuMg 的析出量对Mg 含量较敏感，1.8%（质量分数，下同）上限Mg 含量相较于1.2%下限Mg 含量，S-Al 2CuMg 相析出量增加66.54%。
国产2A12铝合金中检测到的Mg 含量较进口的Mg 含量高，粗大脆性相S-Al 2CuMg 析出量多23.63%。
在保证合金性能的前提下，Mg 含量取中下限有利于减少合金凝固过程中粗大脆性相S-Al 2CuMg 的析出。
关键词：2A12；成分区间；热力学计算；凝固析出相中图分类号：TG115.22+2，TG146.21文献标识码：A文章编号：1005-4898（2021）02-0011-05doi：10.3969/j.issn.1005-4898.2021.02.030前言Al-Cu-Mg 系变形铝合金由德国工程师维尔姆于1906年首次开发成功，后来由杜拉金属公司制造，故而又称杜拉铝。
该系列合金强度较高，韧性较好，综合机械性能优异，填补了当时航空领域对高强韧轻质合金需求的空白，给飞机工业带来了革命性的变化。
对流下二元合金凝固过程的相场法研究
第 １ 期二元合金凝 固过程的相场法研究
Ⅳ（ ，） ｇ（） Ｌ ）寺 一 ， Ｈ Ｔ ＝ ＋ Ｂ （ （ 嘉） 咖 咖 Ｐ咖
ｊ ｍ
（） ３
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Ｐ（ ）是 的单 调递增 函数 ， 定义 为 Ｐ（ ） ＝ （ ６ ６ 一１ ４ ＋ｌ ） ｇ 咖） ５ ， ｏ ； （ 为一 双势 阱 函数 ， 定义 为 ｇ ） （
＝币 （ ） 且有 Ｐ （ ＝３ ｇ（ ； 是 与界 面 动力 学 有关 参 数 ， ＝［ １一 Ｍ ＋ １一 ， ０ ） （ ） 定 常数 ； ． Ａ 及 Ｂ 分别 为纯 物质 的潜 热 和熔 点 为溶 质 Ｂ的浓度 。
度项 系数 ＝ｏ （ ｙ ｏ４ ） ０为 固液 界面 法 向与 轴夹角 ， 各项 异 性 指 数 ，。为 常数项 ； ￣ １一 ｅｓ０ ， ０ ｙ为 ｓ
２ １ 年 ３月 ０１
陕西理 工学院学报 （ 自然科学版 ）
Ｊｕｎｌ ｆ ｈａｘ Ｕ ｉｅｓｙｏ ｅｈｏ ｇ Ｎ ｔｒｌ ｃ ｎｅＥ ｉｏ ） ｏｒａ ｏ ａｎｉ ｎｖｒｔ Ｔ ｃｎｌ ｙ（ ａｕａ Ｓ ｉ ｃ ｄｔ ｎ Ｓ ｉ ｆ ｏ ｅ ｉ
Ｍａ ． ０ １ ｒ２ １ Ｖ０ ． ７ Ｎｏ １ １２ ．
第２ ７卷第 １ 期
【 文章编 号 ］６ ３— ９４（ ０ １ Ｏ — ０ ６— ５ １７ ２ ４ ２ １ ） １ ０ ０ ０
对 流下 二 元 合 金凝 固过程 的相 场 法 研 究
范 昌胜 邱 文旭２ ，
（． １ 陕西 广播 电视大学 理工教学部 ， 陕西 西安 ７ ０ ６ ； １０ ８
２ 西 安 工 业 大 学 北 方 信 息工 程 学 院 基 础 部 ， 陕 西 西 安 ７０ ２ ） ． １０ ５
铝硅二元共晶合金储热循环稳定性及其对容器的表面处理研究（精品论文）
第四章铝硅合金熔化一凝固热循环稳定性如图４－６所示，与图４—５比较可以发现粗大块状的初生硅已基本消失，共晶组织中的硅相发生了明显的长大长粗，由细针状变为粗大的长条状，同时ａ（Ａ１）组织也有不同程度的长大现象，但其总量有所减少，材料中的共晶组织增多，没有发现有新组织的出现，也没有明显的偏析现象。
实验用的铝硅合金原始状态的组织是自由浇注下以较快速度冷却所得到的非平衡组织，因此晶粒较小、共晶组织较少、总的晶界面积较多。
铝硅合金的储放热过程是在缓慢的工作环境下进行的，所得到的将是近平衡组织，因此晶粒较大、共晶组织较多、总的晶界面积较少。
图４～５热循环０次铝硅合金的金相组织４００ｘＦｉｇＡ－５Ａｌ－ｓｉａｎｏｙ＇ｓｍｅｔａＨｏｇｅｎｅｆｉｃ蛐ｍｃｈｌｒｅａｆｔｅｒｏｔｉｍｅｈｅａｔｃｉｒｃｌｅ４００Ｘ广东Ｔ业大学Ｔ学硕士学位论文图４＿６热循环１８００次铝硅合金的金相组织４００Ｘｔｉｍｅｓｈｅａｔｃｉｒｃｌｅ４００×Ｆｉｇ．４－６Ａ１－Ｓｉａｌｌｏｙ’ｓｍｅｔａＵｏｇｅｎｅｔｉｃｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｆｔｅｒ１８００４．２熔点和潜热的变化在铝硅共晶合金的反复熔化一凝固热循环过程中，分别在Ｏ次、５００次、１１００次、１８００次取样进行ＤＳＣ测试，以确定其熔点和熔化潜热的变化。
其对照图分别为：０次（图４—７）、５００次（图４—８）、１１００次（图４—９）、１８００次（图４—１０）。
广东Ｔ业大学Ｔ学硕士学位论文而使镀层脱离。
本实验采用的参数为：扩散温度９００＂Ｃ，扩散时间４小时。
５．２．４实验结果分析热浸镀铝钢片从铝液中提出冷却后，表面光滑平整，颜色为纯铝的银白色，对其断面进行金相显微镜的微观分析，所得到的图片如图５－６所示，从图中可以明显的看出断面组织分为三层。
晟外面一层是纯铝层，其厚度大约为１００ｕｍ；次外层为锯齿状的铁铝中间合金，主要为ｎ相（Ｆｅ２矗１。
）组织，其厚度为１２０｜ｌｍ左右；最里面那层是基体组织。
Al2O3-MgO_和Al2O3-MgO-SiO2_体系的热力学优化与计算
第27卷第4期粉末冶金材料科学与工程2022年8月V ol.27 No.4 Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy Aug. 2022 DOI:10.19976/ki.43-1448/TF.2022034Al2O3-MgO和Al2O3-MgO-SiO2体系的热力学优化与计算马天一，刘钰玲，高枫杨，张亮，杜勇(中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083)摘要：文献中Al2O3-MgO二元体系的热力学参数在外推至多元系时与实验数据存在偏差，本工作基于热力学数据的严格评估，采用CALPHAD(calculation of phase diagram)方法对该体系进行热力学重新优化，并在此基础上进一步完善Al2O3-MgO-SiO2体系的热力学描述。
优化过程中，采用离子双亚点阵模型描述液相，用CEF(compound energy formalism)化合物能量模型描述固相。
所得Al2O3-MgO体系和Al2O3-MgO-SiO2体系的相图热力学计算结果与绝大部分实验数据相吻合，是构建Al2O3-SiO2-MgO-CaO-Fe2O3-Na2O六元体系热力学数据库的基础，并可为大宗铝硅酸盐固废材料化设计与高值化应用提供理论依据。
关键词：Al2O3-MgO-SiO2体系；Al2O3-MgO体系；热力学优化；CALPHAD；相图计算中图分类号：TB321文献标志码：A 文章编号：1673-0224(2022)04-360-12Thermodynamic optimization and calculation of the Al2O3-MgO andAl2O3-MgO-SiO2 systemsMA Tianyi, LIU Yuling, GAO Fengyang, ZHANG Liang, DU Yong(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)Abstract: Since the thermodynamic parameters of Al2O3-MgO binary system in the reported literatures deviated from the experimental data when it was extrapolated to the multivariate system, the calculation of phase diagram (CALPHAD) method was used in this work to re-optimize the system based on the rigorous evaluation of the thermodynamic data.Subsequently, the thermodynamic description of the Al2O3-MgO-SiO2 system was further improved. In the optimization process, the ionic two-sublattice model was used to describe the liquid phase and compound energy formalism (CEF) model was used to describe the solid phase. The results of thermodynamic optimization and calculation of Al2O3-MgO and Al2O3-MgO-SiO2 phase diagrams are in good agreement with most experimental data. This work is the basis of constructing a thermodynamic database of Al2O3-SiO2-MgO-CaO-Fe2O3-Na2O system, and can provide guidance for the high-value utilization of bulk aluminosilicate solid waste.Keywords: Al2O3-MgO-SiO2 system; Al2O3-MgO system; thermodynamic optimization; CALPHAD; phase diagram calculation我国矿产资源迅速开发，冶金、化工和煤电等行业迅猛发展，产生了大量的尾矿、废石、矿渣以及赤泥和煤矸石等固体废弃物。
二元Al—Li合金时效相变的电阻法研究
二元Al—Li合金时效相变的电阻法研究
胡兰青;卫英慧
【期刊名称】《材料科学与工艺》
【年(卷),期】1998(006)003
【摘要】通过电阻法研究了二元Ａｌ－２．０Ｌｉ（质量百分比）合金在１００℃，１９０℃时效时的电阻率随时效时间的变化，研究结果表明，二元Ａｌ－Ｌｉ合金固溶体分解过程中首先发现了短程有序化，然而通过均匀有序化形成δ′相，最后形成δ相。
【总页数】3页(P38-40)
【作者】胡兰青;卫英慧
【作者单位】太原理工大学;太原理工大学
【正文语种】中文
【中图分类】TG146.21
【相关文献】
1.新型槽楔合金CuNiCrSi合金时效析出与时效相变动力曲线研究 [J], 孙爱俊;王
冀恒;谢春生
2.时效处理对Al-Li二元合金力学性能的影响 [J], 梁宇;王赫男;刘春忠
3.时效处理对Al-Li二元合金力学性能的影响 [J], 梁宇;王赫男;刘春忠;
4.计算机模拟Al-Li二元合金中δ′(Al_3Li)沉淀相的时效组织演变 [J], 刘晓光;李晓玲;陈铮
5.用电阻法研究铈对AlMgsi合金时效的影响 [J], 徐约黄;王绍芬;田沙;杜凤牡;周小平;倪福生
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二元合金组织观察与分析
材料名称：30Sb-70Pb 处理过程：铸态 慢冷 金相组织：β +(α +β )共晶
Sn-Sb室温组织（12wt.%;20wt.%）
材料名称：12Sb-88Sn 处理过程：铸态 金相组织： (β -Sn )+β ′Ⅱ+β ′Ⅰ(少量) + (β -Sn)
Ⅱ(少
ห้องสมุดไป่ตู้
材料名称：20Sb-80Sn 处理过程：铸态 金相组织： (β -Sn)+ β ′＋ β ′ +β -Sn
3.二元合金显微组织分析
匀晶相图（Ni－Cu合金） 共晶相图（Pb－Sb合金） 包晶相图（ Sn － Sb合金）
Cu-30%Ni的室温组织 （匀晶转变）
材料名称：30Ni-70Cu 处理过程：铸态 金相组织：树枝状偏析的单相固溶体
树枝晶
形成机理：由于凝固时选择结晶，晶体 前沿液体中出现成分过冷，形成负的温 度梯度，再加上冷速较快，溶质原子来 不及充分扩散。 对性能的影响：对铸造高温合金有益， 能够提高高温强度；对一般的塑性变形 合金锻压时，会增加形变阻力。 消除方法：可用扩散退火的方法减小或 消除，使溶质原子充分扩散。
(少量)
实验报告要求： 1.描绘匀晶（Ni-Cu）、共晶(Pb-Sb)、包晶 (Sn-Sb)样品的显微组织，在图下注明材料名 称、处理状态、浸蚀剂、放大倍数和组织名 称，并用箭头把组织名称标在组织图上。 2.根据相图分析各种组织的形成过程。
处理过程：15mm金属模(室温)加A2O3700℃浇注随模冷却 注：加入有效形核剂，非均匀形核增加，有利于中心等轴晶 的形成，并使晶粒细化。
处理过程：15mm金属模(室温)700℃浇注 模底水冷 注：定向散热有利于柱状晶的形成
铝硅合金变质条件下凝固过程及模拟的分析
山东大学博士学位论文
２．３．２方程的求解条件
求解偏微分方程需要知道其初始条件和边界条件。
求解铸造凝固过程的传热方程，其初始条件是铸件浇注结束之后铸件与铸型系统的温度分布情况，而边界条件则是整个铸造系统（包括铸件、铸型、冷铁等）以及大地、空气之间的接触位置的参数设置情况。
２．３．２．１初始条件的设置
铸件凝固过程温度场的初始条件，是指在金属液刚浇注铸型时铸件和铸型各个位置的温度分布，对于离散的网格而言，就是指各个单元格的初始温度。
初始条件的处理方法不同，对模拟结果影响的也不同。
由于本文主要是为了求解凝固过程的温度场，因此忽略了金属液流动过程中的传热。
假设金属液在浇注的瞬间充满铸型，此时，铸件和铸型内部单元格的温度都没有发生变化，而在界面处的单元格，可以假设其存在一个温度下降。
此时，假设界面处铸件单元的温度由浇注温度ｋ降温至瓦，界面处铸型单元的温度由原来的温度乙删升温至瓦，如
ｒｏ＝訾仁埘图２．６所示，则瓦可通过以下公式进行求解：
式中，下标ｃ与拂分别表示铸件和铸型；
醐扩散率；
ｂ＝√ｑ朋（２．１１）式中，各变量含义同公式（２．３）。
Ｔｃ、．７
‘＼＼乃
图２．６铸件铸型初始温度分布示意图
ｔｈｅｃａｓｔａｎｄｍｏｌｄ
Ｆｉｇ．２．６Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｏｆｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｉｅｌｄｉｎ
３５。
Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金结构与力学性质的第一性原理研究
Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金结构与力学性质的第一性原理研究马爽;董雪;武晓霞;管鹏飞;那日苏【摘要】运用以密度泛函理论为基础的投影缀加波方法,研究Fe14 T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金不同相结构的总能、磁性和力学性质.结果表明,Fe14 T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的体心立方相(bcc相)的铁磁态能量最低,应为体系的基态.铁磁性的面心立方相(fcc相)具有高自旋和低自旋的特性,而反铁磁性的fcc相具有更低的能量,相对铁磁态更为稳定.弹性常数的计算表明,铁磁性fcc相的HS态和铁磁Fe14 Ni2 fcc相LS态在力学上不稳定,其他相均在力学上稳定.%The projector augmented wave method based on the Density Functional Theory is employed to study the total energy,magnetic and mechanical properties of Fe14 T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni) alloys with different phase structures.The results indicate that the body centered cubic phase (bcc phase) with ferromagnetism of Fe14 T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni) binary alloy having the lowest energy and thus should be the groundstate.Ferromagnetic face centered cubic phase (fcc phase) of these binary alloys show high spin (HS) and low spin (LS) characteristics,while antiferromagnetic fcc phase has a relatively lower energy in comparison with its ferromagnetic counterpart,hence antiferromagnetic phase could be more energetically more stable.The calculated elastic constants indicate that ferromagnetic fcc Fe and the HS state of ferromagnetic Fe14 Ni2 alloy are mechanically unstable,other phase with different magnetic order are stable mechanically.【期刊名称】《内蒙古师范大学学报（自然科学汉文版）》【年(卷),期】2017(046)002【总页数】6页(P182-186,191)【关键词】Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金;相稳定;力学性质;第一性原理计算【作者】马爽;董雪;武晓霞;管鹏飞;那日苏【作者单位】内蒙古师范大学物理与电子信息学院,内蒙古呼和浩特010022;内蒙古师范大学物理与电子信息学院,内蒙古呼和浩特010022;内蒙古科技大学数理与生物工程学院,内蒙古包头014010;北京计算科学研究中心,北京100193;内蒙古师范大学物理与电子信息学院,内蒙古呼和浩特010022【正文语种】中文【中图分类】O41二元铁合金具有复杂的相图和丰富的物理特性,主要原因在于铁合金的结构与磁有序性有强烈的关联[1-5].不同结构的Fe及其合金可通过衬底约束和间隙原子掺杂等方法得到[5-6],不同的结构产生不同的磁性及功能,其中包括早年的Invar合金[4]和永磁钢[5]等,以及可电场调控磁有序性的Fe金属纳米结构[6].因此,了解不同结构Fe合金的组分、原胞体积以及磁有序性和相稳定性之间关联特性,对功能合金的设计及制备有一定的参考价值.到目前为止,就二元Fe合金的不同相结构及其磁有序性的研究较多[7-12],但大部分仅关注某一种合金或者某一种磁性状态.Okatov等[7]研究了不同磁有序状态下金属Fe由bcc到fcc的结构相变过程,发现fcc结构的磁性为非共线的反铁磁 (antiferromagnetic,AFM)态,而具有共线的反铁磁序的Fe在c/a～1.1的面心四方(face centered tetragonal,fct)结构中具有最低的能量.然而他们没有分析元胞体积对磁有序性的影响,而fcc相的铁磁(ferromagnetic,FM)态具有高自旋(High Spin,HS)和低自旋(Low Spin,LS)的特性[8].Wang等[9]对fcc结构Fe70Tm2 (Tm=Cr,Ni,Ta,Zr)合金体系的研究发现,体系中产生晶界时体系能量较低,同时具有奇异的磁性.Gebhardt等[10]的研究结果表明,高Mn含量的fcc相FeMn合金在室温下呈现AFM态.Mirzoev等[11]发现,在bcc相FM态的Fe中固溶Mn原子组分>3%时,近邻原子的耦合由AFM转变为近似FM耦合.Filiberto等[8]发现,Co组分较小的FeCo合金的fcc结构为铁磁性,且保留了Fe的HS和LS 特性,而fcc相AFM态是否稳定尚无定论.Benjamin等[12]发现,bcc相的FeNi合金是FM态,从二元相图[13]可知,Ni在Fe的bcc相固溶度,此外对于低温时fcc相的FeNi合金的结构和磁性了解较少.Shi等预测,fcc相的Fe1-xPdx合金[14]和Fe1-xCux合金[15]可能以亚稳态的形式存在.综上,Fe及Fe1-xTx合金的不同结构的磁性和稳定性有待系统研究.最近董雪等[16]研究了不同组分Fe1-xTx合金的能量和结构稳定性,但尚缺乏铁磁性fcc相的结构和力学性能方面的结果.因此,本文用密度泛函理论(DFT)研究Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的fcc相FM态和AFM态以及bcc相FM态的能量、磁性和力学性质.1.1 计算模型和力学性质计算对于bcc相的Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金,采用2×2×2的16个原子的超胞模型,基矢大小a=b=c,掺杂的T (T=Cr,Mn,Co,Ni)原子占据Fe原子的(0,0,0)和(0.5,0.5,0.5)位置.对于fcc相Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金,采用2×2×2的bct超胞模型,基矢a=b≠c,其中c/a约为1.414,根据不同的磁性结构对c/a进行充分弛豫.为了了解Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金力学性质及其力学稳定性,对弹性常数进行了计算[1-2].对于立方晶系的Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金,有C11、C12和C44三个独立的弹性常数,其弹性自由能能量在任意形变下的变化为其中C11、C12可组合成为体模量B=(C11+2C12)/3和四方剪切模量C′=(C11-C12)/2.体模量可通各向同性的体积膨胀并用物态方程拟合得到.四方剪切模量C′和C44可通过保持体积不变的正交形变Do和单斜形变Dm得到,分别为其中o和m分别为正应变和剪切应变的大小.这两种形变下晶体的弹性能的变化分别为和其中O(δ4)为略去项.最后,求出的C11、C12和C44需要满足立方晶系的力学稳定性条件1.2 数值计算使用密度泛函理论(Density Functional Theory)[17]框架下的投影缀加波方法(Projector Augmented Wave method)[18]和VASP程序包[19],计算合金体系的总能量以及弹性常数.选用PAW势描述价电子和离子实之间的相互作用,采用广义梯度近似(Generalized Gradient Approximation)为基础的PBE(Perdew-Burke-Ernzerhof)交换关联势形式进行计算[20].为了确保计算过程中的收敛性,对于bcc 相的二元合金,平面波基函数截断能设为500 eV,电子弛豫的自洽收敛标准设为10-5eV/atom,原子之间的相互作用力收敛判据设为0.1 eV/nm,布里渊区积分采用Monkhorst-Pack的特殊撒点方式[21],k点网格设为12×12×12.对于fcc相的二元合金,截断能设为530 eV,k点设为12×12×8,其余均与bcc相的设置相同.考虑到计算过程中FM态与AFM态自旋极化的相互作用,分别设置了不同的磁性状态,进而对不同体积下的Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金充分弛豫,得到优化后的结构,再应用Murnaghan方程拟合物态方程[22],得到体系的体模量B和平衡体积.弹性常数的形变应变量δ均取0.00～±0.04,并通过E～δ关系拟合得到弹性常数C′和C44.2.1 Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金能量与磁矩图1是Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金fcc相FM态、AFM态和bcc相FM态中每个原子的能量、磁矩随体积变化的关系图.由图1可以看出,Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金bcc相FM态到fcc相AFM态体积的减小,同时由表1的数据可知,体积变化率在5%左右.体积缩小的原因主要在于fcc结构是密排结构,在其平衡态附近原子间距较小而产生反铁磁耦合,且该磁性态呈亚稳性. 在能量方面,对于Fe和Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金而言,bcc相FM态相对于fcc相FM态和AFM态稳定; 对于fcc相的FM态,都发现存在HS和LS的特性,即合金的磁矩随着体积的增加存在一个突变,突变前后(LS和HS)在能量上均出现一个亚稳态.这与Wang等[9]发现fcc相的FM态Fe,以及Filiberto等[8]发现fcc相的FM态FeCo合金具有HS和LS特性相一致; 对于fcc相的AFM态,Okatov[7]和Gebhardt等[10]发现,Fe、FeMn合金fcc相的磁性是AFM态,这也与图1中Fe、Fe14Mn2相符合,即fcc相AFM态要比FM态稳定,而对于fcc相AFM态的Fe14T2(T=Cr,Co,Ni)合金,从图1来看,Fe14Cr2、Fe14Mn2、Fe14Co2的fcc相AFM态要比FM态稳定.然而,fcc相FM态和AFM态,bcc相FM态的Fe和Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的稳定性,还需要结合力学性质进行判别,即合金的力学稳定性.从图1的右列给出的磁矩随体积变化的规律可以看出,fcc相AFM态Fe和Fe14Cr2合金的磁矩基本为零,而Fe14T2 (T=Mn,Co,Ni)合金的总磁矩不为零是因为部分局域磁矩未抵消,可能是这三种合金构成fcc结构时AFM态并非严格的共线反铁磁态.fcc相FM态合金的磁矩均有一个跃变,跃变前后磁矩的差别大于1 B.值得注意的是,无论是bcc还是fcc结构,Cr的磁矩永远与Fe的磁矩相反,导致总磁矩小于其他合金.2.2 Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的力学稳定性表1给出计算得到的fcc相FM态、AFM态和bcc相FM态的Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金每个原子的各项参数,并与现有的不同方法计算的结果作了对比.可以看出,表1所列的计算结果与其他方法和其他文献报道的结果较为接近,保证了计算的准确性,进而说明后续的弹性常数计算结果是可靠的.对于Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金,除了fcc相FM HS态和Fe14Ni2fcc相FMLS态不满足立方晶系的稳定性条件外,其他相均符合稳定性条件,即在力学上是稳定的.另外,力学稳定的fcc相Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的弹性常数C′和C44均大于相应的bcc相,说明fcc相力学性能要比bcc相更硬.这与含碳的钨钢、铬钢和钴钢等合金材料,从fcc顺磁相淬火时部分或全部转变为bct铁磁性的马氏体相,且该相的力学和磁学性能都很硬等实验结果相一致[5].此外,关于Fe的fcc相AFM态的计算中发现,其能量最低点的位置发生了微小的偏移,随着c/a的增加能量减小,所以C′为负值,此状态不稳定,而c/a=1.07的fct结构是AFM态的稳态.这与Herper[3]认为fcc相AFM态在奈尔温度以上不存在及Okatov[7]认为c/a～1.1的fct相AFM态能量最低相一致,也就是说,fcc相AFM态是一个可能但非严格的亚稳态,不可能通过热处理等方法得到块体材料的反铁磁亚稳态,而需用衬底加以约束[6].合金化对与Fe的fcc相AFM态具有稳定化作用,从表1可以看出,所有合金的反铁磁fcc态都是力学稳定的.而得到反铁磁态的前提条件是能够使合金的晶胞体积缩小,实验上最好的办法是将薄膜生长在合适的衬底之上.运用密度泛函理论(DFT)研究了不同结构、不同磁性状态的Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的能量、磁矩性质以及力学性质.(1) 在能量和磁矩方面,Fe和Fe14T2 (T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金的bcc相FM态比fcc相FM态、AFM态更稳定,同时在fcc相的FM态中都发现具有HS和LS的特性,合金的fcc相AFM态要比FM态稳定.(2) Fe的fcc相AFM态是Fe的一个可能的亚稳态,但由于力学不稳定,需用衬底约束Fe薄膜获得fcc反铁磁态.(3) 对Fe和Fe14T2(T=Cr,Mn,Co,Ni)二元合金力学性质的计算可知,仅有fcc相FM HS态和Fe14Ni2fcc相FM LS态在力学上不稳定,其他相在力学上是稳定的.由于铁磁fcc至铁磁bcc容易通过c/a弛豫的Bain路径(Bain Path)而产生相变,因此尽管合金的fcc铁磁态力学稳定,但不可能在低温条件下出现,可能的办法是通过衬底束缚或者用间隙原子掺杂膨胀晶胞体积得到.【相关文献】[1] Grimvall G. Thermophysical Properties of Materials [M]. The Netherlands:Elsevier Science B V,1999:27-45.[2] Vitos L. Computational Quantum Mechanics for Materials Engineers:The EMTO Method and Applications [M]. London:Springer-Verlag,2007:103-107.[3] Herper H C,Hoffmann E,Entel P. Ab initio full-potential study of the structural and magnetic phase stability of iron [J]. Phys Rev B,1999,60:3839-3848.[4] van Schilfgaarde M,Abrikosov I A,Johansson B. Origin of the Invar effect in iron-nickel alloys [J]. Nature,1999,400:46-49.[5] Mishima T,Makino N. Studies on industrialization of mt permanent magnet (Ⅲ):On the Magnetic Properties and the Industrial Applications [M]. Japan:Iron and Steel,1965,43:557,647,726.[6] Gerhard L,Yamada T K,Balashov T,et al. Magnetoelectric coupling at metal surfaces [J]. Nature Nanotech,2010(5):792.[7] Okatov S V,Kuznetsov A R,Gornostyrev Y N,et al. Effectof magnetic state on the γ-α transition in iron:First-principle calculation of the bain transformation path [J]. 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Fe1-xPdx合金电子结构和磁性的理论研究 [J]. 物理学报,2003,52:993-998.[15] 温玉锋,孙坚. 合金元素镍对FCC Fe-Cu析出相结构稳定性的影响 [J]. 中国有色金属学报,2013,23:2840-2845.[16] 董雪,马爽,武晓霞,等.γ相Fe1-xTx (T=Cr,Mn,Co,Ni)合金的第一性原理研究 [J]. 内蒙古师范大学学报:自然科学汉文版,2016,45(2):199-205.[17] Kohn W,Sham L J. Self-Consistent Equations Including Exchange and Correlation Effects [J]. Phys.Rev,1965,140:1133-1138.[18] Blöchl P E. Projector augmented-wave method [J]. Phys Rev B,1994,50(24):17953-17979.[19] Kresse G,Hanfner J. Ab initio molecular dynamics for liquid metals [J]. Phys RevB,1993,47(1):558-561.[20] Perdew J P,Burke K,Ernzerhof M. Generalized Gradient Approximation Made Simple [J]. Phys Rev Lett,1996,77(18):3865-3868.[21] Monkhorst H J,Pack J D. On Special Points for Brillouin Zone Integrations [J]. Phys Rev B,1976,13:5188-5192.[22] Murnaghan F D. The Compressibility of Media Under Extreme Pressures [M].USA:Proc Natl Acad Sci,1194:244-247.[23] Zhang H L,Punkkinen M P J,Johansson B,et al. Single-crystal elastic constants of ferromagnetic bcc Fe-based random alloys from first-principles theory [J]. Phys Rev B,2010,81:184105(1-14).。
Zn_Al系二元相图的研究
A lloys. AFS Transactions, 1980 ( 3) : 47～52 6 Ayik O . Solidification and Foundry Studies of Zn /A l A lloys . J Crystal
相转变温度 / ℃
93. 9 184. 6 333. 3 340. 7 345. 7 349. 9 357. 7 354. 7 358. 2
3 结 论
图 4是根据高温 X 射线粉末衍射分析法 ( XRD ) , 示差扫描量热分析法 (DSC)和热膨胀法 ( PRD )的结果 , 绘制了部分 Zn2A l二元系合金相图 。图中 α相是 Zn固 溶于 A l中形成的以 A l为基的固溶体 ,面心立方晶格 。 β相是 A l基固溶体或以 ZnA l为基的有序固溶体 ,面心 立方晶格 [ 7～10 ] 。图 4 表明在 340 ℃不存在相变反应 ; 在 300～360 ℃范围内存在 α +β区域 ,说明 Zn2A l二元 相图存在 β( ZnA l)固溶单相区 。
2Na3 A lF6 + 3H2 O = 6HF↑ + 6NaF +A l2 O3 N a3 A lF6 + 2H2 O =N aA lO2 + 2N aF + 4HF↑ 反应生成的 HF气体 ,改变了型腔内氧化性气氛 ,使 Cu 液表面氧化膜不易形成 。此外 ,高温冰晶石还能稀释氧 化膜 ,有利于铸件中的气体析出 。同时 ,在高温下 ,冰晶 石分解为 3NaF +A lF3 ↑。产生的 A lF3 气体能保护界面 液层不同界面水气发生化学反应 ,从而防止了界面 Cu 液的吸氢 。
3二元合金
一、相图分析
α ：以Pb为溶剂，以Sn为溶质的固溶体； β ：以Sn为溶剂，以Pb为溶质的固溶体； 线： 液 相 线：析出α 的液相线；析出β 的液相线； 固 相 线：α 的固相线，β 的固相线； 固溶度线：α 的固溶度线，β 的固溶度线； MEN线为共晶线，LE α M ＋ β N ,
水平单向凝固， Ko<1，刚结晶出来固相的成分 Cs=KoCo，将溶 质排出到液固界面前沿，出现溶质的重新分布。
忽略固相中溶质扩散，仅考虑液体中溶质混合情况， 则液体中溶质混合情况分为： 液体中溶质充分混合（搅拌、对流、扩散） 液体中溶质无混合（仅通过扩散混合） 液体中溶质部分混合（对流、扩散）
•
•
（3）成分接近固溶度极限的固溶体合金得到少量 共晶组织。 由于快速冷却，达到固相线温度时结晶并没有结束。 冷却到共晶温度时仍有少量液体存在，这部分液体 生成共晶体。 这种共晶组织不稳定，只要再加热到略低于共晶温 度长时间保温，它会又溶入固溶体中。
共晶组织形成的桥接机理： X射线和电子衍射证明，同一相之间有横桥相连 通。 说明共晶体片层增多的横向生长并不需要再形成 核心，而是在原有片层的分枝上形成。
常见共晶组织形态： （1）层片状：
（2）纤维状（棒状）：左图 为横截面，右图为纵截面
（3）短棒状；
（4）针状；（5）螺旋状；（6）放射状
2、杠杆定律 （1）两平衡相成分的确定 任一温度与两相界线之间的交点成分。
（2）杠杆定律——确定两平衡相的相对量
rb WL 100 % ab
ar W 100 % ab
WL rb W ar
基于铝热反应Cu-Fe二元合金的微观组织与摩擦性能研究
基于铝热反应Cu-Fe二元合金的微观组织与摩擦性能研究张昊;陈刚;罗涛;沈书成
【期刊名称】《材料工程》
【年(卷),期】2022(50)11
【摘要】基于铝热法制备含2%(质量分数)Al的Cu-Fe合金,采用XRD,SEM,EDS 和EBSD技术对Cu-Fe合金的相结构、微观组织进行表征,同时采用HVS-1000A 维氏硬度仪和CFT-1材料表面性能测试仪测试Cu-Fe合金的硬度及抗磨损性能。
结果表明:利用铝热反应可高效地制备Cu-Fe合金,成分可控,组织致密无夹杂,其中Fe相均匀地分布在Cu基体中,Cu和Fe的相界面结合良好;Fe相的硬度为322.2HV,基体Cu相的硬度为169.3HV,Cu-Fe合金的电导率为40.8 MS/m。
铝热法制备的Cu-Fe合金具有较低的摩擦因数,平均摩擦因数为0.124,磨损率为2.17×10^(-3) mm 3·N^(-1)·m^(-1)。
【总页数】8页(P119-126)
【作者】张昊;陈刚;罗涛;沈书成
【作者单位】长沙学院机电工程学院;湖南大学材料科学与工程学院
【正文语种】中文
【中图分类】TG146.1
【相关文献】
1.一种铝锂合金搅拌摩擦焊接头力学性能及微观组织研究
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3.基于铝热反应的喷射熔覆FeCrMn合金与高碳
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1998年10月23日收到初稿,1999年2月8日收到修改稿。
二元铝铁合金凝固过程的差热分析研究沈阳工业大学(沈阳110023) 马 冰 李荣德 李英民 徐玉桥 孙玉霞 【提要】采用差热分析技术研究了二元铝铁合金的凝固过程;考察了冷却速度及合金成分对凝固过程及显微组织的影响,并测定了不同成分铝铁合金的凝固潜热。
关键词:差热分析 铝铁合金 冷却速度Study on Solidification Process of Binary Al -Fe AlloyUsing Differential Thermal AnalysisM a Bing ,Li Rongde ,Li Yingmin ,Xu Yuqiao ,Sun Yuxia(Shenyang Poly technic University )A bstract An investig ation w as carried out into solidification process of binary Al -Fe alloy using differential ther -mal analysis ,the effects of cooling rate and alloy ing content on the solidification process and the mi -crostructure have been discussed and the latent heat of Al -Fe alloy with various iron c ontent was also measured . 铝与过渡族金属元素铁形成的Al 3Fe 等金属间化合物具有极好的耐热、耐磨及抗腐蚀性能〔1,2〕,这些金属间化合物的存在,可以使铝合金更广泛地适应工作环境对材料性能的要求。
由于Al 、Fe 是地壳中储量最为丰富的两种金属元素,所以,若能用Al -Fe 合金代替目前在工业中所应用的钛合金,将能大大降低生产成本。
因此,Al -Fe 合金的研究与开发,具有极其诱人的发展前景。
然而,由于铁在铝中的固溶度很低,其含量一旦超过固溶极限时,就会和铝及其它金属元素化合形成质脆的针状或片状铁相,严重割裂基体,成为应力集中源,严重降低铝合金的机械性能〔3〕。
因此,迄今为止,关系铝铁合金的研究及其应用工作进展十分缓慢。
本文作者拟采用差热分析技术,研究不同凝固条件下二元铝铁合金的凝固过程及铁相的形状、尺寸、数量的变化情况,并测定不同成分铝铁合金的凝固潜热,以期为铝铁合金的进一步研究提供可靠的数据资料。
一、试验方法试验用铝铁二元合金的化学成分(质量分数)分别为Al -2%Fe 、Al -5%Fe 、Al -10%Fe 三种,经制备中间合金、重熔、精炼、浇注等工序而配制成合金。
热分析试样的尺寸约为Υ3.4mm ×2mm 。
采用DT30-B 型热分析仪并以α-Al 2O 3为参比物进行热分析试验。
在试验过程中,先将铝铁合金试样过热120℃、保温20分钟,再分别以5℃/min 、10℃/min 、20℃/min 、26℃/min 、34℃/min 的速度冷却,记录凝固过程的冷却曲线(CC )、差热分析曲线(DTA )和微分热分析曲线(DDTA )。
为避免合金氧化,整个热分析试验在氮气保护下进行。
二、试验结果与讨论图1为Al -Fe 二元合金凝固过程的热分析曲线及其特征参数示意图。
图中曲线a 为冷却曲线(CC );曲线b 为差热分析曲线(DTA );曲线c 为差热分析曲线的微分曲线(DDTA )。
在DTA 曲线上,AB段图1 Al -Fe 二元合金的热分析曲线Fig .1 Thermal anal ysis curves of Al -Fe binary alloy为初晶凝固阶段,BC 段为共晶凝固阶段,CD 段为回复阶段;t s 为总凝固时间,t e 为共晶疑固时间,t p 为初晶凝固时间;A 点为初晶凝固起始点,B 点为共晶凝固起始点,C 点为凝固终止点;ΔT 为热分析试样与参比物的温度差。
根据这些参数即可对合金凝固过程进行分析。
1.凝固过程的基本参数变化根据差热分析曲线上的初晶与共晶形核起始温度,可得到初晶和共晶形核的过冷度,过冷度随冷却速度的变化情况示于图2。
(a )初晶相形核过冷度 (b )共晶相形核过冷度图2 冷却速度对过冷度的影响Fig .2 Effects of cooling rate on s upercooling degree 由图2可以看出,对于相同成分的铝铁合金,随冷却速度的增加,其过冷度不断增大。
在相同的冷却速度下,过共晶铝铁合金的含铁量越高,初晶相形核所需的过冷度越大,而且初晶相形核的过冷度远大于共晶形核的过冷度。
另外,由图2b 看到,共晶铝铁合金的过冷度随冷却速度增大而线性增加;而过共晶铝铁合金的共晶过冷度随冷却速度的变化则是非线性的。
这说明,初生Al 3Fe 相的形核和生长,对共晶Al 3Fe 相的形核有一定影响。
从差热分析曲线可以得到各种成分的铝铁合金在不同冷却速度下的凝固终止温度,如图3所示。
由图3可见,随着冷却速度增大,凝固终止温度逐渐降低。
图3 冷却速度对凝固终止温度的影响Fig .3 The Effects of cooling rate on terminaltem perature of sol idification由凝固起始温度、终止温度及冷却速度可计算初晶及共晶凝固时间,其变化规律示于图4。
由图4可知,随冷却速度增大,初晶及共晶凝固时间变短。
其原因在于:随冷却速度增大,过冷度增大,形核率增大,从而使初生相的相间距及共晶相的层片间距变小,溶质原子扩散距离缩短。
对于过共晶铝铁合金来说,含铁量越高,初晶凝固时间随冷却速度的变化越明显,由图4a 可清楚地看到,冷却速度从5℃/min 升至34℃/min 时,Al -5%Fe 的初晶凝固时间减短16分24秒;而Al -10%Fe 的初晶凝固时间则要减短37分46秒。
2.冷却速度对铝铁合金显微组织的影响图5为共晶铝铁合金在不同冷却速度下得到的显微组织。
由图可见,随冷却速度的增大,共晶Al 3Fe 的形状不断地发生变化,当冷却速度为5℃/min ～20℃/min 时,共晶Al 3Fe 相为片状;冷却速度为26℃/min 时,共晶Al 3Fe 相为碎片状,当冷速度达到34℃/min 时,共晶Al 3Fe 相进一步细化为针状或点状组织。
共晶Al 3Fe 相形状的变化与DDTA 曲线的形状具有一定的对应关系,如图6所示。
当共晶Al 3Fe 相为片状时,DDTA 曲线的CD 段向上凸起,ABCD 段内可以明显地看到两个峰,见图6a 、b ;共晶Al 3Fe 相为碎片状时,DDTA 曲线的CD 段近似水平线,ABCD 段为一个峰和一个平台,见图6c ;当共晶Al 3Fe 相呈针状或点状时,DDTA 曲线的CD 段向下倾斜,与AB 段形成同一个峰,见图6d 。
这一对应关系说明,共晶Al 3Fe 的形状可以应用DDTA 曲线的形状特征来判定。
(a )初晶相凝固时间 (b )共晶相凝固时间图4 冷却速度对凝固时间的影响Fig .4 Effects of cool ing rate on solidificationtime(a )5℃/min (b )20℃/min (c )26℃/min (d )34℃/min图5 冷却速度对共晶Al 3Fe 合金显微组织的影响Fig .5 Effects of cool ing rate on the microstuctures of eutectic Al Fealloy(a )5℃/min (b )20℃/min (c )26℃/min (d )34℃/min图6 共晶铝铁合金的热分析曲线Fig .6 Thermal anal ysis curves of eutectic Al -Fe al loy 另外,随着冷却速度的增大,共晶Al 3Fe 相不仅尺寸减小,而且分散度不断加大,共晶层片间距不断减小,图7给出了不同冷却速度下Al 3Fe 相的层片间距。
采用最小二乘法对冷却速度与共晶层片间距的关系进行一元线性回归,得到如下关系式:λ=27.94-0.46u (1)式中 λ———共晶层片间距,μm u ———冷却速度,℃/min图7 冷却速度对共晶层片间距的影响Fig .7 Effect of cooling rate on eutectic spacing共晶组织的细化及共晶层片间距的减小,主要是形核率增大的结果。
冷却速度增大,使过冷度随之增大,形核具有良好的热力学条件,晶核的临界半径和形核功相应减小,使形核易于进行,形核率增加,从而使组织得到明显细化。
DTA 曲线与基线所围成的面积与凝固放出的热量成正比,而凝固放热量与晶体析出量成正比,所以可由DTA 曲线计算出初晶率,其结果示于图8。
图8 冷却速度对初晶率的影响Fig .8 Effects of cootrng rate on primary phase ratio由图8可知,对于相同成分的过共晶铝铁合金,初晶率随冷却速度的增大而减少。
这是由于在非平衡结晶条件下,金属液具有一定过冷度,当金属液冷却至共晶线以下某一温度时,剩余液相虽为过共晶成分,但由于温度较低,共晶两相已同时达到过饱和状态,所以两相交替析出,共生生长,形成伪共晶组织,致使凝固后的组织中共晶相所占的比例增大,且冷却速度越大,过冷度越大,产生的伪共晶组织越多。
所以,对于相同成分的过共晶Al -Fe 合金而言,初晶率随冷却速度增大而减小。
3.结晶潜热的测定由于结晶潜热和DTA 曲线与基线围成的面积成正比〔4〕,以纯铋的结晶潜热为基准,则铝铁合金的结晶潜热可以根据下式求出:L Al -Fe =L Bi B Bi M Al -Fe ×S DTA (Al -Fe )S DTA (Bi )(2)式中 L ———结晶潜热,kJ /kg M ———试样质量,kg S DTA ———DTA 曲线与基线围成的面积由此式求出不同成分铝铁合金的结晶潜热示于图9。
图9 不同成分铝铁合金的结晶潜热Fig .9 Latent heat of Al -Fe alloy w ith various Fe content 三、结论(1)对于一定成分的二元铝铁合金,随冷却速度增大,合金的凝固终止温度降低;过冷度增大,凝固时间缩短。
共晶铝铁合金随冷却速度的增加,其共晶层片间距线性减小,共晶Al 3Fe 相由片状变为碎片状,直至针点状,且尺寸不断减小,分散度不断增大。
对于一定成分的过共晶铝铁合金,随着冷却速度的增加,初晶率逐渐降低。