Неоднородность состава или структуры сплава называется: Неоднородность — химический состав

Содержание

Неоднородность — химический состав — сплав

Cтраница 1

Неоднородность химического состава сплавов ( слитка или отливки) обусловлена ликвацией. Кристаллизация сплава происходит не при определенной температуре в отличие от чистых металлов, а в некотором интервале температур. Отдельные составляющие сплава при охлаждении перемещаются в глубинные зоны слитка, застывают в последнюю очередь. На поверхности, таким образом, металл более чистый. Это явление ликвации иногда обнаруживается визуально благодаря неоднородности окраски поверхности или излома слитка. Например, в сплавах меди с оловом, цвет которых желтый с красноватым оттенком, можно наблюдать белые пятна олова.
[1]

ЛИКВАЦИЯ — неоднородность химического состава сплава, возникающая при его кристаллизации, обусловленная обогащением жидкой части кристаллизующегося расплава элементами, растворимость которых в жидкой фазе больше, чем в твердой. К таким элементам, называемым лик-вирующими, в стали относятся, например, углерод, сера, фосфор.
[2]

Ликвацией называется процесс образования неоднородности химического состава сплава в разных частях отливки при ее затвердевании.
[3]

Ликвация — неравномерное распределение составляющих, приводящее к неоднородности химического состава сплава. Ликвация в сплавах может иметь различный характер. Зональная ликвация появляется в слитках при медленном, затвердевании, и потому при обычных темпах охлаждения и затвердевания наплавленного металла она не обнаруживается. Дендритная ликвация происходит в сплавах, образующих смешанные кристаллы, и выражается в постепенном изменении концентрации твердого раствора, в постепенном обогащении его компонентами с более низкой температурой плавления. Поэтому представление об однородности твердых растворов является условным, и чем быстрее происходит их затвердевание, тем больше разница в составе между внутренней и внешней областью зерна.
[4]

Ликвация — неравномерное распределение составляющих, приводящее к неоднородности химического состава сплава. Ликвация в сплавах может иметь различный характер. Зональная ликвация появляется в слитках при медленном затвердевании, и потому при обычных темпах охлаждения и затвердевания наплавленного металла она не обнаруживается. Дендритная ликвация происходит в сплавах, образующих смешанные кристаллы, и выражается в постепенном изменении концентрации твердого раствора, в постепенном обогащении его компонентами с более низкой температурой плавления. Поэтому представление об однородности твердых растворов является условным, и чем быстрее происходит их затвердевание, тем больше разница в составе между внутренней и внешней областью зерна.
[5]

Ликвацией называют неравномерное распределение составляющих, приводящее к неоднородности химического состава сплава. Ликвация в сплавах может иметь различный характер. Зональная ликвация появляется в слитках при медленном затвердевании, и потому при обычных темпах охлаждения и затвердевания наплав ленного металла она не обнаруживается. Дендритная ликвация происходит в сплавах, образующих смешанные кристаллы, и выражается в постепенном изменении концентрации твердого раствора, в постепенном обогащении его компонентами с более низкой температурой плавления. Поэтому представление об однородности твердых растворов является условным и чем быстрее происходит их затвердевание, тем больше разница в составе между внутренней и внешней областью зерна.
[6]

Ликвацией называют неравномерное распределение составляющих, приводящее к неоднородности химического состава сплава. Ликвация в сплавах может иметь различный характер. Зональная ликвация появляется в слитках при медленном затвердевании, и потому при обычных темпах охлаждения и затвердевания наплавленного металла она не обнаруживается. Дендритная ликвация происходит в сплавах, образующих смешанные кристаллы, и выражается в постепенном изменении концентрации твердого раствора, в постепенном обогащении его компонентами с более низкой температурой плавления. Поэтому представление об однородности твердых растворов является условным и чем быстрее происходит их затвердевание, тем больше разница в составе между внутренней и внешней областью зерна.
[7]

В большинстве случаев ликвация является нежелательным явлением, так как в результате неоднородности химического состава сплава по сечению изделия получаются различия в свойствах.
[8]

При кристаллизации металла шва имеет место ликвация. Ликвацией называют неравномерное распределение составляющих, приводящее к неоднородности химического состава сплава.
[9]

Схемы микроструктур однофазных, металлов и сплавов. Форма зерен. а — полиэдрическая. б — равноосная. в — вытянутая зернистая. г — пластинчатая.
[10]

В процессе кристаллизации кристаллиты, выделяющиеся из жидкого раствора, имеют переменный состав, зависящий от температуры. Возникает неоднородность химического состава — ликвация. При этом неоднородность химического состава сплава внутри отдельных зерен называют внутрикристаллитной ( или дендритной) ликвацией.
[11]

Литейные свойства металлов и сплавов определяются жидкотекучестью, усадкой и склонностью к ликвации. Под усадкой подразумевают сокращение объема и размеров металла отливки при затвердевании и последующем охлаждении. Чугун имеет небольшую линейную и объемную усадку, а сталь большую. Ликвацией называют неоднородности химического состава сплава в разных частях отливки, образовавшиеся при ее затвердевании.
[12]

Нагрев сплава выше температуры превращения вызывает изменение в строении сплава. Последующее охлаждение сплава способствует обратному превращению, причем оно будет полным, если охлаждение будет достаточно медленным. Данному отжигу подвергают литые детали с целью устранения неоднородности химического состава сплава. При нагреве за счет высокой подвижности и перемещения атомов ( диффузии) структура слитка с течением времени становится однородной.
[13]

В образцах, закаленных с температур выше кривой солидуса, при металлографическом исследовании обнаруживаются участки быстро закристаллизовавшейся жидкой фазы, особенно в местах стыка отдельных зерен; эти участки отличаются; оа основного фона — твердого раствора — и отсутствуют в образцах, закаленных с температур ниже солидуса. Отсюда следует, что температуру солидуса для ряда сплавов можно захватить в вилку, как показано на фиг. Поскольку точность этого метода зависит от обнаружения под микроскопом небольших следов жидкой фазы в закаленных сплавах на полированных микрошлифах, основное требование заключается в получении не слишком большого перегрева выше температуры солидуса. Однако преимущество этого метода в действительности состоит в возможности обнаружения неоднородностей химического состава сплавов в виде локализованных включений быстро закристаллизовавшейся жидкой фазы, а образцы, в которых отсутствуют признаки оплавления, всегда можно отбросить. Составы сплавов лучше всего устанавливать с помощью химического анализа реальных образцов, которые исследовались под микроскопом; и в этом методе опасно принимать состав сплавов по шихте.
[14]

Страницы:

Склонность к ликвации (дендритной, зональной, по плотности)

Ликвация – это неоднородность сплава по химическому составу, структуре, образующаяся при его кристаллизации.

Ликвация обусловлена тем, что сплавы, в отличие от чистых металлов, кристаллизуются в интервале температур. Кристаллы, последовательно выпадающие в интервале температур затвердевания, отличаются друг от друга по химическому составу. Чем раньше выпал кристалл, тем меньшее количество более легкоплавких компонентов он содержит. Естественно, что остающаяся часть жидкого сплава все время обогащается ими и остаток жидкости, застывающий последним, содержит наибольшее количество легкоплавких компонентов. Чем шире температурный интервал кристаллизации сплава, тем сильнее развивается ликвация. Ликвация является нежелательной, так как ухудшает многие свойства (механические, коррозионную стойкость и др.) сплава как в состоянии полуфабриката, так и в готовом изделии.

Различают внутрикристаллическую, или дендритную, ликвацию, которая проявляется в объеме отдельных зерен (кристаллитов, дендритов), зональную ликвацию, наблюдаемую во всем объеме отливки и ликвацию по удельному весу.

Внутрикристаллическая (дендритная) ликвация . Этот вид ликвации обнаруживается в зернах кристаллических фаз переменного состава, т. е. в зернах твердых растворов, за счет того, что кристаллизация сплава происходит в интервале температур, и при этом химический состав обеих фаз переменен.

Механизм кристаллизации при этом диффузионный, избирательный. Изменение составов жидкой и твердой фаз осуществляется за счет диффузионных процессов. При очень медленном охлаждении дендритная ликвация не наблюдается, что объясняется достаточно полным протеканием диффузионных процессов. В реальных условиях наиболее часто происходит ускоренное охлаждение отливок. Тогда диффузионные процессы в твердом растворе не успевают выравнивать состав растущих зерен по объему, и их химический состав оказывается неоднородным по сечению.

Сплав с внутрикристаллической ликвацией имеет пониженную пластичность и низкую стойкость против коррозии.

Внутрикристаллическая ликвация будет проявляться тем сильнее, чем больше различаются химические составы жидкой и твердой фаз, т. е. чем больше расстояние до горизонтали между линиями ликвидуса и солидуса на диаграмме состояния системы. Степень развития внутрикристаллической ликвации также сильно зависит от скорости охлаждения. Увеличение скорости охлаждения повышает переохлаждение сплава в процессе его кристаллизации и замедляет диффузионные процессы. Следовательно, чем быстрее охлаждается сплав, тем более развита в нем дендритная ликвация. Однако замечено, что в некоторых сплавах при очень высоких скоростях охлаждения дендритная ликвация ослабляется, диффузионный (избирательный) механизм кристаллизации постепенно заменяется бездиффузионным, когда растущие кристаллы присоединяют к себе все атомы компонентов из жидкой фазы, окружающей кристалл. Тогда химический состав кристаллов по всему своему объему оказывается равным химическому жидкой фазы, и следовательно, ликвация отсутствует.

Для уменьшения внутрикристаллической ликвации сплавы в виде слитков или отливок подвергают диффузионному отжигу (гомогенизации). Металл нагревают до возможно высокой температуры, чтобы только не допустить оплавления, и выдерживают длительное время. При этом в неоднородных по химическому составу зернах твердого раствора дополнительно развиваются процессы диффузии, в результате чего выравнивается их химический состав.

Зональная ликвация. Зональная ликвация встречается в различных формах.

Ликвация по поперечному сечению слитка. Чаще всего такая проявляется в том, что наружные слои слитка по сравнению с центральной зоной обогащены компонентом, повышающим температуру кристаллизации сплава. Такая зональная ликвация называется прямой. Объясняется она естественным ходом кристаллизации слитка в изложнице, когда сначала формируются его наружные слои, а потом внутренние. Но при этой последовательности во внутренних частях слитка кристаллизующаяся жидкая фаза согласно ходу линии ликвидуса на диаграмме состояния обогащается компонентом, снижающим температуру кристаллизации сплава. Поэтому в застывающем слитке при движении от его поверхности к центру уменьшается концентрация компонента, повышающего температуру кристаллизации, и соответственно растет концентрация компонента, снижающего температуру кристаллизации. Установлено, что в крупных слитках, охлаждающихся медленно, прямая зональная ликвация развита сильнее, чем в слитках малого сечения, которые охлаждаются быстрее.

Значительно реже встречается так называемая обратная ликвация, когда наружные слои слитка обогащены компонентом, понижающим температуру кристаллизации сплава. В заключительной стадии кристаллизации слитка жидкая фаза, обогащенная легкоплавким компонентом и находящаяся во внутренних объемах слитка, под влиянием давления от выделяющихся из расплава газов по междендритным каналам и другими путями продавливается к наружным слоям слитка и тем самым искусственно повышает в них концентрацию этого легкоплавкого компонента.

Прямая и обратная зональные ликвации не уничтожаются ни диффузионным отжигом, ни горячей пластической деформацией. Для уменьшения развития зональной ликвации по поперечному сечению слитка применяют специальные меры по созданию нужной формы слитка и условий их охлаждения.

Ликвация по удельному весу (по высоте отливки). Этот вид ликвации проявляется в том, что средний химический состав верха отливки отличается от состава низа отливки. Это обусловлено различием в структуре его верхних и нижних частей за счет того, что сплавы кристаллизуются как смесь различных фаз при условии заметной разницы в величине удельного веса у компонентов, например сплавы системы сурьма – свинец. В этих сплавах при медленном их охлаждении при кристаллизации создаются условия, когда тяжелые кристаллические образования опускаются к низу отливки, а более легкие – всплывают к верху отливки. Особенно резко проявляется ликвация в цветных сплавах. Например, в свинцовистых бронзах наиболее заметна ликвация свинца потому, что его удельный вес равен 11,3 г/см3, что намного больше среднего удельного веса сплава (порядка 8,6 г/см3).

Ликвация по удельному весу развита тем сильнее, чем медленнее охлаждается сплав. Следовательно, для предотвращения образования ликвации по удельному весу сплавы следует охлаждать быстро. Однако в случае кристаллизации больших масс сплава практически это сделать трудно. Тогда в целях предотвращения возникновения ликвации по удельному весу в сплав вводят третий компонент с таким расчетом, чтобы эта добавка образовывала с одним из основных компонентов химическое соединение. Будучи более тугоплавким, оно начнет при охлаждении сплава выделяться в первую очередь и своими тонкими, сильно разветвленными осями дендритов воспрепятствует разделению структурных элементов сплава по высоте отливки.

Иногда наблюдается явление расслоения одной жидкой фазы на две различные по составу жидкости с последующим возникновением различной структуры по высоте отливки, которое является разновидностью ликвации по удельному весу. Расслоение наблюдается в сплавах с ограниченной растворимостью компонентов в жидком состоянии (например, сплав системы свинец – цинк).

Быстрое охлаждение сплава от температуры расслоения мало влияет на уменьшение этой ликвации. Высокий нагрев сплава до однофазного жидкого состояния и последующее быстрое охлаждение, тщательное перемешивание и встряхивание являются приемами, препятствующими явлению расслоения и возникновению зональной ликвации по высоте отливки.

Дата добавления: 2017-01-08; просмотров: 4688; ЗАКАЗАТЬ НАПИСАНИЕ РАБОТЫ

Структурная и химическая неоднородность высоколегированных сплавов » Все о металлургии

14.01.2016

Повышение уровня легирования, усложнение состава высокопрочных сплавов сопровождается, как правило, увеличением структурной и химической неоднородности металла. Это отрицательно сказывается на структурно-чувствительных механических и технологических свойствах.
Технологическая операция выплавки слитка при традиционной технологии получения изделий из конструкционных сплавов в первую очередь обусловливает структурно-химическую неоднородность сплава. Ликвационные процессы с выделением неравновесных фаз структурных составляющих, образование дефектов типа усадочных и газовых пор, трещин характерны для литых сложнолегированных сплавов. Последующие операции обработки давлением, термической и термомеханической обработки направлены на устранение дефектов структуры литого металла.
Структурно-химическая неоднородность сплавов возникает также при затвердевании фасонных отливок и сварных швов.
В общем случае ликвация обусловлена особенностями кристаллизации сложнолегированных сплавов: различием химического состава жидкой и твердой фаз в интервале температур кристаллизации сплава, а также различной диффузионной подвижностью компонентов сплава в жидкой и твердой фазах.
Развитие структурно-химической неоднородности при кристаллизации высоколегированных сплавов зависит от особенностей жидкого состояния сплавов, диффузионного выравнивания составов жидкости и кристалла в интервале температур кристаллизации, от формы роста кристаллов. Влияние природы легирующих компонентов, особенностей диаграмм состояний на степень неоднородности сплавов определяется температурной и концентрационной шириной интервала кристаллизации.
Вакуумно-индукционная плавка (ВИП) высоколегированных никелевых жаропрочных сплавов сопровождается образованием обширной внутренней осевой пористости, выходящей на поверхность слитка, или образованием протяженной внутренней усадочной полости и крупнокристаллической центральной зоны (рис. 2.1, а). Периферийная зона имеет существенно более дисперсную структуру.
Вакуумно-дуговой переплав (ВДП) устраняет осевую пористость, формируется более равномерная и плотная структура (рис. 2.1, б).

Крупные слитки жаропрочных высоколегированных сплавов на основе никеля, полученные в том числе и методом двойного переплава (ВИП + ВДП), характеризуются зональной ликвацией — неоднородностью в масштабе макроструктуры слитка (макроликвацией) — и дендритной (внутрикристаллитной) ликвацией — неоднородностью в пределах отдельного кристаллита (дендрита).
На рис. 2.2 и 2.3 приведены макроструктуры слитков жаропрочных высоколегированных сплавов на основе никеля с внеосевой и пятнистой ликвацией.

Формирование этих разновидностей зональной ликвации при кристаллизации слитка в некотором температурном интервале обусловлено образованием в частично закристаллизовавшемся металле трещин, надрывов, усадочных пустот, которые заполняются остаточным расплавом, обогащенным ликвирующими компонентами. Различие внеосевой и пятнистой ликвации обусловлено различными механизмами образования дефектов в виде трещин, надрывов, пустот из-за разлома частично закристаллизовавшейся твердой фазы. В случае внеосевой ликвации дефекты формируются в результате воздействия конвективных потоков расплава вблизи фронта кристаллизации, а в случае пятнистой ликвации разлом частей кристаллической фазы определяется нес компенсированным электромагнитным вращением расплава в ванне при ВДП.

Ликвационные шнуры представляют собой в продольном сечении темные извилистые полосы, а в поперечном — округлые пятна, расположенные вдоль фронта кристаллизации. Микроструктура металла в области шнуров характеризуется образованием неравновесной эвтектики (γ + γ) с выделениями карбидной фазы (рис. 2.4). Температура оплавления металла в этих участках с неравновесной (γ + γ)-эвтектикой существенно ниже, чем основной массы сплава (для жаропрочных никелевых сплавов примерно на 100 °С). Локализованное выделение термически устойчивых крупных частиц карбидных фаз (в общем случае фаз внедрения) приводит к тому, что устранение зональной ликвации путем термообработки затруднено. Микроструктура ликвационных пятен после высокотемпературного отжига характеризуется наличием крупных карбидных частиц, что свидетельствует о высокой устойчивости выделений карбидных фаз и сохранении ликвационной неоднородности.

Стабильность структуры и фазового состава сплавов
Свариваемость сплавов
Обрабатываемость сплавов резанием
Обрабатываемость сплавов давлением
Литейные свойства сплавов
Коррозионная стойкость и жаростойкость сплавов
Износостойкость сплавов
Механизмы пластической деформации сплавов
Высокотемпературная прочность (жаропрочность) сплавов
Конструкционная прочность сплавов

Технология литейного производства.

Литейные сплавы. :: Книги по металлургии

ЛИТЕЙНЫЕ СПЛАВЫ, ПРИМЕНЯЕМЫЕ В МАШИНОСТРОЕНИИ

Литейные сплавы, применяемые для изготовления фасонных деталей, можно разделить на шесть характерных групп:

Первая группа — углеродистая и легированная сталь. Наряду с увеличением количества стального литья из углеродистой стали все большее распространение получают отливки из легированной стали. При этом наибольшее количество конструкционных деталей изготовляется из низколегированной стали.

Вторая группа — чугун: с пластинчатым и шаровидным графитом, легированный, ковкий, отбеленный и белый.

Третья группа — медные сплавы: бронза и латунь, называемые тяжелыми цветными сплавами.

Четвертая группа —алюминиевые сплавы. Алюминиевые сплавы, называемые легкими сплавами, широко используются в авиационной промышленности и в отдельных отраслях машиностроительной промышленности.

Пятая группа — магниевые сплавы. Магниевые сплавы являются наиболее легкими техническими сплавами, они нашли широкое распространение в авиационной промышленности.

Шестая группа — сплавы на основе олова, свинца и цинка. Эти сплавы используются как антифрикционные для изготовления фасонных деталей и подшипников.

2. Влияние различных факторов на заполняемость литейных форм

Для выбора сплавов, обладающих наибольшей жидкотекучестыо, пользуются технологическими диаграммами, которые строят на основании экспериментальных данных.

Для ряда типовых технических сплавов построены технологические диаграммы, увязанные со структурными диаграммами состояния.

На фиг. 4 показана связь между диаграммой состояния сплавов магний — алюминий и жидкотскучестыо.

На фиг. 5, а показана зависимость жидкотекучести стали от содержания углерода и температуры заливки; на фиг. 5 б — зависимость жидкотекучести от содержания кремния и па фиг. 5, в —от содержания марганца.

На степень жидкотекучести сплава влияют и другие факторы, например теплопроводность материалов, из которых изготовлена форма. На заполняемость песчаных форм влияют влажность формы, количество угля, состав краски и др. На фиг. 6 показано влияние влаги и добавок угля в формовочные смеси на заполняемость форм при отливке деталей из ковкого чугуна.

§ 3. ЛИКВАЦИЯ 1. Понятие о ликвации

В некоторых отливках после их затвердевания наблюдается

неоднородность по химическому составу в отдельных зонах отливки или внутри отдельных зерен. это явление называется ликвацией.

Основной причиной ликвации является то, что при затвердевании сплава твердая и жидкая фазы имеют различный состав в результате избирательного затвердевания.

Неравномерное распределение компонентов сплава по сечению

отливок ухудшает их качество и часто служит причиной поломки

деталей.

Обратная зональная ЛИКВАЦИЯ характерна для сплавов с компонентами имеющими большую разницу в температурах плавления, и для сплавов с большим температурным интервалом затвердевания.

При затрудненной линейной усадке в скелете из твердых кристаллов могут образовываться трещины, которые заполняются ликватом. Заполнение образующихся трещин ликватом происходит за счет давления или за счет разрежения, которые создаются в момент затвердевания отливок.

Точно такое же явление может наблюдаться и в отливке с газовыми раковинами. Так, например, если давление газа в раковине меньше, чем давление жидкого ликвата, последний может заполнять полости раковин. Все это приведет к местной зональной ликвации в отдельных участках отливки.

В стальных отливках ликваты, загрязненные неметаллическими включениями, поднимаются вверх. В магниевых отливках ликваты и загрязнения могут опускаться вниз.

Зональная ЛИКВАЦИЯ по удельному весу может происходить по двум основным причинам: в связи с расслоением жидкого сплава по удельному весу, которое происходит при недостаточном перемешивании сплава при плавке и заливке, или при выпадении из жидкого сплава легких и тяжелых кристаллизующихся фаз. Характерным примером зональной ликвации по удельному весу может служить высокосвинцовая бронза и свннцовосурьмянистые баббиты, при медленном охлаждении которых свинец опускается вниз.

Основные способы устранения ликвации по удельному весу — это хорошее перемешивание сплава и быстрое его охлаждение в форме. Лнквация в отливках — крайне нежелательное явление, так как она снижает качество отливок.

3. Методы борьбы с явлением ликвации

Методы борьбы с явлениями ликвации в отливках применяются в зависимости от характера ожидаемой ликвации — виутрикристаллической или зональной.

При литье деталей, склонных к внутрикристаллической ликвации, отливки необходимо быстро охлаждать в период затвердевания. После затвердевания эти отливки необходимо медленно охлаждать, чтобы за счет диффузии при высоких температурах и медленном охлаждении произошло выравнивание состава сплава.

Основные методы устранения зональной ликвации в литых деталях сводятся к следующему.

В сплавы, содержащие ликвирующие компоненты, необходимо вводить дополнительные элементы, которые будут уменьшать ликвацию. Толщина стенок фасонной отливки должна быть равномерной. При значительной разнице в толщине стенок трудно достигнуть равномерного затвердевания отливки, и поэтому ликваты концентрируются в утолщенных ее частях.

2. Модифицирование чугуна

Модифицированием называется обработка жидких сплавов малыми добавками тех или иных элементов» приводящая к такому изменение формы и размеров первичных кристаллов, которое обеспечивает повышение механических и дру1нх свойств металла.

Различают два вида процессов, которые протекают в металле при введении модификаторов: 1) образование на поверхности кристаллов активных пленок, препятствующих росту кристаллов; 2) измельчение зерен структуры сплава или образование зародышей — центров кристаллизации.

Модифицирование широко применяется в современной практике литейною производства.

Модифицирующие добавки вводятся в низкоуглеродистый чугун, в котором мало центров графитизации. Такой чугун без модифицирования затвердевает белым (фиг. 36, /) или отбеленным (фиг. 36, Па)-Жидкий чугун перед модифицированием необходимо нагревать Д( более высоких температур и очищать от окислов, шлаков и газов. Хорошие результаты при модифицировании обычного чугуна достигаются после продувки его кислородом.

По гораздо проще осуществить процесс модифицирования, если взять для этой цели исходный чугун, в котором склонность к графитизации понижена Такой чугун без модифицирования затвердеет с образованием структур. Введение модифицирующих добавок в такой чугун приведет к образованию искусственных Центров кристаллизации, и углерод успеет выделиться из раствори в достаточном количестве, но вырасти до значительных включений не успеет.

Процессы, происходящие при модифицировании чугунов, в настоящее время еще недостаточно изучены. Считают, что при получении модифицированных чугунов с пластинчатым графитом главную роль играют зародыши — центры кристаллизации. Полагают, что при получении модифицированного чугуна с шаровидным графитом главную роль играют поверхностно активные пленки.

Модифицирование серого чугуна с пластинчатым графитом производится различными добавками (Al, Si, Ca и др.)

Механические свойства и примерный химический состав модифицированного чугуна СЧ 32-52. СЧ 35-56, СЧ 38 60 приведены в табл. 10.

В современной практике литейного производства большое значение приобретает процесс модифицирования чугунов с целые получения в чугуне шаровидного графита. Для модифицирования чугунов с целью получения шаровидного графита берутся чугуны с большой суммой углерода и кремния (С + Si =5,2—6,5%).

Пары магния рафинируют чугун и освобождают его от значительного количества газов.

4. Рафинирование алюминиевых сплавов азотом

При дегазации алюминиевых сплавов азотом газ из баллона подают по резиновой трубке через кварцевую трубку, которая опускается в нижний слой металла. Для очистки азота от кислорода его пропускают через трубки, наполненные медной стружкой, нагретой до 900°. Продувку сплава азотом начинают при температуре 680—690°. процесс рафинирования длится 5—10 мин. После рафинирования температуру металла быстро повышают, снимают шлак и разливают металл в формы.

Азот с водородом не вступают в химическую реакцию, поэтому механизм рафинирования азота можно представить в виде схемы (фиг, 140). Пузырьки азота наполняются водородом и всплывают на поверхность. Выделяясь к поверхности ванны, азот увлекает за собой перешедший в него водород. По мере поступления новых пузырьков азота растворенный в металле водород будет переходить в пузырьки и вместе с ними удаляться из сплава.

Одновременно с удалением водорода из сплава удаляются и неметаллические включения в виде окислов и шлака, которые прилипают к пузырькам азота и, на основе законов флотации, всплывают на поверхность.

Температуру металла при рафинировании необходимо поддерживать низкой, так как азот в сплаве может давать значительное количество нитридов. Поэтому для сплавов, содержащих значительное количество магния, рафинирование азотом применять не рекомендуется.

Продувка алюминиевых сплавов азотом не дает достаточно хороших результатов, поэтому ее применяют в отдельных случаях в сочетании с другими способами рафинирования.

5. Рафинирование алюминиевых сплавов хлором

Продувка сплавов хлором имеет значительные преимущества перед другими способами рафинирования. Хлорирование алюминия и алюминиевых сплавов широко применяется как на металлургических заводах, так и в литейных цехах.

5. Плавка алюминиевых сплавов в электротигельных печах

Тигельные печи с электрическим обогревом широко применяются дли плавки небольшого количества сплава. Перед плавкой тигель очищают от шлака, исправляют окраску и загружают шихту. Шихтовые материалы перед загрузкой подогревают до 120—150° для удаления влаги. Расплавляют часть шихты и затем добавляют оставшуюся часть, погружая ее в жидкую ванну.

Расплавленный сплав нагревают до заданной температуры и рафинируют. После рафинирования снимают шлак, нагревают сплав и заливают формы.

При плавке алюминиевокремниоых сплавов их нагревают до заданной температуры, модифицируют солями., выдерживают некоторое время, снимают шлак и модификатор и производят заливку форм.

Плавка в этих печах связана со значительным расходом электрической энергии, который составляет 550—600 квт-ч на 1 т сплава. Поэтому тигельные лечи используют в большинстве случаев для комбинированной плавки и обработки алюминиевых сплавов, сочетая их с другими плавильными печами. Кроме того, эти печи используют в качестве разборных печей при литье алюминиевых сплавов в кокиль и под давлением. В этих случаях рабочий сплав в тигли подается в готовом виде, расплавленным, или в виде чушек. В разборных тиглях периодически производят рафинирование сплава дли восстановления его литейных свойств.

§ 7 ПРИМЕРЫ ПЛАВКИ НЕКОТОРЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ

1. Плавка алюминиевого сплава АЛ2

Сплав АЛ2 можно изготовлять из чушковых силуминов. В случае отсутствия силуминов в качестве шихтовых материалов можно использовать чушковый алюминий и кремний.

IV.Формирование структуры сплавов при кристаллизации.

Случайная страница | ТОМ-1 | ТОМ-2 | ТОМ-3

Автомобили	Астрономия	Биология	География	Дом и сад	Другие языки	Другое	Информатика
История	Культура	Литература	Логика	Математика	Медицина	Металлургия	Механика
Образование	Охрана труда	Педагогика	Политика	Право	Психология	Религия	Риторика
Социология	Спорт	Строительство	Технология	Туризм	Физика	Философия	Финансы
Химия	Черчение	Экология	Экономика	Электроника

Читайте также:

E) Нарушение кинетической структуры речевого акта и синдром «эфферентной» (кинетической) моторной афазии
II. ЕДИНСТВЕННО ПРАВИЛЬНЫЙ ТИП ОРГАНИЗАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ
III. Структуры эффузивных пород
Анизотропия и симметрия внешней формы, физических свойств и структуры кристаллов
Б) Исследование структуры числовых представлений
В) ПРОБЛЕМА ВНУТРЕННЕЙ СТРУКТУРЫ ПЕРЕЖИВАНИЯ

1. Что такое эвтектика? Опишите процесс кристаллизации эвтектики.

ЭВТЕКТИКА жидкая фаза (расплав), находящаяся в равновесии с двумя или более твердыми фазами. Температура кристаллизации эвтектики называется эвтектической точкой. Продукт кристаллизации жидкой эвтектики — твердая эвтектика, высокодисперсная смесь нескольких твердых фаз того же состава, что и у жидкой эвтектики.

Эвтектикой называется механическая смесь кристаллов двух (или более) твердых веществ, одновременно закристаллизовавшихся из жидкого сплава при температуре ниже температуры плавления отдельных компонентов или любых других их смесей. Это определение относится к твердой эвтектике. Жидкой эвтектикой называется жидкий расплав (раствор), из которого возможна такая кристаллизация

Эвтектическая реакция протекает по схеме: Ж_с↔α+β, изотермически и при постоянном составе реагирующих фаз.

При охлаждении эвтектики при температуре ниже точки C состав β-фазы не изменится, а состав α-фазы, входящей в эвтектику, изменится по линии EP, В результате чего выделяется вторичные кристаллы β_II . При температуре 20-25⁰С состав эвтектики в сплаве будет иметь фазы: α+ β+ β_II. Однако β_II под микроскоп не удается наблюдать. Эвтектику (α+ β) принято считать одной структурой, из-за строгости определенного состава и количественных соотношений.

2.Чем отличаются механизм и кинетика полиморфного превращения в сплавах от чистых металлов?

Кристализация чистого железа протекает изотермически при 1539⁰С, а сплавов железа с углеродом – в интервале теператур.

3. Как получить пересыщенный твердый раствор в системе сплавов с ограниченной растворимостью? Как называется такой технологический процесс?

За счет резкого охлаждения сплава, данный технологический процесс получил название закалки.

4. Чем отличается дендритная ликвация от ликвации по плотности? Как устранить эти виды ликвации?

Ликвация — неоднородность химического состава литейного сплава в различных частях отливки, возникающая при ее затвердевании, из-за различной растворимости отдельных компонентов сплава в его жидкой и твердой фазах.

Дендритная ликвация — это химическая неоднородность, проявляющаяся в пределах одного дендрита — кристалла древовидной (ветвистой) формы.

Зональная ликвация — химическая неоднородность в отдельных объемах отливки, т. е. различие химического состава в разных ее частях, возникающая в результате как избирательной кристаллизации, так и процессов перемещения ликвирующих элементов вместе с жидкой фазой из одной части отливки в другую при ее затвердевании. Так, более тяжелые примеси могут концентрироваться в нижней, а более легкие — в верхней частях отливки (ликвация по плотности –она жегравитационная ликвация; *это только один вид зональной ликвации, другой: осевая ликвация (прямая и обратная))

Ликвация приводит к неоднородности механических и других эксплуатационных свойств литых деталей, вызывает их преждевременный износ и разрушение. Дендритную ликвацию в большинстве случаев удается устранить термической обработкой отливок, при которой за счет диффузионных процессов происходит выравнивание химического состава в пределах каждого кристалла (дендрита). Однако устранить образовавшуюся в отливке зональную ликвацию практически невозможно, поэтому стремятся предупреждать ее образование, создавая технологичные конструкции отливок, с равномерной толщиной стенок и без массивных узлов, вводя в сплавы добавки, уменьшающие ликвацию, применяя ускоренное охлаждение отливок.

Применение космической технологии полностью устраняют гравитационную ликвацию.

Дата добавления: 2015-10-21; просмотров: 412 | Нарушение авторских прав

Читайте в этой же книге: I. Кристаллическое строение металлов | VI. Влияние нагрева на структуру и свойства деформированного металла. | VII. Механические свойства металлов | Постройте кривые охлаждения для доэвтектоидной и заэвтектоидной стали. | Перечислите этапы превращения ферритно-карбидной структуры в аустенит при нагреве. | X.Технология термической обработки стали | XI.Химико-термическая обработка стали | XII. Конструкционные стали и сплавы | Какие из легирующих элементов наиболее эффективно упрочняют мартенсит при старении. | XIII.Стали и сплавы с особыми физическими свойствами |

	\|	следующая страница ==>
III.Фазы и структура в металлических сплавах	\|	V. Деформация и разрушение металлов.

mybiblioteka.su — 2015-2022 год. (0.022 сек.)

Что такое отжиг? [7 видов процесса отжига]

Отжигом называется процесс нагрева металла или сплава до соответствующей температуры в течение определенного периода времени, а затем медленного охлаждения (как правило, с охлаждением печи) называется отжигом.

Суть отжига заключается в превращении перлита после нагрева стали в аустенит. После отжига структура стали близка к равновесной.

Но в чем цель отжига и какие типы отжига бывают? Давайте рассмотрим эти вопросы более подробно.

Цель отжига:

Уменьшить твердость стали, улучшить пластичность, облегчить механическую обработку и обработку холодной деформацией;
Химический состав и организация однородной стали, рафинирование зерна, для улучшения характеристик стали или для подготовки к закалке;
Устранение внутреннего напряжения и технологическая закалка для предотвращения деформации и растрескивания.

Отжиг и нормализация в основном используются для подготовительной термической обработки.

Для деталей с низким напряжением и низкой производительностью в качестве окончательной термической обработки также можно использовать отжиг и нормализацию.

Классификация методов отжига:

В зависимости от температуры нагрева, обычно используемый метод отжига подразделяется на:

Отжиг с рекристаллизацией фазовых изменений выше критической температуры (Ac1 или Ac3):

Полный отжиг;
Диффузионный отжиг;
Неполный отжиг;
Сферификационный отжиг.

Отжиг ниже критической температуры (Ac1 или Ac3):

Рекристаллизационный отжиг;
Отжиг под напряжением.

7 типов процесса отжига:

Полный отжиг

Процесс:

Нагрев стали выше Ac3 20 ~ 30 ℃, сохранение тепла в течение некоторого времени после медленного охлаждения (вместе с печью), чтобы приблизиться к балансу процесса термообработки (полной аустенизации).

Общий отжиг в основном используется для доэвтектоидной стали (wc=0,3~0,6%), как правило, среднеуглеродистой стали и низко-, среднеуглеродистой легированной стали для литья, ковки и горячекатаных профилей, а также иногда используется в их сварных швах.

Низкоуглеродистая сталь имеет низкую твердость и плохо поддается механической обработке.

Когда гиперэвтектоидная сталь нагревается до аустенитного состояния выше Accm и медленно охлаждается отжигом, Fe3CII осаждается в сетке вдоль границы зерна, прочность, твердость, пластичность и вязкость стали значительно снижаются, что оставляет скрытую опасность для окончательной термической обработки.

Цель:

Получение мелкого зерна, однородной структуры, устранение внутреннего напряжения, снижение твердости и улучшение показателей обработки стали.

Структура после полного отжига гиперэвтектоидной стали — F+P.

Для того чтобы повысить производительность в реальном производстве, детали вынимаются из печи для воздушного охлаждения при отжиге до температуры около 500 ℃.

Изотермический отжиг

Полный отжиг занимает много времени, особенно если аустенитная сталь более стабильна.

Если аустенитную сталь охладить до температуры немного ниже, чем температура Ar1, то это A — P, а затем охладить до комнатной температуры, что может значительно сократить время отжига. Такой метод отжига называется изотермическим отжигом.

Процесс:

Нагрейте сталь до температуры, превышающей Ac3 (или Ac1). После соответствующего времени сохранения тепла ее можно охладить до определенной температуры в области перлита, после чего аустенитное тело изменится на перлит, а затем процесс термообработки охлаждается до комнатной температуры.

Цель:

То же самое, что и полный отжиг, изменение легче контролировать.

Подходит для стали с более стабильным A: высокоуглеродистая сталь (wc> 0,6%), легированная инструментальная сталь, высоколегированная сталь (> 10% легирующих элементов).

Изотермический отжиг также полезен для достижения равномерной организации и производительности.

Однако он не подходит для стальных деталей большого сечения и крупносерийных печей, поскольку при изотермическом отжиге нелегко достичь изотермической температуры внутренней или серийной заготовки.

Неполный отжиг

Процесс:

Нагрев стали до температуры Ac1~Ac3 или Ac1~Accm. Процесс термообработки достигается путем медленного охлаждения после термоизоляции.

В основном данный метод используется для получения сферических перлитных структур для гиперэвтектической стали с целью устранения внутреннего напряжения, снижения твердости и улучшения обрабатываемости.

Сферификационный отжиг является разновидностью неполного отжига.

Сферификационный отжиг

Процесс термической обработки для сферификации карбида в стали с получением гранулированного перлита.

Процесс:

Нагрев до температуры, которая на 20 ~ 30 ℃ выше, чем Ac1, время выдержки не должно быть слишком долгим, обычно 2 ~ 4 часа. Обычно методом печного охлаждения, или изотермически около 20 ℃ ниже Ar1 в течение длительного времени.

В основном используется для эвтектоидной стали и гиперэвтектоидной стали, такой как углеродистая инструментальная сталь, легированная инструментальная сталь, подшипниковая сталь и т.д.

После прокатки и ковки гиперэвтектоидной стали, охлажденная воздухом структура представляет собой пластинчатый перлит и ретикулярный цементит. Такая структура твердая и хрупкая, ее не только трудно резать, но и легко деформировать и растрескивать в процессе последующей закалки.

При сферификационном отжиге получают глобулярный перлит. В глобулярном перлите науглероженное тело выглядит как сферическая частица, а дисперсия распределяется по ферритовой матрице. Сферический перлит имеет не только низкую твердость, но и удобен для механической обработки.

Кроме того, зерно аустенита нелегко сделать крупным при нагреве, а склонность к деформации и растрескиванию мала при охлаждении.

Если в эвтектической стали имеется сетчатый цементит, необходимо устранить процесс нормализации перед сферификационом отжиге.

Цель:

Снизить твердость, получить однородную структуру, улучшить обрабатываемость для подготовки к закалке.

Существует много методов сферификационного отжига, в основном они включают:

A) Один процесс сферификационного отжига:

Нагрейте сталь до Ac1 более 20 ~ 30 ℃, сохранейте тепло в течение соответствующего времени, с медленным охлаждением печи. Требуется, чтобы исходная структура была мелкослоистым перлитом и не существовало сети науглероживания.

B) Изотермический сферификационный отжиг:

После теплоизоляции стали, вместе с печью охлаждается до температуры немного ниже Ar1 изотермический (обычно в Ar1 ниже 10 ~ 30 ℃).

После изотермического отжига с медленным охлаждением печи до около 500 ℃ затем вынуть сталь для воздушного охлаждения.

Он имеет преимущества короткого периода, равномерной сфероидизации и легкого контроля качества.

C) Процесс возвратно-поступательного сферического отжига.

Диффузионный отжиг (равномерный отжиг)

Процесс:

Нагрейте слиток, отливку или ковочную заготовку до температуры, которая немного ниже линии твердой фазы, в течение длительного времени, затем медленно охладите, чтобы устранить неоднородность химического состава.

Цель:

Для устранения дендритной сегрегации и региональной сегрегации в процессе затвердевания, для гомогенизации состава.

Температура диффузионного отжига очень высокая, обычно на 100 ~ 200 ℃ выше Ac3 или Accm, температура бетона зависит от степени сегрегации и марки стали.

Время сохранения тепла обычно составляет 10~15 часов.

После диффузионного отжига для доработки структуры необходим полный отжиг и нормализация.

Он применяется для некоторых высококачественных легированных сталей и сегрегации серьезных отливок и слитков из легированной стали.

Отжиг для снятия напряжения

Процесс:

Нагрев стали до определенной температуры ниже Ac1 (обычно 500 ~ 650 ℃), изоляция, а затем охлаждение с помощью печи. Температура отжига под напряжением ниже, чем у A1, поэтому отжиг под напряжением не вызывает структурных изменений.

Цель:

Устранение остаточного внутреннего напряжения.

Рекристаллизационный отжиг

Рекристаллизационный отжиг также известен как промежуточный отжиг.

Он заключается в нагреве холодной деформированной стали до температуры рекристаллизации и поддержания соответствующего времени, чтобы зерна деформации могли быть изменены в однородные и равные осевые зерна для устранения закалки и остаточного напряжения.

Для возникновения рекристаллизации необходимо сначала провести определенную холодную пластическую деформацию, а затем нагреть сталь до температуры выше определенной.

Минимальная температура для рекристаллизации называется самой низкой температурой рекристаллизации.

Самая низкая температура рекристаллизации общих металлических материалов составляет:

T рекристаллизации = 0,4T расплава.

Температура нагрева рекристаллизационного отжига должна быть выше самой низкой температуры рекристаллизации на 100 ~ 200 ℃ (минимальная температура рекристаллизации стали составляет около 450 ℃).

Медленное охлаждение после надлежащего сохранения тепла.

Как выбрать метод отжига

Выбор метода отжига обычно осуществляется по следующим принципам:

Для различных сталей гипоэвтектоидной структуры обычно выбирают полный отжиг. Чтобы сократить время отжига, можно использовать изотермический отжиг.
Сферификационный отжиг обычно используется в гиперэвтектоидной стали. Когда запрос не высок, отжиг можно не проводить. Инструментальная сталь, подшипниковая сталь часто подвергается сферификационному отжигу;
Прессованные и штампованные детали из низкоуглеродистой или среднеуглеродистой стали иногда подвергаются сферификационному отжигу;
Для устранения технологического упрочнения может использоваться рекристаллизационный отжиг;
Для устранения внутреннего напряжения, вызванного различными видами обработки, может быть использован отжиг под напряжением;
Для того чтобы улучшить неоднородность структуры и химического состава высококачественной легированной стали, часто используется диффузионный отжиг.

3.4: Классификация вещества по его составу

Последнее обновление
Сохранить как PDF

Идентификатор страницы: 47456

Цели обучения

Объяснить разницу между чистым веществом и смесью.
Объясните разницу между элементом и соединением.
Объясните разницу между гомогенной смесью и гетерогенной смесью.

Один из полезных способов организации нашего понимания материи состоит в том, чтобы представить себе иерархию, простирающуюся от самых общих и сложных до самых простых и фундаментальных (рис. \(\PageIndex{1}\)). Материю можно разделить на две широкие категории: чистые вещества и смеси. A чистое вещество — это форма вещества, которая имеет постоянный состав (это означает, что она везде одинакова) и свойства, которые являются постоянными для всего образца (это означает, что существует только один набор свойств, таких как температура плавления, цвет, температура кипения и т. д. по всему делу). Материал, состоящий из двух или более веществ, представляет собой смесь . Элементы и соединения являются примерами чистых веществ. Вещество, которое нельзя разложить на химически более простые компоненты, — элемент 9. 0035 . Алюминий, который используется в банках с газировкой, является элементом. Вещество, которое можно разложить на химически более простые компоненты (поскольку оно состоит из более чем одного элемента), представляет собой соединение . Например, вода представляет собой соединение, состоящее из элементов водорода и кислорода. На сегодняшний день в известной Вселенной насчитывается около 118 элементов. Напротив, на сегодняшний день ученые идентифицировали десятки миллионов различных соединений.

Рисунок \(\PageIndex{1}\): Взаимосвязь между типами вещества и методами разделения смесей

Обыкновенная поваренная соль называется хлоридом натрия. Он считается веществом , потому что имеет однородный и определенный состав. Все образцы хлорида натрия химически идентичны. Вода также является чистым веществом. Соль легко растворяется в воде, но соленую воду нельзя отнести к веществу, так как ее состав может быть разным. Вы можете растворить небольшое количество соли или большое количество в заданном количестве воды. Смесь — это физическая смесь двух или более компонентов, каждый из которых сохраняет свою идентичность и свойства в смесь . Меняется только форма соли, когда она растворяется в воде. Он сохраняет свой состав и свойства.

Однородная смесь представляет собой смесь, в которой состав однороден по всей смеси. Описанная выше соленая вода является однородной, поскольку растворенная соль равномерно распределена по всей пробе соленой воды. Часто гомогенную смесь легко спутать с чистым веществом, потому что они оба однородны. Отличие в том, что состав вещества всегда одинаков. Количество соли в соленой воде может варьироваться от одного образца к другому. Все растворы считаются гомогенными, поскольку растворенный материал присутствует в одинаковом количестве во всем растворе.

Гетерогенная смесь представляет собой смесь, состав которой неоднороден по всей смеси. Овощной суп представляет собой неоднородную смесь. Любая данная ложка супа будет содержать различное количество различных овощей и других компонентов супа.

Фаза

Фаза – это любая часть образца, имеющая однородный состав и свойства. По определению чистое вещество или гомогенная смесь состоит из одной фазы. Гетерогенная смесь состоит из двух или более фаз. Когда масло и вода смешиваются, они не смешиваются равномерно, а вместо этого образуют два отдельных слоя. Каждый из слоев называется фазой.

Пример \(\PageIndex{1}\)

Определите каждое вещество как соединение, элемент, гетерогенную смесь или гомогенную смесь (раствор).

фильтрованный чай
свежевыжатый апельсиновый сок
компакт-диск
оксид алюминия, белый порошок, содержащий атомы алюминия и кислорода в соотношении 2:3
селен

Подарено : химическое вещество

Запрашиваемый : его классификация

Определите, является ли вещество химически чистым. Если оно чистое, то вещество является либо элементом, либо соединением. Если вещество можно разделить на элементы, оно является соединением.
Если вещество не является химически чистым, оно представляет собой либо гетерогенную смесь, либо гомогенную смесь. Если его состав везде однороден, то это однородная смесь.

Раствор

A) Чай представляет собой раствор соединений в воде, поэтому он не является химически чистым. Обычно его отделяют от чайных листьев фильтрованием.
B) Поскольку состав раствора везде однороден, это гомогенная смесь .
A) Апельсиновый сок содержит как твердые частицы (мякоть), так и жидкость; он не является химически чистым.
B) Поскольку его состав не везде однороден, апельсиновый сок представляет собой гетерогенную смесь .
A) Компакт-диск представляет собой твердый материал, содержащий более одного элемента, по краям которого видны области разного состава. Следовательно, компакт-диск не является химически чистым.
B) Области разного состава указывают на то, что компакт-диск представляет собой гетерогенную смесь.
A) Оксид алюминия представляет собой отдельное, химически чистое соединение .
А) Селен является одним из известных элементов .

Упражнение \(\PageIndex{1}\)

Определите каждое вещество как соединение, элемент, гетерогенную смесь или гомогенную смесь (раствор).

белое вино
ртуть
Заправка для салата «ранчо»
сахар столовый (сахароза)

Ответ a:: гомогенная смесь (раствор)
Ответ б:: элемент
Ответ c:: гетерогенная смесь
Ответ д:: компаунд

Пример \(\PageIndex{2}\)

Как бы химик классифицировал каждый пример материи?

морская вода
почва
вода
кислород

Раствор

Соленая вода действует так, как если бы она была одним веществом, даже если она содержит два вещества — соль и воду. Соленая вода представляет собой однородную смесь или раствор.
Почва состоит из мелких кусочков различных материалов, поэтому представляет собой неоднородную смесь.
Вода — это вещество. В частности, поскольку вода состоит из водорода и кислорода, она представляет собой соединение.
Кислород, вещество, является элементом.

Упражнение \(\PageIndex{2}\)

Как бы химик классифицировал каждый образец вещества?

кофе
водород
яйцо

Ответ a:: гомогенная смесь (раствор), если это фильтрованный кофе
Ответ б:: элемент
Ответ c:: гетерогенная смесь

Резюме

Вещество можно разделить на две широкие категории: чистые вещества и смеси. Чистое вещество – это форма материи, которая имеет постоянный состав и свойства, постоянные во всем образце. Смеси представляют собой физические комбинации двух или более элементов и/или соединений. Смеси можно разделить на гомогенные и гетерогенные. Элементы и соединения являются примерами чистых веществ. Соединения – это вещества, состоящие из более чем одного типа атомов. Элементы — это простейшие вещества, состоящие только из атомов одного типа.

Словарь

Элемент: вещество, состоящее только из атомов одного типа.
Соединение: вещество, состоящее из более чем одного типа атомов, связанных вместе.
Смесь: комбинация двух или более элементов или соединений, которые не прореагировали, чтобы связать друг друга; каждая часть смеси сохраняет свои свойства.

Взносы и ссылки

ПОД ЛИЦЕНЗИЕЙ

Наверх

Была ли эта статья полезной?

Тип изделия
Раздел или Страница
Лицензия
СК-12
Показать страницу TOC
№ на стр.
Теги
1. автор@Генри Эгнью
2. автор@Мариса Альвиар-Агнью
3. компаунд
4. элемент
5. смесь
6. источник@https://www.ck12.org/c/chemistry/

Адаптация неоднородностей в высокоэнтропийных сплавах для обеспечения синергии прочности и пластичности

1. Мейерс, М. А. и Чавла, К. К. Механическое поведение материалов. (Прентис-Холл, Аппер-Сэдл-Ривер, Нью-Джерси, 1999 г.).

2. Лу, К. Создание пластичных прочных наноматериалов с помощью градиентов. Наука 345 , 1455–1456 (2014). [PubMed]

3. Дао М., Лу Л., Асаро Р. Дж., Де Хоссон Дж. Т. М. и Ма Э. К количественному пониманию механического поведения нанокристаллических металлов. Acta Mater. 55 , 4041–4065 (2007).

4. Zhu, Y.T. & Liao, X.Z. Наноструктурированные металлы: сохранение пластичности. Нац. Матер. 3 , 351–352 (2004). [PubMed]

5. Валиев, Р. Наноструктурирование металлов интенсивной пластической деформацией для улучшения свойств. Нац. Матер. 3 , 511–516 (2004). [PubMed]

6. Ричи, Р. О. Конфликты между силой и выносливостью. Нац. Матер. 10 , 817–822 (2011). [PubMed]

7. Ма, Э. Восемь способов улучшить пластичность при растяжении объемных наноструктурированных металлов и сплавов. JOM 58 , 49–53 (2006).

8. Мейерс, М. А., Мишра, А. и Бенсон, Д. Дж. Механические свойства нанокристаллических материалов. Прог. Матер. науч. 51 , 427–556 (2006).

9. Koch, C.C. Оптимизация прочности и пластичности нанокристаллических и ультрамелкозернистых металлов. шр. Матер. 49 , 657–662 (2003).

10. Ma, E. Нестабильность и пластичность нанокристаллических и ультрамелкозернистых металлов. Скр. Матер. 49 , 663–668 (2003).

11. Ма, Э. и Чжу, Т. На пути к синергии прочности и пластичности посредством проектирования гетерогенных наноструктур в металлах. Матер. Сегодня 20 , 323–331 (2017).

12. Ченг, З., Чжоу, Х., Лу, К., Гао, Х. и Лу, Л. Дополнительное упрочнение и деформационное упрочнение в градиентных нанодвойниках металлов. Наука 362 , 6414 (2018). [PubMed]

13. Liddicoat, P.V. et al. Наноструктурная иерархия повышает прочность алюминиевых сплавов. Нац. коммун. 1 , 63 (2010). [PubMed]

14. Lu, L., Shen, Y., Chen, X., Qian, L. & Lu, K. Сверхвысокая прочность и высокая электропроводность меди. Наука 304 , 422–426 (2004). [PubMed]

15. Wu, X. et al. Неоднородная пластинчатая структура объединяет сверхмелкозернистую прочность с крупнозернистой пластичностью. Проц. Натл акад. науч. США 112 , 14501–14505 (2015 г.). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

16. Юссеф, К. М., Скаттергуд, Р. О., Мурти, К. Л., Хортон, Дж. А. и Кох, К. С. Сверхвысокая прочность и высокая пластичность объемной нанокристаллической меди. заявл. физ. лат. 87 , 9 (2005).

17. Wu, X., Jiang, P., Chen, L., Yuan, F. & Zhu, Y.T. Чрезвычайное деформационное упрочнение градиентной структурой. Проц. Натл акад. науч. США 111 , 7197–7201 (2014). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

18. Zhao, Y.H. et al. Высокая пластичность и прочность при растяжении объемного наноструктурированного никеля. Доп. Матер. 18 , 2280–2283 (2006).

19. Ван Ю., Чен М. , Чжоу Ф. и Ма Э. Высокая пластичность при растяжении в наноструктурированном металле. Природа 419 , 912–915 (2002). [PubMed]

20. Фанг, Т. Х., Ли, У. Л., Тао, Н. Р. и Лу, К. Выявление исключительной внутренней пластичности при растяжении в градиентной нанозернистой меди. Наука 331 , 1587–1590 (2011). [PubMed]

21. Wu, X. et al. Нанодоменный никель объединяет прочность нанокристаллов с крупнозернистой пластичностью. наук. Респ. 5 , 11728 (2015). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

22. Lei, Z. et al. Повышенная прочность и пластичность высокоэнтропийного сплава за счет упорядоченных кислородных комплексов. Природа 563 , 546–550 (2018). [PubMed]

23. Yang, M. X. et al. Динамически усиленная гетерогенная зернистая структура продлевает пластичность среднеэнтропийного сплава с гигапаскальным пределом текучести. Проц. Натл. акад. науч. США 115 , 7224–7229 (2018). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

24. Sohn, S.S. et al. Сверхпрочные однофазные сплавы со средней энтропией, разработанные за счет сильного искажения решетки. Доп. Матер. 31 , 8 (2019). [PubMed]

25. Jo, Y.H. et al. Повышение криогенной прочности за счет использования деформационного двойникования при комнатной температуре в частично рекристаллизованном высокоэнтропийном сплаве VCrMnFeCoNi. Нац. коммун. 8 , 15719 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

26. Yang, T. et al. Многокомпонентные интерметаллические наночастицы и превосходные механические свойства сложных сплавов. Наука 362 , 933–937 (2018). [PubMed]

27. Ye, Y.F., Wang, Q., Lu, J., Liu, C.T., & Yang, Y. Высокоэнтропийный сплав: проблемы и перспективы. Матер. Сегодня 19 , 349–362 (2016).

28. Zhang, Y. et al. Микроструктуры и свойства высокоэнтропийных сплавов. Прог. Матер. науч. 61 , 1–93 (2014).

29. Tsai, M.H., & Yeh, J.W. Высокоэнтропийные сплавы: критический обзор. Матер. Рез. лат. 2 , 107–123 (2014).

30. Чудо Д. Б., Сенков О. Н. Критический обзор высокоэнтропийных сплавов и связанных с ними концепций. Acta Mater. 122 , 448–511 (2017).

31. Джордж Э.П., Раабе Д. и Ричи Р.О. Высокоэнтропийные сплавы. Нац. Преподобный Матер. 4 , 515–534 (2019).

32. Gludovatz, B. et al. Исключительная устойчивость к повреждениям среднеэнтропийного сплава CrCoNi при криогенных температурах. Нац. коммун. 7 , 10602 (2016). [Статья бесплатно PMC] [PubMed]

33. Li, Z., Pradeep, K.G., Deng, Y., Raabe, D., & Tasan, C.C. Метастабильные высокоэнтропийные двухфазные сплавы преодолевают компромисс между прочностью и пластичностью. выключенный. Природа 534 , 227–230 (2016). [PubMed]

34. Wei, D. et al. Новые высокоэнтропийные сплавы с высоким содержанием кобальта и превосходными свойствами при растяжении. Матер. Рез. лат. 7 , 82–88 (2019).

35. Li, Z., Tasan, C.C., Springer, H., Gault, B., & Raabe, D. Межузельные атомы обеспечивают совместное двойникование и пластичность, индуцированную трансформацией, в прочных и пластичных высокоэнтропийных сплавах. наук. Респ. 7 , 40704 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

36. Shi, P. et al. Улучшенная синергия прочности и пластичности в ультрамелкозернистых эвтектических высокоэнтропийных сплавах за счет наследования микроструктурных ламелей. Нац. коммун. 10 , 489 (2019). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

37. Сантодонато, Л.Дж., Лиав, П.К., Уночич, Р.Р., Бей, Х., и Моррис, Дж.Р. Прогнозируемая многофазная эволюция в высокоэнтропийных сплавах, содержащих алюминий. Нац. коммун. 9 , 4520 (2018). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

38. Liang, Y.J. et al. Благодаря высокому содержанию пластичных когерентных нанопреципитатов получаются сверхпрочные высокоэнтропийные сплавы. Нац. коммун. 9 , 4063 (2018). [Статья PMC бесплатно] [PubMed]

39. Shukla, S. et al. Иерархические особенности в сочетании с гетерогенной зернистой структурой обеспечивают исключительную синергию прочности и пластичности. Матер. Рез. лат. 6 , 676–682 (2018).

40. He, J.Y. et al. Дисперсионно-твердеющий высокоэнтропийный сплав с выдающимися свойствами при растяжении. Acta Mater. 102 , 187–196 (2016).

41. Liu, W.H. et al. Ковкий CoCrFeNiMo _x высокоэнтропийные сплавы, упрочненные твердыми интерметаллидными фазами. Acta Mater. 116 , 332–342 (2016).

42. Li, D. et al. Высокоэнтропийные Al _0,3 Волокна из сплава CoCrFeNi с высокой прочностью на растяжение и пластичностью при температуре окружающей среды и криогенных температурах. Acta Mater. 123 , 285–294 (2017).

43. Lu, Y. et al. Прямолитые объемные эвтектические и околоэвтектические высокоэнтропийные сплавы со сбалансированной прочностью и пластичностью в широком диапазоне температур. Acta Mater. 124 , 143–150 (2017).

44. Gao, X. et al. Микроструктурные истоки высокой прочности и пластичности эвтектического высокоэнтропийного сплава AlCoCrFeNi _2.1. Acta Mater. 141 , 59–66 (2017).

45. Бхаттачарджи Т. и др. Одновременное повышение прочности и пластичности нанопластинчатого высокоэнтропийного эвтектического сплава AlCoCrFeNi _2.1 методами криопрокатки и отжига. наук. Респ. 8 , 3276 (2018). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

46. Wani, I.S. et al. Ультрамелкозернистый AlCoCrFeNi _2.1 эвтектический высокоэнтропийный сплав. Матер. Рез. лат. 4 , 174–179 (2016).

47. Wei, S., He, F. & Tasan, C.C. Метастабильность в высокоэнтропийных сплавах: обзор. Дж. Матер. Рез. 33 , 2924–2937 (2018).

48. Ву С. Л. и Ма Э. Неопубликованные результаты.

49. Lu, W., Liebscher, C.H., Dehm, G., Raabe, D., & Li, Z. Двунаправленное преобразование позволяет создавать иерархические наноламинатные двухфазные высокоэнтропийные сплавы. Доп. Матер. 30 , 1804727 (2018). [PubMed]

50. Су, Дж., Раабе, Д. и Ли, З. Дизайн иерархической микроструктуры для настройки механического поведения высокоэнтропийного сплава TRIP-TWIP с междоузлиями. Acta Mater. 163 , 40–54 (2019).

51. Gludovatz, B. et al. Стойкий к разрушению высокоэнтропийный сплав для криогенных применений. Наука 345 , 1153–1158 (2014). [PubMed]

52. Wu, Z., Bei, H., Pharr, G.M., & George, E.P. Температурная зависимость механических свойств эквиатомных сплавов твердых растворов с гранецентрированной кубической кристаллической структурой. Acta Mater. 81 , 428–441 (2014).

53. Yoshida, S., Bhattacharjee, T., Bai, Y., & Tsuji, N. Напряжение трения и зависимость Холла-Петча в эквиатомном среднеэнтропийном сплаве CoCrNi, обработанном интенсивной пластической деформацией и последующим отжигом. шр. Матер. 134 , 33–36 (2017).

54. Zaddach, A.J., Scattergood, R.O., & Koch, C.C. Свойства растяжения высокоэнтропийных сплавов с низкой энергией дефекта упаковки. Матер. науч. англ. А 636 , 373–378 (2015).

55. Степанов Н. и соавт. Влияние криодеформации на структуру и свойства высокоэнтропийного сплава CoCrFeNiMn. Интерметаллиды. 59 , 8–17 (2015).

56. Schuh, B. et al. Механические свойства, микроструктура и термическая стабильность нанокристаллического высокоэнтропийного сплава CoCrFeMnNi после интенсивной пластической деформации. Acta Mater. 96 , 258–268 (2015).

57. Wu, S.W. et al. Улучшение соотношения прочности и пластичности в высокоэнтропийном сплаве за счет гетерогенной структуры. Acta Mater. 165 , 444–458 (2019).

58. Мин К., Би Х. и Ван Дж. Прочность и пластичность сплава CrFeCoNiMo с иерархической микроструктурой. Междунар. Дж. Пласт. 113 , 255–268 (2019).

59. Слоун, К.Э., Мяо, Дж., Джордж, Э.П., и Миллс, М.Дж. Достижение сверхвысокой прочности и пластичности в эквиатомном CrCoNi с частично рекристаллизованными микроструктурами. Acta Mater. 165 , 496–507 (2019).

60. Wu, Z., Gao, Y., & Bei, H. Механизмы термической активации и анализ упрочнения типа Лабуша для семейства высокоэнтропийных и эквиатомных сплавов в твердом растворе. Acta Mater. 120 , 108–119 (2016).

61. Liu, G. et al. Наноструктурированные высокопрочные сплавы молибдена с беспрецедентной пластичностью при растяжении. Нац. Матер. 12 , 344–350 (2013). [PubMed]

62. Чжао Ю. Х., Ляо X. Z., Ченг С., Ма Э. и Чжу Ю. Т. Одновременное повышение пластичности и прочности наноструктурированных сплавов. Доп. Матер. 18 , 2280–2283 (2006).

63. Ченг С., Чжао Ю. Х., Чжу Ю. Т. и Ма Э. Оптимизация прочности и пластичности сплава 2024 Al с тонкой структурой путем наноосаждения. Acta Mater. 55 , 5822–5832 (2007).

64. Wang, S.P., Ma, E., & Xu, J. Прочность на излом объемно-центрированных кубических (TiZrNbTa) сплавов Mo с высокой энтропией. Интерметаллиды 103 , 78–87 (2018).

65. Сенков О. Н., Пильчак А. Л., Семиатин С. Л. Влияние холодной деформации и отжига на микроструктуру и свойства при растяжении тугоплавкого высокоэнтропийного сплава HfNbTaTiZr. Металл. Матер. Транс. A49 , 2876–2892 (2018).

66. Сеньков О. Н., Семиатин С. Л. Микроструктура и свойства тугоплавкого высокоэнтропийного сплава после наклепа. J. Alloys Compd. 649 , 1110–1123 (2015).

67. Wu, Y.D. et al. Тугоплавкий Hf ₂₅ Nb ₂₅ Ti ₂₅ Zr ₂₅ высокоэнтропийный сплав с превосходной структурной стабильностью и свойствами при растяжении. Матер. лат. 130 , 277–280 (2014).

68. Dirras, G. et al. Упругие и пластические свойства литого эквимолярного высокоэнтропийного сплава TiHfZrTaNb. Матер. науч. англ. А 654 , 30–38 (2016).

69. Lilensten, L. et al. Конструкция и свойства при растяжении ОЦК высокоэнтропийного сплава, богатого титаном, с пластичностью, вызванной трансформацией. Матер. Рез. лат. 5 , 110–116 (2017).

70. Huang, H. et al. Пластичное пластическое превращение хрупких высокоэнтропийных сплавов с помощью технологии метастабильности. Доп. Матер. 29 , 1701678 (2017). [PubMed]

71. Bu Y. et al. Небазальные системы скольжения обеспечивают прочную и пластичную гексагональную плотноупакованную высокоэнтропийную фазу. Физ. Преподобный Летт. 122 , 075502 (2019). [PubMed]

72. Сеньков О.Н., Чудо Д.Б., Чапут К.Дж. и Кузини Ж.-П. Разработка и исследование тугоплавких высокоэнтропийных сплавов – обзор. Дж. Матер. Рез. 33 , 3092–3128 (2018).

73. Мейерс, М. А., и Чавла К. К. Механическое поведение материалов (2-е изд.) 345–352 (издательство Кембриджского университета, 2009 г.).

74. Jiang, S. et al. Сверхпрочная сталь за счет минимального несоответствия решетки и нанопреципитации высокой плотности. Природа 544 , 460 (2017). [PubMed]

75. Kim, S.H., Kim, H., & Kim, N.J. Хрупкое интерметаллическое соединение позволяет получить сверхпрочную сталь с низкой плотностью и высокой пластичностью. Природа 518 , 77–78 (2015). [PubMed]

76. Сон, С. С., Сонг, Х., Квак, Дж. Х., и Ли, С. Значительное улучшение деформационного упрочнения и пластичности до 95% в легкодеформируемых высокопрочных дуплексных сталях. наук. Респ. 7 , 1927 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

77. Sohn, S.S. et al. Новая прочность 1,5 ГПа с пластичностью 50% за счет пластичности, вызванной превращением нерекристаллизованного аустенита в дуплексных сталях. наук. Респ. 7 , 1255 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

78. Edalati, K. et al. Развитие сверхвысокой прочности и высокой пластичности в наноструктурированных сплавах железа с разупрочнением решетки и нанодвойниками. Скр. Матер , 67 , 511–514 (2012).

79. Эдалати К., Фурута Т., Дайо Т., Курамото С. и Хорита З. Высокая прочность и высокая однородная пластичность в сильно деформированном железном сплаве за счет разупрочнения решетки и формирования мультимодальной структуры. Матер. Рез. лат. 3 , 197–202 (2015).

80. Ma, Y., Yang, M., Jiang, P., Yuan, F., & Wu, X. Механизмы пластической деформации в сильно деформированном сплаве Fe-Ni-Al-C с превосходными свойствами при растяжении. наук. Респ. 7 , 15619 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

81. He, B.B. et al. Большая пластичность, вызванная высокой плотностью дислокаций в деформированных и разделенных сталях. Наука 357 , 1029–1032 (2017). [PubMed]

82. Yuan, L. et al. Наноразмерная реверсия аустенита посредством разделения, сегрегации и кинетического замораживания: пример пластичной стали Fe-Cr-C 2 ГПа. Acta Mater. 60 , 2790–2804 (2012).

83. Ван, М. М., Тасан, К. С., Понге, Д., и Раабе, Д. Spectral TRIP позволяет использовать пластичный мартенсит с давлением 1,1 ГПа. Acta Mater. 111 , 262–272 (2016).

84. Varvenne, C. , Luque, A. & Curtin, W.A. Теория упрочнения высокоэнтропийных сплавов с ГЦК. Acta Mater. 118 , 164–176 (2016).

85. Хейворд, Э., Део, К., Уберуага, Б.П., и Томе, С.Н. Взаимодействие винтовой дислокации с точечными дефектами в ОЦК железе. Филос. Маг. 92 , 2759–2778 (2012).

86. Leyson, G.P.M., Hector Jr, L.G., & Curtin, W.A. Упрочнение раствором из первых принципов и применение к алюминиевым сплавам. Acta Mater. 60 , 3873–3884 (2012).

87. Чжао Ю.Ю., Лей З.Ф., Лу З.П., Хуанг Дж.К. и Ниех Т.Г. Упрощенная модель, связывающая искажение решетки с напряжением трения эквиатомных высокоэнтропийных сплавов на основе ниобия. Матер. Рез. лат. 7 , 340–346 (2019).

88. О, Х.С. и др. Инженерная сложность атомного уровня в высокоэнтропийных и сложных концентрированных сплавах. Нац. коммун. 10 , 2090 (2019). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

89. Li, Q.-J., Sheng, H.W. & Ma, E. Упрочнение в сплавах с несколькими основными элементами с шероховатыми путями дислокаций локального химического порядка. Нац. коммун. 10 , 3563 (2019). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

90. Ding, Q. et al. Наблюдение в реальном времени в наномасштабе механизмов деформации в средне- и высокоэнтропийных сплавах на основе CrCoNi при криогенных температурах. Матер. Сегодня 25 , 21–27 (2019).

91. Smith, T.M. et al. Характеристика и моделирование 60-градусных дислокаций в высокоэнтропийном сплаве на атомном уровне. Acta Mater. 110 , 352–363 (2016).

92. Xu, X.D. et al. Исследование дислокационной структуры в гранецентрированном кубическом высокоэнтропийном сплаве Al _0,1 CoCrFeNi с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Acta Mater. 144 , 107–115 (2018).

93. Дин, Дж., Ю, К., Аста, М., и Ричи, Р. О. Настраиваемые энергии дефектов упаковки путем адаптации локального химического порядка в сплавах CrCoNi со средней энтропией. Проц. Натл. акад. науч. США 115 , 8919–8924 (2018). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

94. Франческо Мареска, Ф. и Кертин, В.А., Теория упрочнения винтовыми дислокациями в случайных ОЦК-сплавах от разбавленных до «высокоэнтропийных» сплавов, Acta Mater. 182 , 144–162 (2020).

95. Эшби М.Ф. Деформация пластически неоднородных материалов. Филос. Маг. 21 , 399–424 (1970).

96. Ding, Q. et al. Распределение элементов настройки, структура и свойства по составу в высокоэнтропийных сплавах. Природа 574 , 223–229 (2019). [PubMed]

97. Zhang Z. et al. Дислокационные механизмы и трехмерная двойная архитектура обеспечивают исключительную комбинацию прочности, пластичности и ударной вязкости в среднеэнтропийном сплаве CrCoNi. Нац. коммун. 8 , 14390 (2017). [Бесплатная статья PMC] [PubMed]

98. Yang, M. et al. Высокая ударная вязкость среднеэнтропийного сплава CrCoNi при температуре жидкого гелия. шр. Матер. 172 , 66–71 (2019).

Формирование равноосных кристаллических структур в сплавах Al-Si с направленной кристаллизацией с использованием гетерогенных зародышей на основе Nb

Abstract

Разработка химических композиций, содержащих мощные зародыши, для усиления гетерогенного зародышеобразования в алюминии, особенно в литых сплавах, таких как сплавы Al-Si , имеет важное значение для достижения однородных свойств в отливках со сложной геометрией. Мы установили, что соединения Al ₃ Nb/NbB ₂ являются эффективными гетерогенными зародышами и успешно производятся в виде лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2). Наше исследование показывает, что модифицирование припоя Al-10Si этими соединениями эффективно способствует гетерогенному зарождению первичных кристаллов α-Al и уменьшает переохлаждение, необходимое для затвердевания. Кроме того, мы приводим доказательства того, что эти соединения на основе ниобия предотвращают рост столбчатых кристаллов и впервые позволяют получать мелкие и равноосные кристаллы в направленно затвердевающем припое Al-10Si. Было обнаружено, что из-за сильнодействующих гетерогенных частиц размер кристаллов α-Al в меньшей степени зависит от условий обработки, особенно от температурного градиента. Наконец, мы также демонстрируем, что усиленное зародышеобразование приводит к измельчению вторичных фаз, таких как эвтектический кремний и частицы первичного кремния.

Введение

Сплавы Al-Si являются важными конструкционными материалами, которые обычно перерабатываются методами литья из-за их хорошей текучести ¹ . Сплавы Al-Si обычно используются в самых разных областях, таких как автомобильные компоненты (детали двигателя и колеса), морская арматура, архитектурные панели, а также медицинское и стоматологическое оборудование ^2,3 . Форма этих литых изделий, таких как блоки цилиндров, обычно довольно сложная, и поэтому они состоят из секций с различной толщиной стенок. При стандартных условиях затвердевания литая деталь имеет неоднородную зернистую структуру. В частности, более толстые секции затвердевают при более низкой скорости охлаждения (т. е. при меньшем температурном градиенте) и, таким образом, будут характеризоваться более грубой структурой по сравнению с более тонкими секциями 9.0934 4 . Поскольку зернистая структура связана с механическим поведением материала, литая деталь имеет анизотропную реакцию на внешние нагрузки, такие как механические или термические напряжения, вызывающие ее преждевременный выход из строя. Получение мелких равноосных зерен желательно при литье металлов, так как это дает преимущества с точки зрения повышения прочности отливок (т. достигается восприимчивость к разрывам, более высокие механические характеристики, а также более легкая и однородная последующая механическая обработка. Структура, характеризующаяся тонкой равноосной кристаллической структурой независимо от условий охлаждения (т. е. толщины стенок детали), также открывает возможность для улучшения и оптимизации конструкции отливок.

Формирование неоднородной зернистой структуры особенно заметно в деталях с направленным отверждением, таких как заготовки для непрерывного литья (т.е. с прямым охлаждением), диаметр которых может составлять несколько метров. В материалах с направленным отверждением затвердевание начинается с внешней поверхности (называемой зоной охлаждения) и продолжается по направлению к центру отливки. Из-за внутренней природы процесса затвердевания отливка состоит из столбчатых зерен во внешней части, переходящих в равноосные кристаллы, движущиеся к центру. Эта разница в кристаллической структуре по поперечному сечению отливки отрицательно влияет на реакцию материала при последующих процессах деформации путем прокатки, экструзии и т. д. Например, припой Al-10Si обычно получают в виде заготовки для литья постоянным током, а затем пластически деформированные для производства автомобильных радиаторов. Следовательно, достижение (мелких) полностью равноосных зернистых структур также имеет первостепенное значение для направленно затвердевших компонентов, чтобы гарантировать изотропное деформационное поведение и предотвратить образование дефектов и трещин ⁵ . В частности, уменьшение скальпирования слитков и увеличение выхода дорогостоящего материала после обработки являются преимуществами мелкозернистой и однородной кристаллической структуры.

В соответствии с классической теорией зародышеобразования более однородная структура зерен может быть достигнута, если присутствуют мощные зародыши, способствующие гетерогенному зарождению кристаллов первичной фазы ⁶ . Кроме того, стимулирование зародышеобразования над ростом (т.е. двух стадий затвердевания) приводит к получению большего количества мелких кристаллов, независимо от местных условий затвердевания. Соответственно, также достигаются улучшенные свойства и характеристики (независимо от того, являются ли они физическими, механическими или технологическими), а также более изотропное поведение материала ^3,7,8 . Преднамеренное добавление гетерогенных ядер для стимуляции зародышеобразования известно как инокуляция.

Энергетический барьер () для зародышеобразования расплавленного металла, модифицированного гетерогенными зародышами, выражается в термодинамических терминах как (1):

где γ _SL – энергия границы твердое тело-жидкость, Δ S — изменение энтропии, Δ T — изменение температуры и f(θ) — функция угла смачивания (θ) . Δ T также известен как переохлаждение, необходимое для затвердевания. Из (1), где Δ T пропорционально квадрату несоответствия решеток ( δ ) между гетерогенными ядрами и зародышевой фазой (), как сообщают Тернбулл и Воннегут ⁹ . Следовательно, гетерогенные ядра с высокой способностью стимулировать зародышеобразование должны иметь хорошую решетку и положение атомов, совпадающее с зародышеобразующей фазой (т.е. низкое δ ). Два других аспекта следует учитывать при разработке эффективных гетерогенных зародышей для отверждения материалов 9. 0934 10 : зародыши должны иметь достаточно высокую температуру плавления, чтобы не растворяться в расплавленном материале, и зародыши должны быть химически стабильными, чтобы их структура решетки не изменялась, когда зародыши контактируют с химическими элементами, присутствующими в расплавленном материале. . Типичный пример взаимодействия преднамеренно добавленных гетерогенных зародышей с легирующими элементами расплавленного материала происходит, когда лигатуры Al-Ti-B или Al-Ti-C используются для модифицирования сплавов Al-Si. Эти лигатуры на основе титана, которые очень эффективно стимулируют зародышеобразование в деформируемых алюминиевых сплавах, неэффективны в сплавах алюминий-кремний, потому что зародыши на основе титана реагируют с кремнием сплава алюминий-кремний с образованием силицидов титана (т. TiSi, Ti ₅ Si ₃ и TiSi ₂ ) ^{11,12,13,14,15} . Эти силициды титана имеют высокое значение δ с решеткой Al, и поэтому нельзя стимулировать зародышеобразование. Кроме того, с помощью термодинамических исследований было научно доказано, что избыток Ti по сравнению с тем, что необходимо для образования зародышей частиц TiB ₂, увеличивает скорость роста Al-дендритов, так что рост превосходит зародышеобразование ^{16,17,18, 19} . Мы обнаружили, что соединения на основе Nb (Al ₃ Nb/NbB ₂ ) не характеризуются этим явлением, по крайней мере, при температуре обработки, обычно используемой в алюминиевом литье (~700–800 °C). Это связано с тем, что образование силицидов ниобия происходит при гораздо более высоких температурах по сравнению с силицидами титана. Это означает, что Al ₃ Nb/NbB ₂ гораздо более термодинамически и химически стабильны ^20,21 по сравнению с Al ₃ Ti/TiB ₂ . Ранее мы показали, что Al ₃ Nb/NbB ₂ может способствовать зарождению кристаллов Al в сплавах Al-Si, обработанных методом литья под давлением ^22,23 ; однако формирование однородной зернистой структуры в направленно затвердевшей отливке Al-Si ранее не достигалось. Твердые припои Al-10Si обычно перерабатываются с использованием процесса литья на постоянном токе, в котором расплав подвергается направленному отверждению, вызываемому охлаждением распылением воды. Формирование крупных столбчатых зерен не является идеальным из-за неоднородного химического состава и необходимости скальпирования большой части заготовки. В этой работе мы разработали и успешно добились улучшенного гетерогенного зародышеобразования сплавов Al-10Si путем модифицирования соединениями на основе Nb с использованием лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2). Самое главное, представлено всестороннее понимание эффектов и явлений, происходящих во время модифицирования сплавов Al-Si соединениями на основе Nb. В частности, рассматривалась направленная кристаллизация припоя Al-10Si с использованием оборудования, имитирующего метод литья постоянным током в промышленных масштабах. Наличие Al ₃ Nb/NbB ₂ гетерогенные зародыши привели к очень тонкой однородной зернистой структуре по всему отливу.

Характеристика лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2) 1 и 2), содержащие соединения на основе Nb (Al

₃ Nb/NbB ₂). Эти соединения должны оставаться в виде стабильных кристаллов, диспергированных в алюминиевой матрице после отливки лигатуры Al-2Nb-xB. Аль ₃ Nb/NbB ₂ кристаллы действуют как гетерогенные зародыши после добавления лигатуры Al-2Nb-xB в расплавленные литые сплавы Al-Si до их затвердевания. Фактическое образование и присутствие этих соединений на основе Nb было подтверждено с помощью анализов SEM-EDS и TEM лигатур Al-2Nb-xB (рис. 1).

Рисунок 1

Репрезентативные результаты исследования микроструктуры лигатур Al-2Nb-xB: ( a , b ) оптические и вторичные электронные микрофотографии, показывающие распределение соединений на основе Nb, встроенных в Al матрица, ( c , d ) полуколичественный EDS анализ химии и стехиометрии соединений на основе Nb и ( e , f ) микрофотографии ПЭМ и СЭМ протравленных лигатур Al-2Nb-xB, показывающие тетрагональная и гексагональная кристаллографическая структура кристаллов Al ₃ Nb и NbB ₂ соответственно.

Изображение с полным размером

Было обнаружено достаточно однородное распределение субмикрометровых и микрометровых соединений на основе ниобия, встроенных в алюминиевую матрицу. При этом вместо крупных монокристаллов образуются агломераты Al ₃ Nb/NbB ₂ кристаллы образовались в результате производственного процесса, используемого для изготовления лигатур Al-2Nb-xB. Эти агломераты присутствуют в концентрированной лигатуре, и когда лигатура добавляется к расплаву Al-10Si, модификаторы диспергируются в расплаве сплава. Для более высоких концентраций x (1 и 2) помимо соединений Al ₃ Nb/NbB ₂ в лигатуре присутствовали непрореагировавшие блочные частицы AlB ₁₂. Анализ микроструктуры лигатур Al-2Nb-xB с помощью ПЭМ и СЭМ был проведен для изучения кристаллографической структуры: тетрагональная для Al ₃ Nb (DO ₂₂ ) ^24,25 и шестигранник для NbB ₂ (P _6/ммм ) ²⁶ . Параметры решетки этих структур: a = 3,8485 Å и c = 8,615 Å для Al ₃ Nb и a = 3,102 Å и c = 3,285 Å для NbB _{2 29093 соответственно 29093 Полуколичественный химический анализ EDS дополнительно подтвердил химический состав и стехиометрию соединений на основе Nb.}

Эксперименты по отверждению

Термический анализ отверждения сплава Al-10Si был проведен для количественной оценки эффекта модифицирования с помощью гетерогенных зародышей на основе ниобия. Суммарное переохлаждение (Δ T ), необходимого для того, чтобы иметь достаточно большой стабильный кластер атомов для зародышеобразования первичного α-Al в эталонном материале, составляет 2,1 °C (рис. 2). Модификация сплава Al-10Si путем добавления лигатур Al-2Nb-xB снижает Δ T до 1,3 °C, тем самым уменьшая примерно на 40% и усиливая образование первичных кристаллов α-Al. Рис. 20954 ΔT ), необходимые для начала зарождения первичных кристаллов α-Al.

Изображение с полным размером

Модификация сплава Al-10Si перед направленной кристаллизацией привела к значительному изменению кристаллографической структуры по сравнению с эталонным сплавом (т. представлено на рис. 3.

Рис. 3

Макротравление поверхности направленно-кристаллизованных заготовок Al-10Si, изготовленных с использованием имитатора DC-casting: ( a ) без модифицирования, ( b ) с модифицированием посредством гетерогенных зародышей на основе ниобия и ( c ) схемы различных структур зерен.

Изображение полного размера

Эталонный сплав Al-10Si с направленной кристаллизацией характеризуется неоднородной зернистой структурой, состоящей из 4 зон. После инокуляции с помощью гетерогенных зародышей на основе Nb предотвращается образование столбчатых зерен, следовательно, происходит переход от столбчатого к равноосному (CET), а микроструктура состоит из равноосных кристаллов, размер которых слегка прогрессивно укрупняется в направлении затвердевания. Микроструктурная характеристика, выполненная на полированных и травленых поперечных сечениях заготовок, подтвердила различную кристаллическую структуру сплавов Al-10Si (рис. 4).

Рисунок 4

Результаты микроструктурного анализа сплава Al-10Si с направленной кристаллизацией, демонстрирующие различные кристаллографические структуры: ( a ) без модифицирования и ( b ) с модифицированием посредством гетерогенных зародышей на основе ниобия. Введение соединений на основе Nb значительно усиливает зародышеобразование, способствуя образованию равноосных кристаллов и препятствуя образованию столбчатых зерен; это приводит к гораздо более изотропной кристаллографической структуре. Как следствие, прогнозируется лучшее деформационное поведение в последующих процессах и улучшенные характеристики (технологические и механические). (Обозначения — CZ: зона охлаждения, CC: столбчатые кристаллы, LCC: длинные столбчатые кристаллы, CET: переходная зона от столбчатого к равноосному, CEC: крупные равноосные кристаллы и (V) FEC: (очень) мелкие равноосные кристаллы).

Изображение полного размера

Помимо кристаллов α-Al, микроструктура направленно затвердевшего сплава Al-10Si состоит из игольчатого эвтектического кремния, фактически представляющего собой чешуйки в 3D, и первичных частиц кремния. В случае эталонного сплава между дендритными ветвями растущих столбчатых и равноосных кристаллов формируется неравномерное распределение эвтектической фазы (50–200 мкм) (рис. 5а). Кроме того, также присутствуют ограненные первичные частицы кремния (20–50 мкм), поскольку разделение кремния становится более важным по мере затвердевания. Таким образом, количество и размер этих первичных частиц Si больше в зоне КЭП эталонного сплава, чем в зонах КК и НКК (рис. 4а). Сплав Al-10Si, модифицированный соединениями на основе Nb, показывает более равномерное распределение более мелкой вторичной эвтектической фазы (10–40 мкм) вследствие более мелких кристаллов α-Al (рис. 5б). Кроме того, размер и количество первичных частиц Si (<10 мкм) значительно меньше (рис. 4б).

Рисунок 5

Детали вторичной эвтектической фазы сплавов Al-10Si с направленной кристаллизацией: ( a ) без модифицирования и ( b ) с модифицированием посредством гетерогенных зародышей на основе Nb. Микрофотографии относятся к зонам ЦИК и ФЭК, описанным на рис. 4, соответственно.

Изображение с полным размером

Обсуждение

Соединения на основе Nb (Al ₃ Nb/NbB ₂ ) характеризуются теми же кристаллографическими структурами, что и соединения на основе Ti (Al ₃ Ti/TiB ₂ ) используется для рафинирования деформируемых алюминиевых сплавов. В частности, Al ₃ Ti и Al ₃ Nb кристаллизуются в тетрагональную решетку, тогда как TiB ₂ и NbB ₂ имеют гексагональную решетку (рис. 1). Помимо того, что они изоморфны, соединения на основе Ti и Nb также имеют схожие параметры решетки и, следовательно, сопоставимое несоответствие решетки ( δ ) с гранецентрированной кубической решеткой Al. Низкое значение δ является одним из критических факторов, способствующих гетерогенному зародышеобразованию. В связи с низкой δ , ожидается снижение переохлаждения ΔT ^8,28,29 . Эксперименты по затвердеванию, проведенные на сплаве Al-10Si, подтвердили, что добавление искусственных зародышей фактически снижает ΔT (рис. 2) из-за низкого δ между Al ₃ Nb/NbB ₂ и первичным α -Увы . В частности, согласно модели гетерогенного зарождения ³⁰ Брамфитта, зарождение первичных кристаллов α-Al, вероятно, происходит на: Al ₃ Кристаллы Nb из слоя Al ₃ Слоя Nb, сформированного поверх соединений NbB ₂ (например, в случае ядер на основе Ti ³¹ ), а также вдоль плоскостей с низким показателем преломления NbB ₂ кристаллы.

В процессе направленной кристаллизации эталонный сплав Al-10Si претерпевает различные изменения в морфологии кристаллов (рис. 3а), образуя неоднородную и сложную кристаллическую структуру, состоящую из четырех различных зон (рис. 4а). В нижней части заготовки сплав начинает затвердевать при контакте с медной пластиной и сразу после этого, как только медная пластина удаляется, вступает в непосредственный контакт со струей воды. Следовательно, из-за высокого температурного градиента (т.е. скорости охлаждения) эта зона характеризуется чрезвычайно мелкими беспорядочно ориентированными дендритными кристаллами (зона 1: CZ). Начиная с этих неограненных мелких кристаллов, преобладают зерна определенной ориентации, растущие в направлении отбора скрытой теплоты. Таким образом, микроструктура сплава Al-10Si начинает состоять из большего количества столбчатых кристаллов относительно небольшого размера (зона 2: CC). После этого выживает относительно небольшое количество длинных столбчатых кристаллов, которые составляют микроструктуру материала (Зона 3: LCC). Формирование столбчатых кристаллов обусловлено различными факторами, такими как ограниченный рост, вызванный столбчатыми кристаллами, разделение растворенных веществ, температурный градиент, выделение скрытого тепла, а также конкуренция между различными растущими кристаллами. На этой стадии преобладающим механизмом затвердевания по-прежнему является столбчатый дендритный, как это было в зоне 2 и зоне 3. По мере развития направленного затвердевания кристаллическая структура материала трансформируется в равноосную (зона 4: CEC), хотя размер кристаллов относительно грубый. CET определяется уменьшением температурного градиента в сочетании с более низкой скоростью роста и образованием новых стабильных зародышей из-за обогащения растворенными веществами. Образование этих беспорядочно ориентированных кристаллов указывает на то, что на конечной стадии механизм затвердевания является чисто равноосным дендритным. Описанное поведение согласуется с текущим пониманием эволюции микроструктуры в процессе DC-литья ⁵ .

В случае сплава Al-10Si, модифицированного с помощью гетерогенных зародышей на основе Nb, все еще присутствует зона охлаждения, состоящая из беспорядочно ориентированных кристаллов (Зона 1: CZ). Опять же, образование этой зоны определяется равноосным затвердеванием за счет гетерогенного зародышеобразования из-за стенок экструзионной головки и быстрого теплообмена (т. В отличие от эталонного материала, после CZ микроструктура модифицированного сплава Al-10Si характеризуется наличием очень мелких равноосных кристаллов (зона 2: VFEC), а образование столбчатых кристаллов предотвращается благодаря наличию искусственных гетерогенных зародышей. (рис. 4б). Наконец, из-за некоторого обогащения растворенными веществами (например, кремнием) в сочетании с повторным плавлением зародышей и растворением происходит укрупнение дендритов в последней части заготовки для затвердевания (Зона 3: FEC). Тем не менее, эти кристаллы намного меньше, чем у эталонного материала. Таким образом, очевидно, что введение гетерогенных зародышей предотвращает рост столбчатых дендритов и способствует зарождению мелких равноосных дендритных кристаллов α-Al.

Формирование столбчатых кристаллов с ограниченным ростом вдоль направления отвода тепла во время направленного затвердевания обычно описывается с помощью классической теории затвердевания ³² :

где градиент на границе твердое тело-жидкость, V _g скорость роста, ΔT ₀ переохлаждение (конституционное) и D _L – коэффициент диффузии жидкого металла. В зависимости от того, является ли левосторонний член выше/равным или ниже правого члена, соответственно будет иметь место плоский или клеточный/дендритный рост. Столбчатая дендритная структура, обнаруженная в эталонном материале, обусловлена высоким содержанием S/L при направленном затвердевании заготовки. По мере роста столбцов G _S/L и V _гр убавки. ΔT ₀ способствует образованию новых кристаллов перед фронтом кристаллизации, что способствует выделению скрытого тепла и обогащению растворенными веществами, изменяя механизм роста на равноосный дендритный. Формирование полностью столбчатой или полностью равноосной кристаллографической структуры зависит от G _S/L и общего числа ядер в единице объема ( N ₀ ):

где β является функцией критического ΔT для зарождения и локального ΔT на фронте столба. Из (3) и (4) равноосный рост будет происходить, когда объемная доля равноосных зерен больше 0,49. Число зародышей в единице объема N ₀ можно оценить по размеру зерна ³³ . В случае зоны ЖЦК (рис. 4) эталонного сплава Al-10Si N ₀ составляет ~1 гран/мм ³, тогда как после модифицирования в том же месте в сплаве с направленной кристаллизацией N ₀

гран/мм составляет ~24,09 390 гран/мм Отсюда делается вывод, что предотвращение образования столбчатых зерен с ограниченным ростом в инокулированном материале является прямым следствием присутствия мощных гетерогенных зародышей перед фронтом роста. Образование этих гетерогенных равноосных кристаллов с зародышами также приводит к более равномерному распределению растворенного вещества (т.е. кремния) в ванне плавления перед фронтом затвердевания, что снижает ΔТ . Что касается эвтектической фазы, образующейся при направленном отверждении Al-10Si, то в случае эталонного материала размеры и распределение этой вторичной фазы становятся более крупными и неоднородными по сечению заготовки. Размер и распределение эвтектической фазы является прямым следствием зарождения и роста первичных дендритных кристаллов α-Al, поскольку растворенное вещество остается ограниченным областями между растущими кристаллами независимо от того, имеют ли они столбчатую или равноосную морфологию ^4,34 . На укрупнение эвтектической фазы также влияет обогащение растворенным веществом, которое отбрасывается и выталкивается фронтом затвердевания. Это означает, что локальное содержание Si увеличивается, что приводит к образованию крупных эвтектических игл и/или чешуек (рис. 5а). Кроме того, в случае эталонного сплава локальная концентрация Si в эвтектических ваннах между дендритными ветвями растущих кристаллов α-Al превышает эвтектический состав (т.0934 35 ). В результате в сплаве Al-10Si, несмотря на то, что это доэвтектический сплав, обнаруживаются первичные кристаллы Si (граненые, черные и блочные кристаллы, видимые на микрофотографиях рис. 4а). Стоит отметить, что как размер, так и количество этих первичных кристаллов Si становятся больше при движении от CZ к LCC/CEC. В частности, более крупные кристаллы Si обнаруживаются в последней секции заготовки для затвердевания (т. е. в зоне CEC на рис. 4), потому что это зона, наиболее богатая отклоненным растворенным веществом Si. Модифицирование сплава Al-10Si гетерогенными зародышами на основе Nb приводит к образованию более мелкозернистого эвтектического кремния, как показано на рис. 5. Кроме того, их распределение является более однородным по всему поперечному сечению направленно отвержденного модифицированного материала. Другим аспектом, который следует подчеркнуть, является уменьшение размера и меньшее количество первичных кристаллов Si, которые образуются после модифицирования. Соединения на основе Nb, которые действуют как гетерогенные зародыши для кристаллов α-Al, не должны способствовать зарождению первичных кристаллов Si, поскольку структура решетки (т.е. параметры и δ ) неблагоприятны. Следовательно, измельчение эвтектических и первичных частиц Si объясняется более однородным распределением растворенного Si на равноосном фронте затвердевания, а также фактором ограничения роста, обусловленным образованием гораздо большего количества первичных кристаллов α-Al. оставляя меньше места для роста эвтектического кремния. Эти аспекты также ответственны за образование меньшего количества первичных кристаллов Si, размер которых меньше, чем в случае эталонного сплава Al-10Si.

Настоящее исследование показывает, что модифицирование литых сплавов Al-Si путем введения соединений на основе Nb (Al ₃ Nb/NbB ₂) с использованием лигатур Al-2Nb-xB усиливает гетерогенное зародышеобразование материала . Следовательно, на направленно затвердевшую зернистую структуру не сильно влияют условия обработки (например, скорость охлаждения, отвод тепла, температурный градиент, скорость роста и т. д.). Более изотропное поведение модифицированного материала позволяет изготавливать геометрически сложные изделия (т. е. с разной толщиной стенок) с однородными свойствами. Кроме того, оптимизированные и более легкие конструкции могут быть получены благодаря улучшенным характеристикам модифицированных сплавов. Эти аспекты особенно важны и желательны для автомобильной промышленности, где строгие правила по снижению выбросов парниковых газов подталкивают этот сектор к использованию легких конструкционных компонентов. Литые сплавы Al-Si с неоптимизированной структурой кристаллов уже широко используются для производства деталей двигателей, таких как блоки цилиндров, поршни и колеса. Дальнейшая экономия веса будет достигнута за счет получения мелкозернистой и однородной зернистой структуры путем модифицирования с помощью гетерогенных зародышей на основе ниобия.

Из исследования можно сделать вывод, что был разработан эффективный подход к усилению гетерогенного зародышеобразования в литых сплавах Al-Si, как это было продемонстрировано в материалах с направленной кристаллизацией. Соединения на основе ниобия, введенные путем добавления лигатур Al-2Nb-xB, эффективно действуют как гетерогенные зародыши благодаря малому несоответствию решетки с решеткой алюминия и термодинамически и химически стабильны внутри расплава. Модификация литейных сплавов Al-Si с помощью Al ₃ Nb/NbB ₂ предотвращает образование (длинных) столбчатых кристаллов, что позволяет достичь очень однородной кристаллической структуры как в отношении первичных кристаллов α-Al, так и вторичных фаз (эвтектических и первичных кристаллов Si). Предполагается, что это приведет к получению более изотропного материала с улучшенными характеристиками, что сделает его пригодным для изготовления высокоэффективных припоев, а также более оптимизированных структурных компонентов с использованием различных сплавов Al-Si.

Методы

Производство и определение характеристик лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2)

Лигатуры Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2) получали плавлением технически чистого Al, к которому добавляли лигатуру Al-5B и порошок Nb. Для растворения Nb и образования соединений на основе Nb (Al ₃ Nb/NbB ₂) лигатура выдерживалась при 850 °C в течение 3 часов с промежуточным ручным перемешиванием каждые 15 минут (рис. 6). поскольку он оказался эффективным для получения стабильных соединений на основе ниобия ³⁶ .

Рисунок 6

Термический цикл (температура-время), используемый для изготовления лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2).

Изображение в полный размер

Микроструктурный анализ лигатуры был проведен на JEOL 2200F-TEM и на микроскопе Zeiss Supra 35VP FEG, чтобы подтвердить образование и присутствие соединений на основе Nb. Для получения полуколичественных данных о химическом составе проводили ЭДС.

Эксперименты по отверждению

Эксперименты по отверждению проводились с использованием промышленного припоя Al-10Si (Si = 9,9 мас.%, Fe = 0,09 мас.% и Al = остальное). Первоначально расплав сплава Al-10Si без и с добавкой лигатур Al-2Nb-xB затвердевал в условиях медленного охлаждения (изолированный тигель ~0,35 °C/с) для проверки и количественной оценки эффекта присутствия инженерных сплавов. гетерогенных зародышей на переохлаждении, необходимом для нуклеации. Следует отметить, что в этих экспериментах T _min и T _g – минимальная и максимальная температуры пика переохлаждения (рис. 2). T _min — точка, в которой выделяется скрытая теплота плавления, а T _g — точка, в которой достигается стационарное состояние роста. Разница между этими двумя температурами определяется как переохлаждение:

Эксперименты по направленному затвердеванию были проведены с использованием симулятора литья на постоянном токе, и для этого сплав Al-10Si был расплавлен в графитовом тигле с глиняной связкой при 790 °C в течение 1 часа. При обычном промышленном литье слитков и заготовок на постоянном токе направленное затвердевание расплавленного сплава происходит от внешнего диаметра к внутреннему стержню заготовки, чему способствует охлаждение струей воды. Для имитации этой системы охлаждения расплавленный сплав Al-10Si заливался внутрь изолированного металлического цилиндра и охлаждался снизу струей воды. Это можно увидеть на рис. 7, на котором схематично показаны как промышленный процесс литья на постоянном токе, так и симулятор литья на постоянном токе. В последнем случае охлаждение расплавленного металла происходит по длине заготовки. Результирующая микроструктура, таким образом, является имитацией поперечного сечения очень больших заготовок или слитков.

Рисунок 7

Схема промышленного процесса литья постоянным током с направленным затвердеванием ( a ), где смоделированное поперечное сечение выделено внутри промышленного слитка/заготовки и ( b ) схема процесса направленного затвердевания, который имитирует литье условия в выделенном поперечном сечении в заготовках промышленного литья постоянным током.

Изображение с полным размером

В случае с эталонным материалом сплав Al-10Si заливали в имитатор DC-литья и охлаждали/охлаждали от 740 ± 3 °C. Та же экспериментальная процедура была использована для сплава Al-10Si, модифицированного с помощью лигатур Al-2Nb-xB (уровень добавки эквивалентен 0,1 мас.% ниобия). Лигатура была оставлена в контакте с расплавом на 15 минут перед заливкой сплава в имитатор литья постоянного тока. Для всех добавок лигатур Al-2Nb-xB (для x = 0,5, 1 и 2) заготовки состояли из равноосных кристаллов, и представленные здесь данные и обсуждение основаны на x = 2 как репрезентативном для всех сплавов Al-2Nb. -xB лигатуры.

С одной стороны анализ макроструктуры литых заготовок проводили путем химического травления поверхности заготовок раствором Такерса (15 мл HF + 15 мл HNO ₃ + 45мл HCl + 25мл HCl + 25мл H ₂ O) . С другой стороны, микроструктурный анализ был выполнен на полированных и протравленных образцах с использованием микроскопа Zeiss Axioscope A1. Световые поляризованные микрофотографии были сделаны на образцах, анодированных раствором тетрафторборной кислоты (HBF ₄) при пропускании тока приблизительно 10 В/1 А.

Дополнительная информация

Как цитировать эту статью : Bolzoni, L. et al . Формирование равноосных кристаллических структур в сплавах Al-Si с направленной кристаллизацией с использованием гетерогенных зародышей на основе Nb. науч. Респ. 6 , 39554; doi: 10.1038/srep39554 (2016).

Примечание издателя: Springer Nature остается нейтральной в отношении юрисдикционных претензий в опубликованных картах и институциональной принадлежности.

Каталожные номера

Дэвис, Дж. Р. Справочник по специальности ASM: алюминий и алюминиевые сплавы. (ASM International Light Alloys, Огайо, 1993 г.).
Кауфман, Дж. Г. и Рой, Э. Л. Отливки из алюминиевого сплава. (AFS – Американское литейное общество, 2004 г. ).
Rooy, E. L. Алюминий и алюминиевые сплавы, отливки, том. 15. (ASM International, Огайо, 1988).
Фредрикссон Х. и Окерлинд У. Затвердевание и кристаллизация металлов и сплавов. (Уайли, Западный Сассекс, Великобритания, 2012 г.).
Грандфилд Дж. Ф., Эскин Д. Г. и Бейнбридж И. Ф. Литье легких сплавов с прямым охлаждением. (Уайли, Нью-Джерси, 2013 г.).
Векилов П.Г. Нуклеация. Рост и дизайн кристаллов 10, 5007–2019 (2010).
КАС
Статья
Google ученый
McCartney, D.G. Очищение зерна алюминия и его сплавов с использованием модификаторов. Международные обзоры материалов 34, 247–260 (1989).
КАС
Статья
Google ученый
Мурти Б.С., Кори С.А. и Чакраборти М. Измельчение зерна алюминия и его сплавов путем гетерогенного зародышеобразования и легирования. Международные обзоры материалов 47, 3–29 (2002).
КАС
Статья
Google ученый
Тернбулл, Д. и Воннегут, Б. Катализ нуклеации. Промышленная и инженерная химия 44, 1292–1298 (1952).
КАС
Статья
Google ученый
Хари Бабу, Н., Ши, Ю., Иида, К. и Кардуэлл, Д. А. Практический способ изготовления больших монокристаллических (RE)-Ba-Cu-O сверхпроводников. Материалы природы 4, 476–480 (2005).
ОБЪЯВЛЕНИЯ
Статья
Google ученый
Сигворт Г.К. и Гузовски М.М. Измельчение зерна гипоэвтектических сплавов Al-Si. Транзакции AFS 93, 907–912 (1985).
КАС
Google ученый
Шритаран, Т. и Ли, Х. Влияние отношения титана к бору на способность к измельчению зерна алюминиево-кремниевых сплавов. Журнал технологии обработки материалов 63, 585–589 (1997).
Артикул
Google ученый
Спиттл, Дж. А. и Садли, С. Влияние переменных сплава на измельчение зерна бинарных алюминиевых сплавов с Al-Ti-B. Материаловедение и технология 11, 533–537 (1995).
КАС
Статья
Google ученый
Спиттл, Дж. А., Кибл, Дж. М. и Мешхедани, А. Л. Измельчение зерна литейных сплавов Al-Si. Легкие металлы 795–800 (1997).
Кори, С.А., Ауради, В., Мурти, Б.С. и Чакраборти, М. Механизм отравления и выцветания при измельчении зерна в сплаве Al-7Si. Материалы Форума 29, 387–393 (2005).
КАС
Google ученый
Квестед, Т. Е., Динсдейл, А. Т. и Грир, А. Л. Термодинамическое моделирование эффектов ограничения роста в алюминиевых сплавах. Acta Materialia 53, 1323–1334 (2005).
КАС
Статья
Google ученый
Грёбнер, Дж., Миркович, Д. и Шмид-Фетцер, Р. Термодинамические аспекты измельчения зерна сплавов Al-Si с использованием Ti и B. Материаловедение и инженерия: A 395, 10–21 (2005).
Артикул
Google ученый
Квестед, Т. Е., Динсдейл, А. Т. и Грир, А. Л. Термодинамические доказательства механизма отравления в системе Al-Si-Ti. Материаловедение и технология 22, 1126–1134 (2006).
КАС
Статья
Google ученый
Шмид-Фетцер Р. и Козлов А. Термодинамические аспекты ограничения роста зерен при затвердевании многокомпонентных сплавов. Acta Materialia 59, 6133–6144, doi: 10.1016/j.actamat.2011.06.026 (2011).
КАС
Статья
Google ученый
Шао Г. Термодинамическая оценка системы Nb-Si-Al. Интерметаллиды 12, 655–664 (2004).
КАС
Статья
Google ученый
Сунь З., Ян Ю., Го X., Чжан С. и Чанг Ю. А. Термодинамическое моделирование богатого Nb угла в системе Nb-Si-B. Интерметаллиды 19, 26–34 (2011).
КАС
Статья
Google ученый
Новак, М., Больцони, Л. и Хари Бабу, Н. Измельчение зерна сплавов Al-Si с помощью прививки Nb-B. Часть I: Разработка концепции и влияние на бинарные сплавы. Материалы и дизайн 66, 366–375 (2015).
КАС
Статья
Google ученый
Больцони, Л., Новак, М. и Хари Бабу, Н. Измельчение зерна сплавов Al-Si с помощью прививки Nb-B. Часть II: Применение к коммерческим сплавам. Материалы и дизайн 66, 376–383 (2015).
КАС
Статья
Google ученый
Рейпт, К.-П. и Саутотит Г. Деформационное поведение интерметаллической фазы Al3Nb со структурой DO22 и сплавов на основе Al3Nb. Часть I: Физические свойства и краткосрочное поведение. Интерметаллиды 3, 159–169 (1993).
Артикул
Google ученый
Рейпт, К. -П. и Саутотит Г. Деформационное поведение интерметаллической фазы Al3Nb со структурой DO22 и сплавов на основе Al3Nb. Часть II: ползучести. Интерметаллиды 4, 377–385 (1996).
Артикул
Google ученый
Шеин И. Р., Ивановский А. Л. Зонная структура гексагональных диборидов ZrB2, VB2, NbB2 и TaB2: сравнение со сверхпроводящим MgB2. Физика твердого тела 44, 1833–1839 гг.(2002).
КАС
ОБЪЯВЛЕНИЯ
Статья
Google ученый
Тоттен, Г. Э. и Скотт Мак Кензи, Д. Справочник по алюминию, том. 2: Производство сплавов и производство материалов. (Marcel Dekker Inc., Нью-Йорк – Базель, 2003 г.).
Кнуутинен А., Ногита К., Макдональд С.Д. и Дале А.К. Модификация сплавов Al-Si с помощью Ba, Ca, Y и Yb. Журнал легких металлов 1, 229–240 (2001).
Артикул
Google ученый
Апелян Д., Сигуорт Г. К. и Уэйлер К.Р. Оценка измельчения зерна и модификации литейных сплавов Al-Si с помощью термического анализа. Транзакции AFS 92, 297–307 (1984).
КАС
Google ученый
Брамфитт, Б. Л. Влияние добавок карбида и нитрида на поведение гетерогенной нуклеации жидкого железа. Metallurgical and Materials Transactions B 1, 1987–1995 (1970).
КАС
Google ученый
Шумахер, П. и МакКей, Б. Дж. Исследование механизмов гетерогенной нуклеации в сплавах Al-Si с помощью ПЭМ. Журнал некристаллических твердых тел 317, 123–128 (2003).
КАС
ОБЪЯВЛЕНИЯ
Статья
Google ученый
Данциг, Дж. А. и Раппаз, М., стр. 324 (EPFL Press (Швейцария), 2009 г.).
Грир, А. Л., Банн, А. М., Тронш, А., Эванс, П. В. и Бристоу, Д. Дж. Моделирование модифицирования металлических расплавов: применение для измельчения зерна алюминия с помощью Al-Ti-B. Acta Materialia 48, 2823–2835 (2000).
КАС
Статья
Google ученый
Лу, С.-З. и Хеллавелл, А. Механизмы роста кремния в сплавах Al-Si. Журнал роста кристаллов 73, 316–328 (1985).
КАС
ОБЪЯВЛЕНИЯ
Статья
Google ученый
АСМ Интернэшнл. Справочник ASM, том 03: Диаграммы состояния сплавов. (ASM International, Огайо, 1992 г.).
Больцони, Л., Новак, М. и Хари Бабу, Н. Оценка влияния лигатуры Al-2Nb-2B на измельчение зерна и свойства сплава LM6 (A413). Материаловедение и инженерия A 628, 230–237 (2015).
КАС
Статья
Google ученый

Ссылки на скачивание

Благодарности

Авторы выражают благодарность за финансовую поддержку Совету по технологической стратегии (TSB) через проект TSB/101177 и Совету по исследованиям в области инженерных и физических наук (EPSRC) через EP/J013749 /1 и проекты EP/K031422/1. Мы благодарим доктора Б. Дж. Маккея за полезные обсуждения механизма измельчения зерна с помощью измельчителя зерна Al-Ti-B.

Информация об авторе

Авторы и организации

Waikato Center for Advanced Materials, School of Engineering, The University of Waikato, Private Bag 3105, Hamilton, 3240, New Zealand
Leandro Bolzoni
9003 Jiao Tong University , 800 Dong Chuan Road, Shanghai, 200240, China
Mingxu Xia
Университет Брунеля, Лондон, Институт материалов и производства, Kingston Lane, Uxbridge, UB8 3PH, Middlesex, United Kingdom
Leandro Bolzoni, Mingxu Xia и Nadendla Hari Babu

Авторы

Leandro Bolzoni
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в
PubMed Google Scholar
Mingxu Xia
Просмотр публикаций автора
Вы также можете искать этого автора в
PubMed Google Scholar
Надендла Хари Бабу
Посмотреть публикации автора
Вы также можете искать этого автора в
PubMed Google Scholar

Contributions

L. B., M.X. и Н.Х.Б. планировал экспериментальную работу и проводил эксперименты. ФУНТ. проведена характеристика материалов. ФУНТ. написал рукопись, и все авторы рассмотрели и одобрили рукопись для публикации.

Заявление об этике

Конкурирующие интересы

Авторы не заявляют об отсутствии конкурирующих финансовых интересов.

Права и разрешения

Эта работа находится под лицензией Creative Commons Attribution 4.0 International License. Изображения или другие сторонние материалы в этой статье включены в лицензию Creative Commons на статью, если иное не указано в кредитной строке; если материал не включен в лицензию Creative Commons, пользователям необходимо будет получить разрешение от держателя лицензии на воспроизведение материала. Чтобы просмотреть копию этой лицензии, посетите http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Перепечатка и разрешения

Об этой статье

Эту статью цитирует

Сравнительный анализ структуры и свойств сплава AA4032 AA4032, модифицированного Nb-B, полученного методом экструзии из литого и гомогенизированного состояния
- Нилам С. Барекар
- Иван Скалицкий
- Мартин Джарретт
JOM (2022)
Влияние агломерации на способность зародышеобразования частиц модификатора в лигатуре Al-Nb-B: моделирование и эксперименты
- Цзинь Сюй
- Рунся Ли
- Цянь Ли
Металлургические операции и материалы A (2021)
Разработка лигатуры Al–Nb–B с высоким соотношением Nb/B для измельчения зерна доэвтектических литейных сплавов Al–Si
- Дж. Сюй
- Ю. Ли
- К. Ли
Журнал материаловедения (2019)
Эффективность боридов в сплавах Al-Si для рафинирования зерна
- Леандро Больцони
- Надендла Хари Бабу
Металлургические операции и материалы A (2019)

Отправляя комментарий, вы соглашаетесь соблюдать наши Условия и Правила сообщества. Если вы обнаружите что-то оскорбительное или не соответствующее нашим условиям или правилам, отметьте это как неприемлемое.

Атомный подход к прогнозированию энергетически благоприятной области состава и характеристике структур короткого, среднего и расширенного диапазона тройных металлических стекол Ti-Nb-Al

1. Клемент В., Вилленс Р.Х., Дувез П. Некристаллическая структура в затвердевших сплавах золото-кремний. Природа. 1960; 187: 869–870. дои: 10.1038/187869b0. [CrossRef][Google Scholar]

2. Грир А.Л. Металлические очки. Наука. 1995; 267:1947–1953. doi: 10.1126/science.267.5206.1947. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]

3. Иноуэ А. Стабилизация металлических переохлажденных жидких и объемных аморфных сплавов. Acta Mater. 2000; 48: 279–306. doi: 10.1016/S1359-6454(99)00300-6. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]

4. Хан Ф.Ф., Иноуэ А., Хан Ю. Новая индуцированная нагревом реверсия при кристаллизации стеклообразных сплавов на основе алюминия. науч. 2017;7:46113. doi: 10.1038/srep46113. [Бесплатная статья PMC] [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]

5. Иноуэ А. Аморфные, нано-квазикристаллические и нанокристаллические сплавы в системах на основе алюминия. прог. Матер. науч. 1998;43:365–520. doi: 10.1016/S0079-6425(98)00005-X. [CrossRef] [Google Scholar]

6. Иноуэ А., Кимура Х.М., Масумото Т., Цай А.П., Бизен Ю. Квазикристаллы Al-Ge-(Cr или Mn) и Al-Si-(Cr или Mn) с высокой концентрацией металлоидов, приготовленных быстрой закалкой. Дж. Матер. науч. лат. 1987;6:771–774. doi: 10.1007/BF01729009. [CrossRef] [Google Scholar]

7. Иноуэ А., Ямамото М., Кимура Х.М., Масумото Т. Пластичные аморфные сплавы на основе алюминия с двумя отдельными фазами. Дж. Матер. науч. лат. 1987; 6: 194–196. doi: 10.1007/BF01728983. [CrossRef] [Google Scholar]

8. Иноуэ А., Охтера К., Цай А.П., Масумото Т. Аморфные сплавы на основе алюминия с пределом прочности выше 980 МПа (100 кг/мм ² ) Jpn. Дж. Заявл. физ. 1988; 27: 479–482. дои: 10.1143/JJAP.27.L479. [CrossRef] [Google Scholar]

9. Иноуэ А., Собу С., Лузгин Д.В., Кимура Х., Сасамори К. Сверхвысокопрочные аморфные сплавы на основе алюминия, содержащие скандий. Дж. Матер. Рез. 2004;19:1539–1543. doi: 10.1557/JMR.2004.0206. [CrossRef] [Google Scholar]

10. He Y., Poon S.J., Shiflet G.J. Синтез и свойства металлических стекол, содержащих алюминий. Наука. 1988; 241:1640–1642. doi: 10.1126/science.241.4873.1640. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]

11. Иноуэ А., Мацумото Н., Масумото Т. Аморфные сплавы Al-Ni-Y-Co с высокой механической прочностью, широкой областью переохлажденной жидкости и большой стеклообразующей способностью. Матер. Транс. ДЖИМ. 2007;31:493–500. doi: 10.2320/matertrans1989.31.493. [CrossRef] [Google Scholar]

12. Huang Y., Shen J., Sun J., Zhang Z. Повышенная прочность и пластичность металлического стекла на основе Ti при криогенных температурах. Матер. науч. англ. А. 2008; 498: 203–207. doi: 10. 1016/j.msea.2008.08.010. [CrossRef] [Google Scholar]

13. Масумото Т., Иноуэ А., Сакаи С., Кимура Х., Хоши А. Сверхпроводимость пластичных аморфных сплавов на основе ниобия. Транс. Япония. Инст. Встретились. 1980; 21: 115–122. doi: 10.2320/matertrans1960.21.115. [CrossRef] [Google Scholar]

14. Иноуэ А., Чжан Т., Масумото Т. Стеклообразующая способность сплавов. J. Некристалл. Твердые вещества. 1993; 156: 473–480. doi: 10.1016/0022-3093(93)

-G. [CrossRef] [Google Scholar]
15. Тернбулл Д. Кинетика затвердевания капель переохлажденной жидкой ртути. Дж. Хим. физ. 1952; 20: 411–424. doi: 10.1063/1.1700435. [CrossRef] [Google Scholar]
16. Xia L., Ding D., Shan S.T., Dong Y.D. Стеклообразующая способность бинарных сплавов Cu-Hf с высоким содержанием меди. Дж. Физ. Конденс. Матер. 2006;18:3543–3548. дои: 10.1088/0953-8984/18/15/002. [CrossRef] [Google Scholar]
17. Гуо Ф.К., Энуф С., Шифлет Г., Пун Дж. Роль атомного размера в стеклообразующей способности и термической стабильности аморфных сплавов на основе алюминия. Матер. Транс. ДЖИМ. 2000;41:1406–1409. doi: 10.2320/matertrans1989.41.1406. [CrossRef] [Google Scholar]
18. He Y., Dougherty G.M., Shiflet G.J., Poon S.J. Уникальная способность формировать металлическое стекло и сверхвысокая прочность на растяжение в сплавах Al-Ni-Fe-Gd. Акта Металл. Матер. 1993; 41: 337–343. дои: 10.1016/0956-7151(93)
-Ю. [CrossRef] [Google Scholar]
19. Li J.H., Dai Y., Cui Y.Y. Атомная теория для предсказания образования бинарных металлических стекол. Матер. науч. англ. Р. 2011; 72:1–28. doi: 10.1016/j.mser.2010.09.002. [CrossRef] [Google Scholar]
20. Цуй Ю.Ю., Ван Т.Л., Ли Дж.Х., Дай Ю., Лю Б.Х. Термодинамический расчет и межатомный потенциал для прогнозирования предпочтительной области состава для образования металлического стекла Cu-Zr-Al. физ. хим. хим. физ. 2011;13:4103–4108. дои: 10.1039/c0cp01722a. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
21. Ян М.Х., Ли Дж.Х., Лю Б.Х. Предлагаемая корреляция структурной сетки, унаследованной от методов производства, и деформационного поведения металлических стекол Ni-Ti-Mo с помощью атомистического моделирования. науч. Отчет 2016; 6: 29722. doi: 10.1038/srep29722. [Бесплатная статья PMC] [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
22. Явари А.Р. Материаловедение: новый заказ на металлические стекла. Природа. 2006; 439: 405–406. doi: 10.1038/439405a. [PubMed] [CrossRef] [Академия Google]
23. Cheng Y.Q., Ma E. Структура на атомном уровне и взаимосвязь структура-свойство в металлических стеклах. прог. Матер. науч. 2011;56:379–473. doi: 10.1016/j.pmatsci.2010.12.002. [CrossRef] [Google Scholar]
24. Xing L.Q., Hufnagel T.C., Eckert J., Loser W. Связь между ближним порядком и поведением при кристаллизации в аморфных сплавах на основе Zr. заявл. физ. лат. 2000; 77: 1970–1972. doi: 10.1063/1.1313255. [CrossRef] [Google Scholar]
25. Peng H.L., Li M.Z., Wang W.H., Wang C.Z., Ho K.M. Влияние локальной структуры и упаковки атомов на стеклообразующую способность Cu _x Zr _100−x металлическое стекло. заявл. физ. лат. 2010;96:021901. дои: 10.1063/1.3282800. [CrossRef] [Google Scholar]
26. Хирата А., Канг Л.Дж., Фуджита Т., Клумов Б., Мацуэ К. Геометрическая фрустрация икосаэдра в металлических стеклах. Наука. 2013; 341:376–379. doi: 10.1126/science.1232450. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
27. Картузян А. Металлические очки кластерной сборки. Наномасштаб Res. лат. 2013;8:339. doi: 10.1186/1556-276X-8-339. [Бесплатная статья PMC] [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
28. Беднарчик Дж., Михалик С., Колесар В. Рентгенодифракционные исследования in situ нанокристаллизации металлического стекла на основе Fe: сравнительное исследование методами обратного и прямого пространства. физ. хим. хим. физ. 2013;15:8470–8479. doi: 10.1039/c3cp44445g. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
29. Jin Z.H., Lu K., Gong Y.D., Hu Z.Q. Стеклование и атомные структуры в переохлажденных Ga _0,15 Zn _0,15 Mg _0,7 металлических жидкостях: исследование молекулярной динамики при постоянном давлении. Дж. Хим. физ. 1997;106:8830–8840. дои: 10.1063/1.473944. [CrossRef] [Google Scholar]
30. Fan C., Liaw P.K., Wilson T.W. Структурная модель объемных аморфных сплавов. заявл. физ. лат. 2006; 89:111905. doi: 10.1063/1.2345276. [CrossRef] [Google Scholar]
31. Гонсалвес А.П., Лопес Э.Б., Руло О. Проводящие стекла как новые потенциальные термоэлектрические материалы: случай Cu–Ge–Te. Дж. Матер. хим. 2010;20:1516–1521. doi: 10.1039/B9C. [CrossRef] [Google Scholar]
32. Liu X.J., Xu Y., Hui X. Металлические жидкости и стекла: атомный порядок и глобальная упаковка. физ. Преподобный Летт. 2010;105:155501. doi: 10.1103/PhysRevLett.105.155501. [PubMed] [CrossRef] [Академия Google]
33. Шэн Х.В., Луо В.К., Аламгир Ф.М. Атомная упаковка и ближний и средний порядок в металлических стеклах. Природа. 2006; 439:419–425. doi: 10.1038/nature04421. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
34. Хирата А., Гуан П., Фудзита Т. Прямое наблюдение локального атомного порядка в металлическом стекле. Нац. Матер. 2011;10:28–33. doi: 10.1038/nmat2897. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
35. Guan P.F., Fujita T., Hirata A. Структурные истоки превосходной стеклообразующей способности Pd ₄₀ Ni ₄₀ P ₂₀ . физ. Преподобный Летт. 2012;108:175501. doi: 10.1103/PhysRevLett.108.175501. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
36. Cheng YQ, Ma E., Sheng H.W. Структура атомарного уровня в объемном многокомпонентном металлическом стекле. физ. Преподобный Летт. 2009;102:245501. doi: 10.1103/PhysRevLett.102.245501. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
37. Ma D., Stoica A.D., Wang X.L. Степенной скейлинг и фрактальная природа среднего порядка в металлических стеклах. Нац. Матер. 2009 г.;8:30–34. doi: 10.1038/nmat2340. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
38. Wang X.D., Yin S., Cao Q.P. Атомная структура бинарного Cu _64,5 Zr _35,5 массивного металлического стекла. заявл. физ. лат. 2008;92:011902. дои: 10. 1063/1.2828694. [CrossRef] [Google Scholar]
39. Lee M., Lee C.M., Lee K.R. Сетевые взаимопроникающие соединения икосаэдров: влияние на сдвиговые преобразования в металлическом стекле. Acta Mater. 2011;59:159–170. doi: 10.1016/j.actamat.2010.09.020. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
40. Ичицубо Т., Мацубара Э., Ямамото Т. Микроструктура хрупких металлических стекол, полученная в результате ускоренной ультразвуком кристаллизации металлических стекол на основе палладия. физ. Преподобный Летт. 2005;95:245501. doi: 10.1103/PhysRevLett.95.245501. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
41. Wu Z.W., Li M.Z., Wang W.H. Корреляция между структурной релаксацией и связностью икосаэдрического кластера в металлических стеклообразующих жидкостях Cu-Zr. физ. Ред. Б. 2013; 88:054202. doi: 10.1103/PhysRevB.88.054202. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
42. Луо В.К., Шэн Х.В., Аламгир Ф.М. Икосаэдрический ближний порядок в аморфных сплавах. физ. Преподобный Летт. 2004;92:145502. doi: 10.1103/PhysRevLett.92.145502. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
43. Сокласки Р., Нусинов З., Марков З. Связность икосаэдрической сети и резко растущий масштаб статической длины в бинарных медно-циркониевых бинарных стеклах. физ. Ред. Б. 2013; 87:184203. doi: 10.1103/PhysRevB.87.184203. [CrossRef] [Google Scholar]
44. Li M., Wang C.Z., Hao S.G. Структурная неоднородность и средний порядок в Zr _x Cu _100−x металлические стекла. физ. Ред. Б. 2009; 80:184201. doi: 10.1103/PhysRevB.80.184201. [CrossRef] [Google Scholar]
45. Dai X.D., Kong Y., Li J.H. Модель эмпирического потенциала дальнего действия: применение к ГЦК переходным металлам и сплавам. физ. Ред. Б. 2007; 75:104101. doi: 10.1103/PhysRevB.75.104101. [CrossRef] [Google Scholar]
46. Dai X.D., Li J.H., Kong Y. Эмпирический потенциал дальнего действия для переходных металлов с ОЦК-структурой. физ. Ред. Б. 2007; 75:052102. doi: 10.1103/PhysRevB.75.052102. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
47. Дай Ю., Ли Дж.Х., Лю Б.Х. Модель эмпирического потенциала дальнего действия: распространение на гексагональные плотноупакованные металлы. Дж. Физ. Конденс. Иметь значение. 2009;21:385402. doi: 10.1088/0953-8984/21/38/385402. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
48. Цай Б., Ян М.Х., Лю Дж.Б. Атомистическое моделирование предпочтительных составов металлических стекол Ni-Nb-Al. науч. Китай. Технол. науч. 2018; 61: 1829–1838. doi: 10.1007/s11431-018-9342-3. [CrossRef] [Google Scholar]
49. Сабина М., Муругасан С., Анис П. Кристаллическая структура и характеристики связывания продуктов превращения ОЦК-бета в сплавах Ti-Mo. J. Alloys Compd. 2017;705:769–781. doi: 10.1016/j.jallcom.2016.12.155. [CrossRef] [Google Scholar]
50. Сегалл М. Д., Линдан П. Дж. Д., Проберт М. Дж. Моделирование первых принципов: идеи. иллюстрации и код CASTEP. Дж. Физ. Конденс. Матер. 2002;14:2717. doi: 10.1088/0953-8984/14/11/301. [CrossRef] [Google Scholar]
51. Clark S.J., Segall MD, Pickard C.J. Методы первых принципов с использованием CASTEP. Zeitschrift для кристаллографии. 2005; 220: 567–570. doi: 10.1524/zkri.220.5.567.65075. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
52. Perdew J.P., Wang Y. Точное и простое аналитическое представление энергии корреляции электрон-газ. физ. Преподобный Б. 1992; 45:13244. doi: 10.1103/PhysRevB.45.13244. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
53. Роуз Дж.Х., Смит Дж.Р., Гвинея Ф. Универсальные черты уравнения состояния металлов. физ. Преподобный Б. 1984; 29:2963. doi: 10.1103/PhysRevB.29.2963. [CrossRef] [Google Scholar]
54. Sheng H.W., Wilde G., Ma E. Конкурирующие кристаллические и аморфные твердые растворы в системе Ag-Cu. Acta Mater. 2002; 50: 475–488. дои: 10.1016/S1359-6454(01)00374-3. [CrossRef] [Google Scholar]
55. Пакет LAMMPS. [(по состоянию на 30 января 2019 г.)]; Доступно в Интернете: http://lammps.sandia.gov
56. Плимптон С. Быстрые параллельные алгоритмы для молекулярной динамики ближнего действия. Дж. Вычисл. физ. 1995; 117:1–19. doi: 10.1006/jcph.1995.1039. [CrossRef] [Google Scholar]
57. Панайотопулос А.З., Квирк Н., Стэплтон М. Фазовые равновесия путем моделирования в ансамбле Гиббса: альтернативный вывод, обобщение и применение к равновесию смеси и мембраны. Мол. физ. 1988;63:527–545. doi: 10.1080/00268978800100361. [CrossRef] [Google Scholar]
58. Allen M.P., Tildesley D.J. Компьютерное моделирование жидкостей. Издательство Оксфордского университета; London, UK: 1987. [Google Scholar]
59. Парринелло М., Рахман А. Полиморфные переходы в монокристаллах: новый метод молекулярной динамики. Дж. Заявл. физ. 1981; 52: 7182–7190. дои: 10.1063/1.328693. [CrossRef] [Google Scholar]
60. Dai Y., Li J.H., Che X.L. Область стеклообразования тройной металлической системы Ni-Nb-Ta, определенная непосредственно из потенциала n-тел с помощью моделирования молекулярной динамики. Дж. Матер. Рез. 2009 г.;24:1815–1819. doi: 10.1557/jmr.2009.0198. [CrossRef] [Google Scholar]
61. Финни Дж. Л. Случайные упаковки и структура простых жидкостей. I. Геометрия случайной плотной упаковки. проц. Р. Соц. Лонд. А. 1970; 319: 479–493. doi: 10.1098/rspa.1970.0189. [CrossRef] [Google Scholar]
62. Hui X., Fang H.Z., Chen G.L. Атомная структура Zr _41,2 Ti _13,8 Cu _12,5 Ni ₁₀ объемный металл сплав 29,5 Be 905 Acta Mater. 2009; 57: 376–39.1. doi: 10.1016/j.actamat.2008.09.022. [CrossRef] [Google Scholar]
63. Wang Q., Li J.H., Cui Y.Y. Расчет движущей силы и локального порядка для прогнозирования предпочтительных и оптимизированных составов для образования металлического стекла Mg-Cu-Ni. Дж. Заявл. физ. 2013;114:153503. doi: 10.1063/1.4824753. [CrossRef] [Google Scholar]
64. Liu B.X., Cheng G.A. Стеклообразующая способность системы Al-Ti при ионно-лучевом смешении. физ. Стат. Сол. А. 1991; 125:93–96. doi: 10.1002/pssa.2211250242. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
65. Акияма Э., Йошиока Х. , Ким Дж.Х. Влияние магния на коррозионное поведение аморфных тройных сплавов Al-Mg-Ti, осажденных напылением в нейтральном растворе хлорида. Коррос. науч. 1993; 34: 27–40. doi: 10.1016/0010-938X(93)
-G. [CrossRef] [Google Scholar]
66. Ицукаичи Т., Масуяма К., Умемото М. Механическое сплавление порошковых смесей Al-Ti и их последующее уплотнение. Дж. Матер. Рез. 1993; 8: 1817–1828. doi: 10.1557/JMR.1993.1817. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
67. Эль-Эскандарани М.С. Процесс аморфизации путем измельчения стержней Ti _x Al _100-x и эффект отжига. Дж. Сплавы. комп. 1996; 234: 67–82. doi: 10.1016/0925-8388(95)01947-2. [CrossRef] [Google Scholar]
68. Ю Д.Дж., Хван С.М., Ли С.М. Фазообразование в механически легированных порошках Nb-Al. заявл. физ. лат. 2000;19:1327–1329. [Google Scholar]
69. Карими Х., Гасеми А., Хади М. Микроструктура и поведение при окислении TiAl(Nb)/Ti ₂ Композиты AlC, полученные механическим сплавлением и горячим прессованием. Бык. Матер. науч. 2016; 39:1–10. doi: 10.1007/s12034-016-1268-x. [CrossRef] [Google Scholar]
70. Чен Г.Х., Сурьянараяна К., Фроэс Ф.Х.С. Структура механически легированных порошков Ti-Al-Nb. Металл. Матер. Транс. А. 1995; 26:1379–1387. doi: 10.1007/BF02647588. [CrossRef] [Google Scholar]
71. Нельсон Д.Р. Порядок, разочарование и дефекты жидкостей и стаканов. физ. Преподобный Б. 1983; 28: 5515–5535. doi: 10.1103/PhysRevB.28.5515. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
72. Ли Ф., Лю С.Дж., Лу З.П. Эволюция атомной структуры при стеклообразовании бинарного металлического стекла Cu–Zr. вычисл. Матер. науч. 2014; 85: 147–153. doi: 10.1016/j.commatsci.2013.12.058. [CrossRef] [Google Scholar]
73. Гонг З.К., Чен З.Ю., Чай Л.Х. Термодинамические свойства сплава с высоким содержанием ниобия на основе Ti-Al с эрбием. Транс. Матер. Термическая обработка. 2014;2:205–208. [Google Scholar]
74. Чудо Д.Б. Структурная модель металлических стекол. Нац. Матер. 2004;3:697–702. doi: 10.1038/nmat1219. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
75. Ван К., Ли Дж. Х., Лю Дж. Б. Структурный скелет предпочтительно взаимопроникающих кластеров и корреляция с локализацией сдвига в тройных металлических стеклах Mg-Cu-Ni. физ. хим. хим. физ. 2014;16:19590–19601. doi: 10.1039/C4CP02133A. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
76. Чжао Ю.Ю., Чжао X. Структурная релаксация и ее влияние на упругие свойства и ударную вязкость объемного металлического стекла Mg-Zn-Ca. J. Alloys Compd. 2012; 515:154–160. doi: 10.1016/j.jallcom.2011.11.125. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]
77. Лузгин-Лузгин Д.В., Явари А.Р., Фукухара М. Изменение свободного объема и упругих свойств объемного стеклообразного сплава Cu-Zr-Ti-Pd при нагреве. J. Alloys Compd. 2007; 431:136–140. doi: 10.1016/j.jallcom.2006.05.069. [CrossRef] [Google Scholar]
78. Откройте инструмент визуализации. [(по состоянию на 30 января 2019 г.)]; Доступно в Интернете: http://www. ovito.org/
79. Ван К., Ли Дж. Х., Лю Дж. Б. Предпочтительный дизайн состава и характеристика атомной структуры тройных металлических стекол Al-Cu-Y с помощью предполагаемого межатомного потенциала. физ. хим. Б. 2014; 118:4442–4449.. doi: 10.1021/jp502167t. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar]
Является ли латунь смесью? – Гомогенный или гетерогенный?
Латунь представляет собой сплав, в основном состоящий из меди и цинка со следами других компонентов, таких как мышьяк, алюминий, фосфор, марганец и кремний.
Процентное содержание двух основных металлов, а именно. медь и цинк, могут быть изменены для изменения свойств, что приводит к образованию различных разновидностей латуни.
Исторически латунь использовалась со времен неолита. Латунь — это разновидность сплава замещения, в котором атомы двух металлов могут поменяться местами внутри кристаллической структуры.
Латунь — это смесь? Да, латунь представляет собой смесь меди и цинка. Это смесь, потому что два элемента соединяются только физически, образуя латунь, и не происходит химической связи. Обычно латунь состоит из 65% меди и 35% цинка. Однако процентное содержание может различаться в разных образцах латуни, что также является свойством смесей.
Как мы уже знаем, есть три типа веществ, а именно. элементы, соединения и смеси.
Элементы состоят только из одного типа атомов, например, меди, цинка и т. д.
Соединения состоят из одного или нескольких типов атомов, объединенных вместе в определенном соотношении, например, вода, глюкоза и т. д.
В соединении соединяющиеся атомы химически связываются друг с другом и требуют обширных процессов разделения.
Наконец, существуют смеси, в которых два или более типов атомов или молекул объединяются в пространстве и физически сливаются друг с другом.
Свойства образованной таким образом смеси могут отличаться от свойств любого из соединяющихся атомов или молекул, даже если они не связаны химически друг с другом.
Кроме того, процентное содержание составляющих атомов или молекул может варьироваться от одного образца к другому.
Как обсуждалось ранее, медь и цинк физически соединяются в различных пропорциях для образования латуни.
Таким образом, латунь представляет собой смесь.

Является ли латунь однородной смесью?
Гомогенные смеси – это смеси, в которых состав соединяющихся атомов или молекул остается однородным по всей смеси.
Латунь, представляющая собой сплав цинка и меди, также классифицируется как однородная смесь, поскольку процентное содержание соединяющихся атомов остается одинаковым, а также физические свойства одинаковы по всему образцу, т. е. составные атомы невозможно различить. друг от друга.
Металлы сжижаются при высоких температурах, а затем растворяются друг с другом для образования сплавов, благодаря чему их состав остается одинаковым по всему образцу.
Таким образом, все сплавы относятся к категории гомогенных смесей.
Однако некоторые металлы не смешиваются друг с другом даже в жидком состоянии и, следовательно, не могут быть использованы для образования сплавов, например, золото и свинец.

Что такое гомогенная и гетерогенная смесь?
Смеси делятся на две категории в зависимости от их свойств. Это гомогенные и гетерогенные смеси.
Гомогенные смеси, поскольку сам термин указывает на то, что «гомо» означает одно и то же, образуются, когда составляющие атомы или молекулы равномерно распределены по всей смеси.
Кроме того, компоненты настолько тесно связаны, что их невозможно различить невооруженным глазом. Их легко спутать с чистыми веществами, но они различаются по соотношению компонентов.
Пропорции или процентное содержание различных компонентов в гомогенной смеси могут варьироваться от одного образца к другому.
Сплавы являются прекрасным примером гомогенных смесей, в которых два или более атома объединяются, образуя третье вещество, свойства которого отличаются от составляющих его элементов.
Однако отдельные компоненты сохраняют свои первоначальные свойства.
Например, свойства латуни отличаются от свойств цинка и меди.
«Гетеро» означает «другой». Следовательно, гетерогенные смеси — это те, в которых нет однородности соединяющихся атомов или молекул.
Процентное содержание компонентов может варьироваться в пределах одного образца, и их можно легко отличить друг от друга простым визуальным наблюдением и, следовательно, их можно легко отделить друг от друга.
Например, в почве смешиваются различные компоненты, которые легко отделить друг от друга. Примером гетерогенных смесей также являются коллоиды и суспензия.

Почему латунь не является чистым веществом?
Материя — это все, что имеет массу и занимает пространство. Далее его можно разделить на два типа: чистые вещества и смеси.
Чистые вещества состоят из атомов или молекул только одного типа, соединенных в определенной пропорции, т. е. имеют постоянную структуру.
Кроме того, они обладают определенными свойствами, а именно. фиксированная температура плавления и кипения и т. д.
Латунь не является чистым веществом, поскольку она образуется в результате комбинации двух различных типов атомов, а именно. цинк и медь.
Также соотношение различных компонентов отличается от одного образца к другому, поэтому латунь не имеет определенной структуры.
Свойства также варьируются от образца к образцу из-за изменения процентного содержания металлов.

Является ли латунь сплавом?
Да, это сплав цинка и меди.
Сочетание двух металлов образует латунь вместе с несколькими другими веществами, предназначенными для улучшения определенных свойств.
Обычный процент комбинации составляет 65% меди и 35% цинка. Однако пропорции различаются, что также приводит к различным свойствам.
На самом деле, процентное содержание также специально варьируется, чтобы сформировать разные сорта латуни, предназначенные для разных целей.

Что такое сплав?
Сплав определяется как смесь двух или более металлов или различных элементов в сочетании с одним металлом.
Свойства сплава полностью отличаются от свойств любого отдельного металла, входящего в его состав, или можно справедливо сказать, что сплавы предназначены для формирования улучшенной версии металлов с улучшенными свойствами, такими как повышенная прочность, коррозионная стойкость и т. д.
Например, латунь более пластична, чем любой из входящих в ее состав металлов.
Сплавы ведут себя иначе, чем металлы, но сохраняют важные свойства металлов, такие как пластичность, электропроводность, блеск и т. д.
Сплавы можно далее классифицировать как сплавы замещения или внедрения, а также гомогенные или гетерогенные сплавы.
Латунь представляет собой сплав замещения, в котором атомы способны заменять друг друга в кристаллической структуре.
Сплавы также встречаются в природе, например, Электрум — это сплав золота и серебра, метеориты также состоят из некоторых природных сплавов.
Первым сплавом, изобретенным людьми, была латунь, полученная путем соединения меди и олова.
Их получают путем нагревания основного металла (большее процентное содержание) для его сжижения и последующего растворения в нем других компонентов.

Из чего сделана латунь?
Основными компонентами латуни являются цинк и медь со следами других компонентов, таких как мышьяк, алюминий, фосфор, марганец и кремний.
Однако соотношение этих двух металлов различается для разных сортов латуни.
Процентный состав и важные свойства перечислены ниже:
• Альфа-латунь: Состоят из 65% меди и 35% цинка. Из-за высокого содержания меди они напоминают золото. Например, красная латунь.
• Альфа-бета Латунь: Состоят из 55-65% меди и 35-45% цинка. Они также известны как дуплексные латуни и имеют более яркий внешний вид.
• Бета-латунь: Состоят из 50-55% меди и 45-50% цинка. Они прочнее и жестче и предназначены для использования в жарких условиях.
• Гамма Латунь: Состоят из 33-39% меди и 61-67% цинка. Также состоит из золота (30-50%) или Au (40%).
• Белая латунь : Состоят из <50% и >50%. Из-за высокого процентного содержания цинка их называют литейными цинковыми сплавами с добавками меди.

Свойства
• Внешний вид латуни варьируется от золотистого до серебристо-белого в зависимости от процентного содержания меди и цинка.
• Температура плавления латуни 900 – 940°C.
• Плотность 8,4 – 8,73 г/см3.
• Устойчив к потускнению и имеет низкое трение.
• Более пластичен, чем цинк, медь или бронза.
• Является хорошим проводником тепла.
• Обладает акустическими свойствами.
• Устойчив к коррозии.
• Он не является ферромагнитным, поэтому его можно легко утилизировать.
• Обладает антимикробными свойствами.
• Он подвержен коррозионному растрескиванию под напряжением при воздействии аммиака.

Применение
• Благодаря своим акустическим свойствам используется при изготовлении музыкальных инструментов.
• Предотвращает биообрастание благодаря своим бактерицидным свойствам.
• Используется для изготовления замков, шестерен, клапанов, кронштейнов, опорных плит и т. д.
• Используется для изготовления брекетов для зубов.
• Благодаря внешнему виду, напоминающему золото, он также используется для изготовления декоративных изделий.
• Используется при изготовлении сантехники, такой как трубы, трубы и т. д.
• Используется при изготовлении инструментов и приспособлений, используемых во взрывчатых веществах.
• Гильзы также изготовлены из латуни.
• Используется для изготовления уплотнителей.
• Используется для изготовления радиаторов и винтов.
• В древние времена латунь использовалась для изготовления украшений, доспехов, сосудов и т. д.

Заключение
Латунь представляет собой смесь меди и цинка. Это смесь, потому что два элемента соединяются только физически, образуя латунь, и не происходит химической связи.
Латунь представляет собой гомогенную смесь, поскольку процентное соотношение соединяющихся атомов остается одинаковым, а физические свойства одинаковы по всему образцу.
Гомогенные смеси образуются, когда составляющие их атомы или молекулы равномерно распределены по всей смеси, тогда как гетерогенные смеси — это смеси, в которых нет однородности соединяющихся атомов или молекул.
Латунь не является чистым веществом, поскольку она образована комбинацией двух различных типов атомов, и соотношение различных компонентов отличается от одного образца к другому.
Латунь представляет собой сплав цинка и меди, обычный процент комбинации составляет 65% меди и 35% цинка. Сплав определяется как смесь двух или более металлов или различных элементов в сочетании с одним металлом.
Приятного обучения!!
ленточная структура — документация matminer 0.7.8
Ниже вы найдете описание каждого функционализатора, перечисленное в таблицах, сгруппированных по модулям.
Свойства, полученные из электронной ленточной структуры материала.
matminer.featurizers.bandstructure
Имя
Описание
ФилиалПоинтЭнерджи
Энергия точки ветвления и абсолютное положение края полосы.
BandFeaturizer
Характеризует объект структуры полосы пиматгена.
Родительские классы и мета-функции.
matminer.featurizers.base
Имя
Описание
Многофункциональное устройство
Класс для запуска нескольких признаков на одних и тех же входных данных.
StackedFeaturerizer
Использовать выходные данные модели машинного обучения в качестве признаков
BaseFeaturizer
Абстрактный класс для расчета характеристик на основе входных данных сырья
Особенности в зависимости от состава материала.
сплав
matminer.featurizers.composition.alloy
Композиционные добавки, предназначенные для использования со сплавами.
Имя
Описание
Мидема
Энтальпии образования интерметаллических соединений, из Miedema et al.
YangSolidSolution
Термины термохимии смешивания и несоответствия размеров Янга и Чжана (2012)
WenAlloys
Расчет свойств сплава.
композит
matminer.featurizers.composition.composite
Компоненты композиции для составных объектов, содержащих более 1 категории данных общего назначения.
Имя
Описание
ElementProperty
Класс для расчета атрибутов элементарных свойств.
Мередиг
Класс для расчета характеристик, как определено в Meredig et. др.
элемент
matminer.featurizers.composition.element
Анализаторы состава для элементарных данных и стехиометрии.
Имя
Описание
ElementFraction
Класс для расчета атомной доли каждого элемента в композиции.
TMetalFraction
Класс для расчета доли магнитных переходных металлов в композиции.
Стехиометрия
Расчет норм стехиометрических признаков.
BandCenter
Оценка абсолютного положения центра полосы по электроотрицательности.
ion
matminer.featurizers.composition.ion
Композиционные добавки для композиций с ионными данными.
Имя
Описание
Степени окисления
Статистические данные о степенях окисления для каждого вида.
ИонПроперти
Атрибуты ионных свойств. Похоже на ElementProperty.
Электронаффинити
Рассчитайте среднее сродство к электрону, умноженное на формальный заряд анионных элементов.
ЭлектроотрицательностьРазность
Особенности различия электроотрицательности анионов и катионов.
орбитальная
matminer.featurizers.composition.orbital
Композиторы для орбитальных данных.
Наименование
Описание
Атомные орбиты
Определение характеристик HOMO/LUMO на основе состава.
Валенс Орбитал
Атрибуты оболочек валентных орбит
упаковка
matminer.featurizers. composition.packing
Композиционные добавки для определения характеристик упаковки.
Имя
Описание
AtomicPackingEfficiency
Эффективность упаковки на основе геометрической теории аморфной упаковки
термо
matminer.featurizers.composition.thermo
Композиция, улучшающая термодинамические свойства.
Имя
Описание
CohesiveEnergy
Энергия когезии на атом с использованием энергии когезии элементов и
CohesiveEnergyMP
Поиск энергии когезии на атом с использованием материалов проекта
Утилиты преобразования.
matminer.featurizers.conversions
Имя
Описание
Преобразование
Абстрактный класс для преобразования данных.
StrToComposition
Утилита для преобразования строки в композицию
СтруктураКомпозиция
Утилита для преобразования структуры в композицию.
структура к структуре
Утилита для преобразования структуры в неизменяемую IStructure.
DictToObject
Утилита для декодирования dict в объект Python через MSON.
JsonToObject
Утилита для декодирования данных json в объект Python через MSON.
StructureToOxidStructure
Утилита для добавления степеней окисления к структуре пиматгена.
СоставОксидКомпозиция
Приспособление для добавления степеней окисления к композиции пиматгена.
Состав в структуру из MP
Featurerizer для получения объекта структуры из проекта материалов с использованием
PymatgenFunctionApplicator
Featurizer для запуска любой функции с использованием примитивов pymatgen или из них.
ASEAtomstoStructure
Преобразование кадров данных структур ase в структуры pymatgen для дальнейшего использования с
Классы для расширения наборов функций, рассчитанных с помощью других функционализаторов.
matminer. featurizers.function
Имя
Описание
FunctionFeaturizer
Функции из функций, применяемых к существующим функциям, например. «1/х»
Особенности отдельных участков кристаллической структуры материала.
соединение
matminer.featureizers.site.bonding
Особенности сайта на основе связывания.
Имя
Описание
BondOrientationalParameter
Усреднения сферических гармоник локальных соседей
Средняя длина облигации
Определяет среднюю длину связи между одним конкретным сайтом
Средний угол связи
Определяет средние валентные углы определенного сайта с
химический
matminer. featureizers.site.chemical
Особенности сайта основаны на местной химической информации, а не только на геометрии.
Имя
Описание
Химическая СРО
Химическое ближнее упорядочение, отклонение от локального положения и номинального структурного состава
EwaldSiteEnergy
Вычисление энергии сайта из кулоновских взаимодействий
LocalPropertyDifference
Различия в свойствах элементов между сайтом и соседними сайтами.
SiteElementalProperty
Элементарные свойства атома на определенном участке
внешний
matminer.featurizers.site.external
Функционал сайта требует внешних библиотек для основных функций.
Имя
Описание
МЫЛО
Плавное перекрытие позиций атомов (интерфейс через DScribe).
отпечаток пальца
matminer.featurizers.site.fingerprint
Свойства сайта, которые определяют сайт с помощью локальной геометрии.
Наименование
Описание
AGNIFingerprints
Интеграл произведения RDF и функции окна Гаусса из Botu et al.
OPSiteFingerprint
Параметры порядка локальной структуры, вычисленные из соседней среды сайта.
CrystalNNОтпечаток пальца
Отпечаток локального параметра порядка для периодических кристаллов.
ВоронойОтпечаток пальца
Мозаичные объекты Вороного вокруг целевого участка.
ChemEnvSiteFingerprint
Сходство данных мест с идеальными условиями
разное
matminer.featurizers.site.misc
Различные функции сайта.
Имя
Описание
IntersticeDistribution
Распределение междоузлий в соседнем кластере вокруг узла атома.
Координационный номер
Количество первых ближайших соседей сайта.
rdf
matminer.featurizers.site.rdf
Особенности сайта на основе функций распределения.
Имя
Описание
GaussianSymmFunc
Характеристики функции симметрии Гаусса, предложенные Behler et al.
Обобщенная функция радиального распределения
Расчет общей функции радиального распределения (GRDF) для сайта.
AngularFourierSeries
Вычисление углового ряда Фурье (AFS), включая угловую и радиальную информацию
Создание элементов на основе кристаллической структуры материала.
склеивание
matminer.featurizers.structure.bonding
Структурные добавки на основе связывания.
Имя
Описание
BondFractions
Вычислить долю каждой связи в структуре на основе ближайших соседей.
БагофБондс
Вычисление вектора Bag of Bonds, как впервые описано Hansen et al. (2015).
Глобальный индекс нестабильности
Общий индекс нестабильности конструкции.
Структурная неоднородность
Различия в длинах связей и атомных объемах в структуре
Минимальные относительные расстояния
Определяет относительное расстояние каждого узла до его ближайшего соседа.
композит
matminer.featurizers.structure.composite
Структурные признаки, производящие более одного типа данных структурных признаков.
Имя
Описание
ДжарвисCFID
Классические дескрипторы, вдохновленные силовым полем (CFID) от Jarvis-ML.
матрица
matminer.featurizers.structure.matrix
Структурные признаки, создающие матрицу для каждой структуры. Большинство функций матричной структуры содержат возможность сглаживания матриц, чтобы они были удобными для обработки данных.
Имя
Описание
Кулоновская матрица
Кулоновская матрица, представление ядерного кулоновского взаимодействия.
Синус-КулонМатрица
Вариант кулоновской матрицы, разработанный для периодических кристаллов.
OrbitalFieldMatrix
Представление на основе электронов валентной оболочки соседних атомов.
разное
matminer. featurizers.structure.misc
Различные структурные добавки.
Имя
Описание
ЭвальдЭнерджи
Вычисление энергии кулоновских взаимодействий.
СтруктураКомпозиция
Особенности, относящиеся к составу конструкции
XRDPowderPattern
Массив 1D, представляющий порошковую дифракцию структуры, рассчитанную по
заказ
matminer.featurizers.structure.order
Особенности структуры на основе упаковки или порядка.
Наименование
Описание
Элементы плотности
Расчет плотности и элементов, подобных плотности
Химический заказ
Насколько расположение видов в структуре отличается от случайного
Максимальная эффективность упаковки
Максимально возможная эффективность упаковки данной конструкции
Сложность конструкций
Информационная энтропия Шеннона структуры.
rdf
matminer.featurizers.structure.rdf
Структурные особенности, реализующие функции радиального распределения.
Имя
Описание
Функция радиального распределения
Расчет функции радиального распределения (ФРР) кристаллической структуры.
Функция частичного радиального распределения
Вычисление частичной функции радиального распределения (PRDF) хстальной структуры
Функция электронного радиального распределения
Расчет собственной функции радиального распределения электронов (ReDF)
сайтов
matminer.featurizers.structure.sites
Структурируйте характеристики на основе агрегирования функций сайта.

Имя	Описание
`ФилиалПоинтЭнерджи`	Энергия точки ветвления и абсолютное положение края полосы.
`BandFeaturizer`	Характеризует объект структуры полосы пиматгена.

Имя	Описание
`Многофункциональное устройство`	Класс для запуска нескольких признаков на одних и тех же входных данных.
`StackedFeaturerizer`	Использовать выходные данные модели машинного обучения в качестве признаков
`BaseFeaturizer`	Абстрактный класс для расчета характеристик на основе входных данных сырья

Имя	Описание
`Мидема`	Энтальпии образования интерметаллических соединений, из Miedema et al.
`YangSolidSolution`	Термины термохимии смешивания и несоответствия размеров Янга и Чжана (2012)
`WenAlloys`	Расчет свойств сплава.

Имя	Описание
`ElementProperty`	Класс для расчета атрибутов элементарных свойств.
`Мередиг`	Класс для расчета характеристик, как определено в Meredig et. др.

Имя	Описание
`ElementFraction`	Класс для расчета атомной доли каждого элемента в композиции.
`TMetalFraction`	Класс для расчета доли магнитных переходных металлов в композиции.
`Стехиометрия`	Расчет норм стехиометрических признаков.
`BandCenter`	Оценка абсолютного положения центра полосы по электроотрицательности.

Имя	Описание
`Степени окисления`	Статистические данные о степенях окисления для каждого вида.
`ИонПроперти`	Атрибуты ионных свойств. Похоже на ElementProperty.
`Электронаффинити`	Рассчитайте среднее сродство к электрону, умноженное на формальный заряд анионных элементов.
`ЭлектроотрицательностьРазность`	Особенности различия электроотрицательности анионов и катионов.

Наименование	Описание
`Атомные орбиты`	Определение характеристик HOMO/LUMO на основе состава.
`Валенс Орбитал`	Атрибуты оболочек валентных орбит

Имя	Описание
`CohesiveEnergy`	Энергия когезии на атом с использованием энергии когезии элементов и
`CohesiveEnergyMP`	Поиск энергии когезии на атом с использованием материалов проекта

Имя	Описание
`Преобразование`	Абстрактный класс для преобразования данных.
`StrToComposition`	Утилита для преобразования строки в композицию
`СтруктураКомпозиция`	Утилита для преобразования структуры в композицию.
`структура к структуре`	Утилита для преобразования структуры в неизменяемую IStructure.
`DictToObject`	Утилита для декодирования dict в объект Python через MSON.
`JsonToObject`	Утилита для декодирования данных json в объект Python через MSON.
`StructureToOxidStructure`	Утилита для добавления степеней окисления к структуре пиматгена.
`СоставОксидКомпозиция`	Приспособление для добавления степеней окисления к композиции пиматгена.
`Состав в структуру из MP`	Featurerizer для получения объекта структуры из проекта материалов с использованием
`PymatgenFunctionApplicator`	Featurizer для запуска любой функции с использованием примитивов pymatgen или из них.
`ASEAtomstoStructure`	Преобразование кадров данных структур ase в структуры pymatgen для дальнейшего использования с

Имя	Описание
`BondOrientationalParameter`	Усреднения сферических гармоник локальных соседей
`Средняя длина облигации`	Определяет среднюю длину связи между одним конкретным сайтом
`Средний угол связи`	Определяет средние валентные углы определенного сайта с

Имя	Описание
`Химическая СРО`	Химическое ближнее упорядочение, отклонение от локального положения и номинального структурного состава
`EwaldSiteEnergy`	Вычисление энергии сайта из кулоновских взаимодействий
`LocalPropertyDifference`	Различия в свойствах элементов между сайтом и соседними сайтами.
`SiteElementalProperty`	Элементарные свойства атома на определенном участке

Наименование	Описание
`AGNIFingerprints`	Интеграл произведения RDF и функции окна Гаусса из Botu et al.
`OPSiteFingerprint`	Параметры порядка локальной структуры, вычисленные из соседней среды сайта.
`CrystalNNОтпечаток пальца`	Отпечаток локального параметра порядка для периодических кристаллов.
`ВоронойОтпечаток пальца`	Мозаичные объекты Вороного вокруг целевого участка.
`ChemEnvSiteFingerprint`	Сходство данных мест с идеальными условиями

Имя	Описание
`IntersticeDistribution`	Распределение междоузлий в соседнем кластере вокруг узла атома.
`Координационный номер`	Количество первых ближайших соседей сайта.

Имя	Описание
`GaussianSymmFunc`	Характеристики функции симметрии Гаусса, предложенные Behler et al.
`Обобщенная функция радиального распределения`	Расчет общей функции радиального распределения (GRDF) для сайта.
`AngularFourierSeries`	Вычисление углового ряда Фурье (AFS), включая угловую и радиальную информацию

Имя	Описание
`BondFractions`	Вычислить долю каждой связи в структуре на основе ближайших соседей.
`БагофБондс`	Вычисление вектора Bag of Bonds, как впервые описано Hansen et al. (2015).
`Глобальный индекс нестабильности`	Общий индекс нестабильности конструкции.
`Структурная неоднородность`	Различия в длинах связей и атомных объемах в структуре
`Минимальные относительные расстояния`	Определяет относительное расстояние каждого узла до его ближайшего соседа.

Имя	Описание
`Кулоновская матрица`	Кулоновская матрица, представление ядерного кулоновского взаимодействия.
`Синус-КулонМатрица`	Вариант кулоновской матрицы, разработанный для периодических кристаллов.
`OrbitalFieldMatrix`	Представление на основе электронов валентной оболочки соседних атомов.

Имя	Описание
`ЭвальдЭнерджи`	Вычисление энергии кулоновских взаимодействий.
`СтруктураКомпозиция`	Особенности, относящиеся к составу конструкции
`XRDPowderPattern`	Массив 1D, представляющий порошковую дифракцию структуры, рассчитанную по

Наименование	Описание
`Элементы плотности`	Расчет плотности и элементов, подобных плотности
`Химический заказ`	Насколько расположение видов в структуре отличается от случайного
`Максимальная эффективность упаковки`	Максимально возможная эффективность упаковки данной конструкции
`Сложность конструкций`	Информационная энтропия Шеннона структуры.

Имя	Описание
`Функция радиального распределения`	Расчет функции радиального распределения (ФРР) кристаллической структуры.
`Функция частичного радиального распределения`	Вычисление частичной функции радиального распределения (PRDF) хстальной структуры
`Функция электронного радиального распределения`	Расчет собственной функции радиального распределения электронов (ReDF)

Неоднородность — химический состав — сплав

Склонность к ликвации (дендритной, зональной, по плотности)

Структурная и химическая неоднородность высоколегированных сплавов » Все о металлургии

Технология литейного производства.

IV.Формирование структуры сплавов при кристаллизации.

Что такое отжиг? [7 видов процесса отжига]

Цель отжига:

Классификация методов отжига:

7 типов процесса отжига:

Полный отжиг

Изотермический отжиг

Неполный отжиг

Сферификационный отжиг

Диффузионный отжиг (равномерный отжиг)

Отжиг для снятия напряжения

Рекристаллизационный отжиг

Как выбрать метод отжига

3.4: Классификация вещества по его составу

Цели обучения

Фаза

Пример \(\PageIndex{1}\)

Раствор

Упражнение \(\PageIndex{1}\)

Пример \(\PageIndex{2}\)

Раствор

Упражнение \(\PageIndex{2}\)

Резюме

Словарь

Взносы и ссылки

Адаптация неоднородностей в высокоэнтропийных сплавах для обеспечения синергии прочности и пластичности

Формирование равноосных кристаллических структур в сплавах Al-Si с направленной кристаллизацией с использованием гетерогенных зародышей на основе Nb

Abstract

Введение

Характеристика лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2) 1 и 2), содержащие соединения на основе Nb (Al

Эксперименты по отверждению

Обсуждение

Методы

Производство и определение характеристик лигатур Al-2Nb-xB (x = 0,5, 1 и 2)

Эксперименты по отверждению

Дополнительная информация

Каталожные номера

Благодарности

Информация об авторе

Авторы и организации

Contributions

Заявление об этике

Конкурирующие интересы

Права и разрешения

Об этой статье

Эту статью цитирует

Сравнительный анализ структуры и свойств сплава AA4032 AA4032, модифицированного Nb-B, полученного методом экструзии из литого и гомогенизированного состояния

Влияние агломерации на способность зародышеобразования частиц модификатора в лигатуре Al-Nb-B: моделирование и эксперименты

Разработка лигатуры Al–Nb–B с высоким соотношением Nb/B для измельчения зерна доэвтектических литейных сплавов Al–Si

Эффективность боридов в сплавах Al-Si для рафинирования зерна

Комментарии

Является ли латунь смесью? – Гомогенный или гетерогенный?

Является ли латунь однородной смесью?

Что такое гомогенная и гетерогенная смесь?

Почему латунь не является чистым веществом?

Является ли латунь сплавом?

Что такое сплав?

Из чего сделана латунь?

Свойства

Применение

Заключение

ленточная структура — документация matminer 0.7.8

Свойства, полученные из электронной ленточной структуры материала.

Родительские классы и мета-функции.

Особенности в зависимости от состава материала.

сплав

композит

элемент

ion

орбитальная

упаковка

термо

Утилиты преобразования.

Классы для расширения наборов функций, рассчитанных с помощью других функционализаторов.

Особенности отдельных участков кристаллической структуры материала.

соединение