Ti–Al–V三元系统中体心立方相的热力学和动力学建模-外文文献及翻译.doc

本科生毕业设计（论文）外文翻译外文原文题目： Thermodynamic and kinetic modeling of bcc phase in the TiAlV ternary system中文翻译题目： TiAlV三元系统中体心立方相的热力学和动力学建模毕业设计（论文）题目：20C新型钛合金热处理工的艺仿真研究 姓 名： xx 学 院： 材料学院 班 级： 材料成型及控制工程 指导教师： xxx xx理工大学本科生毕业设计（论文翻译）TiAlV三元系统中体心立方相的热力学和动力学建模H. Wang,N. Warnken,R.C. Reed（冶金和材料学部，伯明翰大学，伯明翰B15 2TT，UK）摘要：本文利用双亚晶格模型（Ti,Al,V）:( Ti,Al,V）进行了Ti-Al二元系统和Ti-Al -V三元系统中有序B2相的热力学优化。得到的一组自洽参数表明，应用于相平衡的有效实验数据可精确地再现。通过应用新的热力学数据库计算出的热力学驱动力，分析和优化了Ti-Al-V三元系统的无序A2相的相互扩散行为。得出一组描述无序A2相原子迁移率的参数，这些参数将对涉及此无序A2相相变的未来定量模型有一定作用。关键词：热力学；流动性；优化；TiAlV1 引言Ti基合金具有较好的强度和韧度，尤其是当我们考虑密度校正时。然而，这些合金的性质很大程度上取决于其热处理的方式；所以，深刻的理解这些系统中微观组织和合金性能之间关系是很重要的。尤其是在室温下保留大量体心立方（BCC）结构的钛合金-比如钛合金，在这种高强度、高韧度钛合金的范围中很多是应用于航空航天领域的新兴材料。热力学和动力学数据对钛合金的设计，许多其它工程合金，可模拟的各种相平衡和相变都非常有帮助。因此，获得一个完整而深刻的三元TiAlV系统中体心立方相的热力学和动力学迁移率数据库是很重要的。表 1 体心立方相的Ti-Al -V三元系统的热力学参数（注：A2相的Al-V和Ti-V系统中的参数来自文献 46。优化工作在Thermo Calc软件47开展。）到目前为止，研究人员在此系统上只进行了有限的分析，Hayes 1分析了TiAlV三元系的相平衡，他提出了液相线投影原理图，部分反应流程图，和几个不同温度下的等温截面。一般认为进一步的相平衡是Raghavan 2在之后分析的，包括600和900两个完全等温的截面；本工作中第一次考虑了有序B2相。基于这些考虑（无序A2相的参数列于表1），以前对TiAlV系统的热力学数据库进行的优化3则缺乏有关有序B2相的任何信息。动力学分析也在扩散现象实验测量的基础上进行。例如，Chen等4分析了A2相的迁移率。最近，Takahashi等5发表了一些A2相中互扩散系数的新数据，这需要数据库的更新。用这些数据，Huang等6评估了TiAlV系统在A2相中的原子迁移率。然而，他们6的研究是基于从7-9外推的热力学数据库而不是三元热力学参数。本工作分别优化了Ti-Al二元和Ti-Al-V三元系统中的热力学参数，和在Ti-Al-V系统中无序A2相的动力学参数。2 试验信息2.1 有序和无序转变在Ti-Al-Cr-V四元系统10和一些Ti-Al-X（X= Cr11，Nb12,13，Mo13）三元体系已经发现了A2和B2的有序和无序转变。用透射电子显微镜14 在Ti-Al-V三元系统已经观察到有序B2相。在1200发现有序B2的单相区，同时发现了在600-900温度范围内B2相和其他相（Ti3Al相和TiAl相）之间的相平衡。这些实验信息已被用于本文报告的建模工作中。其中包含A2和B2相的有序和无序转变，与这个问题相关的二元系统只有一个： Ti-Al二元系统；这个系统已经做过很详细的研究，但不总是优先考虑得出的A2 和B2的有序和无序转变。Murray 15 分析了常用的Ti-Al系统， 而Okamoto 16,17 已经两次更新这种系统。在Murray和Okamoto的工作中，没有提到有序B2相，并且在两个区域中的密排六方相是稳定的，它们之间只有一条窄 “路径”。这个非常狭窄的相状态稳定与否仍有争议。而且，由于缺乏实验数据，很多相界近似为虚线。后来Raghavan 18 重新分析了这种二元系统，其中包括有序B2相区域和计算出的和边界在1150-1250温度范围时展现出的一个不寻常的曲率19。这种现象表明一种具体的物理效应导致了有序和无序相的转变20。最近，两个涉及-Ti相的附加固态反应包含在相图（图1） 21中 ，即反应：在120010时-Ti(bcc) +-Ti(hcp) 2（Ti3Al）和在117010时2，考虑和边界19,22。根据这些温度下的和边界不寻常的曲线和量热曲线的斜率的小改变可知这两种反应的发生导致了有序B2相的出现。由此推论数据库3算出的2相的全等温度仅有1164（图2），从而，为了使/和/2相的边界相互重叠，两个不变反应此处的优化温度应低于1164。因此，相对于1135更要重视在反应2中文献23报告的温度1150；其他 25-28报告的则从优化温度中省去。对于其他包析反应：2，这个不变反应的温度应该比之前的低。此外，以前所有的研究都认为这两个反应温度之间的差值超过30；从而，数据1115 25 比1150低35-在优化中最受关注。其他一些温度如110029-31 和115027则相对不被太重视，而剩余的数据19,26,32-36不包含在优化温度中而是用于比较计算结果的精度。2.2 扩散图 1测定的Ti-Al二元相图21由于2004年出版的Chen等4的工作报告中分析了在这种三元系统中相的实验扩散，这里只考虑了由Takahashi等5测定的相中的互扩散。在Takahashi等人的研究中5，八种扩散偶要经过不同的退火时间，并利用电子探针（EPMA）检查。通过使用扩展的MatanoKirkaldy法37,38从浓度分布估计出Ti-Al-V合金中的三元互扩散系数,和。Huang等6在分析工作中考虑到了这些实验数据。但未展示两个扩散偶的扩散路径。图 2计算的Ti-Al二元相图33 模型3.1 热力学Dupin 和 Ansara 39 提出的理论描述了有序B2相的吉布斯自由能，其中有序B2相的吉布斯自由能通过增加无序A2相的吉布斯自由有序化程度来获得。使用B2相中的一个双亚晶格模型(Ti,Al,V)0.5：(Ti,Al,V)0.5： (1)其中是无序A2相的吉布斯自由能（参数来自3），后两个符号和之间的差是吉布斯自由能，这是由于有序化吉布斯自由能是由以下公式决定的： （2）其中i，j，k=Al，Ti，V；，（v=0,1）包括这里的有序化参数的优化。当=，A2相是无序的。3.2 扩散对于晶体相，三元互扩散系数矩阵通过选择一种元素与另外两种元素相关而减小40，因此： （3）其中n，k，j分别是相关，扩散，梯度元素。符号，分别是摩尔分数，化学势能和元素i的迁移率。符号是Kronecker函数（=1如果i=k，其他=0）3.3 迁移率根据Jonsson的研究，在多组分相的原子迁移率可表示为： (4)其中是频率因数QB是活化焓。频率系数的计算方法是： (5)和通常都由成分，温度，压力来控制。用相图计算方法42，由一个Redlich-Kister多项式描述B(或)成分中的相关性，依据的式子如下： （6）其中参数由下式获得： （7）温度/摩尔分数/百分比温度/摩尔分数/百分比图 3通过这项研究所计算的TI-AL系统二元相图与其他数据下的对比（注：一些数据是用于另一的包析相形成）。4 结果和讨论4.1 相平衡使用CALPHAD理论，两个亚晶格模型43和前文所述的实验数据，获得一组有序B2相的自洽热力学参数- 见表1。图3中给出了从数据集中得出的Ti-Al二元系统的相图。虚线代表A2相和B2相之间的有序和无序转变。当Al的成分从20%增加到40%时，预计转变温度将从1200变到1400。随着Al含量的增加有序B2相的高温稳定性越好，这与有序化的趋势中Al的正相关效应一致10。有了这些优化的二元系统参数，通过比较报告的实验数据来模拟和预测涉及有序B2相的两个包析反应-+2和+2，见表2。表 2涉及Ti-Al二元系统中B2相的不变反应的计算结果与实验或评估数据进行比较。第一个反应计算出的温度是1162，在优化过程中误差范围是10内。基于/和/2相边界数据的外推法，估计在三个相关的相（2，2，）中铝的成分为28%，33%和32%21。2相成分的误差范围比其它相要大一些，因为分析中外推出它的Al约为28。计算值是合理的，分别为31.9%，32.4%和32。对于其他的包析反应，所计算出的温度为1124, 相对实验数值25有大约9的差值，但在优化误差范围内，在计算中这些相（2，2，）的成分分别为24.7%，26.8%和25.3，这些都比铝的估计值25%，27.5%和27%21低。这种差值是由于温度的变化造成。较低的温度更有利于有序B2相的稳定，使其成分向富Ti侧移动。然而，相的成分很符合 25给出的数据，Al含量为24。检查Ti-Al-V系统中等温截面的有序B2相附加的三元系统参数的影响是有意义的（如表1所列）。等温截面表示在图4-8中。重量百分比/%图 4Ti-Al-V三元系统在1200的等温截面相对实验数据14重量百分比/%图 5Ti-Al-V三元系统在900的等温截面相对实验数据14重量百分比/%图 6Ti-Al-V三元系统在800的等温截面相对实验数据14重量百分比/%图 7Ti-Al-V三元系统在700的等温截面相对实验数据14重量百分比/%图 8Ti-Al-V三元系统在700的等温截面相对实验数据14虚线再次表示有序/无序转变，预测一个B2单相区会出现在虚线限定的区域中。在预测的相图中给出了由透射电子显微镜发现的相，例如在图4中1200时的相。大多数计算的等温截面与实验数据都是一致的，只在某些温度时有一些最终的成分偏差，如图5-8所示。这些偏差被认为主要是由初始数据库3 的误差引起的，这是无法避免的问题。随着初始数据库计算出的无有序B2相的相图符合所述终端成分（参见图9-13），有序B2相和其它相之间的相界移向第二相一侧，即B2相的相场扩大。另外，随着温度的降低，有序/无序转变线向富V角点移动，说明与有序化温度随着V成分的增大而降低44。计算的液相面投影图如图14所示；相关不变反应温度列于表3。表 3Ti-Al-V系统中计算的不变反应重量百分比/%图 9不含B2相的Ti-Al-V三元系统在1200的等温截面相对实验数据14 质量百分比/%图 10不含B2相的Ti-Al-V三元系统在900的等温截面相对实验数据14质量百分比/%图 11不含B2相的Ti-Al-V三元系统在800的等温截面相对实验数据14质量百分比/%图 12不含B2相的Ti-Al-V三元系统在700的等温截面相对实验数据14质量百分比/%图 13不含B2相的Ti-Al-V三元系统在600的等温截面相对实验数据14图 14Ti-Al-V三元系统的液相投影4.2 有序化程度除了相平衡外，通过热力学优化的准确性，另一个可以分析的关键因素是有序化程度45。二元有序B2相理论上认为是由两个亚晶格点阵组成，一个由A原子占据，另一个由B原子占据。如果合金的组成不是化学计量的，一些多余的原子必然成为反位的原子，否则一些位置将被空位占据。因此有序化程度可以由两个亚点阵的占有率来表示，其中N是原子数。模拟有序B2相为(Ti,Al) 0.5：(Ti,Al) 0.5模型，这样可由反位缺陷考虑到化学计量造成的任何偏差，计算出1200时Ti和Al在每个亚晶格中占位百分比，如图15、16所示。摩尔百分数图 151473 K时在二元TI-Al系统的富Ti亚晶格中不同的原子的位点百分数摩尔百分数图 161473 K时在二元TI-Al系统的富Al亚晶格中不同的原子的位点百分数对于成分为53Ti到75Ti的富Ti合金，其富钛晶格几乎完全由钛原子占据，这表示体心立方相有非常高的有序化程度。在其它亚晶格中多余的钛原子以反位缺陷的形式存在。它是一种与富铝侧类似的情况。因此，有序B2相的模型可被理解为Ti0.5:(Ti,Al)0.5型的富钛合金和(Ti,Al)0.5：Al0.5的富铝合金。取该合金Ti-50Al为例，相对温度计算的有序化程度如图17所示。随着温度以一个适当的方式升高，有序化程度从1下降为0。有序化程度温度/图 17Ti-50Al合金的有序化程度4.3 三元相中的互扩散通过使用Dictra软件47，获得一组原子的迁移率参数；列于表4中。由这些参数可以很好的再现直接互扩散系数和，而计算出的间接互扩散参数和与其他参数只有小出入，见表5和表6。表 4 Ti-Al-V三元系统中的A2相的迁移率参数 表 5在1373 K（5/目前的研究）时互扩散系数的计算值与实验值之间的比较表 6在1373 K（5/目前的研究/6）时互扩散系数的计算值与实验值的比较直接互扩散系数与其他两个来源得到的数据一致，而间接互扩散系数可能更接近计算值6，而不是实验值5。Huang等6的工作中研究了不同获得扩散系数的方法导致的偏差。我们还发现，随后合理的再现了扩散偶的信息。比较其他工作5,6得出了两个扩散偶Ti/Ti-16.2Al-10.9V和Ti-9.8Al /Ti9.9V的浓度分布，如图18和19所示。在图中给出了功能由公式Distance/算出的标准距离。计算出的八种扩散路径如图20和21图所示，浓度/%图 18扩散系Ti/ Ti-16.2Al-10.9V在1473 K下退火的浓度分布浓度/%图 19扩散系Ti-9.8Al/Ti-9.9V在1473 K下退火的浓度分布铝的浓度/%铝的浓度/%钒的浓度/%图 20在1473K下28，800秒计算出不同的扩散系的扩散路径钒的浓度/%图 21在1473K下72，000秒计算出不同的扩散系的扩散路径对于不同的扩散偶分别退火1473K28,800 秒，和1373 K 72，000秒。虽然温度数据已被添加到移动数据库，1473K时扩散路径的偏差仍然存在，尤其是对于V4扩散偶。这也是由于实验时间造成的。考虑V4，例如，在1373K花的72,000秒长于1473 K的28,800 秒，可使更长的时间才达到平衡态，所以在1373 K时 21图中的偏差比1473 时20图中的少得多。（注释：所有表示扩散系的符号列于表7中。）5 结论基于有效实验数据，选择了Ti-Al二元系统和Ti-Al-V三元系统中有序B2相吉布斯自由能的优化表达式。得到自洽的热力学参数，这将导致更高有序化程度系统的分析数据库未来的扩展。很好地再现了二元体系的相平衡和三元体系的等温截面。计算出了在二元和三元系统中的有序-无序转换线，以及Ti-Al二元系统的有序化程度。计算出的浓度分布和扩散路径符合有效实验信息。6 感言感谢X. Wu教授, M. Loretto教授, X.J. Hao博士 和J-C. Gebelin博士在本次研究中的帮助。参考文献1 F.H. Hayes, Journal of Phase Equilibria and Diffusion 16 (1995) 163.2 V. Raghavan, Journal of Phase Equilibria and Diffusion 26 (2005) 276.3 F. Zhang, F.-X. Xie, S.-L. Chen, Y.A. Chang, D. Furrer, V. Venkatesh, Journal of Materials Engineering and Performance 14 (2005) 717.4 Q. Chen, N. Ma, K.S. Wu, Y.Z. Wang, Scripta Materialia 50 (2004) 471.5 T. Takahashi, Y. Minamino, M. Komatsu, Materials Transactions 49 (2008) 125.6 L. Huang, Y.W. Cui, H. Chang, H. Zhong, J.S. Li, L. Zhou, Journal of Phase Equilibria and Diffusion 31 (2010) 135.7 V.T. Witusievicz, A.A. Bondar, U. Hecht, S. Rex, T.Y. Velikanova, Journal of Alloys and Compounds 465 (2008) 64.8 K.C.H. Kumar, P. Wollants, L. Delaey, CALPHAD 18 (1994) 71.9 W. Gong, Y. Du, B. Huang, R. Schmid-Fetzer, Q. Zhang, H. Xu, Zeitschrift fur Metallkunde 88 (1997) 978.10 Y.G. Li, P.A. Blenkinsop, M.H. Loretto, N.A. Walker, Materials Science and Technology 14 (1998) 732.11 I. 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