1、1文 献 翻 译论文名称 Fe-Cu 亚包晶合金快速凝固过程中富铁相的行为 学 院 材料科学与工程学院 班 级 105090102 学生姓名 杨海龙 学 号 10509010232 指导老师 周志明 2Fe-Cu 亚包晶合金快速凝固过程中富铁相的行为何杰 赵九州（中国沈阳市维华路 72 号中科院金属研究所 110016）2005 年 5 月 12 日收到的修订版，于 5 月 19 日通过。摘要：Cu85Fe15 合金粉采用高压气体雾化技术生产。对微观粉末进行了分析，结果表明，当直径小于 224um 的时候液-液相转变为雾化液滴。随着粉末的大小越小，富铁相的领域就越低，但它们的密度反而越大。一个
2、用来描述雾化液滴通过亚稳混溶冷却的微观演变的模型已经开发出来。对 Cu85Fe15 合金的计算已经演示过了。其实验和模拟结果也进行了详细的讨论。关键词： Cu-Fe 合金;稳混溶隙;快速凝固;雾化;建模1.说明Cu-Fe 合金是一种高强度，高电变导热材料1-3。当铁磁富铁相以纳米粒子的形式分散在顺磁富铜矩阵中时，该合金表现出巨磁电阻和其他悬而未决的物理性质4。它有巨大的潜力用来生产磁带，光器件和传感器的材料5,6。但是由于在凝固过程中其组分一般要发生分离，所以 Cu-Fe 合金的应用是有限制的。最近的研究表明，快速凝固技术在制造这种预期的合金微观结构具有巨大的潜力7。Cu - Fe合金系统是有
3、名的晶系统，它也展示了在冷液体状态下亚混溶隙，如图一所示。当单相液体冷到混溶隙，它分为两个液体：一种是富铜（L1）和在另一种是富铁（L2） 。虽然很多研究铜铁合金已进行9-12,其中大多数是重点热力学方面。到目前为止，对动力学的液液的相变知之甚少。我们已经开发了一种数值模型描述通过稳混溶差距 Cu-Fe 合金熔体冷却时的组织演变过程。该模型是赵九州等人开发的一种新模型。它考虑到影响的体积分数的相相液滴在其扩散的增长速度。形成的微观结构雾化液滴已被计算。采用高压气体雾化技术对 Cu-Fe 合金快速凝固进行实验了。数值计算与实验结果进行了比较。2. 实验程序利用高压气体雾化氮气制备了雾化粉末 Cu
4、85Fe15 合金。粉末的直径是从 20um到 280um 之间。为了观察合金粉末的显微组织，对该粉末进行了网格划分和抛光处理。微观结构表征的分析是利用配备了能量色散 X 射线分析的电子扫描显微镜。3.实验结果3对于 Cu85Fe15 合金，如果过冷单相液体小于 71K ，雾化液滴发生液固转变（见图 1）。实验结果表明，该微观组织由初级的 -Fe 和雾化粉末中的直径介于224um 至 280um 的晶体反应产物组成。而 -Fe 树突和富铁相共存区粉末的直径介于 180-224um。雾化粉末的微观结构的直径在 200um（见图 2）。随着温度的降低，富铁和富铜液相的成分通过双结线变化。过冷的富铁
5、液相大于相同条件下的富铜液相（见图一）。富铁相的固化阶段，因此，首先通过冷却到达稳态。图一 Cu-Fe 合金的相图液相下的虚线曲线是双结线。XC 是的临界浓度为 57的铁，TC 是临界温度1694K10。L1 和 L2 分别是是富铜相，富铁相。TL1 和 TL2 的过冷度相应的是 L1和 L2 。4图二 直径为 200um 的 Cu85Fe15 粉末微观结构混溶差距和 -铁的增长然后直接从富铁领域进入基质液，如图 2 所示。随着雾化液滴尺寸的减少，过冷的雾化液滴数量增加。液-液发生相变的完全雾化液滴直径介于 20 至 180um。图 3(a 和 b) 显示显微粉末直径分别在 110 和 30u
6、m。黑球是富铁相的领域，另一种是富铜矩阵。结果表明，相相领域是同源分散在基质阶段。富铁相的平均直径，如图 3（A 和 B）分别约 0.72 和 0.41um。相相的粒度分布已经由体视学方法确定13。结果如图四所示。在直径 110um 的合金粉末中富铁相的直径领域范围从 0.27 至 1.17um。然而在直径为 30um 的合金粉末中富铁相的直径范围则是从 0.15 至 0.63um。它的粒度分布接近正态分布，正如图四所示的实现图。图 3 微观的 Cu85Fe15 粉末直径在 110 um（a）和 30um（b）5图 4 直径在 110um(a)和 30um(b)的 Cu85Fe15 粉末富铁领
7、域的分布情，柱条显示的是测量结果，实曲线是拟合结果。4.讨论4.1 理论模型当最初的单相混溶合金液冷却到混溶间隙，相成核阶段中的饱和液体可以说是与传统非均相成核理论一致，都认为小粒子或氧化物可以促进生核14。固定成核速率，每单位时间创造的原子核的数目，是由下面公式决定的15：6在公式中，Nv 是催化剂的浓度。N0 是液体原子数密度。A 和 B 是 A 和 B 的原子数量。xA 和 xB 表示 A 和 B 的摩尔分数。nc 表示在相相中临界半径 r = 2L1L2 /Gv 的数目。L1L2 是两液体之间的界面张力。Gv 是每体积在原子核上获得的自由能。 表示在扩散系数 Df 配合的附着率。 是在
8、溶质中平均跳跃距离。Z 是 Zeldovich 因子 kB 和 T 分别是波尔兹曼常数和绝对温度。Gc 是核能源的障碍. 为接触角。通过运输溶质扩散的矩阵可以增加相相的饱和矩阵。如果因次超饱和的 Sd(t) =Cm(t) Cm(t)/C(t) Cm(t)单体，由动力学方程可以发现解决问题的扩散方程。利用这一通量保护条件的保护条件， ，并考虑到影响的体积分数相阶段领域，我们取得的增长或收缩率的范围为相阶段16,17：这里 ，N 和 R 分别是相阶段领域体积分数，密度和平均数量。Cm(t)代表矩阵液体中的平均浓度。C（t）是在相集中的阶段领域。CmI(r, t) = Cm(t) exp(s/r)是
9、矩阵间的边界上的溶质浓度。r 是相阶段领域的半径。s = 2L1L2d/kBT 是毛细管的长度。Cm(t)是一个在边界界面的平衡系数。d 是相阶段领域的原子数量。在液液的相变过程中，相阶段的基质浓度和体积分数随着时间而改变的。以下公式始终建立在溶质守恒的基础上：Cmix(t) = (1 )Cm(t) + C(t) (3)这里的 Cmix （t）表示两混合液体的溶质。为了描述微观组织在冷却过程中的混溶合金通过混溶差距演变，定义半径分布函数相阶段领域函数为 f（r，t ）。函数 f （r，t） dr 给出了单位体积半径 R 和 R +dr 之间与时间的关系。当雾化液滴足够小就可以视为等温液滴18.
10、因此，相相界面和相界面的移动中的碰撞和凝固往往可以忽略。考虑到常规的生核和相领域的扩散，f(r,t)服从连续方程19,20：7公式的第一阶段左边描述的是相液相界面尺寸随着时间的变化。第二阶段反应相界面区域扩散的增长或收缩。公式的右边生核的来源。雾化液滴的温度取决于：这里的 h 代表对热传热系数。Re 是雷诺数。Pr 是雾化气体的普朗特系数。D 和 Vd代表雾化液滴的直径和移动速度。g, Vg 和 g 分别表示雾化气体的密度，体积和运动黏度。kg, 和 Tg 分别表示导热率，比热和雾化气体的绝对温度。mix gpC和 表示混合相的密度和比热。 是热辐射系数。 是斯忒藩波尔兹曼常数。minp 是相
11、相的密度。L 是液液相热交换的潜热。4.2 数值计算法数值计算法应用到本实验的基础是有限体积法21。相相界面半径分成由有限体积组成的一定数量的区间。连续性方程是隐式差分方程的假设，即使用范围半径分布函数不同的方式在一个循序渐进的方向轴的时候，也在半径轴方向。离散连续方程产量 N 常微分方程与每一个方程的 N 空间网格点。这些方程用三对角矩阵算法（ TDMA）求解 21 。这些数值解在 Cu-Fe 合金上应用8过。液相额外的吉布斯能量，根据陈和金两位的研究，结合表一的系数可以计算出来。两液相交界面之间的张力根据卡恩和希利的模型22表示为 (T) = 21L2N0kBTc(1 T /Tc) 。N0
12、 表示每单位体积液体原子数目， 表示原子间的距26.1离。kB 表示波尔兹曼常数和 TC 是临界温度 1694K。铁基的扩散系数由公式 Df(T) = 1.0571015T2 23来估算。催化杂质的浓度 Nv，假设为 0.01。催化效率与雾化液滴直径成反比关系24,25。典型的例子是，当函数 f()=0.15625 和 0.3785 时，雾化液滴的直径分别是 10 和 200um18,26。其中 p1 = 3.162102 ， p2 = 1.2463um.4.3 计算结果和讨论氮气作为雾化气体，最初的气流速度为 300m/s。图 5 显示了饱和的基质和成核速率随温度的关系。图 5 成核率（实线
13、）和过饱和度（虚线曲线）在雾化液滴的直径在 110 ， 60 和 30um 与温度的关系。9图 6 平均半径（实线）及数量密度（点曲线） 相阶段领域的雾化液滴的直径 110 ， 60 和 30um 与温度的关系。结果表明，对于一个给定尺寸大小的雾化液滴，它的过饱和度存在一个峰值，相阶段领域的生核就围绕在这个峰值之间。这也表明，随着雾化液滴尺寸的减小，最高过饱和度和最大形核速率增大。数量密度和富铁相的平均半径如图 6 所示。从图中可以看出，一旦富铁相开始生成，数量密度就开始急剧增大。成核后不久便达到一个平台值并且保持不变。因为自那时以来，核率在很短的时间内降低到零。平均半径的变化是由于由于共同行
14、动的成核和的富铁领域的扩散生长。如图 6 所示，在形核时期，富铁区域的平均半径增加缓慢是因为小的富铁领域在连续不断地飞速增加。在形核的富铁领域，富铁的平均半径迅速增加。因为高层次的饱和导致富铁领域大量增长。10图 7 直径 110um 的雾化液滴随时间的标准化半径分布。生核始于 tn= = 3.66103 s. Tp 是 Cu - Fe 合金包晶反应温度 1367K8.图 8 雾化液滴直径以 30 分钟来衡量（柱条）和计算（实线）富铁区域的粒度分布。图 7 显示 冷却通过稳混溶差距时，雾化液滴在直径为 110um 时富铁领域半径正常化分布。它表明，在形核的早期阶段，半径有着广泛的分布倾斜的小球
15、半径。由于减少了核率，粒径分布的变化很快。宽度的分配减少，而高度的分布增加，最终发展成对称形状，因为较小的富铁相领域有较高的增长速度。在相领域相粉末直径在 30um, 这两种计算和测量标准化半径分布,图图 8 所示。可以看出，计算结果与实验结果是合理的。对雾化液滴的不同大小进行计算。计算出的平均半径和相相数量密度，如图 9 所示。模拟结果表明，平均半径范围内可以与雾化的雾滴直径（r）=49D ,其计算结果与实验结果十分吻合。437.0图 9 富铁相的直径与雾化液滴的平均半径和数量密度11较小的雾化液滴具有较高的冷却速度和更深的过冷。它实现了较高的铁富领域成核速率，此外，铁富领域有更短的时间成长
16、成一个较小的雾化液滴。因此，富铁领域的平均半径减少和密度领域的增加而雾化液滴的大小逐步减少。5.结论研究动力学冷却过程中的液液相变亚稳混溶差距的模型已经建立。该模型考虑到相相体积分数的扩散增长率的影响。对 Cu85Fe15 合金进行了快速凝固实验。平均半径，粒度分布和密度的数量富铁相使用立体方法。模拟结果与实验结果有很好的吻合，这表明该模型预测的结构演化的 Cu-Fe 合金快速凝固过程与实际冷到稳混溶差距很吻合。作者非常感谢中德科学基金会财政支持（GZ032/1），国家自然科学基金和辽宁省自然科学基金资助项目（50271076 ，50371092 和 50395104 ）。参考资料1 C. B
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