Fe—Cu亚包晶合金快速凝固过程中富铁相的行为(论文翻译).docVIP

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 Fe-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;快速凝固;雾化;建模 Cu-Fe合金是一种高强度，高电变导热材料铁磁富铁纳米粒子在顺磁富铜矩阵该合金巨磁电阻和其他悬而未决的物理性质最近的研究表明，快速凝固技术在制造这种合金微观结构具有巨大的潜力[7]。Cu - Fe合金系统是有名的晶系统它也展示了冷液体状态亚混溶当单相液体冷到混溶，它分为两个液体一是富铜（L1）和在另一种是富铁（。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，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合金熔体组织演变过程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计算用高压气体雾化技术快速凝固进行了。数值计算与实验结果进行了比较 2. 实验程序 高压气体雾化氮气制备了雾化粉末Cu85Fe15合金。微观结构表征的是利用配备了能量色散X射线分析扫描显微镜。 对于Cu85Fe15合金，如果单相液体小于71K ，雾化液滴液固（见图1）。实验结果表明雾化粉末的直径介于224至280雾化粉末微观结构的直径在200图2。 图一 Cu-Fe合金 液相虚线曲线是双结线。XC是的临界浓度为57％铁TC是临界温度1694K[0]。L1和L2是富铜相TL1和TL2相应L1和L2 。 图二 直径为200um的Cu85Fe15粉末 混溶差距和铁的增长然后直接从富铁领域进入基质液液液发生相变的完全雾化液滴直径介于20至180um 显示显微粉末直径分别在110和30。黑球的领域，另一种是富铜矩阵。结果表明，相领域是同源分散在基质阶段。平均直径图3（A和B）分别约0.72和0.41um。范围从0.27至1.17粒度分布接近正态分布， 图微观的Cu85Fe15粉末直径110 um（a）和30（b） Cu85Fe15粉末 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，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认为小粒子或氧化物可以促进核[14]。固定成核速率，每单位创的原子核的数目，是由[15]： ΩA和ΩB是原子数量xA和xBA和B的摩尔分数r? = 2σL1L2 /Gv的数目。σL1L2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。г表示在扩散系数Df配合的附着率。λ是平均跳跃距离Z是Zeldovich因子kB和T分别是波尔兹曼常数和绝对温度。是核能源的障碍 θ为接触角。运输溶质扩散的矩阵如果因次超饱和的Sd(t) =[Cm(t) Cm∞(t)]/[Cβ(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，，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]： φ，N和R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。Cβ（t）是在相集中的阶段领域CmI(r, t) = Cm∞(t) exp(αs/r)是矩阵间的边界上。是相阶段领域半径。αs = 2σL1L2Ωd/kBT是毛细长度。Cm(t)是一个在边界界面的平衡系数。Ωd是相阶段领域原子数量在液液的相变过程中，相阶段基质浓度和体积分数随着时间而改变的。 Cmix(t) = (1 ? φ)Cm(t) + φCβ(t) (3) 这里的Cmix （t）为了描述微观组织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f（，t ）。函数f （，）给出了单位体积半径R和R + 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