Gd-Ni二元相图计算

采用CALPHAD技术优化计算了Gd－Ni二元相图．液相用Redlich－Kister多项式次规则溶液模型描述，端际固溶体β－Gd，α－Gd，α－Ni分别处理为纯组元bccGd，hcpGd，fccNi．采用热力学评估了如下9个定比化合物：Gd3Ni（1006．39K，包晶分解），Gd3Ni2（941．07K，包晶分解），GdNi（1553．15K，同成分熔化），GdNi2（1280．10K，包晶分解），GdNi3（137．99K，包晶分解），Gd2Ni7（1474．28K，包晶分解），GdNi4（1544．44K，包晶分解），GdNi5（1753．15K，同成分熔化）和Gd2Ni17（1553．82K，包晶分解）；热力学计算了3个共晶反应：Gd3Ni－Gd3Ni2（904．97K，31．53％Ni，原子分数，下同），GdNi－GdNi2（1232．60K，57．06％Ni）和Gd2Ni17－Ni（1521．08K，96．24％Ni）．计算结果与相图大部分实验结果在实验误差范围内相吻合．     

Gd—Ni二元系富Ni合金相图

本文用X射线衍射及差热分析方法测定了Gd—Ni二元系富Ni合金相图,Ni含量为50—100at％。在这个成分范围内,观察到如下七个金属间化合物:GdNi(1280℃同成分熔化),GdNi_2(1010℃包晶分解),GdNi_3(1110℃包晶分解),Gd_2Ni_7(1200℃包晶分解),GdNi_4(1270℃包晶分解),GdNi_5(1470℃同成分熔化)和Gd_2Ni_(17)(1285℃包晶分解)。存在二个共晶反应:GdNi—GdNi_2(880℃,～56at％Ni)和Gd_2Ni_(17)—Ni(1275℃,～95at％Ni):Gd在Ni中无明显的固熔度。     

Al-Fe-Sn三元系合金相图

本文用x射线衍射分析法,电子探针显微分析法,研究和测定了Al-Fe-Sn三元系合金相图的室温截面。此截面包含有10个单相区,17个两相区和8个三相区。β、γ两个单相没有可查觉的固溶度,截面中没有出现新相。     

Al-Zr二元合金的第一原理计算

采用基于密度泛函理论的第一原理方法,计算了Al-Zr二元合金系金属间化合物的晶格常数、体弹性模量和形成焓,计算结果与已有的实验值和其他理论结果符合得很好.     

基于Ti-Nb-Zr三元系合金的相图优化

利用Pandat软件优化和计算了Ti-Nb-Zr三元系相图。采用SGTE(scientific group thermodata Europe)数据库中的表达式描述纯组元的吉布斯能,选取置换溶体模型和双亚点阵模型来描述液相和固溶体相。利用Pandat软件的PanOptimizer模块并结合文献中相平衡和热力学性质的实验数据,重新评估了Ti-Nb和Ti-Zr二元系的热力学参数以改善Ti-Nb-Zr三元系的热力学描述。利用优化得到的热力学参数进行相平衡和热力学性质的计算,计算结果与文献实验结果吻合较好,该结果对Ti-Nb-Zr三元系生物医学材料的开发有重要的指导意义。     

二组分合金相图实验的改进研究

针对传统实验＂二元合金相图＂在教学中存在的问题进行改进,采用程序升温加热系统来控制样品的熔化过程,利用计算机及自编程序软件实现了样品冷却过程温度数据的在线采集及步冷曲线的同步显示,改进后的系统用于本科实验教学取得良好的教学效果。     

稀土-过渡族—Y-Hf、Y-Zr二元相图的计算

本文采用L.Kaufman的计算方法,用规则溶体模型对稀土元素钇(Y)与难溶过渡族元素锆(Zr)、铪(Hf)的二元系:钇—锆,钇—铪进行了相平衡计算。并比较了此二系的计算相图和实测相图,二者符合良好。     

多元醇PG-AMP二元体系相图的构筑

利用差示扫描量热(DSC)、X射线衍射和变温红外光谱技术对三羟甲基乙烷(PG)和2-氨基-2-甲基-1,3-丙二醇(AMP)构筑了二元体系相图.由PG-AMP二元相图可知,在一定的组成范围内相图中存在2个低共析温度和1个转熔温度,分别为51,62和137 ℃.随着温度的升高,多元醇发生固-固相变,分子间存在的氢键逐渐受到破坏,从而使得-OH伸缩振动的特征吸收波数向高波数发生突跃.变温红外光谱测得的-OH特征吸收峰位移发生突跃的温度区间恰好与体系各自DSC测得的相转变温度相吻合.     

Ag-Cu二元合金固相区的相平衡计算

本文在贵金属位能函数理论基础上,应用平均原子模型,给出了二元Ag-Cu合金的位能函数表达式,并结合Kikuchi的集团变分方法(CVM)及相平衡条件,对Ag-Cu合金固相区的相平衡进行了计算,计算结果与实验相图相符合,最后对结果进行了讨论。     

Fe—C基三元合金相图计算

本工作设计了Fe-C基三元合金热力学计算软件，它可计算Fe-C与Cr,Mn,Si,Cu,Mo,W,Ni,V,Ti,Nb组成的三元系在不同温度下的等温载面图，并可提供有关的热力学数据。     

Sn-Sb-Te三元合金相图200℃等温截面

【目的】获得在SnTe基热电材料中掺杂Sb后的相关系。【方法】采用X-ray Diffraction Analysis(XRD)、Scanning Electron Microscope(SEM)及Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy(EDS)对合金样品进行测试,绘制Sn-Sb-Te三元系图200℃等温截面并进行相关系分析。【结果】Sn-Sb-Te三元体系200℃等温截面由3个单相区、5个两相区和5个三相区组成。其中,5个三相区分别是Sb_2Te_3+Te+SnSb_2Te_4、SbTe+SnSb_2Te_4+Sb_2Te_3、SnTe+δ-Sb_2Te+Sb、SnTe+SnSb+Sb和SnTe+SnSb+Sn。200℃时,Sb元素在SnTe相中的固溶度为3.57at.%;此外,在200℃下Sn-Sb-Te三元系中出现文献报道的SnSb_2Te_4三元相。【结论】通过合金法测定了Sn-Sb-Te三元合金相图在200℃的相平衡关系,为进一步开发SbTe基热电材料提供有益参考。     

800K时三元合金Cu-Ag-Au的相图计算

在二元合金系Ag-Au,Cu-Au,Cu-Ag相平衡及相转变研究的基础上,利用集团变分方法(CVM)和平均原子模型,给出了计算三元合金系相平衡的理论模型,对温度为800K时的Cu-Ag-Au三元合金相图进行了计算,并对结果进行了讨论。     

Fe-Zr-B相图热力学计算及非晶合金的制备

用相图热力学计算技术对Fe-Zr-B三元系进行相图热力学计算,获得Fe-Zr-B共晶点成分,并利用机械合金化法制备Fe60Zr40-xBx(x=10,20,30)非晶合金粉末.在理论共晶点附近的Fe60Zr20B20和Fe60Zr10B30体系的非晶形成能力要高于较远的Fe60Zr30B10体系,说明组成愈接近理论共晶点,其非晶形成能力愈强,证明共晶点预测非晶形成范围是可行的.     

W-Ni-Cu三元系相图的热力学计算

从热力学上估算了W-Cu二元系中液相,bcc(W),fcc(Cu)的相互作用参数,并计算了其相图。应用所估算的参数,结合Kaufman等人提供的W-Ni,Cu-Ni系热力学数据,计算了W-Ni-Cu三元系1100℃,1200℃,1300℃,1400℃,1480℃,1500℃,1600℃时bcc(W)/fcc(Cu,Ni),bcc(W)/liq。两组相平衡,作出了相应温度下的等温截面图,并由它们构筑了该三元系合理的立体示意图。计算结果与实验结果吻合很好。     

EuI2-KI二元系相图的研究

用差热分析(DTA)和X射线衍射(XRD)的方法则定了EuI2-KI二元体系在3×10-4pa压强下的低压相图,并应用CALPHAD(CALculation of PHAse Diagram,相图计算)技术对这一实验相图进行热力学优化计算,获得一组描述该体系液相的热力学数据,并根据这些数据计算了热力学自洽的相图.
     

Si-Ca,Si-Ba及Ca-Ba二元合金熔体组元活度的计算

根据Miedema二元合金生成热模型,结合相关热力学数据,对硅钙钡系中的每个二元合金在1623K下的活度进行计算·结果表明,采用该模型对Si Ca合金活度的计算结果与实测结果吻合较好,Si Ca合金与Si Ba合金计算结果相对于理想熔体有较大负偏差,说明Ca及Ba原子与Si原子都有很强的相互作用,Ba Ca合金熔体在整个成分范围内较为接近理想熔体,Ca原子与Ba原子相互作用不大·     

EuI_2-KI二元系相图的研究

用差热分析(DTA) 和X 射线衍射(XRD) 的方法则定了EuI2 - KI二元体系在3 ×10 -4Pa 压强下的低压相图,并应用CALPHAD(CALculation of PHAse Diagram ,相图计算) 技术对这一实验相图进行热力学优化计算,获得一组描述该体系液相的热力学数据,并根据这些数据计算了热力学自洽的相图。     

Ag-Au二元合金的价电子结构分析及熔点的计算

应用平均原子模型,对Ag-Au二元合金在浓度x_(An)=0.00,0.25,0.50,0.75,1.00时的价电子结构进行了分析,并在此基础上,结合经验电子理论的熔点理论,对上述固溶体的熔点进行了计算,并与实验值进行了比较。     

贮热材料多元醇PE-TAM二元体系相图

利用差热分析(DTA)及变温红外光谱技术测定了季戊四醇-氨基异丁基三醇(PETAM)二元体系的相图.研究表明,在该相图中存在两个低共熔点和一个转晶点.多元醇分子在低温时的有序和高温时的无序是影响二元体系不同相间互溶度的重要因素.