相图计算软件MTDATA
相图计算软件MTDATA
【URL】https://www.wendangku.net/doc/c74929305.html,/npl/cmmt/mtdata/mtdata.html
【作者】 National Physical Laboratory, Teddington, Middlesex, UK, TW11 0LW
【用途】 MTDATA is a software/data package for the calculation of phase equilibria in multicomponent multiphase systems using, as a basis, critically assessed thermodynamic data. It has numerous applications in the fields of metallurgy, chemistry, materials science, and geochemistry depending only on the data available.
References concerning MTDATA:
Barry T I, Dinsdale A T, Mater. Sci. Technol., 1987, 3, 501-511, "Thermodynamics of metal-gas-liquid reactions".
Dinsdale A T, Hodson S M, Barry T I, Taylor J R, Proc. Conf. 27th Annual Conference of Metallurgists, CIM, Montreal, 1988, 11, 59. "Computations using MTDATA of Metal - Matte - Slag - Gas Equilibria".
Dinsdale A T, Hodson S M, Taylor J R, Proc. Conf. "3rd International Conference on Molten Slags and Fluxes", 27-29 June 1988, University of Strathclyde, Glasgow, p246-253, Institute of Metals. "Application of MTDATA to modelling of slag, matte, metal, gas phase equilibria".
Argent B B, Rand B, SERAMIK '89, 1990, 179-190. "Use and limitations of thermodynamics in predicting reactions in glass or ceramic systems".
T I Barry, T G Chart, "R & D of high temperature materials for industry", editor E Bullock (1989) Elsevier, Barking, 565. "New approach to materials design: calculated phase equilibria for composition and structure control".
Davies R H, Dinsdale A T, Chart T G, Barry T I, Rand M H, "Proc. Conf. Sixth International Conference on High Temperatures, Chemistry of inorganic Materials", 3-7 April 1989, National Institute for Standards and Technology, Gaithersburg, Maryland, USA. "Application of MTDATA to the modelling of multicomponent equilibria".
High Temp. Science, 1990, 26, 251-262.
Davies R H, Dinsdale A T, Hodson S M, Gisby J A, Pugh N J, Barry T I, Chart T G, Proc. Conf. "User Aspects of Phase Diagrams", 25-27 June 1990, Petten, Institute of Metals. "MTDATA - The NPL databank for metallurgical thermochemistry".
J Dutkiewicz, Z Moser, L Zabdyr, D D Gohil, T G Chart, I Ansara, C Girard, Bull. Alloy Phase Diag., 1990, 11, 77. "The Ga-Zn (Gallium-Zinc) system".
Hayes F H, Hetherington M G, Longbottom R D, Mater. Sci. Technol., 1990, 6, 263.
B C Rugg, T G Chart, Calphad, 1990, 14(2), 115. "A critical assessment of thermodynamic data for the Ga-In
system".
Taylor J R, Dinsdale A T, CALPHAD, 1990, 14(1), 71-88. "Thermodynamic and phase diagram data for the CaO-SiO2 system".
Taylor J R, Dinsdale A T, Zeit. Metallkde., 1990, 81(5), 354-366. "A thermodynamic assessment of the Ni-O, Cr-O and Cr-Ni-O systems using the ionic liquid and compound energy models".
Taylor J R, Dinsdale A T, Proc. Conf. "User Aspects of Phase Diagrams", 25-27 June 1990, Petten, Institute of Metals. "Application of the calculation of phase equilibria to the pyrometallurgical extraction from sulphide ores".
Babu S S, Bhadeshia H K D H, Mater. Sci. Eng., 1991, A142, 209-19. "A direct study of grain boundary allotriomorphic ferrite crystallography".
Dinsdale A T, CALPHAD, 1991, 15(4), 317-425. "SGTE data for pure elements".
Diwell A F, Golunski S E, Taylor J R, Truex T J, Catalysis and Automotive Pollution Control II, 1991, 417-423. "Role of sulphate decomposition in the emission and control of hydrogen sulphide from autocatalysts".
Hyde J M, Cerezo A, Hetherington M G, Miller M K, Smith G D W, Surface Science, 1991, 266, 370-377. "Three dimensional characterization and modelling of spinodaly decomposed iron-chromium alloys".
Mapiravana J, Argent B B, Rand B, Stahl und Eisen, 1991, 175-178. "Reactions of silicon and aluminium in MgO-graphite composites II - Reaction products".
Agarwal R, Fries S G, Lukas H L, Petzow G, Sommer F, Chart T G, Effenberg G, Zeit. Metallkde., 1992, 83(4), 216-223. "Assessment of the Mg-Zn system".
Barry T I, Dinsdale A T, Gisby J A, Hallstedt B, Hillert M, Jansson B, Jonsson S, Sundman B, Taylor J R, J. Phase Equilibria, 1992, 13(5), 459-475. "The compound energy model for ionic solutions with applications to solid oxides".
Race J M, Bhadeshia H K D H, Mat. Sci. Technol., 1992, 8, 875-882. "Precipitation sequences during carburisation of Cr-Mo steel".
Taylor J R, Dinsdale A T, Hillert M, Selleby M, CALPHAD, 1992, 16(2), 171-8. "A Critical assessment of thermodynamic and phase diagram data for the Al-O system".
Thomson R C, Bhadeshia H K D H, Metall. Trans. A, 1992, 23A, 1171-9. "Carbide precipitation in 12Cr1MoV power plant steel".
Watson A, CALPHAD, 1992, 16(2), 207-217. "Reassessment of phase diagram and thermodynamic properties of the Al-Ga system".
Ball R G J, Mignanelli M A, Barry T I, Gisby J A, J. Nucl. Mater., 1993, 201, 238-249. "The calculation of phase equilibria of oxide core-concrete systems".
Barry T I, Dinsdale A T, Gisby J A, JOM, 1993, 45(4), pp32-38. "Predictive thermochemistry and phase equilibria of slags".
Dinsdale A T, J. Chim. Phys., 1993, 90, pp189-200. "Reference data for the thermodynamic properties of elements and other components".
Janrong Y, Watson A, To be published 1993. "An assessment of phase diagram and thermodynamic properties of the Gallium-Indium-Antimony system".
Taylor J R, Dinsdale A T, Zeit. Metallkde., 1993, 84(5), 335-345. "A thermodynamic assessment of the Cr-Fe-O system".
Yin Y, Argent B B, Submitted to J. Phase Equil. 1993. "The Phase Diagrams and thermodynamics of the systems ZrO2-CaO and ZrO2-MgO".
Yin Y, Argent B B, Submitted to J. Phase Equil. 1993. "The Phase Diagrams and thermodynamics of the systems ZrO2-CaO-MgO and MgO-CaO".
I.Ansara, C.Chatillon, H.L.Lukas, T.Nishizawa, H.Ohtani, K.Ishida, M.Hillert, B.Sundman, B.B.Argent,
A.Watson, T.G.Chart, T.Anderson, CALPHAD, 1994, 18(2), 177. "A binary database for III-V compound semiconductor systems".
Barry T I, Dinsdale A T, Materials Science and Technology, 1994, 10, 1090-1095. "High temperature corrosion and deposition phenomena on stainless steels".
Davies A, Wood B, Barry T, Dinsdale A, Gisby J, Mineral. Mag., 1994, 58A, 213-4. "The thermodynamics of mineral-melt equilibria in the system CaO-MgO-Al2O3-SiO2".
Davies R H, Dinsdale A T, Gisby J A, Hodson S M, Ball R G J, Proc. Conf. ASM/TMS Fall meeting. "Applications of thermodynamics in the synthesis and processing of materials", Rosemont, IL, USA, 2-6 Oct 1994. "Thermodynamic Modelling using MTDATA: A Description showing applications involving oxides, alloys and aqueous solutions".
Quested P N, Mills K C, Brooks R F, Monaghan B, Dinsdale A T, Day A, Richardson M J, Andon R J L, Taylor R, Szelagowski H, Proc. Conf. 1995. Boudéne A, Hack K, Mohammad A, Neuschütz, Zimmermann E, Effenberg G, Fries S, Lukas H-L, Konetzki R A, Schmid-Fetzer R, Weiming Huang, Sundman B, Bernard C, Colinet C, Pasturel A, Pisch A, Weiss F, Rais A, Ganteaume M, Mathieu J C, Rogez J, Argent B B, Dinsdale A T, Watson A, High Temperature Science, 1996, 35, 159-179. "Thermochemical measurements and assessment of the phase diagrams in the system Y-Ba-Cu-O".
"The SGTE casebook - Thermodynamics at work" Ed. K Hack, Institute of Materials, 1996.
【相关链接】
英国国家物理实验室NPL(国家标准实验室) ChemSage (无机物相图计算)
二元合金相图
第二章二元合金相图 纯金属在工业上有一定的应用，通常强度不高，难以满足许多机器零件和工程结构件对力学性能提出的各种要求；尤其是在特殊环境中服役的零件，有许多特殊的性能要求，例如要求耐热、耐蚀、导磁、低膨胀等，纯金属更无法胜任，因此工业生产中广泛应用的金属材料是合金。合金的组织要比纯金属复杂，为了研究合金组织与性能之间的关系，就必须了解合金中各种组织的形成及变化规律。合金相图正是研究这些规律的有效工具。 一种金属元素同另一种或几种其它元素，通过熔化或其它方法结合在一起所形成的具有金属特性的物质叫做合金。其中组成合金的独立的、最基本的单元叫做组元。组元可以是金属、非金属元素或稳定化合物。由两个组元组成的合金称为二元合金，例如工程上常用的铁碳合金、铜镍合金、铝铜合金等。二元以上的合金称多元合金。合金的强度、硬度、耐磨性等机械性能比纯金属高许多，这正是合金的应用比纯金属广泛得多的原因。 合金相图是用图解的方法表示合金系中合金状态、温度和成分之间的关系。利用相图可以知道各种成分的合金在不同温度下有哪些相，各相的相对含量、成分以及温度变化时所可能发生的变化。掌握相图的分析和使用方法，有助于了解合金的组织状态和预测合金的性能，也可按要求来研究新的合金。在生产中，合金相图可作为制订铸造、锻造、焊接及热处理工艺的重要依据。 本章先介绍二元相图的一般知识，然后结合匀晶、共晶和包晶三种基本相图，讨论合金的凝固过程及得到的组织，使我们对合金的成分、组织与性能之间的关系有较系统的认识。 2.1 合金中的相及相图的建立 在金属或合金中，凡化学成分相同、晶体结构相同并有界面与其它部分分开的均匀组成部分叫做相。液态物质为液相，固态物质为固相。相与相之间的转变称为相变。在固态下，物质可以是单相的，也可以是由多相组成的。由数量、形态、大小和分布方式不同的各种相组成合金的组织。组织是指用肉眼或显微镜所观察到的材料的微观形貌。由不同组织构成的材料具有不同的性能。如果合金仅由一个相组成，称为单相合金；如果合金由二个或二个以上的不同相所构成则称为多相合金。如含30%Zn的铜锌合金的组织由α相单相组成；含38%Zn的铜锌合金的组织由α和β相双相组成。这两种合金的机械性能大不相同。 合金中有两类基本相：固溶体和金属化合物。 2.1.1 固溶体与复杂结构的间隙化合物 2.1.1.1 固溶体 合金组元通过溶解形成一种成分和性能均匀的、 且结构与组元之一相同的固相称为固溶体。与固溶 体晶格相同的组元为溶剂，一般在合金中含量较多； 另一组元为溶质，含量较少。固溶体用α、β、γ等 符号表示。A、B组元组成的固溶体也可表示为A （B），其中A为溶剂，B为溶质。例如铜锌合金中 锌溶入铜中形成的固溶体一般用α表示，亦可表示 为Cu（Zn）。图2.1 置换与间隙固溶体示意图 ⑴固溶体的分类 ①按溶质原子在溶剂晶格中的位置（如图2.1）分为：
物理化学相图小知识
1．相律的有关概念与相律表达式 (1)独立组份数C＝S－R－R′。S为物种数，R为独立化学反应计量式数目。R′ 为同一相中独立的浓度限制条件数（包括不同物种依反应计量式比例关系及离子物种电中性条件） (2)自由度数f，系指相平衡体系中相数保持不变时，所具有独立可变的强度变量数。 (3)相律内容及其数学表达式。相律就是揭示pVT平衡系统中自由度数、独立组份数和相数三者之间的制约关系。 表达式为：f＝C－Φ＋2；式中（式中 2 指T、p两强度变量） 当T、p中有任一固定，则表达式为：条件自由度数f*＝C－Φ＋1 当考虑除T、p、X B以外的其他变量或相间有某种限制时，则表达式为f＝C－Φ＋n；（式中n≥2）(4)相律的局限性与应用的关键性。相律是一个定性规律，它指明特定条件下该平衡系统至多存在的相数及其相应的独立变量数，但不能指明是哪些相共存？哪些性质可作为独立变量及其它们之间的定量关系？相律对单相与复相都适用，但应用相律时，首先要考察系统是否满足相律成立的条件，并确定系统的组份数。 2．单组份系统的相图与特征 (1)单组份系统相律与相图：因C＝1 ，故相律表达式为f＝3－Φ。显然f最小为零，Φ最多应为 3 ，因相数最少为 1 ，故自由度数最多为 2 。相图是用几何图形来描述多相平衡系统宏观状态与T、p、X B（组成）的关系。在单组份相图中有单相的面、两相平衡线和三相平衡的点，自由度分别为f＝2、f＝1、f＝0。 (2)单组份相变的特征与类型。相变是一个连续的质的飞跃。相平衡时物质在各相中的化学势相等，相变时某些物理性质有突变。根据物性的不同变化有一级相变和连续相变（包括二级相变等高阶相变）之分；前者广为存在如气、液、固之间转变，其特点是物质在两相中的化学势一级导数不相等，且发生有限的突 变〔即〕，此 类相变平衡曲线斜率符合克拉贝龙方程。后者如氦He（Ⅰ）与He（Ⅱ）的转变。正常状态与超导状态的转变，其特点是化学势的一级导数在相变点连续〔即V1＝V2，S1＝S2〕，但化学势二级导数 在相变点附近则迅速变化，出现一个极大峰如； 或。二级相变平衡曲线斜率符 合爱伦菲斯（Ehrenfest）方程： 3．克拉贝龙—克劳修斯方程及其应用条件 (ⅰ)克拉贝龙方程：适用于单组份系统两相间平衡 （ⅱ）克拉贝龙—克劳修斯方程：适用与其中含气相的两相间平衡，且气相应服从理想气体状态方程。
二维相图和三维相图的计算
二维相图和三维相图的计算 描述二维相图和三维相图计算的算法。虽然零相分数的概念是用于计算二维相图，单相分数的概念被应用于计算三维相图。三维相图可以更好的观察等高线，例如在三维相边界的等温线。零相分数和单相分数的概念已经被推广到任何属性的等高线。 引言 材料是现代科技的基石。材料目前面临的挑战是设计新材料，改进现有的技术，以满足新技术的需要。为了提高材料的研究效率，概念集成计算材料工程（ICME）已被提出并应用在材料研究和工业应用中。在近十年在ICME领域有许多重大的成就。在ICME领域中的一个最重要的组成部分是相位特性变化的模拟，如热力学，动力学和力学性能的模拟。所有相得相关属性与相平衡密切相关，它可以图形化地呈现在相图中。 相图，通常被称为材料的设计图，在材料设计中起重要作用。在早期，大多数的相图通过实验测量并且局限于一元，二元和三元系统。计算相图可以追溯到Van Laar 和meijering 两人。他们计算了一些简单的二元和三元相图。1970年，计算机作为一个新的材料研究方法由考夫曼等人开创的相图计算标志着相图计算的开始。相图计算方法在ICME中已经成为一个重要的仿真方法。 相图被收集在一起便于查阅运用。随着互联网的效率越来越高，许多常用的在线相图是在网上可以找到。收集的相图和网上的资源大多数是二维（2D）静态图并且局限于低阶系统。然而，在实际应用中，多组分相图通常在手册或在线相图数据库中不可用。为了计算多组元相图的有用性，计算机软件和多组分热力学数据库是必要的。近年来，一些相图计算软件，如Pandat, Thermo-Calc, 和FACTSage已经被开发用来解决这个问题。
5.静力学：相图、物理平衡复习
静力学的基本方程大家都是熟知的，对于每个物体写合力为零+合力矩为零，但是这样的后果是经常造出一个n 元一次方程组（n 元不等式的处理办法我们在上一讲已经部分解决）。如何省去不必要的麻烦是这一讲的目标。正是“去掉所有不必要的东西”，“用同一个方程表述尽量多的情况”这样的想法诱发了拉格朗日等人建立了理论力学。如今理论力学已经几乎现代物理的标准描述方式。 静力学化简的基本原理在于，约束力是“要多大，有多大”。约束力和约束总是成对出现，增加一个几何条件，增加一个未知的力。如果能让一个约束力不出现在方程中，方程组就会从一个n 元一次 方程组变成1n -元一次方程组。要知道在n 很大的时候，解方程计算量大约是3 3 n ，从而导致你的运算 时间随着3n 增长，计算正确率随着3 3 (1)n q -下降，其中q 是你一次计算犯错的概率。所以要干事情就是不让约束力出现。 第一部分：矢量力学的基本方法 1、 在垂直于约束力方向写方程，也就是高中天天念叨的“在XX 方向的分力” 2、 通过合理选取支点，让一些力不出现。 注意 I 只有合外力等于0的体系才能导致体系不同点为支点计算力矩相同 II 同一个物体选择两个支点写方程，相当于一个力矩方程+一个不平行于支点连线方向的受力方程。 3、 通过以整体为对象，将内部相互作用消去（相当于用目测的办法把两个方程加了一下） 4、 即将滑动的时候将摩擦力和支持力合成一个确定方向，不定大小的力。然后配合矢量图或者三 力汇交解决问题。（相当于用目测的办法把f N μ=这个式子带入了） 5、 计算的主要复杂度来源于将方程相加时候，要把同类项都乘一遍，再加一遍，如果能每次都能“用一个方程消灭一个未知数”，那么你解的就是n 个一元一次方程，而不是n 元一次方程组， 正确概率会变成(1')n q -，时间变成n ，显然好了很多。以5为最后目标，以1-4为手段，绝大部分静力学暴力计算题都可以合理时间内解决。 附加说明两点 1 明白这些原理的老师命的题可以使得以上做法全部失效，参见学而思出的《第29届复赛模拟试题汇编》（六套），在https://www.wendangku.net/doc/c74929305.html, 下载。 2 如何在压根没时间解方程时候，只通过解方程混分，参见暑期最后一节课的骗分学导论。 本讲导学 第4讲 静力学化简 知识模块
二元相图计算
《二元相图计算》创新课程作业 学生：于永龙班级：焊接2班学号：10850212 一名词解释 1. 体系 体系就是我们研究的对象的总和。 2. 环境 系统以外又与系统密切相关的部分称为环境，环境必须是与系统有相互影响的有限部分。 3. 组元 组成合金的独立的、最基本的单元称为组元，组元可以是组成合金的元素或稳定的化合物。 4. 相 系统中物理性质和化学性质完全相同的均匀部分称为相。 5. 相律 表示平衡物系中的自由度数,相数及独立组分数之间的关系。数学表达式：?=C-Ф+2 6. 杠杆定律 在结晶过程中，液、固二相的成分分别沿液相线和固相线变化。 7. Gibbus自由能 G=H－TS, G叫做吉布斯自由能。 8. 化学势 等温等压下，在一定浓度的溶液中，加入微量组分B，而引起系统吉布斯函数对组分B物质的量的变化率。 9. 理想溶液 宏观定义：溶液中的任一组分在全部浓度范围内都符合拉乌尔定律的溶液称为理想溶液。 分子模型定义：各组分分子的大小及作用力彼此相似，当一种组分的分子被另一种组分的分子取代时，没有能量的变化或空间结构的变化，即就是当各组分混合成溶液时，没有热效应和体积的变化。 10. 拉乌尔定律 如果溶质是不挥发性的，即它的蒸气压极小，与溶剂相比可以忽略不计，则在一定的温度下，稀溶液的蒸气压等于纯溶剂的蒸气压与其克分子分数的乘积。 二读书报告 关于《相图分析及应用》的读书报告 相图在冶金，化工等工业生产部门及矿物、化学等科学研究领域有着广泛应用和重要指导意义，是解决一些实际问题不可缺少的工具。在生产及新产品开发过程中，人们经常要遇到相图基础知识和应用相图解决一些实际问题，而《相图
相图计算理论相关
系列讲座一（2009-06-30） 1. 为什么模型要有空位（Va ） 比如二元的(Fe,Ni)，在三元时间隙位置溶有第三组元C ，那么三元模型就变成(Fe,Ni)(C,Va)，所以二元的模型可以修改为(Fe, Ni)Va 。此处加Va 是为了外推的方便。 纯组元的自由能，因加入空位而自由能降低。 2. 热力学函数 G(T, P)，H(P,S) 等 当一个体系达到平衡时 ∑=ββG n G min （体系的自由能达到最低值） 3. 平衡条件——自由能最低 A ．e.g. B ．对于一个简单的共晶体系，体系的自由能ββααG n G n G n G L L ++=
C ．化学势的定义式 ααα α μB n A A n G )(??= 系列讲座二（2009-07-02） 1. 相平衡时，混合自由能最低 证明一：化学势的定义式ααα α μB n A A n G )(??= ∑=ααG n G p j k k j k k n j k x k n j j j j j n x x G n G n G n G n G n G n n n G )()()(,,????=????+=??+??=??≠≠∑∑∑ααα αααααα n n n n x k j k k == ∑ 其中，??? ???? ? ??-??=??≠≠j p p j p p p n j k n j k n j k n n n n n n n n x ,,21)( [] k ij n n n -=δ21 = ij δ k j k j ≠=01 G α G β
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材料设计与热力学相图计算
哈尔滨工业大学材料热力学论文——相图计算及其在材料设计中的应用 指导老师：郑明毅 学生：孙永根 学号：11S109048
相图计算及其在材料设计中的应用 摘要 本文首先介绍了材料设计所遇到的困难以及CALPHAD技术的出现及应用。CALPHAD 技术综合利用计算热力学、动力学模拟及实验数据规范评估来优化材料的成分、相(含亚稳相)组成、组织结构及加工处理过程，进而改善材料性能，是二十世纪八十年代出现了计算材料学这一新学科的重要组成部分。 本文分别简要介绍了计算相图（CALPHAD技术）在ZA52-xY镁合金的合金设计及建立Mg-Ca-Ce三元体系热力学系统中的应用，凸显了CALPHAD技术在计算多元体系相图中的优势。 1 材料设计与热力学相图计算 1.1 材料设计的途径及CALPHAD技术 在以往的材料开发上，通常采用“试错法”来实现，即材料开发人员通过大量的实验和经验来选择材料的成分、稳定工艺参数。这样即消耗了大量的人力和物力，又不利于系统地探讨材料改性的机理。 材料科学研究面临的突出问题可以归结到两个方面：(1)由于研究对象的复杂性，现有理论模型无法突破局限性，对一些错综复杂问题的处理难以令人满意；(2)虽然新的实验技术、仪器和设备不断涌现，在一定范围内为实验研究提供了新的途径，但大都极为昂贵。材料制备中一个不容忽视的问题是：我们对具有一定组织和性能的多组元或多相材料的成分缺乏可预见性。相图常常作为确定材料制各工艺路线(包括成分配比、合成和处理)的唯一依据。但是，对于多元、多相新兴材料，绝大多数情况下只能找到其构成元素间的二元相图，而三元和三元以上的多元相图非常有限。因此，对多组元合金制备时成分的确定相当缺乏理论指导，而试验尝试的方法盲目性较大，又非常耗时耗力。 由上述可见，传统的材料研究方法存在不少局限性。对于新材料研制，单纯依靠理论研究和实验尝试都不能保证科学性和高效性。 随着近一个世纪合金理论的积累和几十年来计算机技术的迅速发展，20世纪60年代相计算(PHACOMP)技术在Ni基高温合金成分设计上的成功应用揭开了合金设计的序幕。虽然那仍是一种依赖于经验的相平衡成分计算，至少让材料学家体会到相平衡信息对于合金设计是多么的重要；70年代出现的CALPHAD技术已经是在追求利用普遍适应性的热力学模型获得多元体系中所有物相(包括亚稳相)的特征函数，再通过严格的热力学理论，得到多元体系的所有物相的热力学性质，使材料设计由经验设计向科学设计转变。 CALPHAD技术综合利用计算热力学、动力学模拟及实验数据规范评估来优化材料的成分、相(含亚稳相)组成、组织结构及加工处理过程，进而改善材料性能，是二十世纪八十年代出现了计算材料学这一新学科的重要组成部分。CALPHAD技术利用实验测定的相平衡信息和热化学数据，对相关研究体系进行严格的热力学优化，获得体系中包括亚稳相在内所有物相的热力学特征函数(通常为Gibbs自由焓)，虽然它仍依赖于由实验获得低元体系的数据参数，但可以说，多元体系的所有热化学性质尤其是相转变驱动力、相转变所需克服的势垒及亚稳相关系的获得过程已经达到了真正意义上的理性阶段。人们对实验测定相关系在新材料研发特别是材料设计上的重要性是有足够认识的，但只有在通过CALPHAD技术来获得所有热化学性质之后，相图测定和相平衡研究才真正成为了材料设计的一部分。 目前，材料设计领域富有挑战性的课题就是如何在不同层次一材料的成分设计、显微结构、性能和制备工艺之间搭桥，从而达到从材料微观结构到宏观性能的预测和设计。
二元合金相图的绘制与应用
二元合金相图的绘制与应用 实验二元合金相图的绘制与应用 一、目的要求 1、理解步冷曲线，学会用热分析方法测绘Sn-Bi 二元合金相图 2、学会铂电阻的测温技术，尝试用金属相图测量装置测量温度的方法 3、掌握微电脑控制器的使用方法 4、理解产生过冷现象的原因及避免产生过冷现象的方法 二、基本原理 相图是用几何图形来表示多相平衡体系中有哪些相、各相的成分如何，不同相的相对量是多少，以及它们随浓度、温度、压力等变量变化的关系图。对蒸气压较小的二组分凝聚体系，常以温度-组成图来描述。热分析方法与步冷曲线 热分析方法是绘制相图常用的基本方法之一。将两种金属按一定比例配成并把它加热成均匀的液相体系，然后让它在一定的环境中自行冷却，并每隔一定的时间（例如0.5min 或1min ）记录一次温度，以温度T 为纵坐标，以时间t 为横坐标，做出温度-时间（T-t ）曲线，称为步冷曲线。若体系均匀冷却时，冷却过程不发生相变化，则体系的温度随时间的变化是均匀的，则步冷曲线不出现转折或平台，而是一条直线，冷却速度快。若冷却过程中发生了相变化，由于相变化过程中伴随有热效应，发生相变热，所以体系温度随时间的变化速度将发生改变，体系的冷却速度减缓，步冷曲线就出现转折或平台。测定一系列组成不同的样品的步冷曲线，从曲线上找出各相对应体系发生相变的温度，就可以绘制出被测系统的相图。这就是用热分析法绘制液固相图的概要. 如图所示： T /℃ t Bi-Cd 合金冷却曲线 曲线1、5是纯物质的步冷曲线。当系统从高温冷却时，开始没有发生相变化，温度 下降比较快，步冷曲线较陡；冷却到A 的熔点时，固体A 开始析出，系统出现两相平衡（固体A 和溶液平衡共存），根据相律，此时f= k-?+1=1-2+1=0，系统温度维持不变， 步冷曲线出现bc 的水平线段；直到液相完全凝固后，温度又继续下 降。 曲线2、4是A 与B 组成的混合物的步冷曲线。与纯物质的步冷曲线不同。系统从高温冷却到温度b ’时, 开始有固体A 不断析出，这时体系呈两相，溶液中含A 的量随之
铁碳合金相图相关计算
铁碳合金相图相关图像算式问题整理 Gary 问答题： 图像总结：
工业纯铁 亚共析钢 共析钢 过共析钢 亚共晶白口铸铁 共晶白口铸铁 过共晶白口铸铁 占比计算： 1.工业纯铁（<=0.0218%C ） 2.亚共析钢（0.0218%~0.77%C ） 3 III Fe C 3III ++Fe C αγαγα γγααα→→→???→???→????→3III Fe C 100%6.69x W = ?3III Fe C 6.69-=1-100%6.69x W W α= ?
3.共析钢（0.77%C ） 4.过共析钢（0.77%~2.11%C ） 5.亚共晶白口铸铁（2.11%~4.3%C ） 6.共晶白口铸铁（4.3%C ） 7.过共晶白口铸铁（4.3%~6.69%C ） 3 III Fe C P 3III ++P +P+Fe C αγαγγγααα→→→???→???→????→P -0.0218 100% 0.77-0.0218x W = ?3III Fe C P -100%6.69x W W = ??（1）3III P Fe C =1--W W W α?（）100% P 3P F+Fe C γγ→???→析（） P 100% W =F 6.69-0.77 100% 6.69W = ?3Fe C 0.77 100%6.69W = ?析3 II Fe C P 3II 3II +Fe C P+Fe C γγγγ→→????→???→3Fe C 0.77 100% 6.690.77x W -= ?-II 3II P Fe C 6.69(1)100%= 100% 6.690.77x W W -=-??-d 3II L L Fe C L γ d L L++L γγγ→→→???→???→????→P '3II d 3II d F e C L P+Fe C +L γγ→++??? →'d d L L 2.11= 100%4.30 2.11x W W -=?-3Fe C 2.110.77 4.30100% 6.690.77 4.30 2.11x W --=??--II '3d P Fe C L 6.69-2.11 4.301--= 100% 6.69-0.77 4.30 2.11x W W W -=??-II d L L P 'd d 3L L L (P+Fe C ) γ→→???→???→共晶'd d L L =100% W W =3P Fe C 6.69-4.30 1-= 100% 6.69W W =?晶3I d L Fe C L L P '3I d 3I d 3I L L+Fe C L +Fe C L +Fe C γ→→→????→???→???→3Fe C 4.30 100% 6.69 4.30x W -= ?-I '3d Fe C L 6.691100% 6.69 4.30x W W -=-= ?-I
相图动力学计算步骤及方法CuNi
一：Cu-NI 互扩散计算步骤： 1. setup SYS: go data------进入数据库 THERMODYNAMIC DATABASE module running on PC/WINDOWS NT Current database: SGTE Alloy Solutions Database v4 V A /- DEFINED B2_BCC BCC_B2 L12_FCC L102_FCC REJECTED GAS:G REJECTED IONIC_LIQUID:Y OXIDE_LIQUID:Y REJECTED TDB_SSOL4:sw user data------转化至用户自定义数据库（打开Cu-Ni.TDB热力学数据库） TDB_USER: define-species------定义元素 SPECIES: CU NI CU NI DEFINED TDB_USER: rej ph *------屏蔽所有相 LIQUID:L FCC_A1 REJECTED TDB_USER: rest ph fcc------保留fcc相
FCC_A1 RESTORED TDB_USER: get------获取数据 TDB_USER: app user------添加用户数据库（打开CU-NI（自己定义）.TDB动力学数据库） TDB_APP: def-sp SPECIES: CU NI CU NI DEFINED TDB_APP: rej ph * FCC_A1 REJECTED TDB_APP: res ph fcc FCC_A1 RESTORED TDB_APP: get TDB_APP: go par------进入PARROT模块 PARROT VERSION 5.3d RUNNING ON PC/WINDOWS NT PARROT: go d-m------进入dictra-monitor模块 NO TIME STEP DEFINED DIC>
二元合金相图的绘制与应用
实验 二元合金相图的绘制与应用 一、目的要求 1、理解步冷曲线，学会用热分析方法测绘Sn-Bi 二元合金相图 2、学会铂电阻的测温技术，尝试用金属相图测量装置测量温度的方法 3、掌握微电脑控制器的使用方法 4、理解产生过冷现象的原因及避免产生过冷现象的方法 二、基本原理 相图是用几何图形来表示多相平衡体系中有哪些相、各相的成分如何，不同相的相对量是多少，以及它们随浓度、温度、压力等变量变化的关系图。对蒸气压较小的二组分凝聚体系，常以温度-组成图来描述。 热分析方法与步冷曲线 热分析方法是绘制相图常用的基本方法之一。将两种金属按一定比例配成并把它加热成均匀的液相体系，然后让它在一定的环境中自行冷却，并每隔一定的时间（例如0.5min 或1min ）记录一次温度，以温度T 为纵坐标，以时间t 为横坐标，做出温度-时间（T-t ）曲线，称为步冷曲线。若体系均匀冷却时，冷却过程不发生相变化，则体系的温度随时间的变化是均匀的，则步冷曲线不出现转折或平台，而是一条直线，冷却速度快。若冷却过程中发生了相变化，由于相变化过程中伴随有热效应，发生相变热，所以体系温度随时间的变化速度将发生改变，体系的冷却速度减缓，步冷曲线就出现转折或平台。测定一系列组成不同的样品的步冷曲线，从曲线上找出各相对应体系发生相变的温度，就可以绘制出被测系统的相图。这就是用热分析法绘制液固相图的概要.如图所示： Bi-Cd 合金冷却曲线 T /℃ t
曲线1、5是纯物质的步冷曲线。当系统从高温冷却时，开始没有发生相变化，温度下降比较快，步冷曲线较陡；冷却到A的熔点时，固体A开始析出，系统出现两相平衡（固体A和溶液平衡共存），根据相律，此时f= k-?+1=1-2+1=0，系统温度维持不变，步冷曲线出现bc的水平线段；直到液相完全凝固后，温度又继续下降。 曲线2、4是A与B组成的混合物的步冷曲线。与纯物质的步冷曲线不同。系统从高温冷却到温度b’时,开始有固体A不断析出，这时体系呈两相，溶液中含A 的量随之减少，由于不断放出凝固热，所以温度下降速度变慢，曲线的斜率变小（b’c’段）。当体系温度到达低共熔温度c’时，固体A、B与组成为E%的溶液三相平衡共存，根据相律，f=k-?+1=2-3+1=0，系统温度维持不变，步冷曲线出现水平线段c’d’，直到液相完全凝固后，温度又继续下降。 曲线3是表示其组成恰为最低共熔混合物的步冷曲线，其图形与纯物质的步冷曲线相似，但在水平段对应的温度时，系统是三相平衡共存。 对纯净金属或由纯净金属组成的合金，当冷却十分缓慢、又无振动时，有过冷现象出现。液体的温度可下降至比正常凝固点更低温度才开始凝固，固相析出后又逐渐使温度上升到正常的凝固点。如图所示： 曲线Ⅱ就表示纯金属有过冷现象时的步冷曲线，b’为过冷温度，b’’为正常相变温度；而Ⅰ为无过冷现象时的步冷曲线。 用步冷曲线绘制相图是以横坐标表示混合物的组成，在对应的纵坐标开始出现相变（即步冷曲线上的转折点或平台）的温度，把这些点连接起来即得相图。 从相图的定义可知，用热分析方法测绘相图要注意以下问题： 测量体系要尽量接近平衡态，故要求冷却时温度下降不能过快；如晶形转变时，相变热较小，此方法不宜采用；对样品的均匀性与纯度也要充分考虑，一定要防止样品的氧化和混有杂质，否则会变成另一多元体系（高温影响下特别容易出现此类现象）；为了保证样品均匀冷却，加热温度稍高一些为好；铂电阻放入样品中的部位与深度要适当；测量仪器的热容及热传导也会造成热损耗，其对精确测定也有较大影响，试验中必须注意，否则会出现较大的误差，使测量结果失真。 三、仪器与试剂 金属相图实验炉（800ｗ），炉体上有装有电压调节器 微电脑控制器; 宽肩硬质玻璃样品管或不锈钢样品管 铂电阻Ｐt100; 铂电阻套管不锈钢; 皮塞 锡,铋 ;铅在高温下挥发气体有毒,使工作人员头晕,建议采用锡铋合金. 四、实验步骤 1、配制样品 用电子天平配制不同质量分数的Sn-Bi混合物各100克，其中含Bi分别为0%,20%,38.1%,60%，80%,100%，分别装入不同硬质试管中，在表面加入少量石墨
相图的热力学基础
相图的热力学基础 合金相图尽管都是由实验测绘的，但其理论基础却是热力学。因此，了解一些相图热力学的基本原理，对正确测绘相图、正确理解和应用相图均有重要意义。现在，对于一些简单类型相图已能利用组元的热力学参数进行理论计算。理论算出的相图与实验测绘的基本符合。由于电子计算机的出现，促使理论计算相图有了显著进展。特别是对一些实验测绘有困难的领域，如超高温、高压和低温等方面的相图工作，理论计算更有其重要意义。 一、两相混合的自由能 在一定温度下，当某成分合金分解成两个混合相时，如果忽略它们的界面能，则在自由能一成分图上，此合金和两个混合相的自由能值必在一条直线上，如图3—72所示。设合金为x，其摩尔自由能为G(高度为bx)，当它分解为x1和x2两相后，其摩尔数分别为n1和n2，靡尔自由能分别为G1(高度为ax1)和G2(高)。此时合金的成分x和摩尔自由能G可分别用下式表示： 度为cx 2 式(3-22)表明，ab线和bc线的斜率相等，所以a、b和c三点在一直线上，即是说，两个相混合后的自由能值(b)就在此两相的自由能值的连线上，而b点的位置可由两个相的摩尔数(n1和n2)按杠杆定律决定，即
二、溶体的自由能一成分曲线 溶体是指两种以上组元组成的均匀单相溶体，如溶液和固溶体。已知吉布斯自由能G(简称自由能)的一般表示式为 式中H为焓(热函)，S为熵，T为绝对温度。 1、焓：在温度T时，溶体的焓是由构成它的原子之间的结合能及其热能之和组成的，即 式中Ho为OK时原子间的结合能，Cp为等压热容。 T CpdT/T和混合熵△Sm。 2、熵：也是由两项组成，即升高温度时的温熵∫ 根据热力学第三定律，在温度OK时，如果是纯组元或化合物，其结构处于理想完整状态，两项熵值皆为零。如果是由两种以上原子组成的溶体，由于两种原子存在不同的排列方式，使得混合熵不为零。故在温度T时，溶体的熵值S为 3、溶体自由能的表达式 将式(3-24、25)代入式(3-23)中，即得在温度T时溶体自由能的表达式： 溶体的Cp值难于理论计算，只能用实验测出。 下面介绍Hm和△Sm值的近似求法。(此处省略，详见本文最后（一）或书本p100-104)