有色金属科学与工程  2018, Vol. 9 Issue (6): 1-10
文章快速检索     高级检索
铝合金夹杂物基本性质的第一性原理研究[PDF全文]
屈苗1 , 刘宇2 , 肖政兵2     
1. 稻田中学,长沙 410021;
2. 中南大学轻合金研究院,长沙 410083
摘要:采用第一性原理计算的方法研究了铝合金基体及常见夹杂物Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的基本性质.形成热的计算结果表明Al2O3最容易形成,其次是MgO,AlB2相对最难形成;Al2O3、AlN、TiB2结合能的绝对值稍微大于其他物相,且TiB2最稳定,AlB2相对最不稳定;TiB2粒子的切变模量、体模量、杨氏模量和硬度均最高,Al4C3与基体硬度最接近,表明TiB2粒子对铝合金强度、刚度、加工性能的影响最大;AlN粒子的各向异性因子最大,其对铝合金各向异性的影响最大,AlB2次之,Al2O3和TiB2粒子对铝合金各向异性程度影响较小;TiB2对铝合金韧性的影响最大,AlN次之,Al4C3对铝合金韧性的影响最小;Al2O3与铝基体之间的相对费米能级差较大,为1.4 eV,而AlB2粒子最小,各夹杂物对材料腐蚀性能的影响大小顺序为:Al2O3>MgO>TiB2>Al4C3>AlN>AlB2.
关键词第一性原理    铝合金    夹杂物    基本性质    
A first principle study on the basic properties of inclusions in aluminum alloy
QU Miao1 , LIU Yu2 , XIAO Zhengbing2     
1. Daotian Middle School, Changsha 410021, China;
2. Research Institute of Light Alloy, Central South University, Changsha 410083, China
Abstract: The basic properties of aluminum alloy matrix and common inclusions of Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3 in aluminum alloy were studied by means of first principles calculation. The formation heat reveals that Al2O3 is the easiest to form, while MgO and AlB2 are the most difficult to form. The absolute value of binding energy of Al2O3, AlN and TiB2 are slightly larger than others, which suggests that TiB2 is the most stable particle while AlB2 is the most unstable one. TiB2 holds the highest shear modulus, bulk modulus, Young's modulus and hardness. The hardness of Al4C3 is the closest one to aluminum alloy matrix, which indicates that TiB2 has the largest impact on the strength, stiffness and processing performance of aluminum alloy. The anisotropy factor of AlN particles is the largest, and its influence on that of aluminum alloy is also the largest, then followed by AlB2. The influence of Al2O3 and TiB2 particles on the anisotropy of aluminum alloy is small. The impact of TiB2 on the toughness of aluminum alloy is the greatest, followed by AlN, and Al4C3 is the smallest. The relative Fermi difference between Al2O3 and aluminum matrix is the largest, i.e. 1.4eV. AlB2 particle is the smallest. The influence of the studied inclusions on corrosion properties of materials is in the order of Al2O3>MgO>TiB2>Al4C3>AlN>AlB2.
Key words: first principles    aluminum alloy    inclusions    basic propertie    

铝合金以其低密度、良好的加工性能、耐蚀性能以及较高的强度在航空航天、水陆交通、国防军工、建筑、电子等领域广泛应用[1-3].随着工业技术的不断进步,铝合金的使用性能要求在各应用领域也不断提升,其中夹杂物控制是铝合金加工过程中面临的重要难题之一.铝及其合金在配料、熔炼、铸造过程中容易吸入或产生各种夹杂物,直接影响合金熔体的洁净度,进而降低材料/构件的机械性能、电化学及其可靠性.铝合金夹杂物与基体之间的性能差异,在外载荷作用下,材料抵抗变形能力的差异会在两相界面处产生应力集中,发展成为裂纹源,引发变形裂纹;同时,铝熔体中的夹杂物会对合金熔体的流动性造成不利影响,进而降低金属熔体的充型能力,降低铸件品质.此外,夹杂物还有增加铝熔体吸气的趋势,并阻滞气体的扩散和逸出[4, 5].

铝熔体中常见的夹杂物主要分为气态、固态和杂质元素,气体杂质主要是氢,约占总态的70 %~90 %,固态夹杂主要是非金属物包括氧化物、碳化物、氮化物、硼化物等,杂质元素除常见的Fe、Si元素外,还包括碱金属/碱土金属元素[4, 6].经过几十年的发展,针对铝合金夹杂物控制,研究人员提出了许多方法,并开发了相应的设备[7-10].然而,无论何种先进的夹杂物控制手段都难以做到夹杂物的绝对根除,可见残留夹杂物也是铝合金固体材料中的必然组分,因此业内针对不同用途的铝合金材料形成了不同的夹杂物控制标准,但目前的标准中大部分夹杂物是定量控制,关于铝合金夹杂物定性控制的相关标准未见诸报道.

众所周知,材料的微观构成一定程度上决定了材料的宏观性能,由于不同夹杂物粒子的物理化学性质不尽相同,这就决定了其对材料性能影响存在一定的差异.因而对于高性能铝合金材料,不仅要对夹杂物的含量进行控制,而且对夹杂物的种类也要进行控制.而探明不同夹杂物的基本性质,并分析其与铝基体之间的性质差异,是铝合金夹杂物控制的基本依据.因此,文中采用第一性原理计算的方法对铝合金中常见氧化物、碳化物、氮化物、硼化物的基本性质进行理论计算,以期为铝合金夹杂物控制提供理论支撑.

1 研究模型与方法 1.1 研究模型

文中研究的铝合金常见夹杂物主要围绕氧化夹杂物Al2O3和MgO、氮化物AlN、硼化物TiB2和AlB2、碳化物Al4C3展开.经文献查阅,表 1分别列出了Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2的空间点群、空间点群号、晶系、晶格常数以及原子位置,并根据这些结构信息,构建了相应的晶体学模型,具体如图 1所示.同时,也对铝基体的基本性质进行了计算作为参照,由于溶质原子在熔体中的浓度有限,在文中溶质原子固溶对铝基体晶格常数的影响忽略不计,因此,采用纯铝的晶格常数进行计算,即a=0.404 95 nm.

表 1 Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的空间点群、空间点群号、晶系、晶格常数以及原子位置 Table 1 The space group, SG number, crystal system, lattice parameters and atom positions of Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2 and Al4C3
点击放大

图 1 铝及各夹杂物的晶体模型 Fig. 1 Crystal structure of (a) Al, (b) Al2O3, (c) MgO, (d) AlN, (e) TiB2 (f), AlB2 and (g) Al4C3

1.2 计算方法

文中计算是基于Materials Studio的CASTEP程序包展开[17].计算过程中,采用超软赝势对计算体系中离子和电子间的相互作用关系进行描述[18].晶体的结构优化采用BFGS方法进行[19].采用广义梯度近似GGA处理交换关联能,交换关联势采取PBE形式进行计算.能量的自洽循环计算收敛精度为5×10-7 eV/atom,模型中各原子之间的相互作用力不高于0.01 eV/nm,公差偏移不高于5.0 e-4 Å,应力偏差为不高于0.01 GPa,各体系的计算均是在进行收敛性测试之后进行,其中截断能和K点的参数设置根据计算体系的不同而不同,具体的参数设置将在后文分别说明.

2 结果与讨论 2.1 结构优化

在开展各物相形成热、结合能、弹性常数与模量及费米能级计算之前,需要对各物相的晶体构型进行几何优化,充分弛豫晶格常数及各原子空间位置,使计算体系处于能量最低状态.经收敛性测试后,各相的截断能与K点设置如表 2所列,同时表 2中给出了优化后体系的总能.

表 2 Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的截断能、K点设置及总能 Table 2 Cut off, K-point settings and total energy of Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3
点击放大

前文对Al及氧化物Al2O3、MgO和碳化物Al4C3的晶体构型进行了几何优化,本节对氮化物AlN、硼化物TiB2和AlB2的晶体构型进行几何优化,各原子相对位置进行充分弛豫计算得到各晶格参数如表 3所列,计算结果与实验测量值较为一致[20-22].据此表明前述计算的参数设置较为合理,后续计算的参数可以沿用前置进行设置.

表 3 几何优化后Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的晶格常数 Table 3 Calculated lattice parameters of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3
点击放大

2.2 形成热及结合能

形成热常用来表征化合物形成的难易程度,当计算形成热为负的时候,说明该化合物的形成会放出能量,还可表明该反应可自发进行,所放出的能量即为形成热,且其值越负,该化合物自发形成的倾向越大;同样,若形成热的值大于零,说明该化合物的形成过程需要吸收能量,反应不能自发进行,所吸收的热量值即是形成热,该化合物形成后容易分解[23].

结合能一般用来反映物相形成之后的结构与热力学性质稳定性,结合能可用来表示构成该化合物的原子结合成该化合物时,所释放或吸收的能量大小,通常结合能的绝对值越大,则此化合物的结构或热力学性质相对越稳定;同时结合能还可反映晶体内部原子之间的结合状态,结合能的绝对值与晶体内部原子之间结合力呈正相关关系.较大的结合能,则化合物具有较强抵抗形变的能力[24].

在本文研究范围内,所有物相均为二元相,晶体结构的表达式为AxBy,采用式(1)对形成热展开计算.

(1)

式(1)中xy分别表示化合物表达式中A原子和B原子的个数,Etot表示体系结构充分弛豫之后的总能量,EsolidAEsoildB分别表示原子A和原子B在单质态中的单个原子能量值.

采用式(2)对结合能进行计算.

(2)

式(2)中,xyEtot代表的意义与形成热计算式中一致;EatomAEatomB分别表示原子A和原子B在孤立态时的能量值.表 4列出了夹杂物计算形成热与结合能所需的原子在单质态和孤立态的能量信息以及计算各值所用的截断能与K点参数设置.

表 4 原子在单质态和孤立态的能量 Table 4 The energy of atoms in the solid state and isolated state
点击放大

采用式(1)、式(2)计算所得形成热与结合能如表 5所列,同时表 5中给出了文献报道的各相的形成热与结合能.从表 5中可以看出,本文计算结果与文献报道值比较吻合,并且所有物相的形成热均为负值,表明这些化合物的形成均为放热过程,氧化物的形成能绝对值较大,其中Al2O3形成热的绝对值最大,为-3.183 eV,表明其最容易形成,其次是MgO,AlB2的形成热的绝对值最小,表明其相对最难形成.所有物相的结合能也均为负值,且总体比较接近,Al2O3、AlN、TiB2结合能的绝对值稍微大于其他物相,TiB2结合能绝对值最大,表明其最稳定,AlB2结合能的绝对值最小,说明其相对最不稳定,形成之后最容易分解.

表 5 形成热与结合能计算结果 Table 5 Calculation results of formation heat and binding energy
点击放大

2.3 弹性常数计算

基于CASTEP程序包,根据材料的应力-应变特征关系来求解弹性常数.其基本步骤分3步:第1步初定一组应力值或者应变量;第2步结构优化求解相应的应变或者应力,获得应力、应变的函数关系;第3部线性拟合多组应力、应变关系,求解弹性常数[27, 28].

弹性常数通常能够反映材料的力学性能和动力学性能等方面的基本特征[29],在本文研究范围内,夹杂物的弹性常数能够反映力学性能稳定性,而力学性能稳定性需要保证材料在发生变形时应变能正值,如此该种化合物的微观结构才能稳定存在.

根据前述材料弹性常数的计算方法,不同计算体系包含的独立弹性常数个数也不一致[27, 30],立方晶系中包含的独立弹性常数只有3个,而六方晶系中包含的独立弹性常数有5个,分别为C11C12C13C33C44,在四方晶系中则包含有6个独立的弹性常数.根据文献,不同晶系的弹性常数必须满足一定的数学关系,晶体结构才能表现出稳定力学性能,并且不同晶系需满足的条件也不同,具体如表 6[31-33]所列.

表 6 不同晶系的力学性能稳定性判据[30-32] Table 6 Criterion of stability of mechanical properties for different crystal systems
点击放大

基于前述论文方法,在CASTEP程序中对铝基体及6种夹杂物粒子Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的弹性常数进行了计算,结果如表 7所列,表 7中同时给出了文献报道的对应各物相的弹性常数,从表 7中可以看出,本文计算的结果与文献报道值比较接近,佐证了本文计算的可靠性.随后将获得的弹性常数,代入前述力学稳定性判据公式计算,结果表明7种结构均满足该判据,即力学性能均稳定.后续将基于求得的弹性常数,对各物相的弹性模量进行计算.

表 7 计算所得及文献报道的Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的弹性常数 Table 7 Calculated elastic constants Cijs(GPa) of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3, along with other theoretical and experimental data
点击放大

2.4 弹性模量计算

材料的宏观性能取决于材料的微观构成,微观粒子自身的基本性质无疑对所构成材料的综合性能有重要影响.材料常见的基本物理量包括:杨氏模量、剪切模量、体模量、泊松比、各向异性因子、硬度等,这些物理量均可通过前文所求的弹性常数悉数求得.

材料在受到外界作用时,应力与应变的比值称为材料的弹性模量,也可理解为材料在外力作用下,产生单位弹性变形时对应的应力的大小,广义上的弹性模量包括杨氏模量、剪切模量、体模量,反映了材料抵抗变形的难易程度[48].体模量(B)常用来反映材料抵抗压缩变形的能力,材料的体模量数值越大,其抵抗压缩变形的能力就越强,材料强度相应也越高,越难以被压缩变形;剪切模量(G)可用来表征材料抵抗剪切变形的能力,剪切模量数值越大表明其抵抗切变应力的能力越强.剪切模量和体模量可综合反映材料的刚度,是材料的固有属性,与材料的加工方式无关,其数值越大,表明其刚度越高.材料发生弹性形变时的应力与应变呈线性关系,杨氏模量(E)即为此过程中纵向应力与发生的纵向应变之间的比值.杨氏模量常用来表征材料对弹性形变的抵抗能力,杨氏模量数值越大,使材料产生弹性变形所需的力也越大,同样的,在特定应力条件下,材料产生弹性形变也越小,其值只与材料的微观构成有关,而材料的加工状态与加工历史对其影响不大,工程应用中,材料的刚度一定程度上反映了材料的杨氏模量.

材料受单向应力时,垂直应力方向产生的应变与应力方向的应变的比值即为泊松比(v),一般用来反映材料的弹性性能,其值与材料的体模量、剪切模量的值有关,一般说来,材料泊松比越大,其弹性越好[49].

体模量与剪切模量的比值(B/G)常用来判别材料的韧性与脆性,一般以1.75为临界值,当体模量与剪切模量的比值超过1.75,表明材料有较好的延展性和韧性,同时材料的延展性、韧性随该数值的增大而更好;而当体模量与剪切模量的比值小于临界值1.75时,材料则呈现出脆性特征,并且其值偏离1.75越大,材料越脆[50].

各向异性因子(A)为材料整体或局部的物理、化学等性质在不同方向的差异程度,是材料的一个重要属性,它影响材料的加工变形行为以及使用性能[51].工程上常用临界值1作为各向异性的判别标准,一般各向异性因子偏离1的程度及反映各向异性程度,即各向异性因子等于1的时候,材料表现为各向同性,其偏离1越远,则材料各向异性表现愈明显.

同时本文还根据获得参数对各个夹杂物的维氏硬度进行了计算.维氏硬度(HV)也是材料的基本性能参数之一,硬度值越高,材料越硬,宏观性能表现出较好的耐磨性,反之则材料越不耐磨.

因此,本节利用前述求得的弹性常数,分别对Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3共7种粒子的体模量B、剪切模G、杨氏模量E、泊松比ν、各向异性因子A以及维氏硬度HV进行了计算.式(3)~式(8)分别为各个物相的体模量B、剪切模G、杨氏模量E、泊松比ν、各向异性因子A以及维氏硬度HV的计算公式[28, 48, 52-54].

(3)
(4)
(5)
(6)
(7)
(8)

式(8)中,k代表G/B表 8所列为计算所得及文献报道的Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的剪切模G、体模量B、杨氏模量E、泊松比ν、各向异性因子A以及维氏硬度HV.

表 8 计算所得及文献报道的Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的剪切模G、体模量B、杨氏模量E、泊松比ν、各向异性因子A以及维氏硬度HV Table 8 Calculated elastic properties of shear modulus G(GPa), bulk modulus B(GPa), Young's modulus E(GPa), Poisson's ratio(v), the anisotropy index A and Vikers Hardness HV(GPa) of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3, along with other theoretical and experimental data
点击放大

为便于对比,图 2所示为计算所得Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的切变模量(G)、体模量(B)、杨氏模量(E)的柱状图,从图 2中可以看出,铝基体的切变模量、体模量和杨氏模量都小于所研究的几种夹杂物,且TiB2粒子的3种模量值均高于其他夹杂物,体模量和杨氏模量第2高的是氮化物AlN,切变模量第2高的是氧化夹杂Al2O3,切变模量和杨氏模量与铝基体最接近的是碳化物Al4C3,体模量与铝基体最接近的是MgO.夹杂物均有利于提高铝合金的抗变形能力,对合金的加工性能存在隐患;另一方面,细小弥散分布的夹杂物又可提高材料的强度、刚度,在这方面TiB2粒子的影响最大.

图 2 Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的切变模量(G)、体模量(B)、杨氏模量(E Fig. 2 The shear modulus (G), bulk modulus (B) and Young's modulus (E) of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3

图 3所示为Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3B/G值、泊松比(v)、各向异性因子(A).各向异性因子是由构成粒子的原子在各个方向的排布的差异性引起的,各向异性因子为1的材料表面为各向同性,偏离1越远各向异性程度越严重.从图 3中可以看出,Al2O3和TiB2粒子的各向异性程度因子相对铝基体更接近1,AlN粒子的各向异性因子偏离1最远,表明其各向异性程度最大,AlB2次之.MgO的各向异性因子相对比较接近铝基体,高各向异性粒子的存在会严重恶化铝合金的加工性能,引起加工裂纹,因此对于变形铝合金,要特别注意硼化物的团聚与氮化物的形成.

图 3 Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3B/G值、泊松比(v)、各向异性因子(A Fig. 3 The B/G value, Poisson's ratio(v), the anisotropy index (A) of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3

泊松比表征材料的弹性,其值越高,弹性越好,高泊松比的粒子在合金基体中表现为软质颗粒.图 3中表明所有夹杂物的弹性均不如铝基体,即所有夹杂物粒子均是作为硬质点在基体中,其中以TiB2粒子的弹性最低,Al4C3粒子的与铝基体的泊松比最为接近.

前文所述,B/G的值以1.75为界限,高于1.75属于韧性粒子,且越高,韧性越好,低于1.75为脆性粒子,且越低,材料越脆.图 3中可以看出,铝基体的B/G值接近3,远远高于1.75,说明其韧性较好;而所考察的夹杂物中,除碳化物Al4C3外,其他夹杂物的B/G值都低于0.75,其中TiB2为最低,AlN次之,虽然Al2O3B/G值相对较接近1.75,但仍然低于1.75,且与铝基体的B/G值相差甚远,因此,根据B/G的值可以得出,除碳化物外,其他夹杂物均对铝合金的韧性不利.

图 4所示为铝基体和夹杂物粒子的硬度计算结果,从图 4中可以看出,文中所计算的所有夹杂物粒子的硬度均高于铝基体,在铝合金加工成形及使用过程中都扮演着硬质颗粒的角色.其中TiB2粒子的硬度最高,两种氧化夹杂的密度比较接近,硼化物与氮化物的硬度相对较高,碳化物Al4C3的硬度与铝基体最接近.

图 4 Al、Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3的维氏硬度 Fig. 4 The Vikers Hardness (HV) of Al, Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3

硬度颗粒的存在,一方面细小的硬质颗粒能够强化基体,特别是与基体存在共格位向关系.较小的界面能的情况下,同样的在机加工过程会加速刀具的磨损,在这方面要特别考虑硼化物的影响,以TiB2为例,其主要来源是晶粒细化剂Al-Ti-B溶解形成TiB2粒子的团聚,细小弥散的TiB2对铝合金是有利的,可以细化晶粒,强化基体.因此在铝合金熔铸过程要特别注意硼化物的团聚.

2.5 费米能级计算

根据电子理论,电子绕原子核的分布遵循能量最低准则,即电子最先填充能量最低的能级,随后再填充能量相对较高的能级,核外电子填充的最高能级即称为费米能级,费米能级上的电子相对最不稳定,在腐蚀过程中会优先失去.文献[56, 57]表明,化合物的费米能级升高,其电极电位随之降低,在包含两种不同物质的体系中,费米能级之间的差值在腐蚀环境中会形成腐蚀电位差,且费米能级的差值越大,形成的电位差越高[58].

对6种夹杂物及铝基体的相对费米能级进行了计算,并根据计算结果求出各夹杂物粒子与铝基体之间的费米能级差,结果如图 5所示.从图 5中可以看出,两种氧化夹杂物与铝基体之间的相对费米能级差较大,分别达到了1.4 eV(Al2O3)和1.346 eV(MgO),TiB2粒子次之,AlN和Al4C3与铝基体之间的相对费米能级差比较接近,而AlB2粒子与铝基体之间的相对费米能级差最小.

图 5 Al2O3、MgO、AlN、TiB2、AlB2、Al4C3与Al之间费米能级差 Fig. 5 The D-value of Fermi energy between Al and Al2O3, MgO, AlN, TiB2, AlB2, Al4C3

在多元材料体系中,相对费米能级差一定程度上可用来反映材料的宏观性能上,文中主要探讨材料构成组元之间的相对费米能级差与材料腐蚀敏感性的相关性.在相对费米能级差大的两相体系,两相在腐蚀介质中形成微腐蚀电池的倾向较大,并且形成的微腐蚀电池的反应速度随相对费米能级差的增大而增大[59].根据上述计算结果可以得出,对于铝合金腐蚀敏感性,氧化夹杂物的影响较大,其中Al2O3的影响最大,MgO次之;硼化物、氮化物、碳化物对铝合金材料腐蚀性能的影响相对较弱,其中AlB2的影响最小,AlN和Al4C3的影响比较接近.因此,在文中所考察的几种夹杂物中,对铝合金材料腐蚀敏感性的影响大小顺序为:Al2O3>MgO >TiB2>Al4C3>AlN >AlB2.

3 结论

1)各夹杂物粒子的形成均为放热过程,其中Al2O3形成热的绝对值最大,为-3.183 eV,表明其最容易形成,其次是MgO,AlB2的形成热的绝对值最小,表明其相对最难形成;其次,Al2O3、AlN、TiB2结合能的绝对值稍微大于其他物相,TiB2结合能绝对值最大,表明其最稳定,AlB2结合能的绝对值最小,说明其相对最不稳定;

2)TiB2粒子的切变模量、体模量、杨氏模量和硬度均最高,碳化物Al4C3与铝基体硬度最接近,表明TiB2粒子对铝合金强度、刚度、加工性能的影响最大;

3)AlN粒子的各向异性因子最大,其对铝合金各向异性的影响最大,AlB2次之,Al2O3和TiB2粒子对铝合金各向异性程度影响较小;

4)TiB2对铝合金韧性的影响最大,AlN次之,碳化物Al4C3对铝合金韧性的影响最小;

5)Al2O3与铝基体之间的相对费米能级差较大,为1.4 eV,而AlB2粒子最小,各夹杂物对材料腐蚀敏感性的影响依次为Al2O3>MgO>TiB2>Al4C3>AlN>AlB2.

参考文献
[1]
刘兵, 彭超群, 王日初, 等. 大飞机用铝合金的研究现状及展望[J]. 中国有色金属学报, 2010, 20(9): 1705–1715.
[2]
方华婵, 陈康华, 巢宏, 等. Al-Zn-Mg-Cu系超强铝合金的研究现状与展望[J]. 粉末冶金材料科学与工程, 2009, 14(6): 351–358. DOI: 10.3969/j.issn.1673-0224.2009.06.001.
[3]
陈亚莉. 铝合金在航空领域中的应用[J]. 有色金属加工, 2003(2): 11–14. DOI: 10.3969/j.issn.1671-6795.2003.02.003.
[4]
赵维.铝合金中夹杂物研究[D].南宁: 广西大学, 2008. http://www.wanfangdata.com.cn/details/detail.do?_type=degree&id=Y1319257
[5]
TODA H, KOBAYASHI T, TAKAHASHI A. Mechanical analysis of toughness degradation due to premature fracture of course inclusions in wrought aluminium alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2000, 280(1): 69–75.
[6]
丛红日, 边秀房. 铝合金熔体中夹杂物与含氢量的关系[J]. 特种铸造及有色合金, 2000(3): 21–22. DOI: 10.3321/j.issn:1001-2249.2000.03.008.
[7]
陈发勤.铝合金新型复合熔体精炼剂制备及应用研究[D].南昌: 南昌大学, 2011. http://www.wanfangdata.com.cn/details/detail.do?_type=degree&id=Y1942843
[8]
张淑婷, 王磊, 杨晓华, 等. 铝合金熔体净化的研究[J]. 材料导报, 2009, 23(21): 43–45. DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2009.21.010.
[9]
石宝东, 潘复生, 陈先华, 等. 铝合金熔体净化工艺的研究进展[J]. 材料导报, 2009, 23(7): 45–48. DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2009.07.012.
[10]
李杰华, 郝启堂. 铝合金熔体净化技术的现状及其发展趋势[J]. 中国铸造装备与技术, 2005(6): 1–4. DOI: 10.3969/j.issn.1006-9658.2005.06.001.
[11]
KONDO S, TATEISHI K, ISHIZAWA N. Structural evolution of corundum at high temperatures[J]. Japanese Journal of Applied Physics, 2008, 47(47): 616–619.
[12]
CHEN X, KANG J. The structural properties of wurtzite and rocksalt MgxZn1-xO[J]. Semiconductor Science & Technology, 2008, 23(2): 025008.
[13]
JIAO Z Y, MA S H, YANG JF. A comparison of the electronic and optical properties of zinc-blende, rocksalt and wurtzite AlN: A DFT study[J]. Solid State Sciences, 2011, 13(2): 331–336.
[14]
ANISHCHIK V M, DOROZHKIN N N. Electronic structure of TiB2 and ZrB2[J]. Physica Status Solidi, 1990, 160(160): 173–177.
[15]
KUMAR G S V, MURTY B S, CHAKRABORTY M. Settling behaviour of TiAl3, TiB2, TiC and AlB2 particles in liquid Al during grain refinement[J]. International Journal of Cast Metals Research, 2010, 23(4): 193–204. DOI: 10.1179/136404610X12665088537491.
[16]
GESING T M, JEITSCHKO W. Crystal structure and chemical properties of U2Al3C4 and structure refinement of Al4C3[J]. Cheminform, 1995, 26(26): 196–200.
[17]
KRESSE G, JOUBERT D. From ultrasoft pseudopotentials to the projector augmented-wave method[J]. Physical Review B Condensed Matter, 1999, 59(3): 1758–1775. DOI: 10.1103/PhysRevB.59.1758.
[18]
KRESSE G, HAFNER J. Norm-conserving and ultrasoft pseudopotentials for first-row and transition elements[J]. Journal of Physics: Condensed Matter, 1994, 6(40): 8245. DOI: 10.1088/0953-8984/6/40/015.
[19]
ZOPE R R, MISHIN Y. Interatomic potentials for atomistic simulations of the Ti-Al system[J]. Physical Review B, 2003, 68(2): 024102. DOI: 10.1103/PhysRevB.68.024102.
[20]
SHEIN I R, IVANOVSKⅡ A L. Elastic properties of mono-and polycrystalline hexagonal AlB2-like diborides of s, p and d metals from first-principles calculations[J]. Journal of Physics Condensed Matter, 2008, 20(41): 8106–8110.
[21]
PENG F, FU H Z, CHENG X L. First-principles calculations of thermodynamic properties of TiB2 at high pressure[J]. Physica B Physics of Condensed Matter, 2007, 400(1): 83–87.
[22]
SUZUKI M, UENOYAMA T, YANASE A. First-principles calculations of effective-mass parameters of AlN and GaN[J]. Physical Review B Condensed Matter, 1995, 52(11): 8132. DOI: 10.1103/PhysRevB.52.8132.
[23]
MORIWAKE H. First-principles calculation of formation energy of neutral point defects in perovskite-type BaTiO3[J]. International Journal of Quantum Chemistry, 2004, 99(5): 824–827. DOI: 10.1002/(ISSN)1097-461X.
[24]
FU C L, WANG X, YE Y Y, et al. Phase stability, bonding mechanism, and elastic constants of Mo5Si3 by first-principles calculation[J]. Intermetallics, 1999, 7(2): 179–184. DOI: 10.1016/S0966-9795(98)00018-1.
[25]
TANAKA I, OBA F, TATSUMI K, et al. Theoretical formation energy of oxygen-vacancies in oxides[J]. Materials Transactions, 2002, 43(7): 1426–1429. DOI: 10.2320/matertrans.43.1426.
[26]
ZhANG H L, HAN Y F, WANG J, et al. An ab initio molecular dynamics study on the structural and electronic properties of AlB2, TiB2 and (Alx, Ti(1-x))B2 in Al-Ti-B master alloys[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2014, 585(3): 529–534.
[27]
JACOBA M H G, SCHMID F R. Thermodynamic properties and equation of state of fcc aluminum and bcc iron, derived from a lattice vibrational method[J]. Physics & Chemistry of Minerals, 2010, 37(10): 721–739.
[28]
YAO H, OUYANG L, CHING W Y. Ab Initio calculation of elastic constants of ceramic crystals[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 90(10): 3194–3204.
[29]
KULAKOV G I. Simultaneous measurement of the component of the stress and strain tensors and determination of the elastic constants for a rock[J]. Soviet Mining, 1974, 10(6): 659–663.
[30]
陈丽. FCC晶体弹性常数的分子动力学模拟及其适用性[J]. 机械工程学报, 2005, 41(9): 46–50. DOI: 10.3321/j.issn:0577-6686.2005.09.010.
[31]
张彩丽.合金元素对Mg-Li-X强/韧化作用机制的第一性原理研究[D].太原: 太原理工大学, 2011. http://cdmd.cnki.com.cn/article/cdmd-10112-1011082077.htm
[32]
DONG N, QIAO Y, ZHANG C, et al. Combined experiment and first-principles study of the formation of the Al2O3 layer in alumina-forming austenitic stainless steel[J]. Rsc Advances, 2017, 7(26): 15727–15734. DOI: 10.1039/C7RA00860K.
[33]
GHEBOULI B, GHEBOULI M A, FATMI M, et al. First-principles calculations of structural, electronic, elastic and thermal properties of phase M2SiC (M=Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta and W)[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(3): 915–925. DOI: 10.1016/S1003-6326(15)63680-9.
[34]
YAO H, OUYANG L, CHING W Y. Ab initio calculation of elastic constants of ceramic crystals[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2007, 90(10): 3194–3204. DOI: 10.1111/jace.2007.90.issue-10.
[35]
SHANG S, WANG Y, LIU Z K. First-principles elastic constants of α-and θ-Al2O3[J]. Applied Physics Letters, 2007, 90(10): 101909–101903. DOI: 10.1063/1.2711762.
[36]
GLADDEN J R, SO J H, MAYNARD J D, et al. Reconciliation of ab initio theory and experimental elastic properties of Al2O3[J]. Applied Physics Letters, 2004, 85(3): 392–394. DOI: 10.1063/1.1773924.
[37]
KISI E H, HOWARD C J, ZHANG J. Verification of the elastic constants for-Al2O 3 using high-resolution neutron diffraction[J]. J. Appl. Cryst., 2011, 44(1): 216–218. DOI: 10.1107/S0021889810049046.
[38]
BALTACHE H, KHENATA R, SAHNOUN M, et al. Full potential calculation of structural, electronic and elastic properties of alkaline earth oxides MgO, CaO and SrO[J]. Physica B: Condensed Matter, 2004, 344(1/2/3/4): 334–342.
[39]
MARINELLI F, LICHANOT A. Elastic constants and electronic structure of alkaline-earth chalcogenides. performances of various hamiltonians[J]. Chemical Physics Letters, 2003, 367(3): 430–438.
[40]
ZHANG H, BUKOWINSKI M S. Modified potential-induced-breathing model of potentials between close-shell ions[J]. Phys. Rev. B, 1991, 44(6): 2495–2503. DOI: 10.1103/PhysRevB.44.2495.
[41]
PENG F, CHEN D, FU H, et al. The phase transition and the elastic and thermodynamic properties of AlN: First principles[J]. Physica B: Condensed Matter, 2008, 403(23/24): 4259–4263.
[42]
HAMA R K. First-principles calculation of the elastic stiffness tensor of aluminium nitride under high pressure[J]. Journal of Physics: Condensed Matter, 1994, 6(38): 7617–7632. DOI: 10.1088/0953-8984/6/38/004.
[43]
VERMA U P, BISHT P S. Ab-initio study of AlN in zinc-blende and rock-salt phases[J]. Solid State Sciences, 2010, 12(5): 665–669. DOI: 10.1016/j.solidstatesciences.2008.12.002.
[44]
PANDA K B, CHANDRAN K S R. Determination of elastic constants of titanium diboride (TiB) from first principles using FLAPW implementation of the density functional theory[J]. Computational Materials Science, 2006, 35(2): 134–150.
[45]
SPOOR P S, MAYNARD J D, PAN M J, et al. Elastic constants and crystal anisotropy of titanium diboride[J]. Applied Physics Letters, 1997, 70(15): 1959–1961. DOI: 10.1063/1.118791.
[46]
DUAN Y H, SUN Y, GUO Z Z, et al. Elastic constants of AlB2-type compounds from first-principles calculations[J]. Computational Materials Science, 2012, 51(1): 112–116.
[47]
王海蕾.Mg-Al合金熔体碳质孕育晶核/基体间界面性质的第一性原理研究[D].广州: 华南理工大学, 2014. http://cdmd.cnki.com.cn/article/cdmd-10561-1014064377.htm
[48]
GILMAN J J, ROBERTS B W. Elastic constants of TiC and TiB2[J]. Journal of Applied Physics, 1961, 32(7): 1405–1405.
[49]
MOTT P H, DORGAN J R, ROLAN C M. The bulk modulus and poisson's ratio of "incompressible" materials[J]. Journal of Sound & Vibration, 2008, 312(4/5): 572–575.
[50]
HENANN D L, ANANND L. Fracture of metallic glasses at notches: effects of notch-root radius and the ratio of the elastic shear modulus to the bulk modulus on toughness[J]. Acta Materialia, 2009, 57(20): 6057–6074. DOI: 10.1016/j.actamat.2009.08.031.
[51]
DAALDEROP G H, KELLY P J, SCHUURMANS M F. First-principles calculation of the magnetocrystalline anisotropy energy of iron, cobalt, and nickel[J]. Physical Review B Condensed Matter, 1990, 41(17): 11919. DOI: 10.1103/PhysRevB.41.11919.
[52]
KLUGE M D, RAY J R, RAHMAN A. Molecular dynamic calculation of elastic constants of silicon[J]. Journal of Chemical Physics, 1986, 85(7): 4028–4031. DOI: 10.1063/1.450871.
[53]
LOUAIL L, MAOUCHE D, ROUMILI A, et al. Calculation of elastic constants of 4d transition metals[J]. Materials Letters, 2004, 58(24): 2975–2978. DOI: 10.1016/j.matlet.2004.04.033.
[54]
WU Y, HU W, HAN S. First-principles calculation of the elastic constants, the electronic density of states and the ductility mechanism of the intermetallic compounds: YAg, YCu and YRh[J]. Physica B Physics of Condensed Matter, 2008, 403(19): 3792–3797.
[55]
SINKO G V, SMIRNOV N A. Ab initio calculations of elastic constants and thermodynamic properties of bcc, fcc, and hcp Al crystals under pressure[J]. Journal of Physics: Condensed Matter, 2002, 14(29): 6989–7005. DOI: 10.1088/0953-8984/14/29/301.
[56]
李昱材, 张国英, 魏丹, 等. 金属电极电位与费米能级的对应关系[J]. 沈阳师范大学学报(自然科学版), 2007, 25(1): 25–28. DOI: 10.3969/j.issn.1673-5862.2007.01.007.
[57]
黄元春, 肖政兵, 张欢欢, 等. 平衡相对Al-7.8Zn-1.6Mg-1.8Cu-0.12Zr铝合金性能影响:第一性原理研究[J]. 航空材料学报, 2014, 34(3): 28–34.
[58]
杨少华, 刘增威, 林明. 7075铝合金在不同pH值NaCl溶液中的腐蚀行为[J]. 有色金属科学与工程, 2017, 8(4): 7–11.
[59]
罗垂意, 李之锋, 彭弯弯. 锂离子电池正极材料LixNi0.5Mn0.5O2电子结构的第一性原理研究[J]. 有色金属科学与工程, 2016, 7(4): 45–49.