一、金属熔体热力学模型的研究进展（论文文献综述）
王文智[1]（2021）在《Ce-Ga-Cu合金熔体的互扩散行为研究》文中提出Ce基非晶合金是典型的大块非晶合金,其独特的物理特性和较强的非晶形成能力是凝聚态物理研究的重要方向。研究Ce基合金熔体中原子的动力学行为有助于理解非晶的形成机理。本文采用多层平动剪切技术系统的研究了Ce基二元、三元合金熔体中原子的扩散行为(Ce80Ga20、Ce80Cu20和Ce70Ga10Cu20)。本文采用多层平动剪切技术测量了Ce基二元合金熔体(Ce80Ga20和Ce80Cu20)的互扩散系数。研究结果表明两合金熔体互扩散系数的温度依赖关系满足Arrhenius关系,两体系的热力学因子均大于1,并且Ce80Ga20合金中值更大。结合Wan等人测量的自扩散系数和本文测得的互扩散系数,发现不能用Darken方程来描述Ce80Cu20体系的互扩散行为,需引入动力学因子S（S在1.14-1.29之间）,这说明热力学因子和动力学因子对互扩散系数均起促进作用,从而使Darken方程失效。通过对Ce-Cu体系交互扩散系数和标准交互扩散系数的分析可知,Ce-Cu熔体中Darken方程的偏离主要由Ce-Cu原子和Cu-Cu原子间的交互扩散系数对其标准交互扩散系数的偏离决定,其中Cu-Cu原子间的相互作用占主导作用。本文采用多层平动剪切技术首次测量了Ce70Ga10Cu20三元合金熔体的互扩散系数。利用全局优化算法对测得的浓度谱进行分析,发现主扩散系数对扩散行为的影响较大,交叉扩散扩散系数影响较小;并通过研究相互作用系数LCe Ga Cu对三元合金熔体互扩散系数的影响,发现三元合金熔体的相互作用系数对三元体系互扩散系数的求解及其重要,同时也说明了其互扩散系数的大小与热力学影响因子有较强的关联。与Ce80Ga20和Ce80Cu20二元合金熔体对比,发现第三组元的添加能降低Ce-Ga-Cu体系中原子的扩散速度,并且Ga元素的抑制作用较Cu元素更明显。本文利用第一性原理分子动力学模拟研究了Ce80Ga20和Ce80Cu20合金熔体中原子的自扩散系数。根据模拟结果和Darken方程来求得互扩散系数与实验数据对比,从而研究自扩散和互扩散的关系。根据计算机模拟的Ce70Ga10Cu20三元合金熔体自扩散系数比例和实验测得的互扩散系数对三元Darken方程进行分析讨论,发现Darken公式并不能准确的描述Ce70Ga10Cu20三元合金熔体自扩散与互扩散的关系,动力学因子在扩散过程中的作用不能忽略。
李万宝[2]（2021）在《Ce-Al-Ni合金熔体的互扩散行为研究》文中提出作为典型的非晶合金体系,Ce基非晶合金具有独特的物理特性和较低的玻璃转化温度,是金属熔体扩散这个领域重要的研究课题之一。研究Ce基二元合金熔体和三元合金熔体原子的扩散行为也将极大的帮助我们从液体结构、热力学和动力学等角度去研究Ce基非晶合金的特性。结合课题组之前设计的高真空金属熔体原子扩散测量系统,对现有的测量装置进行了完善与改进,设计了一种新型的熔体原子扩散系数测量系统,极大的提高了实验的效率和实验的成功率。采用该技术测量了典型Ce基合金成分:Ce80Al20合金熔体、Ce80Ni20合金熔体和Ce70Al10Ni20合金熔体的扩散系数。在Ce基二元合金体系中通过高斯误差函数对测量的实验数据进行拟合得到了相应温度点的扩散系数。本文的测量值与前人的研究测量的结果对比也表明本技术的优势和可靠性。利用多层平动剪切技术研究了Ce70Al10Ni20非晶合金熔体的互扩散系数随时间变化关系。结合全局优化算法求解得到三元合金熔体的互扩散系数矩阵。分析三元合金熔体中热力学方面对原子互扩散行为的影响。探究了熔体中各原子扩散系数随时间的变化关系,且主扩散系数在整体趋势上符合阿仑尼乌斯关系。利用第一性原理分子动力学模拟计算了Ce80Al20合金熔体和Ce70Al10Ni20合金熔体中原子的自扩散系数。利用实验测量的结果结合达肯公式对Ce基合金熔体的扩散行为进行分析,研究了熔体原子互扩散和自扩散之间的联系。也通过达肯公式逆运算得到了三元合金体系的自扩散系数近似值,为三元合金体系的自扩散系数研究探究了一条新思路。
段生朝[3]（2021）在《电渣重熔大型IN718镍基合金铸锭合金元素氧化控制的基础研究》文中研究表明Inconel 718是一种典型的析出强化型镍基高温合金,由于其在923 K以上仍具有较高的强度、韧性和抗疲劳性能,已经被广泛地应用于航空航天和电力能源和国防军工等重要领域。Inconel 718合金中增加Al和Ti元素的含量有利于增加强化相γ’相Ni3（Al,Ti,Nb）和γ"相Ni3（Nb,Al,Ti）的体积分数,进而提高镍基合金高温下的机械性能。电渣重熔是一种重要的二次精炼技术,其目的是进一步提高金属纯净度、改善铸锭致密度和结晶组织,从而满足日益增加的对高性能合金的需求。然而,电渣重熔含有易氧化元素的合金时仍有诸多问题还未得到很好地解决。在渣-金反应界面上,镍基合金中易氧化元素如Al和Ti会与渣中不稳定氧化物如FeO、SiO2和TiO2发生强烈的化学反应,不可避免地导致电渣锭中Al和Ti含量沿着铸锭高度方向分布不均匀的现象。同时Inconel 718合金中硫元素的存在会在基体中形成硫碳化物M2SC和晶界位置形成低熔点Ni-Ni3S2化合物,因而恶化镍基合金高温机械性能。电渣重熔作为制备大型镍基合金的终端冶炼工艺,应当在冶炼过程中严格控制铸锭中Al和Ti元素的均匀分布和有害气体杂质的含量。本论文为解决电渣重熔Inconel 718合金过程中Al和Ti元素均匀化和合金纯净度控制问题,主要进行了以下三个方面的研究工作:（1）通过理论计算镍基合金中组元Al和Ti以及含氟炉渣中各个组元的活度,为找到控制电渣重熔Inconel 718合金Al和Ti元素氧化的热力学条件奠定基础;（2）通过热力学和实验分析,开发了适合电渣重熔Inconel 718合金的渣系;（3）通过多相反应动力学基本方程,建立了 Inconel 718合金脱氧和脱硫反应的动力学模型,为电渣重熔镍基合金脱氧和脱硫制度提供有价值的工艺参考。首先,本文参考合金相图和利用原子-分子共存理论（Atom and Molecule Coexistence Theory,AMCT）计算了不同温度下 Ni-Al、Ni-Ti 和 Al-Ti三个二元系全浓度范围内热力学活度,并与文献报道的实测值吻合较好。在忽略Ni-Al-Ti合金熔体中形成的三元复杂分子NixAlyTiz的情况下,计算得到了 1873 K下该合金熔体组元Al和Ti在富镍区域（xNi>0.9）的等活度线。基于Ni-Al、Ni-Ti 和 Al-Ti二元系混合焓△mixHm的 Redlich-Kister（R-K）参数,通过GSM、Toop、Kohler 和 Muggianu 模型得到1873K下Ni-Al-Ti 三元系富镍区域的混合焓△mixHm,Ni-Al-Ti与Ni的摩尔分数xNi的关系。结果表明:1873 K下当Ni的摩尔分数一定时,△mixHm,Ni-Al-Ti随Al/Ti比的增加而降低;当Al/Ti比值一定时,混合焓△mixHm,Ni-Al-Ti随合金中Ni的摩尔分数xNi的增加而增加。当xNi>0.9时,GSM模型与Toop、Kohler和Muggianu模型计算的结果吻合度很好,而xNi<0.9时,GSM模型计算的结果要略高于其它模型,这主要是由于Ni-Al-Ti合金熔体不满足正规溶液的性质所导致的。Ni-Al-Ti三元熔体热物理性质（粘度和表面张力）预报模型数据的准确性很大程度上依赖于合金熔体混合热力学数据（混合焓和过剩吉布斯自由能）的准确性。基于优化后的Ni-Al、Ni-Ti和Al-Ti的混合热力学性质,首先计算了 Ni-Al、Ni-Ti和Al-Ti熔体的粘度和表面张力。结果表明:Hirai模型适合计算Ni-Al系统的粘度,而Kaptay模型适合预报Ni-Ti和Al-Ti合金熔体的粘度;Butler模型适合预报Ni-Al、Ni-Ti和Al-Ti熔体的表面张力。Ni-Al和Ni-Ti熔体粘度分别在xAl=0.5和xTi=0.3出现了最大值。这是由于Ni-Al和Ni-Ti二元系分别在xAl=0.5和xTi=0.3处形成稳定金属间化合物NiAl和Ni3Ti,导致合金熔体分别在在xAl=0.5和xTi=0.3处发生短程有序现象引起的。Ni-Al-Ti三元熔体粘度ηNi-Al-Ti和表面张力σNi-Al-Ti具有相同的变化规律,当Al/Ni比一定时,ηNi-Al-Ti和σNi-Al-Ti随着Ni-Al-Ti中组元Ti含量的增加而增加;当合金中组元Ti的含量一定,ηNi-Al-Ti和σNi-Al-Ti随着Al/Ni的增加而降低。其次,热力学分析了1773 K至1973 K在给定Inconel 718合金中初始Ti含量和不同温度的条件下,合金中平衡的Al含量与炉渣成分和温度的关系,并用渣-金平衡实验进行验证。CaF2-CaO-Al2O3-MgO-TiO2渣中改变TiO2含量对于控制合金中Al和Ti含量影响最大,其次是Al2O3、CaO、CaF2和MgO。当温度为1773 K时,渣中TiO2含量为2.2%时,合金中的Ti元素发生氧化;渣中TiO2含量为10%时,合金中的Al元素发生氧化;渣中TiO2含量为4.26%时,合金中的Al和Ti元素均不发生氧化。渣中FeO和SiO2很容易与合金中Al和Ti元素发生反应,且当冶炼温度降低对于渣中FeO和SiO2含量要求越苛刻。在满足合金机械性能的前提下,将合金中的Al和Ti成分设置为其规定成分的上限,有利于电渣重熔过程Al和Ti元素的控制。温度是影响合金中Al和Ti元素控制的重要参数之一。当冶炼温度升高时,合金中Ti元素要比Al元素更容易氧化,因此需要向CaF2-CaO-Al2O3-MgO-TiO2渣中额外添加TiO2以减少Ti元素的损失;在不同的TiO2含量范围内采用的冶炼温度也应当不同,即当渣中TiO2含量为0～4%时,应当采用低渣温;当渣中TiO2含量为13.5%～15%时,应当采用高渣温。最后,基于多相反应动力学的基本方程,建立了 Inconel 718合金Al和Ti元素氧化以及脱氧和脱硫反应的动力学模型。CaF2-CaO-Al2O3-MgO-TiO2渣中Al2O3和TiO2传质速率要远远小于合金中Al和Ti的传质速率,意味着渣中Al2O3或/和TiO2传质为限制性环节。CaF2-CaO-Al2O3-MgO-TiO2渣中各个组元对合金脱氧和脱硫的影响可以排序为CaO>CaF2>MgO>TiO2。渣中CaO含量的增加不仅可以降低炉渣的粘度和增加浓度梯度有利于合金中氧化物夹杂（MgO·Al2O3）上浮,还可以降低渣-金界面氧的活度有利于脱硫反应,而渣中TiO2起相反的作用。冶炼温度升高,导致渣-金界面氧活度的增加,不利于合金脱硫。
刘帅[4]（2020）在《AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究》文中进行了进一步梳理选择性激光熔化（SLM）镁合金工艺利用其快速凝固的特点结合镁合金轻量化的优势,对于解决传统镁合金成型技术在生产中的局限性,满足航空、航天、医疗等领域对镁合金材料日益发展的高要求,以及生产出适应范围更广、成型难度更大的高性能镁合金产品具有重要意义。本论文利用选择性激光熔化（SLM）方法对AZ61镁合金成型过程的工艺参数、球化行为、力学性能等进行了系统的研究,应用热等静压、固溶热处理等后处理方式对SLMAZ61镁合金的性能进一步改进,利用量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了表面粗糙度定量预测模型,得到了 AZ61镁合金SLM的最佳成型条件,解决了 SLMAZ61镁合金强韧性及表面粗糙度差的问题,取得了如下研究成果:（1）研究了 SLM过程中工艺参数对AZ61镁合金成型质量、球化程度的影响。研究发现,随着扫描速度与扫描间距的升高（即能量密度降低）,表面质量恶化,内部孔隙明显增多,产生球化现象。这是由于能量密度过低,使熔池温度下降,熔体粘度增大,阻碍了熔体向熔池的边缘平滑的流动。增大能量密度有助于减少球化、孔隙等缺陷,但当表面逐渐趋于平整时,马朗戈尼效应（Marangoni effect）和反冲压力（Recoil pressure）会对表面质量造成影响。为了解决能量密度与表面质量的矛盾,建立了不同成型质量与能量密度区间的对应关系模型,得到了 SLMAZ61镁合金的最佳成型的能量密度范围为125～250 J/mm3,与此对应的最优表面粗糙度为7.5μm。（2）通过对SLM AZ61镁合金球化行为的热力学、动力学及镁熔滴在基板上铺展/凝固的竞争行为分析,建立了 SLM过程AZ61镁合金熔池铺展/凝固模型。研究表明,在SLM过程中,Mg和其他几种常见金属熔滴在毛细力的作用下铺展,同时受到惯性力的阻碍作用。熔滴的凝固受控于元素扩散及熔滴温度、基板温度、固相线温度三者间的温度梯度。抑制球化的关键是控制凝固时间长于铺展时间,使金属熔体在凝固之前有充足时间铺展。AZ61镁合金熔体的凝固曲线斜率大于Mg熔体,表明AZ61熔体凝固时间对温度变化更敏感。根据熔滴铺展/凝固动力学模型,计算得到理论上控制SLMAZ61球化的最佳温度为900℃（1173K）,此时凝固时间长于润湿时间,可以最大程度减少球化,降低表面粗糙度,实现致密成型。SLM AZ61的孔隙形状、尺寸分别受扫描速度、扫描间距的影响,相对密度随扫描速度、扫描间距减小而增大。研究得到SLM AZ61最佳工艺参数为激光功率P=150W、扫描速率v=400mm/s、扫描间距H=0.06mm及层厚T=0.04mm,此时样品相对密度最高,达到99.4%;SLMAZ61的相对密度与Al元素的固溶有关,调节能量密度控制溶质捕获效应,可以提升SLM镁合金的相对密度。除此之外,利用基于量子遗传算法优化的支持向量回归算法（QGA-SVR）建立了 SLMAZ61镁合金的表面粗糙度预测模型,预测准确率达到94%,为工程应用奠定了理论基础并有效解决了前期试验成本高的问题。（3）SLMAZ61镁合金晶粒细化为1.61～2.46μm,显微组织由等轴的α-Mg晶粒和沿晶界分布的网状β-Mg17Al12组成;力学性能研究表明,最佳工艺参数下,极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为233MPa,较铸态分别提升了 93%和135%,延伸率为3.12%。通过显微组织以及断口形貌分析,内部孔隙、沿晶界析出的β-Mg17Al12为限制塑性的原因。（4）热等静压（HIP）对闭合SLM镁合金内部孔隙、提升塑性有重要作用。HIP后,AZ61镁合金致密度接近100%,且在保温过程中发生了β-Mg17Al12相的溶解。350℃、103MPa、3h 的 HIP 处理后,网状 β-Mg17Al12分解,并有大量块状β-Mg17Al12析出;450℃、103MPa、3h的HIP下第二相完全溶解。350℃、450℃HIP下,极限抗拉强度分别为279MPa、274MPa,屈服强度分别为198MPa和126MPa,延伸率分别为5.5%和8.2%,塑性较SLM镁合金分别提升了 77%和165%,在保留极限抗拉强度的情况下,塑性得到了极大的改善。研究发现在采取相同压力闭合孔隙的条件下,第二相溶解越完全,塑性越高。同时,通过计算明晰了 SLM+HIP下AZ61的主要强化机制。（5）固溶热处理对SLM AZ61镁合金塑性有改善作用,最佳方式为分段加热模式。通过330℃、350℃、380℃、410℃下不同时间的固溶热处理,发现低于410℃时,β-Mg17Al12由沿晶界析出的网状分解形成块状,溶解情况随时间变化不大;410℃、2h后β-Mg17Al12几乎完全溶解,且溶解速度很快,表明最佳固溶温度为410℃。固溶热处理导致晶粒粗化,330℃～410℃,晶粒尺寸由3.3±1.3μm增长到29.2±3.7μm,410℃、10h后晶粒尺寸无明显变化,为29.4±2.5μm,但远小于铸态水平。随着固溶温度升高,SLM AZ61镁合金强度下降,塑性提升。410℃时抗拉强度为240±5MPa,屈服强度降低,为124±6MPa,但延伸率升高到了 5.9%,较SLM原始态AZ61镁合金升高了 84%,塑性得到改善。在最佳固溶温度410℃下对5min、10min、15min、20min、30min、1h、2h、15h第二相的溶解行为进行研究,建立了第二相分解的动力学模型。（6）将SLM AZ61镁合金固溶热处理与HIP工艺对比,发现HIP不仅可以闭合内部孔隙,同时发生β-Mg17Al12的溶解,消除了孔隙与β-Mg17Al12对SLM镁合金塑性的影响,使塑性显着提升。塑性改善的最佳后处理方式为450℃、103MPa下进行3小时的HIP处理。最后利用研究得到的SLMAZ61最佳工艺参数组合,试制了某企业用于航空某装备的AZ61镁合金的实际零件。结果显示,SLM制备AZ61镁合金较传统切削加工全工艺过程简化了约40%、加工时间减少了约80%、成本下降了约20%,显示了 SLM镁合金在航空航天等重大领域有着巨大的发展潜力。
宋琳[5]（2020）在《纯金属及二元合金熔体团簇结构的研究》文中研究说明金属的熔体状态是绝大多数金属材料/金属制品制备的必经状态。金属材料的微观结构和物理化学性质通常与其熔体的成分和结构密切相关。因此,研究熔体结构对于设计和制备新型结构和功能材料具有重要的意义。本文建立了一种描述热力学稳定态的金属熔体团族结构模型-Wulff团簇模型,该模型首次应用于描述金属熔体的结构特征,并实现了对形核之前团簇结构及尺寸的变化的研宄,为在原子层次上揭示形核机理提供了理论基础。具体的内容如下:首先,通过对纯金属A1和Cu高温X射线衍射（HTXRD）结果的分析,提出了一种新的描述熔体团簇结构的模型,团簇结构的形状由不同晶面群的表面能决定,该表面能则是采用基于第一性原理的密度泛函理论（DFT）计算完成,团簇的内部结构保留有固态时的晶体结构,而团簇尺寸是由高温X射线衍射强度经傅里叶变换得到的双体分布函数（Pair distribution function,PDF）g（r）来确定的。该模型结构的模拟X衍射强度曲线与实验结果吻合良好,包括峰的位置和宽度及第一峰和第二峰的相对强度。这些结果表明,该团簇模型可以很好地描述纯金属熔体的结构性质。不仅如此,该模型也成功解释了纯A1在固液相变前后出现的主峰偏离现象。第二,通过提出限定性条件,（1.假设二元合金中两种金属熔体的团簇结构尺寸比较接近;2.在满足热力学平衡统计的条件下,将二者的团簇分开独立研宄;3.假设二元合金熔体中团簇数目比例与合金原子成分比例保持一致）将Wulff团簇模型推广到二元匀晶合金熔体中（Cu-Ni和Ag-Au）。在液相线以上高温区间内,实验和模拟的XRD结果在第一峰和第二峰的角度和位置等方面都吻合良好;而在液固混合相区附近的低温区,模拟结果存在着第二峰位置偏移和强度差异。在考虑到高熔点金属优先形核而导致的结构和成分比例变化并经过合理的修正后,模拟的第二峰与实验值吻合良好。这也反映了在液固混合相区附近,高熔点金属生长过程的开始。第三,将Wulff团族模型应用于二元共晶合金熔体中,也提出了相关限定性条件（1.假设合金熔体中的两种金属的团簇模型尺寸比较接近;2.假设两种元素完全不互溶,将二者的团簇分开独立研宄;3.假设合金熔体中团簇数目的比例与合金原子成分比例保持一致）。在此基础上选取了金属-金属类（Ag-Cu）以及金属-非金属类（Al-Si）共晶合金展开研究。主要结果如下:两种共晶合金在液相线以上的高温区模拟结果与实验结果均吻合良好,证明了 Wulff团簇模型应用于共晶合金的高温区是成功的。但是Al-Si合金熔体在共晶点附近的低温区则产生了第二峰的强度和位置偏移的情况。将模拟结果进行结构修正后与实验结果吻合良好,从侧面表现出Si团簇在形核前的生长过程。对于Ag-Cu合金在液相线附近未出现第二峰的强度与位置偏移,推测主要是由于Ag-Cu两种团簇互相抑制形核导致。第四,将Wulff团簇模型应用于二元金属间化合物（FeAl）体系中,并研究其形核前的生长过程。首先研究了其缺陷与电子结构,力学性能的关系,得到了微观结构、电子特性与宏观力学性能的对应关系。结果表明,铁原子空位（VFe）结构更稳定且倾向于聚集在一起。FeAl金属间化合物的杨氏模量和弹性常数会随着空位浓度的增加而下降,并且力学性能会发生从脆性到韧性的转变。随后根据化学势建立了 FeAl金属间化合物熔体团簇的Wulff结构模型,得到了在不同成分范围内熔体的团簇结构的变化趋势。提出了基于晶面族排列顺序的准静态生长模型,该模型忽略了整层原子的形成方式,着眼于层与层之间的相对位置与势垒等方面,得出FeAl金属间化合物原子团簇生长过程的一系列中间态。通过计算Al/Fe原子在最稳定的（100）表面的浓度变化趋势,以及模拟吸附在这两种表面上的最稳定原子层,初步验证了该模型的合理性。
刘刚刚[6]（2020）在《改进的分子相互作用体积模型在铁液和熔渣及熔锍中的应用研究》文中研究指明冶金熔体是参与火法冶金反应的物质,包括合金熔体、熔渣、熔锍和熔盐。研究熔体的活度对认识金属熔炼有重要理论指导意义。在钢铁冶炼过程中,由于磷硫对钢铁性能与结构极大的影响,因此含磷和硫的熔体热力学研究在脱硫和脱磷过程中占有重要地位。本文以改进的分子相互作用体积模型（M-MIVM）为基础,对钢铁冶炼生产过程所涉及的非金属合金熔体及复杂熔渣体系中的各组元热力学活度进行了拟合和预测。这些体系包括15个含碳二元系、15个含硅二元系、8个含磷二元系和6个含硫二元系,对它们的热力学活度总平均相对误差计算分别为16.89%、20.96%、14.55%和9.34%。基于M-MIVM在非金属（C、Si、P和S等）液态合金热力学二元中表现出的良好稳定性,取得满意效果,对C-Cr-Fe、C-Fe-Mn、C-Fe-Si、C-Mn-Si和C-Fe-Mn-Si等含碳体系预测,并和实验值比较,总平均相对误差为18.67%,其中对C-Cr-Fe体系中C组元的预测平均相对误差为59.55%（Wagner 120.5%、UIPF140.86%）;对Al-Fe-Si与Al-Ni-Si体系中的Al进行预测并和实验值比较,平均相对误差分别为1.09%和8.01%,结果基本吻合。在含磷体系Fe-Cr-P和Fe-Mn-P的预测中,体系Fe-Cr-P的平均相对误差分别为14.22%、21%和16.14%;Fe-Mn-P的平均相对误差分别为22.46%、15.06%和57.82%,说明M-MIVM在非金属组元磷的应用中是效果较差,有待改进。基于M-MIVM在强负偏差体系与不对称体系中的良好应用,将M-MIVM应用于熔渣活度计算中。通过对22个常规二元熔渣的验证性拟合,总平均相对误差为11.53%,效果较好。预测了MnO-FeO-SiO2中,组元MnO和FeO的预测值与实验值的平均相对误差分别为5.82%和0.97%;CaO-FeO-SiO2中,组元FeO和SiO2的预测值与实验值的平均相对误差分别为15.05%和176.53%;CaO-Al2O3-SiO2中,组元CaO和SiO2的预测值与实验值的平均相对误差分别为31.91%和96.66%;CaO-MgO-SiO2中组元CaO和SiO2的预测值与实验值的平均相对误差分别为36%和39%;CaO-MnO-SiO2中组元MnO的预测值与实验值的平均相对误差为24.8%;CaO-MnO-MgO-SiO2中组元MnO的预测值与实验值的平均相对误差为20.46%;CaO-FeO-MgO-SiO2中组元MgO的预测值与实验值的平均相对误差为65.57%;CaO-FeO-MgO-P2O5-SiO2中组元FeO的预测值与实验值的平均相对误差为33.28%。在此基础上,对5个含磷二元熔渣进行了拟合,得到五个二元系总的平均相对误差为7.95%,其中P2O5的总平均相对误差仅为7.02%,效果较好,据此直接预测了CaO-FeO-P2O5和CaO-MgO-P2O5两个含磷熔渣的组元活度,可以作为计算磷元素在渣—金分配系数间的分配系数的参考基础数据。基于M-MIVM在强负偏差体系与不对称体系中的良好应用,将M-MIVM应用于熔锍活度计算中。通过对9个二元熔锍的拟合,M-MIVM-1、M-MIVM-2和MIVM伪多元法的总平均相对误差分别为13.23%、14.18%和17.2%,效果较好。预测了Cu2S-FeS-PbS和Cu2S-FeS-SnS两个熔锍体系中的各组元活度,组元的预测值与实验值的总平均相对误差分别为12.53%、16.88%和18.17%。上述研究结果将为钢铁冶炼生产过程提供具有参考价值的热力学数据。
任忠鸣,雷作胜,李传军,玄伟东,钟云波,李喜[7]（2020）在《电磁冶金技术研究新进展》文中研究指明电磁冶金技术是高品质钢生产的必备手段。本文综述了近年来电磁冶金技术的发展,围绕连铸的全流程,包括中间包电磁净化钢液、水口控流、结晶器内电磁搅拌和电磁制动等磁场控制流场、电磁软接触结晶器连铸、电磁场调控凝固组织、电磁场下固态相变及组织控制在内各方面,阐述了电磁场作用的机理,分析了应用电磁场技术的原理和特点,在电磁场控制流场领域提出了多模式定制磁场的概念,以满足高品质钢连铸中复杂状态的要求。在静磁场控制凝固组织领域提出应用强磁场热电磁力的新原理,并指出电磁冶金技术的发展需结合大数据的人工智能以更好发挥作用。
陈卓[8]（2019）在《高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用》文中研究指明钛在改善和提高钢材性能方面具有显着优势,是许多钢种的重要合金元素,在钢中的应用日益广泛。但是,高钛合金钢连铸过程中易发生水口堵塞或结瘤、结晶器内结鱼等问题,它们是制约高钛合金钢连铸效率提升的重要因素。尤其是连铸保护渣的应用,在高钛合金钢连铸顺行和铸坯质量保障方面具有关键性作用。但是,传统高钛合金钢连铸保护渣的SiO2含量较高,结晶器内钢渣反应强烈,保护渣在浇铸过程中性能逐渐恶化,容易出现铸坯表面质量问题和粘结甚至漏钢等事故,迫使连铸生产过程降低拉速甚至中断浇铸。关于高钛钢连铸时结晶器内严重的结鱼现象,至今仍未找到消除高钛钢“结鱼”实现多炉连浇的有效方法。连铸保护渣技术诞生五十余年以来国内外虽进行了大量研究,但仍然不太清楚高钛钢连铸时结晶器内形成结鱼的机理,开发出的保护渣在高钛钢连铸生产应用中问题较多,实现多炉连浇难度依然很大。为解决上述问题以满足高钛钢大发展的需求,探索高钛合金钢连铸保护渣与钢水之间的作用机制,明确保护渣调控思路和目标,开发新的保护渣体系,在理论和实践上都具有重要的意义。本文从保护渣钢渣反应的热力学和动力学入手,探索结鱼的产生机理和条件,为寻找和优化高钛钢保护渣提供重要的理论依据和指导。针对传统高钛钢保护渣中SiO2参与钢渣反应导致熔渣性能恶化的问题,以消除结鱼为目的,论文研究了高钛钢钢渣反应的行为特征、反应前后保护渣性能的变化和保护渣中氧化剂的加入对钢渣反应影响及作用规律。首先,论文通过理论计算和实验研究,提出了高钛合金钢连铸结晶器内钢水中TiN促进铁素体形核析出这一结鱼形成的准确机理。即高钛合金钢水中的TiN和少量MgO、MgO·Al2O3等夹杂与铁素体晶格错配度小、晶格相似性强,极易成为核心促进铁素体凝固析出,由于铁素体中Fe含量高于高钛合金钢水,导致其液相线温度高于钢的液相线温度凝固形成结鱼,由于钢渣界面处结鱼物密度小于钢水大于熔渣,所以结鱼呈漂浮在结晶器钢渣之间的固态钢块或称为冷钢的形态。其次,采用热力学计算并通过实验验证的方法研究了不同氧化剂在保护渣中的作用机理。在高钛合金钢保护渣中加入氧化剂,可达到对上浮至结晶器钢渣界面TiN夹杂氧化的目的,切断产生结晶器内结鱼的根源。结果表明:1000℃1400℃时,纯物质Fe2O3、Cu2O、MnO2、Mn2O3和Mn3O4均可与TiN发生反应,SiO2则不与TiN发生反应。渣中氧化剂对TiN氧化作用由强到弱依次为:Mn2O3≈Fe2O3>Mn3O4>Cu2O;不同碱度的基础渣与钢水反应容易程度是:CaO-SiO2系>CaO-SiO2-Al2O3系>CaO-Al2O3系。熔渣中氧化剂Fe2O3和Cu2O被TiN还原为金属Fe和Cu;而MnO2、Mn2O3和Mn3O4在熔渣中被还原为低价态化合物,主要以Mn2+形式稳定存在,包含Li2Mn2O4、Mn2TiO4、MnAl2O4或MnO等一种或多种物相。综合评估不同氧化物在熔渣中的稳定性和氧化性,初步选取Mn2O3和Fe2O3作为氧化剂进行钢渣反应研究。基于氧化剂基础作用的理论探索和实验,研究了高钛合金钢中TiN、TiO2夹杂物和氧化剂Mn2O3、Fe2O3对保护渣基础性能的影响规律,获得了具有良好吸收含钛夹杂物能力且性能稳定的基础渣系。结果表明:TiN对CaO-SiO2渣的基础性能影响较大,这也是高钛钢连铸结晶器内随着TiN在CaO-SiO2渣中的聚集,熔渣性能逐渐恶化、结鱼中出现大量夹渣的主要原因;TiO2对CaO-Al2O3渣基础性能影响较大,TiO2>10wt%时渣中钙钛矿成为主要析出物相,不利于结晶器内坯壳的润滑作用,提高了粘结漏钢的风险;Mn2O3和Fe2O3均能有效降低熔渣的黏度;含有Fe2O3的CaO-SiO2-Al2O3渣和CaO-Al2O3渣与TiN反应后熔渣的熔点和凝固温度明显提高;含有Mn2O3的基础渣与TiN反应后,CaO-SiO2-Al2O3渣主要物相为NaF、CaF2和MnAl2O4等,熔渣的性能较CaO-Al2O3渣更加稳定。同时,针对连铸过程中高钛合金钢面临的结晶器内钢渣界面反应性问题,通过热力学计算、实验室渣-金接触实验以及工业现场试验,研究不同碱度保护渣基础渣系中SiO2、Na2O、B2O3、Fe2O3和Mn2O3等组分与钢水中易氧化元素[Al]、[Ti]和[TiN]的反应性,探究加入氧化剂后保护渣与钢水的竞争氧化反应规律,最终获得能够消除结晶器中TiN,并获得性能相对稳定的保护渣。研究结果表明:高钛合金钢渣-金界面的综合反应为吸热反应,但吸热量不足以使钢水凝固;当渣中不含Mn2O3时,TiN与渣中SiO2、B2O3和Fe2O3的反应为主要反应,Mn2O3的加入会改变渣中组分与TiN的反应顺序,使TiN与Mn2O3的反应为主要反应并增加TiN氧化率。钢渣反应后CaO-SiO2渣物相组成为钙钛矿、霞石和枪晶石相,结壳现象严重,加入Mn2O3后低熔点物相同比增加但结壳并未完全消除;CaO-SiO2-Al2O3渣熔化性能良好,但反应后的渣中依然存在TiN,加入Mn2O3后可优先氧化钢中TiN且当Mn2O3≤8wt%时能维持熔渣性能的稳定。工业实验结果表明:采用CaO-SiO2-Al2O3+5wt%Mn2O3渣浇铸825合金,液渣中未发现TiN,浇铸过程中保护渣熔点和黏度性能稳定。该渣熔化性能良好,消耗量正常,结晶器热流稳定,粘结报警频次减少,有利于提高连浇炉数,铸坯表面质量得到了大幅度提高,铸坯收得率较过去大生产用国外渣,即比传统CaO-SiO2渣系提高了约10%。
胡应燕[9]（2019）在《单分散铜基金属微球制备与凝固机理研究》文中研究指明单分散铜基金属微球作为一种提升工业综合实力的基础战略材料,被广泛应用于集成电路封装、增值材料等领域。微球粒径的均一性,圆球度是评价高质量微球的重要指标。基于此,本文搭建了金属微球制备装置,制备出不同体系的铜基金属微球,并对微球的微观结构与凝固参数进行了探讨,为开发高性能金属微球提供理论依据。本文主要研究内容如下:（1）搭建了金属微球制备装置,包括金属熔化系统、压电驱动系统、差压控制系统及微球收集系统等。该装置基于局域脉冲微孔扰动理论,采用压电驱动,结合坩埚内外压差,可准控制金属熔滴的大小;另一方面采用无容器凝固技术,有效避免了熔滴冷凝过程中的器壁污染及异质形核,从制备机理上确保微球粒径均一、圆球度高以及微观结构相同。（2）采用以上装置制备出粒径120.6～437.0μm的Cu微球,具有好的球形形貌和窄的尺寸分布。Cu微球粒径随着坩埚微孔孔径的增大而增加,当坩埚内外压差增大时,Cu微球的粒径也随之变大,坩埚内外压差的上限为0.8KPa,下限为0.29KPa。Cu微球粒径越大,冷却速率越小,熔体温度下降慢,晶粒尺寸增大。（3）制备出粒径70.6～334.0μm的Cu-20Sn微球,具有高的圆球度,窄的粒径分布,相组成为（Cu）相和β相两相,低温共析反应的γ相,δ相和ε相未被检测出,原因是相变反应温度低和弱热效应,冷却速率随着粒径的增大而减小,二次枝晶间距随着粒径的增大而增大。（4）制备出粒径为124.0～337.4μm的Sn-1.0Ag-0.5Cu合金微球,具备高的圆球度,窄的粒径分布,主要相组成均为初晶（β-Sn）相,二元共晶和三元共晶只在大粒径的微球中才能被明显检测出。随着微球粒径的增加,冷却速率逐渐减小,初晶（β-Sn）相的含量逐渐增多,原因是微球的粒径越大,冷却速率越小,共晶反应越不容易发生;二元共晶和三元共晶产物逐渐增多,原因是粒径越大,微球的冷却速率越小,二元共晶反应β-Sn→Cu6Sn5+β-Sn和三元共晶反应L（?）（β-Sn+η-Cu6Sn5+Ag3Sn）的反应时间增加。
贾鹏[10]（2019）在《铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控》文中研究指明本文研究了Sn–Bi合金液–液结构转变的本质、热力学及动力学特征;研究了液–液结构转变对Sn–Bi合金凝固历程和凝固结构的影响。研究了Cu–Sn合金原子团簇结构的成分依赖性。研究了稀土La的添加量对Al–Bi难混溶合金宏观偏析的影响。在二元合金液态结构转变及液相分离的基础上,进一步研究了Al–Bi–Sn三元难混溶合金的液–液相分离及凝固历程;研究了熔体过热处理对合金凝固结构的影响,研究了难混溶合金液相分离的动力学,研究了少数富Bi相液滴形貌的尺寸依赖性。研究了成分对Al–Bi–Sn难混溶合金凝固结构的影响。研究了合金成分、铜辊转速和熔体过热处理温度对Al–Bi–Sn合金条带的厚度、宽度、物相组成和微观结构的影响。具体研究内容如下:（1）采用电阻率法和DSC法研究了Sn50Bi50合金液–液结构转变（L-LST）的热力学及动力学特征。结果表明:Sn50Bi50合金的液–液结构转变属于一阶热力学相变,转变速率受温度及转化率的影响。液–液结构转变的本质是含残留Sn–Sn共价键原子团簇结构的重排及伴随的电子结构的变化。Kissinger、Ozawa和Doyle方法皆适用于液–液结构转变热力学的研究,并建立了利用比热容研究液–液结构转变热力学的策略。（2）通过利用高温熔体X射线衍射仪和高温原位霍尔效应仪等直接表征手段,以及电阻率、密度、黏度和热分析等间接表征手段,研究了Sn75Bi25合金液–液结构转变（L-LST）的本质、热力学和动力学特征。结果表明:Sn75Bi25合金在990–1068 K（升温过程）和865–945 K（降温过程）发生的一阶可逆的热力学相变。从原子或分子结构的角度来看,液–液结构转变的本质为共价键原子团簇的结构重排。液–液结构转变反映了熔体结构的质变。虽然液–液结构转变后,共价原子团簇的结构重排依然,但仅为熔体结构的量变过程。从电子结构的角度来看,液–液结构转变的本质是电子由局域态向拓展态的跃迁。该项工作建立了原子结构和电子结构相结合研究液–液结构转变的新策略,有助于从原子核电子层面揭示液–液结构转变的本质。研究了液–液结构转变对Sn75Bi25合金凝固行为和微观结构的影响,结果表明:合金经历了液–液结构转变具有较高的过冷度,最终导致共晶相体积分数增大,共晶相间距减小。（3）采用电阻率和黏度法研究了CuxSn100-x（x=0、10、20、33、40、50、60、75、80和100）合金?的熔体结构。实验发现:Cu75Sn25和Cu80Sn20合金熔体具有负的电阻率温度系数（TCR）,Cu75Sn25合金熔体具有最小的电阻率温度系数24μΩcm K-1。其它Cu–Sn合金熔体具有正的TCR。分析可知:Cu–Sn合金中存在Cu75Sn25原子团簇。在电阻率理论和质量守恒定律的基础上,建立了计算Cu75Sn25原子团簇含量的方法。结果表明:Cu75Sn25合金熔体具有最高含量的Cu75Sn25原子团簇和最高粘流活化能,这进一步证明了Cu–Sn合金中Cu75Sn25原子团簇的存在。该项工作建立了熔体结构与电阻率之间的定量关系,为熔体结构研究提供了参考和借鉴。（4）宏观偏析是匀质难混溶合金制备长期面临的挑战。为了解决这一难题,研究了稀土La对Al–25Bi难混溶合金重力偏析的影响。结果表明,添加La可以完全抑制Al–25Bi合金的重力偏析,形成匀质难混溶合金。匀质难混溶合金的形成机理为富Bi相液滴在原位析出的LaBi2相上异质形核,形成针状LaBi2@Bi复合相液滴,显着降低了富Bi相液滴聚并的概率,有效抑制了富Bi相液滴长大（异质形核效应）;。针状LaBi2@Bi复合相液滴在沉降的过程中,遇到的阻力较大,沉降速率较小（形状效应）。该项工作指出了复合相液滴形状对于匀质难混溶合金形成的重要影响,是匀质难混溶合金形成的主要原因,并指出LaBi2@Bi复合相液滴中LaBi2的体积分数显着影响合金的宏观偏析,为匀质难混溶合金的制备提供新的思路。（5）采用DSC法和原位电阻率法研究Al75Bi9Sn16难混溶合金的液–液相分离和凝固历程,确定熔体过热处理的工艺参数。利用X射线衍射仪和场发射扫描电子显微镜,研究熔体过热处理对Al–Bi–Sn难混溶合金相组成和凝固组织的影响,探究难混溶合金的凝固组织对熔体过热处理的敏感度,提出一种新的提高Al75Bi9Sn16难混溶合金核壳结构形成能力的策略。探究液–液相分离中液滴形貌的尺寸依赖性。结果表明:原位电阻率法是一种研究难混溶合金液–液相分离的有效方法。改进的电阻模型可以研究难混溶合金的液–液相分离动力学和计算少数液相的体积分数,揭示液相分离过程和建立难混溶合金的相图。液–液相分离过程分为三个阶段:984–1028 K（形核阶段）、925–984 K（扩散和布朗聚并阶段）和866–925 K（迁移聚并阶段）。熔体的过热处理可以促进Al75Bi9Sn16难混溶合金形成S2c–s（Sn–Bi,Al）核壳结构（富Sn–Bi相为核,富Al相为壳）。为核壳胶囊材料的制备,提供有益的参考。熔体过热处理通过增大凝固时间t0和降低平均凝固速率v和熔体的黏度η,促进S2c-s（Sn–Bi,Al）核壳结构的形成。液滴形貌具有较强的尺寸依赖性:当液滴凝固小于临界半径rc时,液滴易于恢复球形;当液滴凝固大于临界半径rc时,液滴持续发生变形,直至迁移至界面张力梯度?σ极小处附近,方可自发恢复为球形液滴。（6）研究了合金成分与Al100-x(Bi45Sn55)x（x=5、15、25和35）合金凝固结构的相关性,结果表明:随着Al含量的降低,少数相液滴的聚并程度增大,Sfh、Smc、S2c-s和S3c-s结构。聚并程度增大的原因如下:难混溶区的宽度增大（0–146 K）;少数相液滴的体积分数增大（8.91%–49.98%）;液–液相分离的时间增大（0–0.46 s）;凝固速率降低(10.2–4.6 mm s-1)。在铸态Al–Bi–Sn难混溶合金中存在核壳互换,较低熔点液滴的热点效应是造成较低熔点颗粒周围晶粒尺寸较大的原因。这项工作建立了合金组分与液滴碰撞概率之间的定量关系,揭示Al–Bi–Sn难混溶合金结构随成分演化的内在原因,为难混溶合金结构调控提供参考。（7）采用单辊旋淬技术制备Al85Bi6Sn9、Al75Bi9Sn16、Al60Bi14.4Sn25.6和Al45Bi19.8Sn35.2难混溶合金条带。研究了合金成分、铜辊转速和熔体过热处理温度对Al–Bi–Sn合金条带的厚度、宽度、物相组成和微观结构的影响。结果表明:Al–Bi–Sn合金带中存在（Al）、（Bi）和（Sn）固溶体相。当铜辊转速大于2000 rpm时,合金中有非晶相形成。随着Al含量的增大或熔体过热温度的下降,合金条带的厚度增大,宽度减小。随着铜辊转速的增大,富Sn–Bi相和富Al相的晶粒尺寸逐渐减小。虽然快速凝固可显着抑制合金的宏观偏析,但微观偏析依然存在。经1183 K熔体过热处理,Al75Bi9Sn16的晶粒尺寸最小。本项工作从热力学和动力学的角度分析了熔体热处理对Al–Bi–Sn合金条带微观结构的影响,晶粒尺寸和形貌的变化归因于迁移速率、凝固速率和液–液相分离时间（L-LPS）的差异。该项工作有助于理解成分和熔体处理对难混溶合金微观结构的影响。
二、金属熔体热力学模型的研究进展（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、金属熔体热力学模型的研究进展（论文提纲范文）
（1）Ce-Ga-Cu合金熔体的互扩散行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 扩散的基本概念及其分类 |
| 1.1.1 菲克第一定律 |
| 1.1.2 菲克第二定律 |
| 1.1.3 自扩散 |
| 1.1.4 互扩散 |
| 1.1.5 达肯方程 |
| 1.2 金属熔体扩散行为的研究现状 |
| 1.2.1 一般合金熔体扩散行为的研究现状 |
| 1.2.2 非晶合金熔体扩散行为的研究现状 |
| 1.3 Ce基非晶合金及其熔体的扩散行为 |
| 1.3.1 Ce-基非晶合金 |
| 1.3.2 Ce-基金属熔体中原子的扩散行为研究概述 |
| 1.4 本文的研究内容及意义 |
| 1.4.1 本文主要研究内容 |
| 1.4.2 本文的研究意义 |
| 第二章 金属熔体的扩散理论及其测量方法 |
| 2.1 金属熔体的扩散理论 |
| 2.1.1 Arrhenius关系 |
| 2.1.2 VFT方程 |
| 2.1.3 Stokes-Einstein方程 |
| 2.1.4 Mode-Coupling Theory(MCT)理论 |
| 2.2 金属熔体扩散系数的测量方法 |
| 2.2.1 长毛细管法 |
| 2.2.2 长毛细管-熔池法 |
| 2.2.3 准弹性中子散射 |
| 2.2.4 旋切单元法 |
| 2.2.5 X-射线成像技术(XRR) |
| 2.2.6 滑动剪切技术 |
| 2.2.7 多层平动剪切技术 |
| 第三章 实验方案及测量方法 |
| 3.1 实验方案的概述 |
| 3.2 金属熔体扩散样品的制备 |
| 3.2.1 金属熔体扩散偶样品母材的制备 |
| 3.2.2 金属熔体合金样品的熔炼和吸铸 |
| 3.2.3 合金样品的DSC实验 |
| 3.3 多层平动剪切技术实验的详细流程 |
| 3.3.1 多层平动剪切技术所使用的实验设备 |
| 3.3.2 多层平动剪切实验样品的制备与装配 |
| 3.3.3 多层平动剪切实验的预热升温阶段 |
| 3.3.4 多层平动剪切实验的等温扩散阶段 |
| 3.3.5 多层平动剪切实验的冷却阶段 |
| 3.4 金属熔体扩散样品成分的分析测试 |
| 第四章 Ce_(80)Ga_(20)和Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的扩散行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 二元合金熔体互扩散的基本理论 |
| 4.3 Ce_(80)Ga_(20)和Ce_(80)Cu_(20)合金熔体互扩散实验研究 |
| 4.3.1 扩散样品的DSC实验结果 |
| 4.3.2 Ce_(80)Ga_(20)和Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的互扩散实验 |
| 4.3.3 Ce_(80)Ga_(20)合金熔体的互扩散实验结果 |
| 4.3.4 Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的互扩散实验结果 |
| 4.3.5 Ce_(80)Ga_(20)和Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的互扩散系数汇总 |
| 4.4 Ce_(80)Ga_(20)和Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的热力学参数计算 |
| 4.5 Ce_(80)Cu_(20)合金熔体的自扩散和互扩散的关系 |
| 4.6 Ce基二元合金熔体互扩散系数的对比分析 |
| 4.7 第一性原理计算研究合金熔体的自扩散行为 |
| 4.7.1 第一性原理计算的简述 |
| 4.7.2 第一性原理计算结果 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 Ce_(70)Ga_(10)Cu_(20)非晶合金熔体的扩散行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三元合金互扩散系数的分析方法 |
| 5.2.1 扩散路径法 |
| 5.2.2 平方根扩散系数法 |
| 5.2.3 卡方拟合法 |
| 5.2.4 全局优化算法 |
| 5.3 Ce_(70)Ga_(10)Cu_(20)非晶合金熔体的互扩散实验结果 |
| 5.3.1 扩散样品的DSC测试结果 |
| 5.3.2 Ce_(70)Ga_(10)Cu_(20)扩散偶在不同温度下的扩散浓度谱 |
| 5.4 Ce_(70)Ga_(10)Cu_(20)三元合金熔体互扩散系数的分析与讨论 |
| 5.4.1 以Ga原子为溶剂求解三元合金互扩散系数 |
| 5.4.3 以Cu原子为溶剂求解三元合金互扩散系数 |
| 5.4.4 Ce-Ga、Ce-Cu以及Ce-Ga-Cu合金熔体的互扩散对比 |
| 5.5 三元Darken公式 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间参加的学术活动及成果情况 |
（2）Ce-Al-Ni合金熔体的互扩散行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 金属熔体扩散概述 |
| 1.2 菲克定律 |
| 1.2.1 菲克第一定律 |
| 1.2.2 菲克第二定律 |
| 1.3 扩散系数及其测量方法 |
| 1.3.1 自扩散及其测量方法 |
| 1.3.2 互扩散及其测量方法 |
| 1.4 金属熔体的结构 |
| 1.5 金属熔体扩散理论 |
| 1.5.1 硬球模型 |
| 1.5.2 Mode-Coupling Theory(MCT)理论 |
| 1.5.3 经验公式 |
| 1.6 本文的研究内容及意义 |
| 1.6.1 本文的主要研究内容 |
| 1.6.2 本文的研究意义 |
| 第二章 实验方案及测试方法 |
| 2.1 实验概述 |
| 2.2 扩散偶样品的制备 |
| 2.2.1 扩散偶样品合金母材的制备 |
| 2.2.2 合金母材的熔炼、扩散偶样品吸铸 |
| 第三章 多层平动剪切技术 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多层平动剪切技术相关设备 |
| 3.3 互扩散实验样品的装配 |
| 3.4 多层平动剪切扩散实验 |
| 3.5 扩散偶样品浓度谱分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Ce_(80)Al_(20)与Ce_(80)Ni_（20）二元合金熔体扩散行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 二元合金熔体互扩散基本理论 |
| 4.3 Ce基二元合金熔体互扩散结果 |
| 4.3.1 Ce-Al合金熔体的互扩散结果 |
| 4.3.2 Ce-Al第一性原理计算结果 |
| 4.3.3 Ce-Ni合金熔体互扩散结果 |
| 4.3.4 Ce基二元合金熔体互扩散 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Ce-Al-Ni三元合金熔体互扩散行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三元合金体系互扩散分析方法 |
| 5.2.1 扩散路径法 |
| 5.2.2 平方根系数法 |
| 5.2.3 全局优化算法 |
| 5.3 Ce-Al-Ni三元合金熔体互扩散结果 |
| 5.4 Ce-Al-Ni第一性原理分子动力学模拟计算结果 |
| 5.5 结果与讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 本文主要的实验内容 |
| 6.2 主要结果与讨论 |
| 6.3 存在问题与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的学术活动及成果情况 |
（3）电渣重熔大型IN718镍基合金铸锭合金元素氧化控制的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镍基高温合金的冶炼工艺 |
| 2.1.1 真空感应熔炼 |
| 2.1.2 真空自耗熔炼 |
| 2.1.3 电渣重熔 |
| 2.2 电渣重熔冶炼镍基合金需要解决的问题 |
| 2.2.1 镍基合金易氧化元素烧损控制 |
| 2.2.2 电渣重熔镍基合金气体杂质元素控制 |
| 2.3 国内外研究进展 |
| 2.3.1 电渣重熔过程易氧化元素烧损的研究进展 |
| 2.3.2 电渣重熔镍基合金过程脱硫的研究进展 |
| 2.3.3 电渣重熔渣系设计的研究进展 |
| 2.3.4 电渣重熔新技术的发展 |
| 2.4 课题研究背景及意义 |
| 2.5 研究内容 |
| 2.6 创新点 |
| 3 Ni-Al-Ti熔体热力学性质 |
| 3.1 Al-Ti熔体热力学性质 |
| 3.1.1 热力学模型假设条件 |
| 3.1.2 Al-Ti二元熔体中结构单元的质量作用浓度 |
| 3.1.3 Al-Ti二元系熔体中各分子的平衡常数计算 |
| 3.1.4 Al-Ti二元熔体溶解吉布斯自由能和过剩性质的确定 |
| 3.2 Ni-Ti熔体热力学性质 |
| 3.3 Ni-Al熔体热力学性质 |
| 3.4 Ni-Al-Ti熔体热力学性质 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Ni-Al-Ti熔体热物理性质 |
| 4.1 合金熔体粘度和表面张力的预报模型 |
| 4.1.1 粘度预报模型 |
| 4.1.2 表面张力预报模型 |
| 4.2 Ni-Al、Ni-Ti、Al-Ti和Ni-Al-Ti三元熔体的粘度 |
| 4.3 Ni-Al、Ni-Ti、Al-Ti和Ni-Al-Ti三元熔体的表面张力 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Inconel 718合金Al、Ti元素氧化热力学分析 |
| 5.1 CaF_2-CaO-Al_2O_3-MgO-TiO_2渣系 |
| 5.1.1 不同温度下炉渣组成对平衡Al含量的影响 |
| 5.1.2 不同温度下炉渣组成对平衡Ti含量的影响 |
| 5.1.3 不同温度下合金中Ti含量对平衡Al含量的影响 |
| 5.1.4 不同温度下合金中Al含量对平衡Ti含量的影响 |
| 5.2 CaO-SiO_2-MgO-FeO-Al_2O_3-TiO_2-CaF_2渣系 |
| 5.2.1 渣系中各结构单元或离子对质量作用浓度的热力学模型 |
| 5.2.2 Inconel 718合金中Al和Ti的氧化顺序 |
| 5.2.3 渣系中各组元活度与成分的关系 |
| 5.2.4 渣系中各组元活度比与成分的关系 |
| 5.2.5 合金中平衡Al含量与炉渣成分与温度的关系 |
| 5.2.6 合金中Ti的氧化反应与炉渣成分与温度的关系 |
| 5.3 温度对合金元素氧化的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Inconel 718合金Al、Ti元素氧化动力学分析 |
| 6.1 实验方案设计 |
| 6.2 实验方案设计依据 |
| 6.2.1 合金与炉渣的均匀性 |
| 6.2.2 CaF_2-CaO-Al_2O_3-MgO-TiO_2炉渣的流动性 |
| 6.2.3 CaF_2-CaO-Al_2O_3-MgO-TiO_2炉渣融化时间的确定 |
| 6.2.4 CaF_2-CaO-Al_2O_3-MgO-TiO_2炉渣碳容量 |
| 6.3 动力学模型建立 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 Inconel 718合金气体杂质脱除 |
| 7.1 |
| 7.1.1 实验样品制备 |
| 7.1.2 实验过程 |
| 7.2 脱硫质量传输模型建立 |
| 7.3 渣中CaO、CaF_2和MgO含量变化对合金中氧含量的影响 |
| 7.4 渣中CaO、CaF_2和MgO含量变化对合金中硫含量的影响 |
| 7.5 渣中TiO_2含量变化对合金中硫含量的影响 |
| 7.6 合金中Al和Ti含量变化对脱氧和脱硫的影响 |
| 7.7 温度变化对合金中硫含量的影响 |
| 7.8 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镁合金概述 |
| 2.2 镁合金分类 |
| 2.3 镁合金的应用 |
| 2.4 增材制造技术 |
| 2.4.1 增材制造技术特点 |
| 2.4.2 选择性激光熔化技术 |
| 2.5 选择性激光熔化镁合金的研究进展 |
| 2.5.1 选择性激光熔化技术成型质量研究进展 |
| 2.5.2 选择性激光熔化镁合金相对密度的研究进展 |
| 2.5.3 选择性激光熔化成型显微硬度的研究进展 |
| 2.5.4 选择性激光熔化镁合金力学性能的研究进展 |
| 2.5.5 选择性激光熔化成型显微结构的研究进展 |
| 2.6 选择性激光熔化镁合金强化机理研究进展 |
| 2.6.1 选择性激光熔化镁合金合金化的研究进展 |
| 2.6.2 选择性激光熔化镁合金热处理的研究进展 |
| 2.7 选择性激光熔化技术关键问题 |
| 2.7.1 氧化问题 |
| 2.7.2 球化现象 |
| 2.7.3 尺寸精度 |
| 2.8 文献综述总结 |
| 2.9 研究内容 |
| 2.10 技术路线 |
| 3 选择性激光熔化成型AZ61镁合金工艺参数研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验内容及设备 |
| 3.3 选择性激光熔化AZ61镁合金成型质量影响因素探究 |
| 3.3.1 基板对成型的影响 |
| 3.3.2 工艺参数选取 |
| 3.3.3 扫描速度对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.3.4 扫描间距对SLM AZ61镁合金成型质量的影响 |
| 3.4 工艺参数与能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.1 工艺参数对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.4.2 能量密度对SLM AZ61镁合金成型质量影响机理 |
| 3.5 熔池球化与铺展凝固动力学模型 |
| 3.5.1 球化润湿性分析 |
| 3.5.2 液体圆柱体不稳定性分析 |
| 3.5.3 金属液滴完全铺展凝固动力学模型 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 选择性激光熔化成型AZ61镁合金组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验内容及设备 |
| 4.3 选择性激光熔化对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.1 扫描速度对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.3.2 扫描间距对SLM AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 4.4 选择性激光熔化对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 4.4.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的相组成 |
| 4.4.2 选择性激光熔化AZ61镁合金凝固路径 |
| 4.4.3 选择性激光熔化对AZ61固溶及相对密度的影响 |
| 4.4.4 相组成对SLM AZ61镁合金表面粗糙度的影响 |
| 4.5 选择性激光熔化对AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 4.5.1 选择性激光熔化AZ61镁合金的组织演变规律 |
| 4.5.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 4.6 选择性激光熔化对AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 4.6.1 选择性激光熔化对AZ61镁合金强度的影响 |
| 4.6.2 选择性激光熔化对AZ61镁合金塑性的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 选择性激光熔化AZ61镁合金热等静压工艺与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验内容及设备 |
| 5.3 热等静压工艺(HIP)参数选取 |
| 5.4 热等静压下SLM AZ61镁合金显微组织与演变规律 |
| 5.4.1 热等静压工艺对AZ61镁合金相组成的影响 |
| 5.4.2 热等静压下AZ61镁合金的显微组织演变规律 |
| 5.4.3 热等静压工艺对AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 5.4.4 热等静压工艺对AZ61镁合金相对密度的影响 |
| 5.5 热等静压对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 5.5.1 热等静压对SLM AZ61镁合金显微硬度的影响 |
| 5.5.2 热等静压对SLM AZ61镁合金拉伸性能的影响 |
| 5.5.3 热等静压对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 5.5.4 SLM AZ61镁合金的强化机理分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 选择性激光熔化AZ61镁合金热处理工艺研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验内容及设备 |
| 6.3 热处理制度对SLM AZ61镁合金的影响 |
| 6.4 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织及晶粒尺寸的影响 |
| 6.4.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金显微组织的影响 |
| 6.4.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金晶粒尺寸的影响 |
| 6.5 固溶热处理对SLM AZ61镁合金力学性能的影响 |
| 6.5.1 固溶热处理对SLM AZ61镁合金拉伸性能影响 |
| 6.5.2 固溶热处理对SLM AZ61镁合金断口形貌的影响 |
| 6.6 最佳固溶制度下SLM AZ61镁合金中第二相分解动力学 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 基于QGA-SVR预测模型优化SLM AZ61的工艺参数 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 SLM AZ61镁合金工艺参数选取与实验 |
| 7.2.1 工艺参数分析 |
| 7.2.2 工艺参数选取 |
| 7.2.3 正交实验设计 |
| 7.2.4 实验结果 |
| 7.3 SLM AZ61镁合金表面粗糙度预测模型性能初步对比 |
| 7.4 基于QGA-SVR建立SLM AZ61表面粗糙度预测模型及优化 |
| 7.4.1 支持向量机工作原理 |
| 7.4.2 量子遗传算法工作原理 |
| 7.5 QGA-SVR预测模型建立 |
| 7.5.1 算法策略选择 |
| 7.5.2 表面粗糙度预测结果 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 选择性激光熔化AZ61镁合金工程应用设计与成型研究 |
| 8.1 零件成型及建模 |
| 8.2 加工方式对比 |
| 8.3 效益分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 9.3 下一步工作内容及展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）纯金属及二元合金熔体团簇结构的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的主要创新点 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 金属熔体的物理性质 |
| 1.3 金属熔体结构的研究进展 |
| 1.3.1 描述熔体结构的几何模型的发展历程 |
| 1.3.2 熔体结构的相关性研究 |
| 1.4 研究金属熔体结构的常用方法及进展 |
| 1.4.1 高温X射线衍射技术 |
| 1.4.2 中子散射技术 |
| 1.4.3 X射线精细吸收结构 |
| 1.4.4 分子动力学和第一性原理分子动力学模拟 |
| 1.4.5 蒙特卡洛模拟 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 1.6 参考文献 |
| 第2章 研究方法 |
| 2.1 理论计算 |
| 2.1.1 理论计算原理 |
| 2.1.2 理论计算的方法 |
| 2.1.3 模拟计算的参数 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 液态结构表征方法 |
| 2.2.3 液态结构分析方法 |
| 2.3 参考文献 |
| 第3章 纯金属熔体结构的Wulf团簇模型构建 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 研究方案 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 理论方案 |
| 3.3 纯金属Al和Cu的团簇模型建立与验证 |
| 3.3.1 X射线衍射结果与分析 |
| 3.3.2 团簇模型的建立与验证 |
| 3.4 小结 |
| 3.5 参考文献 |
| 第4章 Wulff团簇模型在二元匀晶合金熔体的应用和实验验证 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 研究方案 |
| 4.3 Cu-Ni合金的结果与讨论 |
| 4.3.1 Cu-Ni合金的高温X射线衍射结果 |
| 4.3.2 Cu-Ni合金团簇模型的建立和验证 |
| 4.4 Ag-Au合金的结果与讨论 |
| 4.4.1 Ag-Au合金的高温X射线衍射结果 |
| 4.4.2 Ag-Au合金团簇模型的建立与验证 |
| 4.5 小结 |
| 4.6 参考文献 |
| 第5章 Wulff团簇模型在二元共晶合金熔体的应用和实验验证 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 研究方案 |
| 5.3 Ag-Cu合金的结果与讨论 |
| 5.3.1 Ag-Cu合金的高温X射线衍射结果 |
| 5.3.2 Ag-Cu的团簇模型的建立与验证 |
| 5.4 Al-Si合金的结果与讨论 |
| 5.4.1 Al-Si合金的高温X射线衍射结果 |
| 5.4.2 Al-Si合金的团簇模型的建立与验证 |
| 5.5 小结 |
| 5.6 参考文献 |
| 第6章 团簇模型的应用拓展—FeAl的准静态生长模型 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 空位缺陷对FeAl金属间化合物力学性能的影响 |
| 6.2.1 理论计算 |
| 6.2.2 结果分析 |
| 6.3 FeAl金属间化合物的准静态生长模型 |
| 6.3.1 研究方案 |
| 6.3.2 化学势与金属间化合物团簇结构的关系 |
| 6.3.3 准静态生长模型的建立与验证 |
| 6.4 小结 |
| 6.5 参考文献 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 不足与展望 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录(Ⅰ): 攻读博士学位期间发表论文 |
| 附录(Ⅱ): 攻读博士学位期间学术会议 |
| 附录(Ⅲ): 攻读博士学位期间参与项目 |
| 附录(Ⅳ): 攻读博士学位期间的获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）改进的分子相互作用体积模型在铁液和熔渣及熔锍中的应用研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 铁矿资源的分布 |
| 1.2 硫铁矿 |
| 1.3 磷铁矿分布及脱磷反应 |
| 1.3.1 磷铁矿分布及现状 |
| 1.3.2 磷对钢铁性能的影响 |
| 1.3.3 脱磷方式 |
| 1.3.4 脱磷热力学 |
| 1.4 液态合金热力学模型的研究进展 |
| 1.4.1 局部组成型方程 |
| 1.4.2 幂级数表达式 |
| 1.4.3 相互作用参数模型 |
| 1.4.4 几何模型 |
| 1.4.5 共存理论模型 |
| 1.4.6 Miedema模型 |
| 1.5 本课题研究的意义和内容 |
| 第二章 M-MIVM在钢铁冶炼过程合金熔体中的应用 |
| 2.1 模型参数的获取 |
| 2.1.1 MIVM参数的获取 |
| 2.1.2 M-MIVM参数的获取 |
| 2.1.3 WIPF和UIPF参数的获取 |
| 2.1.4 Wilson方程参数的获取 |
| 2.1.5 NRTL方程参数的获取 |
| 2.2 计算结果与预测分析 |
| 2.2.1 Fe-Mn-C系 |
| 2.2.2 C-Cr-Fe系 |
| 2.2.3 Al-Ni-Si系和Al-Fe-Si系 |
| 2.2.4 Fe-Cr-P系和Fe-Mn-P系 |
| 2.2.5 Fe-Ni-Cr系和Fe-Co-Ni系 |
| 2.2.6 C-Fe-Si系 |
| 2.2.7 C-Mn-Si系 |
| 2.2.8 Cu-Fe-S系 |
| 2.2.9 C-Fe-Mn-Si系 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 M-MIVM在含磷炉渣活度的预测研究 |
| 3.1 熔渣热力学模型 |
| 3.1.1 完全离子溶液模型 |
| 3.1.2 正规离子溶液模型 |
| 3.1.3 亚正规溶液模型 |
| 3.1.4 作为凝聚电子相的熔渣组分活度模型 |
| 3.1.5 离子反应平衡熵模型 |
| 3.1.6 准化学平衡模型 |
| 3.1.7 MIVM伪多元法 |
| 3.1.8 改进的准正规溶液模型表达式 |
| 3.2 常规二元熔渣的验证 |
| 3.3 常规多元熔渣体系的预测性验证 |
| 3.3.1 CaO-FeO-SiO_2 |
| 3.3.2 CaO-Al_2O_3-SiO_2 |
| 3.3.3 MnO-FeO-SiO_2 |
| 3.3.4 FeO-MnO-TiO_2 |
| 3.3.5 CaO-MnO-SiO_2 |
| 3.3.6 CaO-MnO-MgO-SiO_2 |
| 3.3.7 Al_2O_3-FeO-MnO-SiO_2 |
| 3.3.8 CaO-FeO-MgO-SiO_2 |
| 3.3.9 其它熔渣系 |
| 3.4 含磷二元熔渣的拟合 |
| 3.5 磷多元熔渣CaO-FeO-MgO-P_2O_5-SiO_2的预测 |
| 3.6 CaO-FeO-P_2O_5的预测 |
| 3.7 FeO-MgO-P_O_5的预测 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 M-MIVM在熔锍中的应用研究 |
| 4.1 二元熔锍的活度计算 |
| 4.2 预测三元熔锍的热力学活度 |
| 4.2.1 Cu_2S-FeS-SnS |
| 4.2.2 Cu_2S-FeS-PbS |
| 4.3 结论 |
| 第五章 结论和展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 附录A 计算所使用的MATLAB部分程序 |
| 附录B 部分三元液态合金的预测数据 |
| 附录C 研究生阶段取得的科研成果 |
（7）电磁冶金技术研究新进展（论文提纲范文）
| 1 电磁净化金属液技术 |
| 1.1 电磁净化金属液基本原理 |
| 1.2 中间包电磁净化钢液技术 |
| 1.3 磁场增强电渣重熔技术 |
| 2 连铸结晶器内流场电磁控制技术 |
| 2.1 电磁场控制连铸水口中钢液流动技术 |
| 2.1.1 钢包电磁感应出钢技术 |
| 2.1.2 电磁旋流水口技术 |
| 2.2 软接触电磁连铸技术 |
| 2.3 板坯连铸结晶器电磁控流技术 |
| 2.3.1 电磁制动技术研究 |
| 2.3.2 电磁搅拌技术研究 |
| 2.4 钢连铸电磁搅拌+末端压下的工艺优化研究 |
| 3 电磁场控制凝固技术 |
| 3.1 强静磁场对熔体凝固过冷度的影响 |
| 3.2 静磁场在合金凝固中诱生的热电磁力及其对凝固组织的影响 |
| 3.3 静磁场下凝固组织CET转变 |
| 3.4 静磁场对GCr15轴承钢凝固组织的影响 |
| 4 电磁场影响固态相变 |
| 5 结语与展望 |
（8）高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛在含钛钢中的作用 |
| 1.1.1 钛微合金化的作用 |
| 1.1.2 钛在特殊钢中的作用 |
| 1.2 高钛合金钢生产过程中常见夹杂物类型 |
| 1.2.1 TiN夹杂物 |
| 1.2.2 Ti和Al竞争氧化产生的夹杂物 |
| 1.3 高钛合金钢连铸过程中存在的主要问题 |
| 1.4 高钛合金钢连铸保护渣研究现状 |
| 1.4.1 保护渣的主要功能与作用 |
| 1.4.2 保护渣与钢水反应性研究现状 |
| 1.4.3 结晶器内结鱼产生机理及存在的问题 |
| 1.4.4 高钛合金钢保护渣组成性能关系及其使用中的问题 |
| 1.5 课题的研究内容及创新点 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究创新点 |
| 2 高钛合金钢结晶器内结鱼的机理研究 |
| 2.1 夹杂物生成量的热力学计算 |
| 2.1.1 TiN生成量的热力学计算 |
| 2.1.2 含钛氧化物生成量的热力学计算 |
| 2.2 高钛合金钢熔体密度的计算 |
| 2.2.1 准化学溶液模型 |
| 2.2.2 液态金属熔体摩尔体积实验数据的综合评价和优化 |
| 2.3 结鱼物的物理性质 |
| 2.4 高钛合金钢基体和结鱼物物相的对比分析 |
| 2.4.1 321不锈钢及结鱼的物相分析 |
| 2.4.2 825合金及结鱼物物相分析 |
| 2.4.3 结鱼物钢渣界面特性 |
| 2.5 错配度计算 |
| 2.6 TiN对促进结鱼的实验验证 |
| 2.7 结鱼新机理的阐述 |
| 2.8 小结 |
| 3 氧化剂在保护渣中的作用机理及实验研究 |
| 3.1 氧化剂相关热力学计算 |
| 3.1.1 纯氧化剂与TiN平衡反应热力学计算 |
| 3.1.2 基础渣系与TiN的反应性 |
| 3.1.3 渣中外加氧化剂的氧化性对比 |
| 3.1.4 钢-渣界面的反应性 |
| 3.2 纯氧化剂与TiN反应性的实验研究 |
| 3.2.1 纯氧化剂与TiN反应程度的实验研究 |
| 3.2.2 纯氧化剂与TiN反应速率实验研究 |
| 3.3 含有氧化剂的保护渣与TiN反应实验研究 |
| 3.4 小结 |
| 4 高钛合金钢保护渣基础性能的研究 |
| 4.1 主要实验设备及方法 |
| 4.1.1 旋转黏度计 |
| 4.1.2 半球点熔点仪 |
| 4.1.3 实验设计原则和思路 |
| 4.2 保护渣性能测试结果及分析 |
| 4.2.1 TiN对保护渣性能的影响 |
| 4.2.2 TiO_2对保护渣性能影响 |
| 4.2.3 氧化剂对保护渣性能的影响 |
| 4.2.4 氧化剂和TiN共同作用对保护渣性能的影响 |
| 4.3 小结 |
| 5 高钛合金钢钢-渣反应特性研究 |
| 5.1 基础渣与钢水反应性的热力学计算 |
| 5.1.1 321不锈钢钢渣反应性热力学计算 |
| 5.1.2 825合金的钢渣反应热力学计算 |
| 5.2 钢渣反应性的实验研究 |
| 5.2.1 实验方案设计 |
| 5.2.2 钢渣反应前后保护渣物相分析 |
| 5.2.3 钢渣反应对保护渣成分及性能的影响规律 |
| 5.2.4 钢渣反应吸放热的热力学模型 |
| 5.3 小结 |
| 6 工业现场试验 |
| 6.1 第一次现场试验 |
| 6.2 第二次现场试验 |
| 6.3 第三次现场试验 |
| 6.4 小结 |
| 7 结论和展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 未来展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A 作者在攻读博士学位期间发表的论文和获得的专利 |
| B 作者在攻读博士学位期间参加的国内外学术交流 |
| C 学位论文数据集 |
| 致谢 |
（9）单分散铜基金属微球制备与凝固机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属微球应用 |
| 1.2.1 金属粉末注射成型 |
| 1.2.2 集成电路封装 |
| 1.2.3 增材制造 |
| 1.2.4 其它应用 |
| 1.3 金属微球制备技术发展现状 |
| 1.3.1 雾化法 |
| 1.3.2 切丝/打孔重熔法 |
| 1.3.3 均匀液滴喷射法 |
| 1.3.4 射流断裂法 |
| 1.4 液—固界面润湿性能研究 |
| 1.4.1 液-固界面的润湿、不润湿现象 |
| 1.4.2 液—固界面基本理论 |
| 1.5 金属液滴快速凝固研究 |
| 1.5.1 无容器凝固 |
| 1.5.2 无容器凝固技术进展 |
| 1.6 本论文的选题意义和内容安排 |
| 1.6.1 选题依据 |
| 1.6.2 研究目的 |
| 1.6.3 研究内容 |
| 第二章 实验材料及表征方法 |
| 2.1 实验材料及仪器 |
| 2.1.1 实验原料及厂家 |
| 2.1.2 实验仪器及厂家 |
| 2.2 分析表征 |
| 2.2.1 扫描电子显微镜 |
| 2.2.2 X射线衍射仪 |
| 2.2.3 光学金相显微镜 |
| 2.2.4 圆球度分析仪 |
| 2.2.5 差热分析仪 |
| 第三章 金属微球制备装置试制 |
| 3.1 整体研究方案 |
| 3.2 金属微球制备装置 |
| 3.2.1 设计核心与难点 |
| 3.2.2 主要结构组成 |
| 3.3 金属微球制备工艺 |
| 3.3.1 样品的高温熔炼 |
| 3.3.2 液-固界面润湿性能测试 |
| 3.3.3 Cu基合金微球制备 |
| 3.4 凝固机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cu微球制备与凝固机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 金属微球制备装置参数对Cu微球粒径的影响 |
| 4.2.1 不同坩埚基板—金属Cu的润湿性能 |
| 4.2.2 坩埚微孔孔径对Cu微球粒径影响 |
| 4.2.3 坩埚内外压差对Cu微球粒径影响 |
| 4.3 Cu微球性能表征及凝固机理分析 |
| 4.3.1 Cu微球微观结构与性能表征 |
| 4.3.2 Cu微球的凝固机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 Cu-Sn微球制备与凝固机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 金属微球制备装置中坩埚材质的研究 |
| 5.3 Cu-20Sn微球性能表征及凝固机理分析 |
| 5.3.1 Cu-20Sn微球微观结构与性能表征 |
| 5.3.2 Cu-20Sn微球的凝固机理分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Sn-Ag-Cu微球制备与凝固机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 金属微球制备装置中坩埚材质的研究 |
| 6.3 Sn-1.0Ag-0.5Cu合金微球性能表征及凝固 |
| 6.3.1 Sn-1.0Ag-0.5Cu微球的微观结构与性能 |
| 6.3.2 Sn-1.0Ag-0.5Cu微球的凝固机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 研究总结 |
| 7.2 主要的创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简介及在学期间科研成果 |
（10）铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 难混溶合金的概述 |
| 1.2.1 难混溶合金的概念 |
| 1.2.2 难混溶合金的凝固特性 |
| 1.2.3 难混溶合金液–液相分离过程 |
| 1.3 难混溶合金的研究现状 |
| 1.3.1 外场对难混溶合金凝固组织的影响 |
| 1.3.1.1 微重力条件下组织形成机理的研究 |
| 1.3.1.2 超声波照射条件下对难混溶合金微观结构的影响 |
| 1.3.1.3 声悬浮对难混溶合金无容器凝固的影响 |
| 1.3.2 有关难混溶合金的其它研究现状 |
| 1.3.3 匀质难混溶合金的制备方法 |
| 1.3.3.1 粉末冶金法 |
| 1.3.3.2 搅拌铸造法 |
| 1.3.3.3 定向凝固法 |
| 1.3.3.4 快速凝固法 |
| 1.3.3.5 添加剂改性法 |
| 1.4 熔体结构的研究方法及模型 |
| 1.4.1 熔体结构的研究方法 |
| 1.4.1.1 直接测试 |
| 1.4.1.2 物性测试 |
| 1.4.1.3 计算机模拟 |
| 1.4.2 熔体结构模型 |
| 1.4.2.1 无规密堆硬球模型 |
| 1.4.2.2 晶体缺陷模型 |
| 1.5 熔体的物理性质 |
| 1.5.1 电阻率 |
| 1.5.2 黏度 |
| 1.6 本文研究意义及研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验原料、仪器及表征方法 |
| 2.1 主要实验原料 |
| 2.2 主要仪器设备及表征方法 |
| 第三章 Sn–Bi合金和Cu–Sn合金的熔体结构研究 |
| 第一节 Sn50Bi50 合金液–液结构转变的热力学及动力学 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.1.2.1 电阻率的测量 |
| 3.1.2.2 DSC曲线的测定及数据分析方法 |
| 3.1.3 结果和讨论 |
| 3.1.3.1 液–液结构转变的本质 |
| 3.1.3.2 液–液结构转变的热力学及动力学特征 |
| 3.1.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第二节 Sn75Bi25 合金液–液结构转变对其凝固过程及微观结构的影响 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 实验方法 |
| 3.2.2.1 凝固实验 |
| 3.2.2.2 熔体物理性质的表征 |
| 3.2.2.2.1 电阻率测量 |
| 3.2.2.2.2 密度测量 |
| 3.2.2.2.3 黏度测量 |
| 3.2.2.2.4 差示扫描量热分析 |
| 3.2.2.2.5 电子浓度的测量 |
| 3.2.2.3 熔体结构的表征 |
| 3.2.2.4 凝固结构表征 |
| 3.2.3 结果和讨论 |
| 3.2.3.1 电阻率的温度依赖性 |
| 3.2.3.2 DSC曲线 |
| 3.2.3.3 密度的温度依赖性 |
| 3.2.3.4 黏度的温度依赖性 |
| 3.2.3.5 液态合金的原子结构 |
| 3.2.3.6 电子浓度的温度依赖性 |
| 3.2.3.7 液–液结构转变对凝固行为和结构的影响 |
| 3.2.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第三节 Cu–Sn合金熔体电阻率与原子团簇的相关性 |
| 3.3.1 引言 |
| 3.3.2 实验方法 |
| 3.3.3 结果和讨论 |
| 3.3.3.1 电阻率的温度依赖性 |
| 3.3.3.2 电阻率的成分依赖性 |
| 3.3.3.3 黏度的温度依赖性 |
| 3.3.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第四章 La高效抑制Al–25Bi难混溶合金的宏观偏析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 合金的制备 |
| 4.2.2 物理性质及微观结构的表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 La添加量对Al–Bi合金宏观偏析的影响 |
| 4.3.2 La添加量对相组成的影响 |
| 4.3.3 La添加量对微观结构的影响 |
| 4.3.4 富Bi相液滴的异质成核 |
| 4.3.5 Al–Bi–La难混溶合金的难混溶区 |
| 4.3.6 Al–Bi–La合金中液滴的聚并 |
| 4.3.7 Al–Bi难混溶合金的均匀化机理 |
| 4.4 本章小节 |
| 参考文献 |
| 第五章 Al–Bi–Sn难混溶合金液相分离及凝固组织 |
| 第一节 Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金液–液相分离动力学及熔体过热处理对铸态组织的影响 |
| 5.1.1 引言 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.1.2.1 熔体处理及合金的制备 |
| 5.1.2.2 物理性质及结构的表征 |
| 5.1.3 结果和讨论 |
| 5.1.3.1 难混溶合金液相分离及凝固过程 |
| 5.1.3.2 液–液相分离动力学 |
| 5.1.3.3 熔体过热处理对物相组成的影响 |
| 5.1.3.4 熔体过热处理对凝固结构的影响 |
| 5.1.3.5 熔体过热处理的作用机理 |
| 5.1.3.6 液滴形貌的尺寸依赖性 |
| 5.1.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第二节 成分对Al–Bi–Sn难混溶合金凝固行为及结构的影响 |
| 5.2.1 引言 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.2.2.1 合金的制备 |
| 5.2.2.2 结构表征 |
| 5.2.3 结果和讨论 |
| 5.2.3.1 成分对相组成的影响 |
| 5.2.3.2 成分对凝固结构的影响 |
| 5.2.3.3 成分对液–液相分离及凝固行为的影响 |
| 5.2.3.4 成分对合金结构的影响 |
| 5.2.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第三节 成分、冷却速率和过热温度与Al–Bi–Sn合金条带微观结构的影响 |
| 5.3.1 引言 |
| 5.3.2 实验方法 |
| 5.3.2.1 Al–Bi–Sn难混溶合金条带的制备 |
| 5.3.2.2 物理性质及微观结构的表征 |
| 5.3.3 结果与讨论 |
| 5.3.3.1 转速对Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金条带热稳定性及结构和的影响 |
| 5.3.3.1.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.1.2 微观结构 |
| 5.3.3.2 熔体过热处理对Al_(75)Bi_9Sn_(16) 合金条带热稳定性及结构的影响 |
| 5.3.3.2.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.2.2 微观结构 |
| 5.3.3.2.3 宏观尺寸 |
| 5.3.3.3 成分对Al–Bi–Sn合金条带热稳定性及结构的影响 |
| 5.3.3.3.1 物相组成及热稳定性 |
| 5.3.3.3.2 微观结构 |
| 5.3.3.3.3 宏观尺寸 |
| 5.3.4 本节结论 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 附录 |
四、金属熔体热力学模型的研究进展（论文参考文献）
- [1]Ce-Ga-Cu合金熔体的互扩散行为研究[D]. 王文智. 合肥工业大学, 2021(02)
- [2]Ce-Al-Ni合金熔体的互扩散行为研究[D]. 李万宝. 合肥工业大学, 2021(02)
- [3]电渣重熔大型IN718镍基合金铸锭合金元素氧化控制的基础研究[D]. 段生朝. 北京科技大学, 2021(02)
- [4]AZ61镁合金选择性激光熔化工艺与性能研究[D]. 刘帅. 北京科技大学, 2020(02)
- [5]纯金属及二元合金熔体团簇结构的研究[D]. 宋琳. 山东大学, 2020(04)
- [6]改进的分子相互作用体积模型在铁液和熔渣及熔锍中的应用研究[D]. 刘刚刚. 昆明理工大学, 2020(05)
- [7]电磁冶金技术研究新进展[J]. 任忠鸣,雷作胜,李传军,玄伟东,钟云波,李喜. 金属学报, 2020(04)
- [8]高钛合金钢连铸保护渣基础研究及应用[D]. 陈卓. 重庆大学, 2019(01)
- [9]单分散铜基金属微球制备与凝固机理研究[D]. 胡应燕. 中国地质大学(北京), 2019
- [10]铝基难混溶合金液相分离及凝固组织的调控[D]. 贾鹏. 济南大学, 2019