一、Effect of peritectics on thermodynamic properties of homogeneous binary metallic melts（论文文献综述）
孙晓思[1]（2018）在《难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制》文中认为难混溶合金因其在冷却过程中极易发生液相分离现象从而严重降低了其凝固组织的利用价值,很大程度上限制了此类合金的应用和发展。根据合金熔体液相分离的特点不同,难混溶合金可分为两类:一类是以偏晶合金为代表的稳态难混溶合金,另一类则是以部分包晶合金为代表的亚稳态难混溶合金。其中,稳态难混溶合金中Cu-Pb偏晶合金以其自身优良的自润滑性能备受各个领域的广泛关注;Cu-Fe合金作为典型的亚稳态难混溶合金,因其优良的导电性能及低廉的成本等特点,受到广泛关注。本文选取Cu-40wt.%Pb、Cu-15wt.%Fe、Cu-35wt.%Fe为研究对象,采用玻璃熔融净化与循环过热相结合的方法,研究其液相分离过程及凝固组织演化机制,同时通过加入第三组元及施加脉冲电流的手段,实现对难混溶合金凝固组织的控制,取得的研究成果如下:利用铜模快淬的方法制备了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金试样,结合能谱分析及相关理论得出结论,液相分离初期,L1富Cu相作为优先相首相从合金熔体中液相形核,对于难混溶合金的液相分离初期的形核阶段,L1与L2相形核是一个迅速接替的过程,也就是说,一个相的形核必然会触发另一相形核的发生。而对于Cu-15wt.%Fe包晶合金,L2富Fe相则作为优先相首相从合金熔体中液相形核,形核机理与Cu-Pb偏晶合金完全不同。通过玻璃熔融与循环过热净化相结合的方法分别制备了不同过冷度下Cu-40wt.%Pb、Cu-15wt.%Fe和Cu-35wt.%Fe合金试样,结果表明,过冷度不同,对难混溶合金的凝固组织结构影响较大,同时,合金成分的改变也会很大程度上影响其凝固组织形貌。结合理论分析,得出结论,液相分离初期,Ostwal熟化是导致少数相晶球粗化的主要机制;液相分离中期,Brownian运动及Marangoni迁移是导致少数相晶球粗化的主要机制;而到了液相分离后期,Stokes运动则成为了少数相晶球粗化、偏析乃至分层的主导因素。Ostwal熟化、Brownian运动、Marangoni迁移和Stokes运动均贯穿液相分离的整个过程始终,只是在不同时期所起的作用大小不同而已。通过向Cu-40wt.%Pb偏晶合金、Cu-15wt.%Fe包晶合金中添加第三组元Ni以及向Cu-40wt.%Pb偏晶合金凝固过程中引入脉冲电流等手段,研究其对难混溶合金凝固组织的影响。结果表明,第三组元Ni的添加很大程度上改变了难混溶合金的凝固组织形貌。对于Cu-40wt.%Pb偏晶合金而言,第三组元Ni的添加导致合金熔体中第二相颗粒明显变得细小且在基体中弥散分布,同时,随着第三组元Ni含量的增加,Cu-40wt.%Pb合金的均质化过冷度区间也明显增大。其细化机理主要包括:第三组元Ni对合金熔体内界面能、第二相体积分数、晶格结构等的影响。而对于Cu-15wt.%Fe包晶合金而言,第三组元Ni的添加导致合金熔体的凝固组织形貌彻底发生了改变,且随着过冷度的增大,其凝固组织愈加细密。结合XRD分析可知,Ni的加入导致合金熔体中α-Cu相和Fe3Ni2相的析出,且两相晶格一致,均属于面立方（fcc）结构,因此增强了两相的结合。分析其细化机理,认为熔体内第一类粒状晶的粒化主要为枝晶熔断机制,而导致第二类粒状晶形成的机制主要是枝晶碎断-再结晶机制。至于脉冲电流对Cu-40wt.%Pb偏晶合金凝固过程产生的影响,结果更加显着,脉冲电流对难混溶过偏晶合金Cu-40wt.%Pb的凝固组织有明显的细化作用,且随着脉冲电流的增大效果愈加明显。分析原因,主要是由于脉冲电流使合金熔体的液态结构发生改变,具体表现为:熔体内部组元的活度降低,中、小尺寸的溶媒团簇增多,最终导致了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金凝固组织的细化。从另一个角度分析,脉冲电流的引入增大了Cu-40wt.%Pb合金熔体的过冷度,脉冲电流越大,合金熔体的过冷度越大,从本质上说,脉冲电流的引入已经改变了Cu-40wt.%Pb过偏晶合金原有的液相分离属性,使之能够像传统合金一样,随过冷度的增大,凝固组织明显细化。通过对脉冲电流处理后的Cu-40wt.%Pb过偏晶合金试样的硬度、耐磨性测试分析,结果表明,脉冲电流的引入,能够细化Cu-40wt.%Pb偏晶合金组织,优化其材料的自润滑性能,研究对稳态难混溶Cu-Pb偏晶合金的实际生产具有指导性意义。
王正军[2]（2016）在《提升A356铝合金性能及其摩擦磨损行为热疲劳行为的研究》文中提出汽车制造发展的必然趋势是轻量化、高效、节能环保,其关键技术是高性能材料,而性能优异的铝合金是满足这种高性能材料最理想化、最现实的选择。当前,我国汽车的铝化率研发应用水平与欧美发达国家相比差距较大,有很大的提升空间。基于此,本课题针对综合性能优异的A356铝合金,主要应用在汽车发动机上的核心部件如缸体、缸盖,通过采取相应措施,进一步优化工艺,提升其性能,以满足缸体、缸盖承受日益增长的高功率密度性能要求。由于发动机在运行过程中,特别是在启动、停车或加速、减速时,迅速加热或冷却必将引起各种瞬态热应力和机械应力相互作用叠加在一起,同时伴有剧烈的摩擦磨损,致使局部区域发生热疲劳现象,严重地影响了发动机的使用寿命,这就要求铝合金应具有更高的耐磨损性能和抗热疲劳性能。为此,进行了铝合金摩擦磨损及热疲劳性能试验的研究,不仅可以充分挖掘材料的潜能,也为扩大铝合金在汽车上的应用,提高我国汽车制造的铝化率发展需求提供坚实的理论基础和重要的实用参考价值。本文主要研究内容及成果如下:（1）由于铸造A356铝合金的力学性能主要取决于组织中α-Al相与共晶Si相,而α-Al相的性能与纯铝相似。因此,为更充分的研究A356铝合金的细化变质,首先对纯铝进行细化研究,采用熔配法合成制备新型Al-5Ti-1B-1RE中间合金晶粒细化剂对其进行细化。从热力学、动力学角度分析自制的Al-5Ti-1B-1RE中间合金细化剂的工艺可行性。研究了合成温度、动态合成、遗传效应试验等工艺对细化剂及纯铝细化效果的影响,并探讨了其细化机理。通过对细化剂进行遗传效应试验处理及动态细化工艺处理可进一步提高纯铝的细化效果,使纯铝晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶,其抗拉强度σb、伸长率δ细化后分别达到77.82MPa、54.36%,较细化前分别提高了46.83%、132.51%。（2）为达到更佳的力学性能,采用自制的Al-5Ti-1B-1RE中间合金细化剂与Al-10Sr中间合金变质剂对A356铝合金进行常规复合细化变质,确定其最佳添加量分别为0.80%、0.30%。细化变质处理可使A356铝合金中的α-Al相由粗大的枝状晶转变为细小致密的等轴晶,二次枝晶臂间距（SDAS）显着变小。共晶硅形貌由粗大的针片状转变成细小的纤维状,达到完全变质效果。为进一步提升其性能,试验采取了对A356铝合金熔体进行动态细化变质处理、对细化变质剂进行遗传效应试验处理、对A356铝合金进行熔体混合工艺处理以及在A356铝合金基础上,添加Cu、Mn、Ti等不同的合金元素,组成新型铝合金,并对其进行动态复合细化变质处理。通过正交试验优化出新型铝合金最佳的综合力学性能的化学成分:Cu的加入量1.80wt%、Mn的加入量0.30wt%、Ti的加入量0.25wt%。并对新型铝合金进行DSC差热分析及T6热处理后,其抗拉强度、布氏硬度与伸长率分别达到352.45MPa,114.30HB和5.75%,可以较好地满足汽车缸体、缸盖等铸造用铝合金的力学性能要求。（3）研究了铸态A356铝合金、细化变质处理的A356铝合金、新型铝合金及经T6热处理的新型铝合金等四种不同工艺处理的铝合金的摩擦磨损行为及磨损机理。研究表明:随着加载载荷及磨损时间的增加其质量磨损率增加,经T6热处理的新型铝合金质量磨损率最小,耐磨性能最好。其次是新型铝合金,再次是细化变质处理的A356铝合金,而铸态A356铝合金的质量磨损率最大。铝合金的耐磨性不仅仅与摩擦层出现氧化物的多少有关,更主要的是与摩擦层致密性,分布均匀性,与基体结合强度有关。当加载为低载荷时,摩擦层氧化生长速度小于被磨损的速度,导致摩擦层不含氧化物或含微量氧化物,几乎无减磨作用,其磨损机理为磨粒磨损、粘着磨损、塑性挤出磨损共存。当加载为中载荷时,所含氧化物分布较均匀、致密、与基体结合强度较高的摩擦层具有较好的减磨作用,其磨损机理为磨粒磨损、粘着磨损和轻微氧化磨损共存。当加载为高载荷时,尽管含有更多量的氧化物,但此时摩擦层已不再致密,易破裂,所具有的保护作用降低,加之载荷大大增加,其磨损机理为严重的氧化粘着磨损与剥层磨损的复合磨损。（4）研究了四种不同工艺处理的铝合金热疲劳行为及裂纹扩展机理。结果表明:热疲劳裂纹的生长方式主要为孕育、萌生、扩展及失效。在相同的温度幅下,热疲劳试样裂纹萌生寿命从短到长依次为铸态A356铝合金、细化变质处理的A356铝合金、新型铝合金、经T6热处理后的新型铝合金。在不同温度幅下,相同状态的试样,温度幅越大,热疲劳试样裂纹萌生寿命越短。同时发现第二相颗粒的位向对热疲劳裂纹的扩展路径产生重要影响,当裂纹尖端扩展路径与第二相颗粒长轴方向形成小于45°夹角时,裂纹扩展将沿着此第二相颗粒的边缘继续向前扩展。当裂纹尖端扩展路径与第二相颗粒短轴方向形成小于45°夹角时,裂纹将穿过此第二相颗粒,继续向前扩展。裂纹在热应力的作用下,裂纹尖端以锐化→钝化→锐化反复交替变化,裂纹从其尖端间歇式地以扩展→停止→扩展的方式不断地向前行进扩展,直至试样失效。
李克峰[3]（2014）在《Fe-6.5Si单相合金雾化液滴凝固行为与组织形成机制》文中指出具有优异性能的金属及合金粉体是粉末冶金的基础,其应用领域随着粉末冶金、热喷涂、增材技术（3D打印技术）的发展而日益广泛。目前雾化粉体的研究主要集中在如何获得粒径分布范围窄、尺寸可控的金属粉体,而金属粉体凝固过程及其形成机制有待深入研究。本文对气雾化方法制备Fe-6.5Si单相合金粉体的凝固过程以及凝固组织的形成进行了详细的研究,探讨了单相合金雾化液滴凝固组织形成过程,为探索高性能粉体的制备提供理论基础。首先对气雾化Fe-6.5Si合金液滴的传热和凝固过程进行了理论分析,结果表明,粒径为20、30、50、80、120μm雾化液滴形核过冷度分别达到302、291、255、160、39K;形核开始后,过冷液滴内晶核迅速生长,释放出潜热使液滴温度回升（即再辉）。20、30μm液滴,再辉最高温度达到1678和1690K,低于合金液相线温度（约1700K）;50、80和120μm液滴再辉最高温度达到液相线温度。此外,液滴尺寸越小,形核过冷度越大,再辉速率越高,粒径为50和120μm液滴的再辉升温速率分别达到6 110 Ks-、5 110 Ks-数量级。对气雾化制备的Fe-6.5Si单相合金粉体进行了表征。液滴凝固组织的演化规律为:液滴尺寸在20μm以上时,粉体组织呈现出树枝状、等轴状、海藻状等多种形态,二次枝晶间距与粒径的关系满足0.482l=0.31×D。当液滴粒径大于80μm,枝晶熔断时间（）buDtDT小于凝固时间（）plDtDT,枝晶易发生熔断行为;液滴尺寸减小到20μm以下,组织形貌转变为胞状晶;当液滴粒径进一步减小到10μm以下时,其表面形貌呈现光滑的组织特点。通过改变原材料纯净度和雾化熔炼环境调整雾化熔体的纯净度,发现制备条件对大粒径粉体的晶粒尺寸影响较大,与真空环境比大气环境下雾化液滴凝固后晶粒尺寸显着变小。随着粉体粒径减小,粉体制备条件对晶粒尺寸的影响逐渐减弱,对于粒径为数个微米的雾化液滴其影响几乎消失。而改变雾化制备条件对二次枝晶臂间距的影响较小。相同工艺参数下大气环境和真空环境制备粉体晶粒尺寸的统计发现,雾化粉体晶粒尺寸与粉体粒径之间符合关系式:d=D0 +a·（D-D0）b（D>D0）d=D（D≤D0）其中d为晶粒尺寸;D为粉体粒径;D0表示粉体粒径小于该临界值后可以获得单晶粒粉体。由于液滴尺寸的减小,致使冷速增大的同时异质核心数目减少,从而导致了单晶粒粉体的产生。本工作中真空环境和大气环境的两次实验中,得到D0值分别为8μm和5μm,系数a分别为0.4722和0.2754,而幂指数b均为0.7301。分析认为,系数a应该与熔体的纯净度或形核质点数量有关,指数b应该与熔体本身物性参数和工艺参数有关。对于单晶粒光滑表面的粉体内部组织分析发现,液滴内部组织均一,不存在微胞晶等亚结构组织,确认了液滴的平界面生长行为。理论分析表明,固液界面生长速率未达到绝对稳定生长速率。实验检测发现,液滴内部仍然存在明显的凝固偏析,证实了上述理论分析。对球形晶核固液界面稳定性的含时动力学分析显示,形核过冷度为300K的球形晶核固液界面的临界失稳直径约为1.8μm,与单晶粒光滑粉体的粒径接近。由此说明,在固液界面能和界面快速推进作用下,大过冷液滴内球形晶核稳定尺寸可以保持至微米级。
庄昌凌[4]（2015）在《低碳TWIP钢冶炼凝固基础研究》文中提出孪晶诱导塑性（Twinning Induced Plasticity）钢兼具高强度、高塑性和高应变硬化性能,被称为新一代理想的汽车用钢。目前,对于这类新钢种人们已经在孪晶机理和机械性能等方面做了大量工作,但是在冶炼和凝固方面鲜有文献报道。而随着汽车工业的发展,TWIP钢作为新一代汽车材料已然处在工业化生产的前夜,针对直接影响汽车TWIP钢生产的冶炼,凝固和夹杂物进行研究具有非常重要的意义。基于此背景,本论文主要研究了四方面：（1） TWIP钢AOD-ESR工业冶炼关键技术；（2）准确测定液相线温度,对涉及新钢种裂纹敏感性的高温凝固模式的研究；（3） TWIP钢中元素的宏观和微观偏析；（4） TWIP钢中夹杂物；通过这以上方面的研究,得到了如下结论。（1）针对钢厂AOD-ESR工艺冶炼低碳TWIP钢,根据钢种特性和实验室理论,结合AOD氧化精炼数学模型,提出了AOD冶炼TWIP钢的关键在于实现低脱碳,同时注意合金化次序和温度控制。ESR精炼的关键在于减少合金元素烧损,采用较低的平均熔化率,注重补缩环节,通过多级补缩,使金属熔池逐步从深变浅,防止出现严重的缩孔和疏松缺陷。（2）针对高锰TWIP钢存在高温实验下锰挥发严重的问题,利用改进型差热分析方法解决了这个问题,并且提出了准确测量液相线的方法。在此基础上,通过对十五种不同成分高锰TWIP钢的DTA实验结果进行分析,提出了高锰TWIP钢的液相线计算公式,公式计算结果与实验结果以及热力学软件计算结果符合良好,误差能在10℃范围。（3）通过差热分析DTA和热力学软件Thermocalc两种手段研究低碳Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢的高温凝固模式,同时也研究了Fe-Mn-C-Al系TWIP钢的凝固模式作为对比,发现低碳Fe-Mn-Si-Al系TWIP钢凝固模式是γ→L+γ→L,在这种凝固模式下发生裂纹概率小。而Fe-Mn-C-Al系TWIP钢由于碳含量的关系,凝固区间有可能在CA与CB之间,属于亚包晶钢,在生产这种类型TWIP钢的时候,产生缺陷和裂纹的概率大幅增加。（4）通过对TWIP钢铸锭钻孔取样分析,研究TWIP钢的宏观偏析,发现从铸锭截面的边缘向中心的方向,碳偏析程度最大,但是由于碳含量本身很低危害较小,而含量最高的锰元素偏析程度比其他元素小。采用扫描电镜和能谱仪,电子探针分析仪,以及采用微观偏析模型等手段研究TWIP钢元素微观偏析,发现固相率越大,锰,硅元素偏析系数增大,而铝元素的偏析情况相反,随着固相率增大,偏析系数减小,电子探针在枝晶生长方向上的结果证实这种偏析规律。（5）采用扫描电镜和能谱仪对TWIP钢实验室铸锭和钢厂AOD和ESR流程中的夹杂物进行分析,发现存在八种夹杂物类型,最主要的夹杂物类型是AlN,Al2O3, MnS及其复合夹杂物。热力学分析和动力学模型都表明TWIP钢中A1N能够在液相中析出,这不同于文献报道的普通高铝钢在固相或者凝固前沿析出,采用高温激光共聚焦显微镜对TWIP钢在液相状态下直接观察,清楚的观察到A1N夹杂物在液相中析出、运动聚集、碰撞长大的全过程,证实了AlN夹杂物能够在液相中析出的结论。
高阿红[5]（2013）在《熔体热历史对金属凝固特性影响的研究》文中研究指明熔体热历史显着影响金属凝固时的过冷度与微观结构,进而对材料的性能产生重要的影响。因此,揭示熔体热历史对金属凝固特性的影响规律具有重要的理论意义和工程价值。本文采用EAM多体势函数和分子动力学模拟的方法,研究了具有fcc结构的金属A1、Ag和Ni熔体在凝固过程中的形核过冷度及微观结构随熔体热历史的演变规律,并用经典凝固理论获得A1、Ag和Ni熔体中最大原子团中原子个数随熔体初始温度的变化关系。主要结论如下：在不同初始温度下,A1、Ag和Ni熔体分别以小于1012.7K/s、1011.1K/s和1011.8K/s冷速凝固后均形成晶体结构；采用金属固/液界面能模型预测不同冷速下A1、Ag和Ni熔体凝固均质形核过冷度与模拟所获得的均质形核过冷度相一致；不同初始温度下,A1、Ag和Ni熔体以冷速1011.0K/s冷却凝固后,获得的均质形核过冷度均随着熔体初始温度的增加逐渐增加,当熔体初始温度达到一定值时,均质形核过冷度不再随着熔体初始温度的增加而改变,且其值分别为358K、445K和558K。通过理论计算研究熔体中最大原子团中原子数nmax与熔体初始温度Ts的变化关系,发现在不同初始温度下熔体凝固过程中最大原子团中原子数nmax均随熔体温度T的增加逐渐减少。在初始温度2278K下,模拟不同冷速下Ni熔体冷却凝固后的微观结构及其演变规律。结果发现,冷速小于1011K/s时,Ni熔体凝固后形成晶态组织；冷速在1011K/s到1014.5K/s之间时,Ni熔体凝固后形成由晶态结构与非晶态结构组成的混合组织。冷速小于10’0K/s,Ni熔体凝固后形成的晶态组织具有FCC结构；冷速在1010K/s到1014.5K/s之间时,Ni熔体凝固后组织中的晶态由FCC和HCP结构层状镶嵌排列构成。通过分析模拟结果和计算结果,确定出了Ni熔体凝固后形成理想非晶的临界冷速为1014.5K/s。并发现Ni熔体中临界晶核（冷速等于1014.5K/s）和亚临界晶核（冷速大于10145K/s）均由FCC和HCP组成层状偏聚结构,这表明Ni熔体中生长的晶体、临界晶核和晶胚的结构是相同的。
方雯[6]（2012）在《金属固/液界面能实验测定与计算》文中研究指明通过实验测得准确的固/液界面能,对于理解并掌握该合金凝固及形核的过程具有很大的帮助。本文主要通过不同的实验方法测得铝合金及锗合金的固/液界面能,以下是通过实验主要取得的结果：根据自由体积理论推导出的超额振动熵和超额配位熵的表达式并结合Miedema模型计算得到Al-Mg、Al-Cu、Al-Ni及Al-Ti合金过剩熵的值,随后通过固/液界面能的理论模型预测出Al-Mg、Al-Cu、Al-Ni及Al-Ti合金固/液界面能的值,并且预测的结果与相关报道的实验结果相吻合。其误差为1.822%-6.655%。采用晶界凹槽法,通过14天保温及淬火得到合金宏观的晶界凹槽形态,通过测量凹槽形态的相关参数确定Gibbss-Thomson系数A的值,其值为1.79845×10-4K/mm,通过Gibbss-Thomson方程计算得到Al/Al-Mg合金体系的固/液界面能为0.16472J/m2,其值与相关报道的实验结果相吻合。通过熔融玻璃净化+循环过热法得到Ge-0.1%wtAl合金的深过冷,并通过研究净化工艺对过冷度的影响,确定该实验的最佳净化工艺。并在此工艺条件下Ge-0.1%wtAl合金得到最大的过冷度为333.3K。Ge-0.1%wtAl合金临界生长方式转变过冷度分别为85.4K和163.4K。在此基础上,利用临界转变过冷度模型对Ge-0.1%wtAl合金的固/液界而能进行了预测,根据所获得的固液界面能的值对Ge-0.1%wtAl合金的均质形核过冷度进行预见测并获得了合金均质形核过冷度与合金物理化学参数及凝固参数之间的直接表达式,本文所预测的均质形核过冷度与所报道的实验结果相符。
刘广荣[7]（2014）在《Al-In及Ag-Sn合金熔体的黏度与结构的相关性研究》文中进行了进一步梳理研究液态金属及合金的结构和物理性质,是金属物理和凝聚态物理的基本问题。对液态金属的研究至今已有超过半个世纪的历史,但是,由于液态金属的结构和性质的复杂性,仍然需要对其现象和规律进行进一步的研究,不断补充和完善液态金属的理论模型。本文采用振荡杯式高温黏度测量仪对偏晶Al-In合金熔体的黏度进行了系统的测量,研究熔体的黏滞性随温度和成分的演变规律,探讨熔体黏度与液-液相变的相关性,以及熔体在高温时的黏滞性演变,并采用高温X射线衍射仪对Al-In合金熔体的结构进行测量,探索熔体结构参数的演变规律及熔体黏度与结构的相关性。本文还对Ag-Sn合金体系的熔体黏度及结构进行了试验研究,采用经验公式计算了等温黏度,对比了过剩黏度的试验与计算结果的差异。通过对以上两种合金熔体的黏度研究,画出了两种合金体系的“熔体结构分区图”。偏晶合金在地面常规凝固条件下会发生液-液分离现象,出现两液相不混溶区,导致凝固后的组织出现分层现象。对于偏晶合金的液-液分离机制的研究一直是一个热点。本文通过对Al-In合金熔体黏度的试验研究,发现Al-In合金熔体在发生液-液相分离时,熔体的黏度会发生突变,突变温度与相图上液-液相变温度的误差不超过3.8%。对Al-In合金,在液-液相变温度之上,熔体的黏度也存在着突变,突变的温度大约在液-液相变温度之上120K左右,表明在液-液相分离温度之上一定的温度范围内,熔体的微观结构就预先发生了变化,熔体内的成分起伏、浓度起伏和能量起伏加大。依据黏度转折的温度,将液-液相变温度之上的区域划分为2个区间,得到了Al-In合金的“熔体结构分区图”。在均匀液相区,熔体黏度随温度的变化符合Arrhenius公式,拟合参数中,前置因子A与熔体内的流动单元尺寸有关,即1/A的立方根与熔体流动单元的尺寸成正比。通过研究不同成分的Al-In熔体黏度的拟合结果,发现在靠近液-液相变温度的I区,当Al和In的质量百分比接近时,熔体内流动单元尺寸和黏滞激活能均出现极大值,而对富Al和富In的成分,熔体的流动单元尺寸和黏滞激活能相对较小；在距离液-液相变温度较远处的II区,随着In含量的增加,熔体流动单元的尺寸和黏滞激活能均减小。通过X射线衍射试验对Al-90%In（质量百分比）熔体的结构参数随温度的变化规律进行了研究。发现随着温度的降低,熔体的有序度加强,在1273K处熔体的结构参数发生突变,此突变温度与黏度突变的温度相差不超过1.6%,说明黏度的突变能够反映熔体在结构上的转变。熔体结构参数的突变表明,从1273K到液-液相变温度之间,Al-90%In熔体内出现了富Al和富In的团簇,为液-液相变做好了结构上的准备。Ag-Sn合金是具有复杂液固相变的合金,既包含包晶反应,又包含共晶反应,其固态组织的类型也比较多,这意味着其液态结构必然有丰富的内涵。通过对Ag-Sn合金体系的熔体黏度的试验研究,发现Ag-Sn合金熔体的黏度在降温过程中存在突变,据此将不同成分的熔体分为2-4个温度区间,画出了“熔体结构分区图”,并对每个区间的流动单元尺寸和粘滞激活能进行了研究,发现流动单元尺寸和黏滞激活能的变化规律与固态组织类型存在关联,这表明了液态结构与固相组织之间有密切的相关性。采用两个经验公式对1248K下Ag-Sn体系的熔体黏度进行了计算,并与该温度下黏度的试验结果进行了对比。结果表明Ag元素和Sn元素的离子半径差和原子量差对黏度数值的影响相对于混合焓的影响更大,尤其是含Sn量小于70%（原子百分比）的成分的熔体,计算结果对试验结果的偏离值比较大。对1248K下Ag-Sn合金熔体的过剩黏度进行了研究,发现无论是试验结果还是计算结果,含Sn量小于70%的熔体过剩黏度的绝对值都较大,表明当固态组织内存在着第二组元含量高的固溶体或金属间化合物时,熔体结构的有序度较高,熔体相对于完全无序的理想溶液偏离程度更大。采用X射线衍射试验对Ag-Sn合金的液态结构进行了研究。根据Ag86Sn14合金熔体的结构参数随温度的演变规律,发现随着温度降低,结构的有序度加强。根据结构参数的变化规律,可将其熔体结构分为三个区间,三个区间内的团簇尺寸、团簇内原子数、配位数、最近邻距离均有较大差异。结构的转折发生在1123K、1268K,与黏度试验得到的转折温度1123K、1263K接近。Ag38Sn62合金熔体的结构参数在1038K处发生突变,与黏度转折温度相差仅1.3%。在Agi6Sn84合金熔体的衍射强度曲线及结构因子曲线的第一峰右侧发现了微弱的肩峰存在,表明熔体中存在Sn-Sn共价键,随温度降低肩峰减弱；Agi6Sn84熔体结构参数在723K发生转折,与熔体黏度的突变温度相差仅4.2%。对Ag-Sn合金熔体的试验研究结果揭示了熔体黏度与结构存在密切的相关性。本文的研究结果表明,合金熔体的黏度与结构存在密切的相关性；通过研究熔体的粘滞性演变可以得到结构转变温度；根据转变温度可将熔体划分为数个温度区间,每个区间具有不同的结构特征；熔体结构随温度和成分的演变规律与其固态组织类型存在关联。
汤进军[8]（2010）在《基于Thermo-Calc热力学计算Al-Cu共晶合金微观组织模拟及实验验证》文中研究指明Al-Cu共晶合金广泛应用于航空航天、舰船等军事工业,以及汽车、建材等民用工业,是本世纪发展最快和使用量最多的金属材料之一。该合金典型的特征是在共晶温度附近从液相L中直接生成两种固相,即L→α+β。合金凝固研究的关键就在于控制其最终凝固组织,包括晶粒形态,晶粒度,微观偏析和内部相组成等。当前的相场模型,由于真实合金的自由能数据与相图数据很难精确得到,主要是针对简单溶液模型的合金。本文应用Thermo-Calc商业化软件计算Al-Cu合金在温度（791-841）K,成分（0-35）Cu（at.%）范围内的α相、θ相及液相L的自由能数据与相图数据,并且应用亚规则溶液模型建立计算范围内Al-Cu合金各相连续自由能关系式。同时,把Thermo-Calc计算自由能数据引入相场与浓度场控制方程。采用KKS模型中基于合金原始相图的体系自由能密度构造方法,和WBM模型中不区分界面点的固液相成分来减少计算量的处理,建立能对各种合金熔体液固相变微观组织演化进行模拟的KKS改进相场模型。用改进的相场模型计算了Al-Cu合金在不同状态下的等轴晶微观组织。研究表明随着过冷度的增加,等轴晶生长速度也逐渐增大,等轴晶生长形貌逐渐由不发达二次枝晶等轴晶→发达二次枝晶等轴晶→“正方形”等轴晶→粒状等轴晶转变。微观偏析变化存在一个临界温度,高于此温度的微观偏析随温度的降低偏析程度逐渐加大,而低于此温度时微观偏析迅速降低,并且随着温度的降低逐渐接近于1。在非等温等轴晶生长模拟中,二次枝晶生长没有等温生长发达,枝晶间高熔点液相增多,并且可以看出非等温模拟主枝晶干较等温模拟明显变细。此外,通过引入取向场建立适用于多晶粒形核与生长模型,计算不同条件下Al-Cu合金多晶粒的形核与长大,研究了多晶粒生长的晶粒碰撞、晶粒度和微观偏析等。通过小各向异性多晶粒形核与生长过程,显示晶粒碰撞后两晶粒之间的晶界近乎直线,最终凝固组织为近似多边形。模拟了Al-4.5Cu（at.%）合金在快速Bridgman定向凝固条件下,发生液固相变过程的界面形态和微观结构的动态演化。表明,当生长速度低于维持高速平界面的绝对稳定速度时,随着生长速度的增大,存在胞状树枝晶向细胞晶的微观结构转变,固液界面处溶质富集程度逐渐减小,溶质分配系数增大且不断向1逼近;当生长速度达到该绝对稳定速度时,初始平界面轻微失稳后将再次恢复为平界面,界面处出现溶质的完全截流,形成接近无偏析结构。在控制热流定向凝固中,随着边界热流的增加,凝固组织形貌发生很大变化,从树枝晶→树枝晶与柱状晶并存→柱状晶→细柱状晶的转变。对Nestler多相场模型进行修正,引入各相自由能数据,建立实用性比较强的多相场微观组织模型。研究共晶条件下均匀层片稳定生长和不同位置切面溶质分布。当初始层片α-Al相和θ-Al2Cu相初始层片不均匀时会出现振荡生长。在共晶相生长过程,如果初始层片间距如果不合理,将会发生共晶层片的形核与湮灭及间距再调整,在模拟其组织演化过程的同时,还详细分析了其形成机理。此外,亚共晶成分的Al-Cu合金共晶定向组织进行了模拟计算与分析。最后,对Al-Cu合金不同条件下的等轴晶生长、定向生长、多晶生长和共晶生长过程的模拟结果进行实验验证。表明,在相的生长特性及微观组织形态上,模拟结果与实验结果具有可比性。
张妍宁[9]（2008）在《金属熔体原子间相互作用势及其微观不均匀性》文中研究表明在液态金属快速冷却至过冷液相区的过程中，体系中既存在着空间的动力学非均匀行为，也存在着结构上的非均匀特性。研究熔体在过冷液相区的微观非均匀性质，对于快速凝固理论的发展及非晶材料的制备都具有指导意义。计算机模拟能够得到体系局域结构信息，有助于人们对材料微观结构与性能之间关系的理解。建立适合液态金属研究的原子间相互作用势，可以提高模型预测熔体性能的能力，为实验提供必要的理论指导。本文以计算机模拟为主要研究方法，围绕金属熔体原子间相互作用势的建立和微观非均匀性的探讨，主要进行以下工作：在液态金属的双体作用势中，原子间长程吸引特征更加显着。因此，在传统的Lennard-Jones （LJ）作用势中引入修正参数θ，即：通过液态金属粘度的类密集气体模型和Born-Green粘度公式，利用纯金属的液态密度、实验粘度及偶分布函数数值，得到了合理的作用势参数，进而得到适用于液态纯金属研究的偶势。以纯金属Al、Cu和Ag为研究对象，得到其修正的LJ作用势。利用分子动力学模拟方法，计算了体系的状态方程曲线和液态偶分布函数曲线，并描述了三种纯金属体系在凝固过程中的能量和结构演变。模拟结果与采用J．Mei、Johnson的镶嵌原子势模型和有效双体势模型得到的模拟结果吻合得较好。但是实验数值的不确定性对作用势的准确性有重要的影响。在此基础上，以Al75Cu25二元合金为研究对象，在计算合金体系总激活能时，引入异类原子间的高温混合焓值，同时利用实验密度、粘度及偶分布函数数值，拟合异类原子间的相互作用势，将修正的LJ作用势推广到二元合金。利用二元合金修正的Lennard-Jones原子间作用势函数，计算得到的Al75Cu25合金在1000K温度下的静态结构因子S（Q）与实验值相吻合。体系经历冷却过程后，低温下偶分布函数曲线呈现晶体峰特征，Al-Cu原子间的相互作用更加强烈，即体系更倾向于异类原子结合。通过对原子近邻位置及键对分析结果进行分析，证明冷却终态，体系中包含大量的FCC晶体结构。键取向序参数W6、Q6数值也与实验结果吻合得较好。研究了纯金属Ni在快速冷却至过冷液态区，尤其是Tc温度以下时，由动力学不均匀性与结构不均匀性所引起的体系原子的扩散、聚集生长方式。模拟得到体系的玻璃转变温度Tg为800K，临界温度Tc=840K。通过均方位移MSD、非高斯参数NGP和各类键对参数随时间的变化曲线，对熔体动力学及结构在驰豫过程中的非均匀行为进行了详细的描述。根据驰豫的不同特点，将整个降温过程分为三个温度区间：（a）840K≤T≤1000K，当驰豫时间超过形核孕育时间τ时，过冷液体将发生结晶现象；（b）810K≤T<840K，为晶体与非晶态基体共存的复杂区域；（c）T<800K时，随着驰豫时间的增长，出现非晶的晶化行为。构建了温度（temperature）-时间（time）-结构转变（transformation）示意图，即TTT曲线。动力学及结构驰豫结果表明，过冷液体的结晶过程与非晶的晶化过程均源于形核和长大过程，与体系内原子的结构重排密切相关。以Ni-Zr二元合金为研究对象，通过熔甩的方法制备了NiZr2完全非晶条带，并通过电子探针、X射线衍射技术（XRD）和差式扫描量热分析（DSC）对非晶条带进行了实验分析。分析结果表明，NiZr2非晶条带中含有少量的氧元素，非晶合金的晶化过程分为两个阶段：非晶→非晶+ZrO→ZrO+NiZr2，晶化最终产物为ZrO相和NiZr2相。同时通过分子动力学模拟，利用Hausleitner-Hafner提出的多体势，对液态NiZr2合金在快速冷却过程中的能量及结构演变进行了描述。模拟发现低温下体系偶分布函数g（r）的第二峰有显着的劈裂，但各类偏偶分布函数gij（r）劈裂发生的温度不同，同时通过偏偶分布函数和配位数的计算描述了非晶形成过程中NiZr2相的形成机制。键对分析结果表明，Ni-Zr非晶合金中不仅存在大量表征非晶结构的1551、1541和1431键型，同时还存在1441、1311和1321等键型所形成的团簇，四面体及菱面体对NiZr2非晶结构有不可忽视的影响。液态金属与固态金属在微观结构上的相关性和变异特征得到了很好的体现。
李长荣[10]（2005）在《金属循环过程中渣化法分离铁与铜锡等元素技术的基础研究》文中研究说明尽管不断有各种各样的新材料问世,工程材料也日趋多元化,但钢铁材料仍是现代人类社会最广泛使用的材料。在目前使用的金属材料当中,钢铁所占的比例在90%以上。随着地球矿产资源的迅速枯竭,废钢必将成为钢铁生产的主要原料来源。因此,逐步建立以废钢铁为原料基础的钢铁冶金体系,是社会可持续发展的重要组成部分,是建立循环型经济社会的必然要求。 本文论述了废钢循环在整个循环经济活动中的重要性及其在钢铁材料可持续发展中的关键作用,首次明确地指出了采用稀释法利用回收废钢方法的负面效应,这种利用方式还是停留在线性经济的思维定式里。此类仅以成本最低为原则的利用模式已经不符合循环经济的发展要求。 理论研究和生产实践都表明:钢材的纯净度对其性能和使用寿命都具有很大的影响。在金属循环过程中维护和保持金属基体的纯净性是至关重要的,未来废钢价值的大小将主要取决于废钢中有害残存元素的含量。 本文对渣化法分离黑色金属与有色金属元素技术的基本原理进行了论述和分析。对废钢中最为常见的有害残存元素铜、锡在富FeO熔渣中的氧化溶解行为进行了研究。在1873K温度条件下,与金属铜溶液平衡的纯氧化铁熔渣中含铜量为2.04%,熔渣中的铜含量随着渣中CaO含量的增加而逐渐减小。根据实验结果计算出γCuO0.5,并得出γCuO0.5与熔渣中CaO含量之间的产系: γCuO0.5=3.95-2.31exp（-（CaO%）/16.63） 在1873K温度条件下,与金属锡溶液平衡的纯氧化铁熔渣中含锡量为8.07%。锡的氧化溶解随着熔渣中,CaO含量的增加仅略有下降,说明CaO含量对锡的氧化溶解的影响小于其对铜氧化溶解的影响。相比之下,锡的氧化溶解更容易受到氧分压的影响。得出的γSnO与熔渣中CaO含量之间的关系为: γSnO=1.37-0.021（CaO%） 采用化学平衡法对铜、锡元素在富FeO熔渣与金属液之间的分配规律进行了研究。研究结果表明:在1823K～1923K的温度范围内,得出的（Cu%）与温度之间的关系为: 当[Cu]=10%时,（Cu%）=-1.18+8×10-4T; 当[Cu]=1.96%时,（Cu%）=-0.75+5×10-4T; 而在[Sn]=0.71%时,温度对锡在渣金间分配的影响甚微。铜在渣金间的分配比随着温度的升高而升高,但温度对低浓度下的分配比影响更大一些,在高浓度时其影响变小,分配比的增势明显变缓。 根据渣金间的化学平衡研究了铜在富FeO熔渣与金属溶液之间的分配比,
二、Effect of peritectics on thermodynamic properties of homogeneous binary metallic melts（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、Effect of peritectics on thermodynamic properties of homogeneous binary metallic melts（论文提纲范文）
（1）难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 难混溶合金的性质及应用 |
| 1.1.1 稳态难混溶Cu-Pb偏晶合金 |
| 1.1.2 亚稳态难混溶Cu-Fe包晶合金 |
| 1.2 难混溶合金的制备方法 |
| 1.2.1 难混溶合金的传统制备方法 |
| 1.2.2 新兴的制造难混溶合金方法 |
| 1.3 液态金属的深过冷快速凝固 |
| 1.3.1 深过冷的原理及方法 |
| 1.3.2 深过冷快速凝固的特点 |
| 1.3.3 深过冷的热力学及动力学基础 |
| 1.3.4 过冷熔体中晶体的生长 |
| 1.4 难混溶合金的凝固组织控制研究 |
| 1.4.1 第三组元对难混溶合金凝固组织的影响 |
| 1.4.2 脉冲电流处理金属凝固组织的研究进展 |
| 1.5 难混溶合金制备存在的问题及本文主要研究内容 |
| 1.5.1 难混溶合金凝固组织控制研究存在的问题 |
| 1.5.2 本文的主要研究内容 |
| 1.6 本文技术路线 |
| 第二章 试验材料、设备及试验方法 |
| 2.1 试验材料和试验设备 |
| 2.1.1 合金及成分的选择 |
| 2.1.2 试验设备 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 铜模快淬 |
| 2.2.2 熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法 |
| 2.2.3 制样及微观组织结构分析 |
| 2.2.4 引入脉冲电流 |
| 2.2.5 硬度测试 |
| 2.2.6 摩擦磨损测试 |
| 第三章 难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离及组织演化机制 |
| 3.1 过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶熔体的液相分离及凝固机制 |
| 3.1.1 凝固过程 |
| 3.1.2 偏晶胞的形成机制 |
| 3.1.3 组织演化 |
| 3.2 过冷Cu-15wt.%Fe包晶熔体的液相分离及凝固机制 |
| 3.2.1 凝固过程 |
| 3.2.2 组织选择 |
| 3.2.3 组织演化 |
| 3.3 成分中Fe含量的不同对过冷Cu-Fe包晶熔体液相分离的影响 |
| 3.4 过冷难混溶合金熔体中第二相体积分数理论模型 |
| 3.4.1 形核 |
| 3.4.2 生长 |
| 3.4.3 沉积 |
| 3.4.4 形核生长、沉积共同作用下的液滴尺寸分布函数 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 稳态难混溶Cu-40wt.%Pb过偏晶合金的凝固组织控制 |
| 4.1 第三组元Ni对过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶合金熔体凝固组织的影响 |
| 4.1.1 凝固过程 |
| 4.1.2 凝固组织细化原理分析 |
| 4.2 脉冲电流对过冷Cu-40wt.%Pb过偏晶合金熔体凝固组织的影响 |
| 4.2.1 凝固过程 |
| 4.2.2 凝固组织细化原理分析 |
| 4.3 小结 |
| 第五章 亚稳态难混溶Cu-15wt.%Fe包晶合金的凝固组织控制 |
| 5.1 凝固行为 |
| 5.2 凝固组织分析 |
| 5.3 合金的晶粒尺寸 |
| 5.4 XRD分析 |
| 5.5 组织演化机制 |
| 5.6 小结 |
| 第六章 性能测试 |
| 6.1 脉冲电流对Cu-40wt.%Pb过偏晶合金硬度的影响 |
| 6.1.1 脉冲电流对合金硬度值的影响 |
| 6.1.2 脉冲电流对合金硬度均匀性的影响 |
| 6.2 脉冲电流对Cu-40wt.%Pb过偏晶合金摩擦磨损行为的影响 |
| 6.2.1 摩面分析 |
| 6.2.2 磨屑的XRD分析 |
| 6.2.3 磨损机制分析 |
| 6.3 小结 |
| 第七章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间获得的研究成果 |
（2）提升A356铝合金性能及其摩擦磨损行为热疲劳行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与选题意义 |
| 1.2 铝硅合金的应用 |
| 1.3 提升A356铝合金性能的途径 |
| 1.3.1 α-Al晶粒细化处理 |
| 1.3.2 共晶硅变质处理 |
| 1.3.3 提升A356铝合金力学性能的方法及措施 |
| 1.4 铝合金摩擦磨损行为的研究现状 |
| 1.4.1 摩擦磨损行为的研究意义 |
| 1.4.2 铝合金磨损行为的研究现状 |
| 1.5 铝合金热疲劳行为的研究现状 |
| 1.5.1 铝合金热疲劳行为的研究意义 |
| 1.5.2 铝合金热疲劳行为的研究进展 |
| 1.6 课题研究的目的、意义和内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 第二章 试验方法及分析手段 |
| 2.1 试验研究技术路线 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验设备 |
| 2.2.3 熔炼工艺 |
| 2.3 差热分析 |
| 2.4 合金T6热处理 |
| 2.5 摩擦磨损试验 |
| 2.5.1 磨损设备及试样制备 |
| 2.5.2 磨损试验过程及参数 |
| 2.6 热疲劳试验 |
| 2.6.1 热疲劳试验设备及试样形状 |
| 2.6.2 LRP1200型冷热疲劳试验机具体操作过程 |
| 2.6.3 热疲劳裂纹长度的测量方法及规定 |
| 2.7 合金力学性能性能测试 |
| 2.7.1 拉伸测试 |
| 2.7.2 硬度测试 |
| 2.7.3 冲击韧度测试 |
| 2.8 合金的组织结构表征 |
| 2.8.1 金相组织分析 |
| 2.8.2 共晶硅及二次枝晶臂间距测量 |
| 2.8.3 化学成分分析 |
| 2.8.4 XRD分析 |
| 2.8.5 SEM分析 |
| 2.8.6 TEM分析 |
| 第三章 Al-5Ti-1B-1RE中间合金体系的优化与设计 |
| 3.1 不同温度下，熔配法合成Al-5Ti-1B-1RE中间合金结果与分析 |
| 3.1.1 反应热力学分析 |
| 3.1.2 结晶动力学分析 |
| 3.1.3 Al-5Ti-1B-1RE中间合金中第二相粒子分析 |
| 3.1.4 不同合成温度下细化剂细化效果分析 |
| 3.2 不同细化剂细化分析 |
| 3.2.1 不同细化剂细化效果分析 |
| 3.2.2 不同细化剂的细化性能分析 |
| 3.3 Al-5Ti-1B-1RE中间合金细化机理分析 |
| 3.4 动态合成工艺对制备Al-5Ti-1B-1RE中间合金中第二相粒子的影响 |
| 3.5 遗传效应对Al-5Ti-1B-1RE中间合金中第二相粒子的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 A356铝合金熔体添加元素的行为 |
| 4.1 细化变质A356铝合金分析 |
| 4.1.1 细化变质剂的物相组成分析 |
| 4.1.2 细化变质处理方法分析 |
| 4.1.3 细化变质效果分析 |
| 4.2 动态处理工艺对细化变质效果的影响 |
| 4.3 遗传效应试验对细化变质效果的影响 |
| 4.4 熔体混合处理对细化变质效果的影响 |
| 4.4.1 熔体混合细化变质处理工艺 |
| 4.4.2 细化变质效果分析 |
| 4.4.3 熔体混合细化变质机理分析 |
| 4.5 细化变质处理中除氧、除氢分析 |
| 4.6 共晶硅变质机理分析 |
| 4.6.1 共晶硅的异质形核理论 |
| 4.6.2 未变质共晶Si的生长机制分析 |
| 4.6.3 变质共晶Si的生长机制分析 |
| 4.7 合金元素及细化变质对A356铝合金性能的影响 |
| 4.7.1 正交试验优化合金 |
| 4.7.2 极差分析 |
| 4.7.3 方差分析 |
| 4.7.4 优化结果与分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 铝合金摩擦磨损行为及磨损机理的研究 |
| 5.1 不同载荷条件下铝合金的摩擦磨损行为 |
| 5.1.1 铝合金的力学性能 |
| 5.1.2 不同加载载荷对四种不同工艺处理的铝合金磨损率的影响 |
| 5.1.3 不同加载载荷对四种不同工艺处理的铝合金磨损表面形貌的影响 |
| 5.2 不同磨损时间条件下铝合金的摩擦磨损行为 |
| 5.2.1 磨损时间对四种不同工艺处理的铝合金质量磨损率的影响 |
| 5.2.2 磨损时间对四种不同工艺处理的铝合金磨损表面形貌的影响 |
| 5.3 四种不同工艺处理的铝合金磨损特征及分析 |
| 5.3.1 四种不同工艺处理的铝合金磨损剖面形貌特征 |
| 5.3.2 四种不同工艺处理的铝合金摩擦系数 |
| 5.3.3 磨屑形貌及成分分析 |
| 5.3.4 磨损剖面显微硬度 |
| 5.4 不同工艺处理的铝合金磨损机理 |
| 5.5 本章结论 |
| 第六章 铝合金热疲劳行为及裂纹扩展机理的研究 |
| 6.1 热疲劳裂纹生长分析 |
| 6.2 热疲劳裂纹的孕育期 |
| 6.3 热疲劳裂纹萌生及影响因素 |
| 6.3.1 热疲劳裂纹萌生 |
| 6.3.2 热裂纹萌生的影响因素 |
| 6.4 热疲劳裂纹扩展 |
| 6.4.1 热疲劳裂纹扩展的影响因素 |
| 6.4.2 热疲劳裂纹扩展机理 |
| 6.5 本章结论 |
| 第七章 结论与创新点 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 博士期间发表论文及其科研成果 |
（3）Fe-6.5Si单相合金雾化液滴凝固行为与组织形成机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 气雾化粉体制备技术进展 |
| 1.2.1 紧耦合雾化技术 |
| 1.2.2 超声雾化技术 |
| 1.2.3 超高压雾化技术 |
| 1.2.4 新型雾化技术 |
| 1.3 雾化金属液滴凝固的研究 |
| 1.3.1 雾化液滴凝固的形核研究 |
| 1.3.2 雾化液滴凝固的组织研究 |
| 1.3.3 雾化液滴凝固的传热计算研究 |
| 1.4 课题的选题意义和研究内容 |
| 1.4.1 Fe-6.5 Si合金研究意义和现状 |
| 1.4.2 本课题具体研究内容 |
| 第二章 研究方案与设备 |
| 2.1 研究路线与研究方法 |
| 2.2 实验材料、设备和方法 |
| 2.2.1 雾化粉体的制备材料和设备 |
| 2.2.2 雾化粉体的组织分析测试 |
| 2.2.3 雾化粉体的磁性能测量 |
| 第三章 Fe-6.5Si合金雾化液滴凝固行为理论分析 |
| 3.1 单相合金雾化液滴凝固过程分析 |
| 3.1.1 雾化气体速率分析和液滴的运动 |
| 3.1.2 液滴的传热 |
| 3.1.3 液滴的凝固过程 |
| 3.2 Fe-6.5Si液滴传热与凝固行为分析 |
| 3.2.1 液滴运动行为 |
| 3.2.2 液滴传热系数 |
| 3.2.3 液滴的形核过冷度 |
| 3.2.4 液滴的液态冷却 |
| 3.2.5 液滴凝固行为 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 Fe-6.5Si合金雾化粉体的凝固组织研究 |
| 4.1 Fe-6.5Si单相合金粉体的制取 |
| 4.1.1 粉体的粒径分布 |
| 4.1.2 粉体的相组成 |
| 4.2 Fe-6.5Si粉体的组织表征 |
| 4.2.1 粉体的表面组织形貌 |
| 4.2.2 粉体的截面组织与分析 |
| 4.3 液滴凝固组织形成分析 |
| 4.3.1 形核过冷度与组织的关系 |
| 4.3.2 冷却速率与二次枝晶臂间距 |
| 4.3.3 固液界面迁移速率 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 雾化液滴凝固组织形成过程的研究 |
| 5.1 大气环境下粉体的制取 |
| 5.2 原料纯度和雾化环境对粉体组织的影响 |
| 5.2.1 粉体的表面形貌 |
| 5.2.2 对粉体的晶粒尺寸的影响 |
| 5.3 光滑粉体凝固组织分析 |
| 5.3.1 TEM分析 |
| 5.3.2 大尺寸颗粒固液界面失稳的特征 |
| 5.3.3 固液界面稳定性的理论分析 |
| 5.3.4 平界面凝固过程中的溶质分布 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Fe-6.5Si粉体的软磁性能 |
| 6.1 粉体粒径与磁性能的关系 |
| 6.2 热处理对粉体磁性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 作者在攻读博士学位期间所参与的项目 |
| 致谢 |
（4）低碳TWIP钢冶炼凝固基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TWIP钢化学成分、组织和性能 |
| 2.1.1 汽车用钢发展 |
| 2.1.2 TWIP钢成分设计 |
| 2.1.3 TWIP钢组织特征与力学性能 |
| 2.1.4 合金元素对TWIP钢的影响 |
| 2.2 TWIP钢的研究进展与冶炼生产工艺 |
| 2.2.1 TWIP钢国内外研究进展 |
| 2.2.2 TWIP钢生产难点 |
| 2.2.3 AOD精炼工艺与模型 |
| 2.2.4 电渣重熔冶炼工艺特点 |
| 2.3 凝固过程特性 |
| 2.3.1 液固相线温度确定 |
| 2.3.2 高温过程下的相变 |
| 2.3.3 钢中显微偏析 |
| 2.4 钢中非金属夹杂物 |
| 2.4.1 非金属夹杂物与其分析方法 |
| 2.4.2 夹杂物生成热力学 |
| 2.4.3 夹杂物生长动力学 |
| 2.5 本课题的研究背景、意义及内容 |
| 2.5.1 研究背景及意义 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 3 AOD-ESR工艺冶炼TWIP钢技术研究 |
| 3.1 冶炼设备与技术参数 |
| 3.1.1 主要设备 |
| 3.1.2 冶炼流程和控制 |
| 3.2 AOD冶炼合金化 |
| 3.2.1 深脱碳技术 |
| 3.2.2 冶炼合金化 |
| 3.2.3 冶炼温度控制 |
| 3.3 ESR冶炼关键技术 |
| 3.3.1 合金成分保证 |
| 3.3.2 冶炼熔速控制 |
| 3.3.3 多级补缩工艺 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 低碳TWIP钢的AOD氧化精炼数学模型 |
| 4.1 AOD精炼过程数学模型 |
| 4.1.1 模型的基本假设 |
| 4.1.2 基本的反应方程 |
| 4.1.3 体系的热量衡算 |
| 4.1.4 初始和边界条件及参数确定 |
| 4.2 模型参数确定 |
| 4.3 模型计算结果与分析 |
| 4.3.1 计算程序实现 |
| 4.3.2 模型结果与验证 |
| 4.3.3 结果讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 高锰TWIP钢凝固特性研究 |
| 5.1 实验方案 |
| 5.1.1 实验准备 |
| 5.1.2 试样加工 |
| 5.1.3 研究方法 |
| 5.2 改进型差热分析方法 |
| 5.3 Fe-C-Mn-Si-Al系钢种液相线温度 |
| 5.4 TWIP钢中高温相变过程研究 |
| 5.4.1 热力学软件Thermocalc预测 |
| 5.4.2 差热分析高温下凝固模式 |
| 5.4.3 结果对比与探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 高锰TWIP钢中元素偏析 |
| 6.1 实验方案 |
| 6.1.1 样品生产与试样加工 |
| 6.1.2 研究方法 |
| 6.2 铸锭截面元素偏析 |
| 6.3 枝晶间与枝晶内部元素分布规律 |
| 6.3.1 枝晶间元素偏析 |
| 6.3.2 枝晶内部元素偏析分析 |
| 6.4 凝固过程中偏析模型 |
| 6.4.1 偏析模型 |
| 6.4.2 主要参数的确定 |
| 6.4.3 主要元素的微观偏析行为 |
| 6.4.4 实验结果验证 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 TWIP钢中夹杂物研究 |
| 7.1 实验方案 |
| 7.1.1 取样与加工方案 |
| 7.1.2 研究方法 |
| 7.2 实验结果 |
| 7.2.1 TWIP钢中夹杂物类型 |
| 7.2.2 典型夹杂物形貌 |
| 7.2.3 夹杂物数量变化 |
| 7.3 TWIP钢中典型夹杂物生成热力学 |
| 7.4 典型夹杂物生成动力学 |
| 7.4.1 动力学模型建立 |
| 7.4.2 主要参数 |
| 7.4.3 结果与讨论 |
| 7.5 原位观察AlN析出 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）熔体热历史对金属凝固特性影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 研究背景 |
| 1.3 研究意义 |
| 1.4 凝固基本理论 |
| 1.5 结晶理论 |
| 1.5.1 结晶热力学 |
| 1.5.2 结晶动力学 |
| 1.5.3 均质形核速率 |
| 1.5.4 固/液界面能的理论模型 |
| 1.6 金属非晶态的形成 |
| 2 熔体热历史对金属凝固特性的研究方案 |
| 2.1 研究对象 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 分子动力学模拟方法 |
| 2.2.2 微观结构分析方法 |
| 2.2.3 模拟计算体系选择 |
| 2.3 研究内容 |
| 2.3.1 Al熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 2.3.2 Ag熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 2.3.3 Ni熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 2.3.4 Ni熔体凝固形成临界晶核与晶体团簇的分子动力学模拟 |
| 2.4 模拟步骤 |
| 2.4.1 Al熔体初始温度对均质形核过冷度影响的模拟步骤 |
| 2.4.2 Ag熔体初始温度对均质形核过冷度影响的模拟步骤 |
| 2.4.3 Ni熔体初始温度对均质形核过冷度影响的模拟步骤 |
| 2.4.4 Ni熔体凝固形成临界晶核与晶体团簇的模拟步骤 |
| 3 Al熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 3.1 熔点的测量 |
| 3.3 临界冷速的测量 |
| 3.3.1 初始液态平衡性验证 |
| 3.3.2 临界冷速的模拟 |
| 3.4 均质形核过冷度的测量 |
| 3.4.1 形核温度的模拟 |
| 3.4.2 均质形核过冷度的确定 |
| 3.5 均质形核过冷度模拟结果的验证 |
| 3.5.1 金属均质形核过冷度方程 |
| 3.5.2 形核过冷度模拟值与理论值的比较 |
| 3.6 均质形核过冷度随初始温度变化的测量 |
| 3.7 原子团中的原子个数随初始温度的变化关系 |
| 3.8 小结 |
| 4 Ag熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 4.1 熔点的测量 |
| 4.3 临界冷速的测量 |
| 4.3.1 初始液态平衡性验证 |
| 4.3.2 临界冷速的模拟 |
| 4.4 均质形核过冷度的测量 |
| 4.4.1 形核温度的模拟 |
| 4.4.2 均质形核过冷度的确定 |
| 4.5 均质形核过冷度的验证 |
| 4.5.1 金属均质形核过冷度方程 |
| 4.5.2 形核过冷度模拟值与理论值的比较 |
| 4.6 均质形核过冷度随过热温度变化的测量 |
| 4.7 原子团中原子个数随初始温度变化的关系 |
| 4.8 小结 |
| 5 Ni熔体初始温度对均质形核过冷度影响的分子动力学模拟 |
| 5.1 熔点的测量 |
| 5.3 临界冷速的测量 |
| 5.3.1 初始液态平衡性验证 |
| 5.3.2 临界冷速的模拟 |
| 5.4 均质形核过冷度的测量 |
| 5.4.1 形核温度的模拟 |
| 5.4.2 均质形核过冷度的确定 |
| 5.5 均质形核过冷度的验证 |
| 5.5.1 金属均质形核过冷度公式 |
| 5.5.2 形核过冷度模拟值与理论值的比较 |
| 5.6 均质形核过冷度随初始温度变化的测量 |
| 5.7 原子团中原子数随过热温度变化的关系 |
| 5.8 小结 |
| 6 Ni熔体凝固过程中临界晶核和亚临界晶核的分子动力学模拟 |
| 6.1 模拟结果及讨论 |
| 6.1.1 Ni熔体凝固后形成非晶的临界冷速 |
| 6.2 Ni熔体凝固后的微观结构 |
| 6.2.1 键对分析结果 |
| 6.2.2 最大晶体团簇中的原子数及其结构 |
| 6.3 临界晶核及临界形核冷速的确定 |
| 6.4 模拟结果的准确性讨论 |
| 6.5 小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（6）金属固/液界面能实验测定与计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 本课题研究背景、目的及意义 |
| 1.1.1 固/液界面能研究的背景 |
| 1.1.2 课题的研究意义和目的 |
| 1.2 目前研究固/液界面能的方法及研究现状 |
| 1.2.1 最大形核过冷度法 |
| 1.2.2 晶界凹槽法 |
| 1.2.3 临界过冷度法 |
| 1.3 液态金属获得深过冷的方法及深过冷凝固的特点 |
| 1.3.1 金属熔体获得深过冷的方法 |
| 1.3.2 深过冷凝固的特点 |
| 1.4 金属熔体固/液界面构造及晶体的生长方式 |
| 1.4.1 金属熔体固/液界面构造 |
| 1.4.2 晶体的生长方式 |
| 1.5 本课题研究的内容及重点 |
| 2 实验过程及方法 |
| 2.1 Al/Al-Mg合金固/液界面能实验测定的原理及内容 |
| 2.1.1 实验原理 |
| 2.1.2 实验内容 |
| 2.1.3 实验步骤 |
| 2.2 Ge合金的过冷度及固/液界面能的研究 |
| 2.2.1 实验原理 |
| 2.2.2 实验内容 |
| 2.2.3 实验设备及步骤 |
| 2.3 铝合金过剩熵的计算 |
| 2.3.1 实验目的 |
| 2.3.2 实验内容 |
| 2.4 铝合金固/液界面能分子动力学模拟与计算 |
| 2.4.1 实验目的 |
| 2.4.2 实验内容 |
| 2.4.3 实验步骤 |
| 3 铝合金过剩熵的计算 |
| 3.1 二元Miedema模型理论 |
| 3.1.1 计算合金热力学性质的理论的方法 |
| 3.1.2 Miedema模型的假设 |
| 3.1.3 Miedema模型的计算误差的分析 |
| 3.2 热力学方程的建立 |
| 3.3 常数p,q,r/p值的确定 |
| 3.4 应用与讨论 |
| 3.4.1 应用热力学方程计算混合焓 |
| 3.4.2 应用热力学方程计算吉布期自由能和剩余熵 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 铝合金固/液界面能的分子动力学模拟与计算 |
| 4.1 模拟条件及方法 |
| 4.1.1 金属熔点的模拟方法与条件 |
| 4.1.2 金属铝的模拟方法与条件 |
| 4.2 模拟结果及其分析应用 |
| 4.2.1 金属铝过冷的模拟结果 |
| 4.2.2 模拟结果的应用与讨论 |
| 4.3 应用与讨论 |
| 4.3.1 铝固/液界而能的预测 |
| 4.3.2 铝合金固/液界面能的预测 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Al/Al-Mg合金固/液界面能的测定 |
| 5.1 Al-Mg合金试样的制备 |
| 5.1.1 Al-Mg成分的选择 |
| 5.1.2 Al-Mg合金熔炼工艺 |
| 5.1.3 Al-Mg合金保温时间的确定 |
| 5.1.4 Al-Mg合金抛光技术的研究 |
| 5.2 Al-Mg合金试样内部的温度分布 |
| 5.2.1 导热系数K的确定 |
| 5.2.2 试样内部温度分布 |
| 5.3 Al/Al-Mg合金体系的固/液界面能的确定 |
| 5.3.1 Al/Al-Mg合金体系的固/液界面组织分析 |
| 5.3.2 Al/Al-Mg合金体系固/液界成能的确定 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Ge合金凝固组织特征及固/液界面能研究 |
| 6.1 Ge-0.1%wtAl合金光谱发射率的确定 |
| 6.2 深过冷Ge-0.1%wtAl合金凝固冷却曲线 |
| 6.3 净化工艺参数对Ge-0.1%wtAl合金过冷度的影响 |
| 6.3.1 净化剂成分对Ge-0.1%wtAl合金过冷度的影响 |
| 6.3.2 过热度对Ge-0.1%wtAl合金过冷度的影响 |
| 6.3.3 循环次数对Ge-0.1%wtAl合金过冷度的影响 |
| 6.3.4 保温时间对Ge-0.1%wtAl合金过冷度的影响 |
| 6.4 过冷度对金属组织的影响 |
| 6.4.1 过冷度对Ge-0.1%wtAl合金凝固组织的影响 |
| 6.4.2 Ge-0.1%wtAl合金试样的SEM表面形貌组织分析 |
| 6.5 Ge-0.1%wtAl合金固/液界面能的确定及应用 |
| 6.5.1 过冷状态下的固/液界面能 |
| 6.5.2 利用Ge-0.1%wtAl合金的固/液界面能对均质形核过冷度预测 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（7）Al-In及Ag-Sn合金熔体的黏度与结构的相关性研究（论文提纲范文）
| 目录 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题的意义 |
| 1.2 液态金属的结构研究 |
| 1.2.1 液态金属结构的研究方法 |
| 1.2.2 液态金属的短程有序结构 |
| 1.2.3 液态金属的中程有序结构 |
| 1.2.4 液态金属结构研究的其它成果 |
| 1.3 金属熔体的黏度 |
| 1.3.1 金属熔体黏度的研究 |
| 1.3.2 金属熔体的黏度与结构的相关性研究 |
| 1.4 偏晶合金的研究现状 |
| 1.4.1 偏晶合金简介 |
| 1.4.2 通过测量熔体的物理性质研究液-液相分离现象的进展 |
| 1.5 本文的研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 技术路线、试验研究方法及设备 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 金属熔体高温黏度的测量 |
| 2.2.1 振荡杯式高温黏度测量仪 |
| 2.2.2 试样的准备及测量过程 |
| 2.3 金属熔体结构的试验 |
| 2.3.1 高温X射线衍射仪 |
| 2.3.2 试样准备及试验过程 |
| 2.3.3 X射线衍射数据的处理 |
| 参考文献 |
| 第三章 偏晶Al-In合金熔体的黏滞性演变及其与液-液相变的相关性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-In合金熔体的黏度突变与液-液相变的相关性 |
| 3.3 Al-In合金熔体在液-液相变温度之上的黏度突变现象 |
| 3.4 Al-In合金熔体在液-液相变温度之上的黏滞性演变 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Ag-Sn合金熔体的黏滞性演变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ag-Sn合金熔体黏度的突变现象 |
| 4.3 Ag-Sn合金熔体不同温度区域的结构特征分析 |
| 4.4 Ag-Sn合金熔体黏度试验数据与经验公式计算结果的对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 二元合金熔体的结构特性及其与黏度的相关性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-90% In的液态结构随温度的演变 |
| 5.3 Al-90% In的液态结构转变与黏度转变的相关性 |
| 5.4 Ag-Sn合金熔体的结构演变及其与黏度的相关性 |
| 5.4.1 Ag_(86)Sn_(14)合金熔体的结构特性 |
| 5.4.2 Ag_(86)Sn_(14)合金熔体的结构与黏度的相关性 |
| 5.5 Ag_(38)Sn_(62)合金熔体的结构及其与黏度的相关性 |
| 5.6 Ag_(16)Sn_(84)合金熔体的结构及其与黏度的相关性 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 全文结论及展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 对未来工作的展望 |
| 致谢 |
| 附录 攻读博士期间发表的论文 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（8）基于Thermo-Calc热力学计算Al-Cu共晶合金微观组织模拟及实验验证（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 .液固相变理论研究现状 |
| 1.2.1 界面稳定性 |
| 1.2.2 非平衡溶质再分配 |
| 1.2.3 自由枝晶稳态生长理论 |
| 1.2.4 定向凝固条件下界面形态的演化 |
| 1.3 Thermo-Calc热力学计算软件简介 |
| 1.4 凝固微观组织模拟研究现状 |
| 1.4.1 确定性方法（Deterministic Method） |
| 1.4.2 概率性方法（Probabilistic Method） |
| 1.4.3 相场法(Phase Field Method) |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 基于Thermo-Calc的Al-Cu共晶合金热力学计算 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Al-Cu共晶合金自由能与相图计算 |
| 2.3 Al-Cu共晶合金多相自由能数据拟合 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 Al-Cu合金单相凝固相场模型构造 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 当前液固相变相场模型的构造 |
| 3.2.1 WBM相场模型 |
| 3.2.2 KKS相场模型 |
| 3.3 基于Thermo-Calc热力学计算的相场模型 |
| 3.3.1 自由能密度函数的合理分布 |
| 3.3.2 各向异性及扰动的引入 |
| 3.3.3 数值求解方法 |
| 3.3.4 初始条件和边界条件 |
| 3.3.5 计算稳定性 |
| 3.4 Al-Cu合金多晶粒形核与生长模型 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Al-Cu合金单相凝固微观组织模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-Cu合金等温等轴枝晶凝固 |
| 4.2.1 Al-Cu合金不同初始成分等温模拟 |
| 4.2.2 Al-Cu合金不同初始温度等温模拟 |
| 4.3 Al-Cu合金非等温模拟 |
| 4.3.1 Al-Cu合金非等温等轴枝晶凝固 |
| 4.3.2 Al-Cu合金Bridgman定向凝固 |
| 4.3.3 Al-Cu合金控制热流定向凝固 |
| 4.4 Al-Cu合金多晶粒形核与生长模拟 |
| 4.4.1 Al-Cu合金不同初始过冷条件下的多晶粒形核与生长 |
| 4.4.2 Al-Cu合金小各向异性条件下的多晶粒形核与生长 |
| 4.4.3 Al-Cu合金非等温边界热流条件下的多晶粒形核与生长 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Al-Cu合金多相凝固微观组织模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al-Cu合金多相凝固微观组织模型 |
| 5.2.1 Nestler模型 |
| 5.2.2 基于Thermo-Calc自由能计算的Nestler改进模型 |
| 5.3 Al-Cu合金共晶相变微观组织模拟 |
| 5.3.1 Al-Cu合金稳定生长过程 |
| 5.3.2 Al-Cu合金振荡生长过程 |
| 5.3.3 Al-Cu共晶合金层片间距调整生长过程 |
| 5.3.4 Al-Cu亚共晶合金生长过程 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 实验验证 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.2.1 Al-Cu合金制备 |
| 6.2.2 实验设备 |
| 6.3 实验结果和模拟结果比较 |
| 6.3.1 砂型铸造工艺微观组织 |
| 6.3.2 钮扣炉铸造工艺微观组织 |
| 6.3.3 综合比较 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）金属熔体原子间相互作用势及其微观不均匀性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 分子动力学模拟 |
| 1.3 原子间相互作用势的研究现状 |
| 1.3.1 对势模型 |
| 1.3.2 各向同性多体对泛函势 |
| 1.3.2.1 镶嵌原子势(EAM势) |
| 1.3.2.2 紧束缚(TB)势模型 |
| 1.3.2.3 Finnis-Sinclair(F-S)势 |
| 1.3.2.4 键级势(Bond Order Potential) |
| 1.3.3 原子间相互作用势的主要研究方向 |
| 1.4 熔体微观不均匀性概述 |
| 1.5 本文主要研究内容和目的 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法和数据处理 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 分子动力学模拟的基本方法 |
| 2.2.1 初始构型的选择 |
| 2.2.2 周期性边界条件 |
| 2.2.3 有限差分法 |
| 2.2.3.1 Verlet速度算法 |
| 2.2.3.2 Leap-frog算法 |
| 2.2.3.3 Beeman算法 |
| 2.2.3.4 Gear算法 |
| 2.2.4 预测-修正算法 |
| 2.2.5 平衡系统分子动力学模拟的系综 |
| 2.2.6 平衡系统的控制方法 |
| 2.2.6.1 调温技术 |
| 2.2.6.2 调压技术 |
| 2.3 原子平均内能 |
| 2.4 结构分析方法 |
| 2.4.1 偶相关函数 |
| 2.4.2 配位数 |
| 2.4.3 结构因子 |
| 2.4.4 键对分析技术 |
| 2.5 动力学参数的描述 |
| 2.5.1 平均平方位移 |
| 2.5.2 非相关中间散射函数 |
| 2.5.3 非高斯参数 |
| 2.6 非晶合金试样的制备及实验分析方法 |
| 2.6.1 合金试样的制备 |
| 2.6.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.6.3 差式扫描量热分析(DSC) |
| 2.6.4 透射电镜分析(TEM) |
| 2.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第三章 纯金属Al,Cu,Ag修正的Lennard-Jones作用势模型及分子动力学模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模拟方法 |
| 3.2.1 修正的Lennard-Jones作用势 |
| 3.2.2 Johnson EAM有效作用势 |
| 3.2.3 J.Mei的EAM作用势 |
| 3.2.4 类密集气体模型及Born-Green粘度公式 |
| 3.2.5 分子动力学模拟过程 |
| 3.3 计算结果及讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Al-Cu二元合金修正的Lennard-Jones作用势模型 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模拟方法 |
| 4.2.1 二元合金的EAM多体势的合成 |
| 4.2.2 二元合金修正的Lennard-Jones作用势 |
| 4.2.3 分子动力学模拟过程 |
| 4.3 Al_(75)Cu_(25)合金修正的LJ作用势及分子动力学模拟 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 临界温度下过冷液体与非晶的热力学、动力学及结构弛豫 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模拟方法 |
| 5.3 热力学、动力学及结构驰豫参数的计算结果与讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 Ni-Zr二元非晶的实验及模拟研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 原子间作用势及模拟方法 |
| 6.2.1 原子间相互作用势 |
| 6.2.2 分子动力学模拟方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 实验结果及分析 |
| 6.3.2 分子动力学模拟结果及分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录一:攻读博士学位期间发表论文 |
| 附录二:攻读博士学位期间获奖情况 |
| 外文论文 |
| Modified Lennard-Jones potentials for Cu and Ag based on the dense gas-like model of viscosity for liquid metals |
| Thermodynamic,dynamic and structural relaxation in supercooled liquid and glassy Ni below critical temperature |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（10）金属循环过程中渣化法分离铁与铜锡等元素技术的基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 循环经济与金属循环 |
| 1.1.1 循环经济的本质特征 |
| 1.1.2 金属循环中的废钢循环 |
| 1.2 废钢循环在钢铁生产中的作用和意义 |
| 1.2.1 废钢是钢铁生产的重要含铁原材料 |
| 1.2.2 废钢循环利用对资源和能源的节约作用 |
| 1.2.3 废钢循环利用的环境保护作用 |
| 1.3 钢铁生产炉料结构的变化与发展趋势 |
| 1.3.1 现有的钢铁生产炉料结构 |
| 1.3.2 钢铁生产炉料结构的变化 |
| 1.4 一次金属生产技术的进步对金属循环利用率的影响 |
| 1.5 本章小结 |
| 第二章 钢铁生产对废钢的质量要求 |
| 2.1 钢铁生产对废钢的质量要求 |
| 2.1.1 钢铁生产对废钢的一般要求 |
| 2.1.2 钢铁生产对废钢化学成分的要求 |
| 2.2 废钢中有害残存元素的影响及其行为 |
| 2.2.1 废钢中有害残存元素对钢材性能的影响 |
| 2.2.2 废钢中有害残存元素在炼钢生产过程中的行为 |
| 2.3 废钢中有害残存元素的蓄积与废钢的循环利用率 |
| 2.3.1 废钢中有害残存元素的蓄积状况 |
| 2.3.2 废钢中有害残存元素的蓄积与废钢的循环利用率 |
| 2.4 关于废钢价值的再认识 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 金属循环利用过程中金属元素的分选与分离技术 |
| 3.1 固态下单质金属的分选技术 |
| 3.1.1 常温(低温)破碎拆解法 |
| 3.1.2 磁选法及涡电流分选法 |
| 3.1.3 人工智能分选法 |
| 3.1.4 铜铝风力分选法 |
| 3.1.5 冰铜(硫化物)反应法 |
| 3.1.6 熔铝法 |
| 3.1.7 气—固相反应法(氯化法) |
| 3.2 钢水中铜、锡等元素的分离技术 |
| 3.2.1 气化(氨盐)分离法 |
| 3.2.2 真空分离法 |
| 3.2.3 熔铅法 |
| 3.2.4 CaO-CaC_2法(钙反应法) |
| 3.2.5 过滤吸附法 |
| 3.3 铁与锡的元素分离技术 |
| 3.3.1 碱性电解液电解法 |
| 3.3.2 碱性溶液浸出法 |
| 3.3.3 氯化法 |
| 3.4 其它元素的分离技术 |
| 3.4.1 废钢中锌的去除技术 |
| 3.4.2 其他元素的去除 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 渣化法分离钢水中有价金属元素的理论基础 |
| 4.1 渣化法分离黑色金属与有价金属元素的基本原理 |
| 4.2 相关熔体的相图及其热力学性质 |
| 4.2.1 Fe-Cu系 |
| 4.2.2 Fe-Sn系 |
| 4.2.3 Fe-O系 |
| 4.2.4 Cu-O系 |
| 4.3 渣化法分离钢水中有价金属元素的渣系选择 |
| 4.3.1 FeO-Fe_2O_3-CaO系 |
| 4.3.2 FeO_n-CaO-SiO_2系 |
| 4.3.3 FeO—Fe_2O_3-MgO系 |
| 4.3.4 Cu_2O-Fe_2O_3系 |
| 4.4 富FeO熔渣的物理化学性质 |
| 4.4.1 富FeO熔渣的密度 |
| 4.4.2 富FeO熔渣的粘度 |
| 4.4.3 富FeO熔渣的表(界)面张力 |
| 4.4.4 富FeO熔渣的氧化-还原性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 铜、锡在富FeO熔渣中氧化溶解行为的研究 |
| 5.1 实验设备与实验方法 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 熔渣的成分分析 |
| 5.2.2 熔渣的X射线衍射分析(XRD) |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 铜在氧化铁熔渣中的氧化溶解 |
| 5.3.2 锡在氧化铁熔渣中的氧化溶解 |
| 5.3.3 熔渣成分对铜、锡在渣中氧化溶解的影响 |
| 5.4 熔渣的显微观察与分析 |
| 5.5 熔渣中金属相的定量测量 |
| 5.5.1 定量测量的基本原理 |
| 5.5.2 显微镜下矿物定量符号的基本定义与公式 |
| 5.5.3 自动图像分析仪的基本组成 |
| 5.5.4 测量结果 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 铜、锡元素在富FeO熔渣与铁溶液间分配规律的研究 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.2 实验结果 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.3.1 温度对铜、锡在渣金间分配比的影响 |
| 6.3.2 铁溶液中铜含量对渣金间分配比的影响 |
| 6.3.3 熔渣成分对铜、锡在渣金间分配比的影响 |
| 6.4 熔渣的显微观察 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 含铜、锡等元素铁溶液渣化过程的实验研究 |
| 7.1 铁溶液中元素的氧化机理 |
| 7.1.1 铁溶液中元素的氧化机理 |
| 7.1.2 铁溶液中元素的氧化方式 |
| 7.2 表面吹氧方式下含铜、锡铁溶液的渣化实验研究 |
| 7.2.1 实验设备与实验方法 |
| 7.2.2 实验结果 |
| 7.2.3 分析与讨论 |
| 7.3 深吹氧方式下含铜、锡铁溶液的渣化实验研究 |
| 7.3.1 实验方法 |
| 7.3.2 实验结果 |
| 7.3.3 分析与讨论 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论 |
| 参考文献 |
| 主要符号表 |
| 插图一览表 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
四、Effect of peritectics on thermodynamic properties of homogeneous binary metallic melts（论文参考文献）
- [1]难混溶Cu-Pb、Cu-Fe合金的液相分离机制及组织控制[D]. 孙晓思. 太原科技大学, 2018(04)
- [2]提升A356铝合金性能及其摩擦磨损行为热疲劳行为的研究[D]. 王正军. 江苏大学, 2016(08)
- [3]Fe-6.5Si单相合金雾化液滴凝固行为与组织形成机制[D]. 李克峰. 上海大学, 2014(06)
- [4]低碳TWIP钢冶炼凝固基础研究[D]. 庄昌凌. 北京科技大学, 2015(06)
- [5]熔体热历史对金属凝固特性影响的研究[D]. 高阿红. 西安工业大学, 2013(10)
- [6]金属固/液界面能实验测定与计算[D]. 方雯. 西安工业大学, 2012(07)
- [7]Al-In及Ag-Sn合金熔体的黏度与结构的相关性研究[D]. 刘广荣. 山东大学, 2014(04)
- [8]基于Thermo-Calc热力学计算Al-Cu共晶合金微观组织模拟及实验验证[D]. 汤进军. 哈尔滨工业大学, 2010(04)
- [9]金属熔体原子间相互作用势及其微观不均匀性[D]. 张妍宁. 山东大学, 2008(12)
- [10]金属循环过程中渣化法分离铁与铜锡等元素技术的基础研究[D]. 李长荣. 上海大学, 2005(07)