一、难熔固体粒子在冶金熔体中溶解时间的研究（论文文献综述）
沙明红[1]（2021）在《CoCrFeNi-M高熵合金的制备、结构及性能研究》文中研究说明FeCoCrNi-M系列高熵合金由过渡族元素Fe、Co、Cr、Ni组成,具有高强度、低温性能、软磁性能,以及抗氧化、耐腐蚀、抗辐照等优良性能。作为新型结构材料和功能材料,该系列合金在冶金、电力、海洋等工程领域具有潜在应用前景。本论文选择与FeCoCrNi合金中元素具有不同混合焓的过渡族元素Mo、金属元素Al、稀土元素Y,设计具有（FCC+BCC）结构的高强、耐腐蚀高熵合金,分别采用真空电弧熔炼法和激光熔覆法制备CoCrFeNiz-M（Alx,Moy,Yw）高熵合金铸锭和涂层。研究Al、Mo、Y与FeCoCrNi中各元素的冶金作用,以及纳米析出对合金铸态组织、力学性能和耐蚀性能的影响机理。主要研究结果如下:（1）基于第一性原理,结合蒙特卡罗法,采用特殊准随机结构和周期性最大熵随机结构建立CoCrFeNi-M（Al,Cu,Mo）多元合金晶胞模型。在CoCrFeNi合金中分别添加Cu、Mo和Al,讨论了三类元素添加对体系中元素分布及近程有序因子的影响。解析了Mo、Al元素联合添加对CoCrFeNi-M合金原子近程有序分布的影响,并确定了CoCrFeNi-M（Al,Mo）高熵合金为本论文试验研究的主要合金体系。（2）研究了元素Al、Mo、Y在合金锭中的冶金作用。结果表明,Al、Mo同时加入FeCoCrNi-M合金中,铸锭为（FCC+B2）双相结构,组织细小且成分均匀。稀土Y微量掺杂FeCoCrNi2.1Al Yw合金锭为层片状共晶组织,层片间距约1μm。（3）揭示了Al、Mo、Y元素对FeCoCrNi-M合金锭中纳米析出行为及铸锭强化机制的作用机理。结果表明,Mo元素加入FeCoCrNi2.1-Al Moy合金,促进了FCC相和B2相中纳米析出,压缩强度提升93.18%,压缩塑性提高24.19%。稀土Y微量掺杂AlCoCrFeNizYw合金锭为（FCC+B2）双相共晶组织。当0<Y<0.1%时,稀土Y以固溶态溶解在合金中,细化凝固组织,提高合金屈服强度。当0.5%≤Y≤1.0%时,压缩变形量约2.5%时出现二次屈服现象,使合金屈服强度提升约40%。（4）设计CoCrFeNiz–M（Alx,Moy）高熵合金粉末,采用激光熔覆技术在Q235B热轧钢板表面制备高强耐蚀涂层,研究了合金粉末与钢的冶金反应及涂层的组织性能。结果表明,Al1.2CoCrFeNi2.1涂层为（FCC+B2）共晶组织,平均硬度约310HV,涂层与基体呈冶金结合,结合区硬度比基体高33.33%,并具有良好的耐蚀性。AlCoCrFe Mo Ni2.2涂层组织为（FCC+BCC+B2）,涂层平均硬度为490HV,结合区硬度比基体高42.86%,耐蚀性较好。可见,（FCC+BCC（或B2））结构的Al1.2CoCrFeNi2.1和AlCoCrFe Mo Ni2.2高熵合金涂层具有良好的强韧性及耐腐蚀性。
刘兆庭[2]（2021）在《锂、镁电解过程杂质电化学行为研究》文中提出金属镁、锂是高强超轻金属结构材料的关键合金元素。金属锂是国家战略性金属,广泛应用于新能源、新材料、新医药等领域,被誉为“工业味精”与“新能源金属”。金属锂及锂材产品是高比能固态锂电池的关键负极材料,随着固态锂电池在新能源汽车领域的不断应用,金属锂的发展前景和需求空间将不断扩张。熔盐电解是生产金属锂、镁的主要方法。实际生产中,原料、设备和工具带来或产生杂质进入电解质是不可避免的,杂质会产生槽渣,加速阳极消耗,影响电解质循环,增加电流空耗,降低电流效率,增加能耗等,有些杂质在阴极析出降低产品纯度,导致产品质量下降。研究金属锂、金属镁熔盐电解过程中杂质电化学行为,对揭示电化学微观机理,优化电解工艺,提高电流效率,保证产品质量,节能降耗具有重要的理论和实际意义。本文针对电池级金属锂产品的技术需求,开展了轻金属杂质离子（Mg（Ⅱ）和Al（Ⅲ））、过渡族杂质离子（Mn（Ⅱ）、Ni（Ⅱ）、Fe（Ⅱ））以及含氧化合物杂质H2O、LiOH、Li2O及SO42-等在锂电解过程中的电化学行为,以及镁电解过程中Mn（Ⅱ）、Ni（Ⅱ）、Fe（Ⅱ）等离子的阴极电化学行为研究。结果表明,锂电解过程中,杂质离子Mg（Ⅱ）、Al（Ⅲ）、Mn（Ⅱ）、Ni（Ⅱ）及Fe（Ⅱ）在电极上反应均属于受扩散控制的一步还原过程,且具有准可逆特点。杂质离子会优先于目标离子在电极析出,消耗部分电量,降低产品纯度。计时电流法实验结果表明这些杂质在钨电极的沉积均属于瞬时成核过程。循环伏安法及方波伏安法研究结果表明Fe（Ⅲ）不能在熔盐体系中稳定存在,会进一步分解为Fe（Ⅱ）。H2O、LiOH、Li2O及SO42-等含氧杂质在锂电解体系中的电化学过程研究表明,空气中的水会通过扩散进入电解质内部参与电化学反应,计算得到H2O进入电解质后电化学反应交换电子数为1,表明H2O与LiCl反应生成LiOH。OH-发生两次电化学还原,计算得到第一步电化学反应电子转移数为1,表明为OH-还原生成H过程,第二步反应表示吸附在电极表面H还原并与电解质中Li+生成LiH过程。锂电解体系中Li2O易与H2O反应生成LiOH杂质,改变电极过程。计时电流法研究结果表明加入Li2O使得金属锂成核方式由瞬时成核转变为渐进成核。电解质中H2O、LiOH及Li2O存在会消耗部分电量,影响金属锂析出,加快电极损耗,降低电极使用寿命。循环伏安法研究结果表明SO42-会向阴极迁移并参与阴极过程,给出了 SO42-在阴极氧化还原反应路径,认为SO42-可在阴极表面发生四步还原反应,生成多种产物,消耗电量,造成阴极钝化抑制锂的正常析出。镁电解过程中,杂质离子Mn（Ⅱ）、Ni（Ⅱ）及Fe（Ⅱ）在电极上的还原属于受扩散控制的一步两电子准可逆过程。通过半积分法计算了不同温度下的扩散系数,基于扩散系数得到不同离子扩散活化能分别为30.60 kJmol-1、45.81 kJ mol-1以及25.12 kJ mol-1。Nicholson法计算得到循环伏安法扫描速率为0.5 V/s时,Mn（Ⅱ）/Mn（0）、Ni（Ⅱ）/Ni（0）及Fe（Ⅱ）/Fe（0）体系的标准速率常数k0依次为0.72×10-3 cm/s、1.68×10-3cm/s和2.32×10-3 cm/s,固有反应速率与传质速率的比率Λ值依次为0.0314、0.0785、0.0886。计时电流法实验结果表明杂质在钨电极上的沉积过程均属于瞬时成核。
李宏亮[3]（2021）在《DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究》文中研究表明近年来我国造船业迅速发展,对高端船板钢的需求与日俱增,船舶的大型化、高速化对船舶结构材料的要求也越来越高,要求同时具有高强度、良好低温冲击韧性、焊接性能以及防腐蚀性能的船体用结构钢。本文针对国内某企业DH36高强度船板钢出口检测时冲击性能达不到船级社标准,部分炉次的常温冲击功从89.5-209J之间波动,其他力学性能也不稳定的实际生产问题,结合团队前期对DH36力学性能与其中元素波动的数学模型的研究,在对钢坯内在质量和微观、宏观缺陷进行调研的基础上,利用冶金物理化学原理和金属学方法对冶金全流程进行系统分析研究,在满足国标的情况下对DH36化学成分、炼钢工艺、热轧工艺进行了全流程优化,获得了工艺稳定、性能优良的DH36产品;在低S、P含量（0.018-0.020%）范围对DH36船板钢的防海水腐蚀机理及超疏水锌镍合金镀层进行了研究,论文完成的主要研究工作如下:（1）通过金相及夹杂物分析、断口分析、扫描电镜等方法,结合生产工艺,分析了 DH36高强度船板钢冲击性能不合及大幅波动的原因,发现钢中夹杂物特别是硫化物夹杂是引起内部缺陷的主要诱因之一。在钢板中心产生的宽大贝氏体、马氏体、珠光体带状组织中发现C、Mn元素的富集、成分偏析产生的心部异常组织及条状MnS、氮化物等夹杂,它们与钢基体的界面成为裂纹源,在轧后冷却或矫直过程张应力作用下使钢板内部产生裂纹。结合本研究团队前期对大数据下得到的DH36中S、P和常规元素与冲击韧性等力学性能的数学模型,确定了高性能的DH36必须在LF精炼中将S含量脱到极低,而全流程P控制在0.018-0.020%,可以获得冲击韧性的极大值,并可大幅度降低C、Si、Mn、Al等元素的波动对冲击韧性等力学性能的影响。通过对改善炼钢工艺后得到的S含量0.0030-0.0060%的钢坯的研究发现,硫化锰的析出温度及硫化物、氮化物等夹杂物大小对冲击性能有较大影响,即使是尺寸较小的硫化锰夹杂也影响钢板内部组织的连续性,裂纹源容易在夹杂物的位置产生,在受外力冲击时微裂纹的扩大使钢的冲击性能降低。MnS在奥氏体固相区析出,S含量越低,MnS在奥氏体区析出温度越低,尺寸越小;研究发现高性能DH36化学成分优化原则为:低C、中Mn,Nb、V微合金化,控制Al、V含量在低限,控制超低含量的S及0.018-0.020%的P;连铸优化后的参数为:拉速0.95m/min、比水量0.5L/kg、过热度25℃。通过转炉、LF精炼及连铸全流程参数优化后,得到的DH36铸坯中心偏析明显降低、钢板带状组织所产生的裂纹消失,冲击性能和焊接性能显着提高,波动范围大大减小。（2）在Gleeble-1500热模拟试验机上测试了炼钢流程优化后获得的性能优良的DH36高强度船板钢的连续冷却转变曲线（CCT曲线）,对不同变形量及变形温度条件下单道次轧制后奥氏体再结晶百分比进行了测定,结合控轧控冷,得到的最佳终轧温度为800-820℃、冷却速度为5-7℃/s、终冷温度为690-710℃,钢板低温冲击韧性稳定提高,不仅达到了船级社标准,而且-40℃和-60℃的低温韧性远高于标准值。厚度30mm的DH36船板钢,在焊接热输入分别为15kJ/cm和50kJ/cm情况下,探伤结果都为1级,焊缝对接接头拉伸、弯曲冲击性能以及硬度试验通过了船舶材料验证要求,解决了焊接性能不稳定的问题。（3）根据离子-分子共存理论（IMCT）建立了转炉冶炼DH36船板钢CaO-SiO2-MgO-FeO-Fe2O3-MnO-Al2O3-P2O5-TiO2 九元渣系与钢液间磷分配比LP预报模型,在生产企业获取转炉冶炼DH36船板钢冶炼末期渣-钢成分的实际生产数据,验证了磷分配比预测模型用于冶炼DH36在控制磷含量的准确性。利用热力学理论证实了脱磷模型中关键参数NFtO的表征方程必须用“全氧法”,生产现场取得的数据也证实了理论表征方程的准确性,有力支撑了氧化脱磷模型的实施。由热力学模型得到的[%P]与lgLP,measured的关系,获取[%P]在0.018-0.020浓度区间所对应的DH36在转炉冶炼末期的1gLP为3.86-4.07,冶炼温度为T=1617-1634℃,相对应的终点渣的特性及成分范围为:二元碱度R2=2.5-3.5,（%MgO）=8-11.6,（%FeO）=11.9-13.8,（%Fe2O3）、（%MnO）、（%Al2O3）的成分对P的分配比影响不大。研究还发现渣中（%TiO2）含量小于1.0%时对lgLP影响不大,但在1.0-1.3%时,lg LP波动较大,其机理尚需进一步研究。利用IMCT理论建立了 DH36船板钢LF炉SiO2-Al2O3-CaO-MgO-MnO-TiO2-FeO七元渣系精炼脱硫的热力学模型,用30组工业数据验证表明,理论预测结果与实测数据吻合良好。研究发现,LS,Mgs对硫总分配比Ls的贡献很少,可以忽略不计;渣中MnO、TiO2含量以及精炼温度对硫分配比的影响不大。对硫的分配比影响最大的是炉渣碱度和钢液中氧含量[%O]（或炉渣中（%FeO）含量）,当炉渣碱度由2增加到6时,硫的分配比增加10倍;钢液中氧含量低于50ppm或精炼渣中（%FeO）<1时,硫分配比急剧增加。（4）模拟海水成分对所冶炼的低S、控P的DH36船板钢的腐蚀行为进行了研究,电化学极化曲线和阻抗谱（EIS）的结果表明,P含量控制在0.018-0.020%、S 含量分别为 0.0030%、0.0050%和 0.0060%的钢中,更低的0.0030%硫的DH36钢的耐蚀性最好,扫描电镜对试样的腐蚀形貌分析表明,钢表面为均匀腐蚀,引起腐蚀的主要因素仍然是低硫状态下形成的少量的MnS夹杂与周围铁基体形成的腐蚀微电池引起的,说明低S船板钢依然不能阻止海水的侵蚀,这就需要对船板钢的防腐方法进一步研究。（5）利用电化学沉积方法制备的锌镍合金镀层对DH36船板钢的腐蚀保护机制进行了探索性研究。发现在-0.8V和-1.0V较低电位下沉积,析出电势较高的镍离子优先析出,锌镍电沉积过程属于正常共沉积,沉积速度较慢,锌镍沉积层无法覆盖整个表面;在-1.2V较高电位沉积时,标准电极电势较低的锌快速析出,镍的沉积受到抑制,形成Zn（OH）2胶体膜,产生速度较快的异常共沉积,并形成致密的锌镍合金镀层,使得DH36的耐蚀性大幅提高;但在大于-1.4V更高电位下沉积时,也属于异常共沉积,形成较大沉积颗粒及较大孔洞,使得镀层的耐蚀性下降。（6）为了获得超级耐蚀船板钢,利用电沉积方法在DH36船板钢表面制备了微纳米结构的超疏水锌镍合金镀层,研究了电化学沉积时间对沉积层形貌、化学成分、晶体结构和润湿性的影响。经PFTEOS改性处理,发现沉积时间为3000s时,DH36表面形成了微纳米分层结构的锌镍合金镀层,其润湿性能从超亲水转变为超疏水,静态水接触角超过160°。在3.5%NaCl溶液中的极化曲线测试结果表明,所制备的超疏水锌镍合金镀层的耐蚀性相比于没有涂层的0.0030%低硫DH36船板钢提高32倍左右。这个研究为未来系统解决高端船板在海水中腐蚀问题带来了新的希望。
袁方[4]（2021）在《含CrOx熔渣粘度与预报模型研究》文中研究指明粘度作为非常重要的熔渣性能,与决定冶金反应快慢的传质过程密切相关。良好的熔渣流动性能够保证冶炼过程顺行,进而提升产品质量和金属收得率。因此,为了更好的了解冶金生产过程,达到操作流程的可控制、可预报,需要对各种成分、各种温度下的熔渣粘度有一个清晰的认识。含铬熔渣作为含铬合金生产的重要组成部分,在冶炼过程中起到了至关重要的作用。然而,含铬熔渣中的铬元素价态不一且易形成高熔点相,目前关于含铬熔渣粘度的报道十分有限,且不成体系。现有的粘度计算模型也由于缺少含铬熔渣粘度数据而具有一定局限性。本文首先针对含铬熔渣熔点高及含铬渣中铬元素价态多的特点,设计并搭建了最高保温温度可达1700℃、拥有良好密闭性能可完全控制气氛的高温粘度计,并利用热力学计算软件FactSage分析了CaO-SiO2-（MgO/Al2O3）-CrOx渣系Cr2+和Cr3+所占比例以及Cr2O3含量变化时不同渣系的液相率,然后分别通过XPS价态分析和XRD检测确定了熔渣适合使用旋转柱体法进行粘度测量;通过柱体旋转法,给出判断熔渣是否属于牛顿流体的判定方法并结合固相率计算结果得到了含铬熔渣固相率对流变行为的影响规律;进而对CaO-SiO2-（MgO/Al2O3）-CrOx渣系的熔渣粘度进行了系统的测量并讨论了温度、熔渣组分等因素对含铬熔渣粘度的影响规律;此外,还结合熔渣的拉曼光谱分析和计算了含Cr2O3、CrO的熔渣结构和熔渣的聚合度,揭示了各熔渣组分对含铬熔渣聚合度的影响;最终,针对牛顿流体熔渣和所有含铬渣分别建立了含铬熔渣的粘度预报模型,从而实现对CaO-SiO2-MgO-Al2O3-Cr2O3渣系粘度的预测。论文的主要内容和结果如下:（1）自主搭建了一套适合含铬熔渣粘度测量的高温粘度测量仪。仪器有着测量准确度高、最高测量温度高和体系内气氛可控制三大特点。粘度计最小可测量有效粘度数据为0.01cp,粘度精度为±1.0%;可以在1700℃高温下长时间工作且测量时仪器整体密闭,有利于进行气氛控制。（2）本试验条件下 CaO-SiO2-Cr2O3 渣、CaO-SiO2-Al2O3-Cr2O3 渣、CaO-SiO2-2%MgO-Cr2O3渣,通过气氛控制确保Cr2O3价态不发生变化,价态计算结果和XPS结果表明熔渣中的铬元素主要保持+3价;对本实验条件下的CaO-SiO2-（MgO/Al2O3）-CrO渣系,通过配以过量金属Cr片的方式保证CrO价态稳定,计算结果也表明CaO-SiO2-（MgO/Al2O3）-CrO渣系中Cr2+含量比Cr3+多两个数量级以上;（3）论文测试含铬熔渣为牛顿流体时,CaO-SiO2-（FeO/MgO/Al2O3）-CrOx熔渣的粘度随Cr2O3和CrO含量的增加而降低;CaO-SiO2-Al2O3-CrOx熔渣的粘度随Al2O3含量的增加呈现先增加后降低的趋势,随MgO、FeO含量的增加,CaO-SiO2-（FeO/MgO）-CrO3熔渣的粘度逐渐降低;相比于无铬渣,Cr2O3会使CaO-SiO2-Al2O3-Cr2O3中的[AlO4]四面体含量增加;在CaO-SiO2-MgO/FeO-Cr2O3渣中,大量MgO和Cr2O3极易生成镁铬尖晶石;FeO使得渣中部分Cr2O3转变为Cr与CrO,熔渣成分更为复杂。（4）当论文测试的含Cr2O3熔渣流体性质为非牛顿流体时,熔渣粘度随固相率的增加而增加;当固相率为5%-10%时,若固相率增加的同时溶入液相的Cr2O3含量增加,则熔渣保持牛顿流体,反之,熔渣转变为非牛顿流体。当固相率>10%时,随固相率持续增加,熔渣转变为非牛顿流体。（5）论文测试熔渣聚合度的计算结果表明:随着Cr2O3、CrO、MgO、FeO、碱度的增加,熔渣结构变得简单,Cr3+、Cr2+、Mg2+、Fe2+均以结构修饰体的形式存在于硅酸盐熔渣中,Al2O3含量的增加会使得[AlO4]四面体向[A106]八面体转变,熔渣的结构出现先复杂后简单的变化。（6）根据本文所测牛顿流体的粘度数据对Iida模型进行了优化,获得了不同体系适用的A、E参数;利用BP神经网络拟合出适用于全流体性质的含铬熔渣粘度模型,并得到程序代码,粘度模型适用范围为碱度0.5～1.2,Cr2O3含量为 0-9 wt.%,Al2O3 含量为 0-15 wt.%,MgO 含量为 0-8 wt.%。通过以上研究本论文最终得到含铬熔渣的流体特征,系统的完善了含铬熔渣的粘度数据,了解了含铬熔渣的结构特征及其影响因素,建立的含铬熔渣粘度预报模型为含铬金属冶炼流程的可控制和可预报提供了理论基础。
何乃勇[5]（2021）在《工业硅炉外精炼过程杂质硼、磷反应动力学与分子动力学模拟》文中研究表明近年来,随着全球经济的快速发展,能源问题日益突出,光伏发电成为全球关注的热点。多晶硅作为生产太阳能电池的原材料,其需求量呈大幅增涨趋势。由于现有化学法制备太阳能级多晶硅存在成本高、污染大等问题,不能满足全球光伏产业的迅猛发展需求和大幅降低太阳能电池成本的要求,迫使人们研究开发新的太阳能级硅制备技术。冶金法制备太阳能级多晶硅具有成本低、安全环保的特点,越来越受到国内外的广泛重视。但是相比成熟的改良西门子法等化学方法,冶金法在理论发展和技术应用上仍存在一定差距,需要从微观层面上深入研究杂质在硅熔体中的运动和去除行为,为其进一步推广应用奠定稳定的技术基础。工业硅中杂质元素B、P的有效和深度脱除仍然是目前冶金法面临的难题之一,本文采用吹气精炼的方式探究了工业硅除B、P的反应动力学,通过确定吹气精炼过程中杂质在硅熔体中的传质,建立了非金属杂质B、P去除的动力学模型,并给出B、P元素去除过程中的动力学参数,可为吹氧精炼动力学提供理论依据。此外,通过实验方法精确地描述工业硅精炼过程是非常困难的。采用量子化学的方法可在化学键和分子结构水平探究反应的微观机理,使工业硅达到深度除杂的目的。吹气精炼实验结果表明,在1550℃下经过90min的精炼后,B含量可从0.0058%降低到0.0018%,P含量可从0.0056%降低到0.0026%。工业硅中的B和P的含量随精炼时间的延长而降低,且降低的速率逐渐变慢。通过拟合精炼时间与精炼硅中B、P浓度的关系,计算得到B和P去除的表观速率常数kB和kP分别为5.68 ×10-4s-1和2.03×10-4s-1,B和P在硅熔体中的传质系数βB和βP分别为1.37 ×10-5m·s-1和4.91×10-6m·s-1。在吹气精炼过程中,部分硅被氧化造成硅的损失,且损失量随着精炼时间的延长而增加,90min时的损失率为10.12%。损失的硅可以分为氧化进入渣相的SiO2和高温下生成的SiO烟气这两部分。采用从头算分子动力学模拟方法研究工业硅吹氧精炼过程的反应机理,发现Si超胞掺O对Ca和Al有极强的相互作用,它们分别形成了 Ca-O键和Al-O键,而B-O之间随温度升高也有较强相互作用,但是Fe-O、P-O之间的相互作用较弱。同时发现,1823K时杂质原子与氧原子的相互作用强于1723K。动力学模拟前后的结果表明,虽然Si超胞掺O对P的直接去除效果很差,但是后期生成了 P-P键,表明P在精炼过程中会以P2的形式去除。根据均方根位移可得到杂质原子的扩散系数,结果表明:金属杂质Fe、Al、Ca的扩散系数要大于非金属杂质B、P的扩散系数,1823K时杂质原子的扩散系数总体大于1723K时的扩散系数。采用从头算分子动力学模拟方法研究工业硅造渣精炼过程的反应机理,发现经过动力学模拟之后,B、P在CaO-SiO2渣系的作用下分别生成了 BO33-和PO43-。对均方位移进行线性拟合得到BO33-、PO43-在CaO-SiO2渣系中的扩散系数,1823K时BO33-、PO43-的扩散系数分别为:DBO33-=1.29 ×10-8m2s-1,DPo43-=8.05 × 10-9 m2s-1。
王健[6]（2019）在《含铬高钛型高炉渣物相结构及粘流性质的研究》文中研究说明中国攀枝花-西昌地区的红格矿是一种典型的高铬型钒钛磁铁矿。红格矿区矿石可开采量达18.29亿t,矿石中Cr2O3含量高,有价元素（如:Co,Cu,Ni）的含量也比其他矿区高,开采利用潜力大,但该矿的矿物组成较复杂,利用难度大,且Cr2O3的存在对高炉内矿石的熔融还原、炉渣性质产生重大影响。截至目前,对红格矿只进行了前期勘探、矿石的物相组成特征分析和选矿冶炼分析[1],红格矿的开发利用尚未开展,相关的基础研究也很少。因此,充分了解含铬高钛高炉渣的物理化学性质对于红格矿的大规模开发利用意义重大。本文通过实验和理论相结合的方式对Cr2O3在炉渣中的溶解行为以及含铬高钛高炉渣的物相结构和粘流性质进行了研究,得出以下结论:（1）Cr2O3在高钛高炉渣中的溶解行为研究:固定炉渣中TiO2含量为22wt.%,碱度为1.1,当Cr2O3含量超过0.53wt.%时,渣中将生成钙钛矿相,从而导致Cr2O3的溶解速率大幅降低,为提高矿石的熔融还原速率,炉渣中Cr2O3的含量不宜超过0.53wt.%。在不同TiO2含量及不同碱度下,Cr2O3在炉渣中的溶解度均低于1wt.%。（2）炉渣物相转变研究:含铬高钛型高炉渣在降温过程中先后析出尖晶石相、钙钛矿相、钙长石相、单斜辉石相等矿相。随着Cr2O3含量的增加,钙钛矿相的析出温度先降后升,尖晶石相析出温度上升;随着TiO2含量的增加,钙钛矿相与尖晶石的析出温度降低;随着碱度的增加,钙钛矿相和尖晶石的析出温度升高。（3）炉渣粘流性质研究:1)随着炉渣Cr2O3含量的增加,粘度先降低后增加。当Cr2O3含量不高于0.5wt.%时,Cr2O3充当网络修饰体的角色,使炉渣结构简化,粘度下降,当添加量为1.5wt.%及以上时,炉渣中生成钙钛矿相和尖晶石相使粘度上升。随着炉渣Cr2O3含量的增加,炉渣熔化性温度先降低后增加。为使炉渣拥有良好的流动性和热稳定性,炉渣中Cr2O3的含量不宜超过0.5wt.%。2)随着炉渣中TiO2含量的增加,粘度降低。TiO2添加量低于24wt.%时,进入硅氧四面体网状结构的Ti4+不断从网状结构中脱离,使硅酸盐体系结构简化;TiO2添加至26wt.%时,炉渣由硅酸盐体系转变为钛酸盐体系,[Ti2O6]4-链状结构含量降低,[TiO4]4-四面体单体的含量增加,炉渣结构进一步简化,粘度降低,流动性得到改善。随着炉渣中TiO2含量的增加,炉渣的熔化性温度上升,综合考虑,炉渣中TiO2含量不宜超过26wt.%。3)随着炉渣中碱度的增加,粘度降低。炉渣中自由氧离子含量的增加,使硅酸盐、钛酸盐体系中的复杂阴离子团解聚,炉渣聚合度降低,宏观表现为炉渣粘度的下降。随着炉渣中碱度的增加,炉渣熔化性温度增加,炉渣碱度不宜超过1.15。4)对比Urbain模型、lida模型、Riboud模型、NPL模型粘度计算值与实验值后发现,NPL模型的最大平均误差为17.49%,能较好的预测CaO-SiO2-Al2O3-MgO-TiO2-Cr2O3六元渣系的粘度。
曹欣[7]（2019）在《薄膜太阳能电池用关键基础材料制备技术研究》文中研究指明近年来,太阳能的开发和利用成为人类发展的热点问题之一,作为核心器件的薄膜太阳能电池产业发展迅速。薄膜太阳能电池主要由玻璃材料、透明导电膜、窗口层、光吸收层等构成,其中玻璃及透明导电膜作为核心材料占总成本30%以上。本文主要针对薄膜太阳能电池中所使用的玻璃基板及透明导电膜,开展应用基础研究,包括:（1）研究了 A1203及MgO/CaO对Si02-RO-R20系玻璃结构及性能的影响、芒硝的澄清机理及效果、硅砂粒度对熔化质量的影响规律。实验证明:Al203为6 wt.%,MgO/CaO为1,芒硝含量2.5wt.%,硅砂粒度100～150目时,玻璃基板应变点>580℃,工艺难度适中,成果量产了 CIGS薄膜太阳能电池高应变点玻璃基板。（2）研究了 R20-Al203-SiO2系玻璃硅酸盐反应过程,Al2O3含量的增加将导致玻璃力学、化学及工艺性能大幅度上升。B2O3含量会对结构产生直接影响,在4.0 wt.%时性能及澄清效果达到较佳水平。针对性的开发了化学强化工艺,样品表面压应力>840 MPa,成果运用于我国第一条高强R20-Al203-SiO2玻璃生产线。（3）研究了碱土金属比例、Ge02、Zr02对B203-Al203-Si02系玻璃力学、光学等物化性能,黏度、热膨胀系数等工艺性能的影响规律,确定了规模化生产的氧化物体系;探索了硅砂粒度上、下限对熔化质量的影响规律,在采用粒度范围150～200目的国产硅砂1#,各项指标均优于进口硅砂;系统研究了 SnO、SnO2等单一和硫氧系、氯氧系等复合澄清剂对玻璃澄清性能的影响规律,在SrSO4 0.05 wt.%+SnO2 0.15wt.%时,气泡直径0.52 mm,熔占比18.3%时,效果最佳,技术成果正在产业转化。（4）研究了衬底温度、高温热处理过程、功率等对ITO薄膜结构和性能的影响规律,分析了工艺参数对ITO导电膜性能的影响机理,在功率85 W,410℃条件下,制备了电阻率为1.6×10-4 Ω·cm的导电薄膜,工艺与性能实现平衡;研究表明随氧分压的增大,氧空位浓度逐渐降低,氧空位散射中心也随之减少。（5）研究了室温状态下靶基距、工作压强等对AZO薄膜结构和性能的影响规律,探寻了氧负离子对薄膜结构损伤的影响机理。采用刻蚀法对AZO薄膜进行绒面制备,获得了电阻率为3.7×10-4Ω·cm,可见光透过率为89.59%,雾度达24.7%的AZO导电膜,技术成果用于实际生产。（6）研究了直流溅射功率、直流射频耦合功率占比及工作气压等工艺参数对GZO薄膜结构、光学、电学等性能的影响规律,在工作气压0.2Pa,射频占比80%时,制备出电阻率为2.47×10-4Ω·cm,透过率为84.2%高质量的GZO薄膜,技术成果可用于工业化实践。
王东[8]（2018）在《Zr-Cu低温熔渗碳化物反应自生ZrC-Cu复合材料组织与性能》文中提出采用Zr-Cu二元熔体作为浸渗剂,IV–VIB族碳化物为多孔坯体,低温反应熔渗制备了组织和性能良好的反应自生ZrC-Cu基复合材料。相比IVB和VB族碳化物反应熔渗制备反应自生ZrC-MeC-Cu复合材料的过程,Zr-Cu熔体与VIB族Mo和W碳化物的反应较缓和,容易控制。制备的ZrC-Mo-Cu和ZrC-W-Cu复合材料组织均匀。相比W+WC和WC坯体,采用部分碳化的W粉制备的ZrC-W-Cu复合材料具有无WC残余、组织均匀、反应时间短的优点。坯体预烧可以使材料性能稳定。冷等静压100 MPa获得孔隙率47.0–53.6%的多孔坯体,在1300℃反应熔渗Zr2Cu熔体1h后得到了W含量48–73vol%的ZrC-W-Cu复合材料。ZrCx-TiCy-Cu、内晶型ZrC-TiC/W-Cu、ZrCx-NbCy-Cu、ZrCx-TaCy-Cu以及ZrC-Mo-Cu复合材料的显微组织沿浸渗方向出现分层现象。Zr含量增加时,反应、传质速度明显加快,复合材料晶粒粗大;Zr含量低,反应缓和,材料组织均匀。复合材料中生成的富W纳米颗粒及层状纳米相、Ta2C、Nb2C等板状晶通过偏转、桥连裂纹能够有效提高复合材料的断裂韧性。ZrCx-TiCy-Cu、内晶型ZrC-TiC/W-Cu、ZrCx-NbCy-Cu和ZrCx-TaCy-Cu复合材料的断裂韧性分别达到9.67±0.96、10.21±0.31、12.1±4.4和5.34±1.70 MPa·m1/2。ZrC-Mo-Cu复合材料的抗弯强度和断裂韧性分别达到569 MPa和8.2 MPa·m1/2。ZrC-W-Cu材料由W、ZrC和晶间富Cu相组成,基本没有WC残余。ZrC晶内存在金属（W、Cu）及金属间化合物（W3Cu、Cu5Zr）纳米相。当W含量从73vol%降低到48vol%时,ZrC-W-Cu复合材料的显微硬度从4.71 GPa升高到8.93 GPa,抗弯强度从519 MPa增大到657 MPa,断裂韧性由9.1 MPa·m1/2提高到10.6MPa·m1/2。在氧乙炔焰下烧蚀60–120s后,ZrC-73vol%W-Cu复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率仅0.8μm·s-1和3.5mg·s-1。当材料中W含量小于50vol%时,材料容易发生热震破坏。材料的耐烧蚀机理主要是形成了粘稠ZrO2保护层和WO3、Cu的发汗冷却。利用W和Mo物理、化学性质相似的原理,采用Mo作为指示剂,通过分析(W0.9Mo0.1)C固溶体和Zr-Cu熔体反应界面的元素分布、物相和组织揭示了Zr-Cu熔体和WC固体反应的规律。(W0.9Mo0.1)C致密块体和多孔预制体分别在1200–1600℃和Zr-Cu熔体反应15 min后,W、Mo元素发生偏聚。在Zr-Cu熔体和ZrC晶粒内部发现W偏聚区。表明固熔反应时存在WC向Zr-Cu熔体中溶解的过程。随着反应温度的升高、熔体中Zr含量的增加以及WC颗粒尺寸的降低,溶解速度和溶解量增大。当Zr-Cu熔体中Zr的活度低于0.3时,溶解的W以单质形式析出;当Zr含量较高时,以W-Zr金属间化合物形式析出;当反应温度超过1600℃时,反应界面形成连续ZrC层阻隔WC和熔体的接触,后续反应受C原子在ZrC/W产物层中的扩散控制。1300℃时,用Zr2Cu/WC（Zr/C=1）混合粉末制备的ZrC-W-Cu复合材料中,反应时间从10 min延长到60 min,a ZrC由0.4665 nm增大到0.4671 nm。W、Cu原子的固溶使a ZrC减小。W、Cu原子在有C空位的ZrC晶格内固溶时,结构的形成能较低;溶解度随C空位浓度减小而降低。ZrC晶粒内的富Cu/W纳米相的形成机理是:Cu/W在ZrCx中的固溶度随C空位浓度减小而降低;随时间延长,反应初期固溶的Cu/W原子以金属单质或金属间化合物形式析出。
王江帆[9]（2018）在《熔盐电沉积铼制备技术与性能研究》文中提出铼（Re）以其优良的高温力学性能、化学惰性和抗磨损能力,是发展国防、航空航天等现代高技术领域极其重要的材料。本文以高性能Re推力室的高效制备为背景,在国内首次开展熔盐电沉积（ED）Re的工艺及性能研究。首先设计搭建熔盐制备和熔盐电沉积系统,开展熔盐的制备与Re离子稳定性研究,探索电沉积工艺条件对Re涂层组织结构的影响规律,总结不同组织结构Re涂层的最优沉积工艺条件,在此基础上制备厚壁Re层和Ir/Re推力室典型构件,并分别对其力学性能和高温扩散行为进行研究。研究了Re盐（K2ReCl6）的制备工艺及氯化物体系电沉积用混合熔盐的制备方法,并对混合熔盐中Re离子的稳定性进行了研究。结果表明,K2ReCl6的最佳制备温度为560℃,最大转化率接近95%。K2ReCl6在溶解过程中会发生歧化分解,生成Re单质和气态ReCl5。采用溶解K2ReCl6结合原位氯化的方式可以有效抑制K2ReCl6的分解,实现电沉积用混合熔盐的高效制备。在氯化物混合熔盐中存在+4价铼离子Re（Ⅳ）和+3价铼离子Re（Ⅲ）的平衡,Re（Ⅲ）稳定性差,易在界面处发生歧化反应生成Re（Ⅳ）和Re。随着气氛中微量氯气的引入,以及熔盐中阳离子半径的增大（Na+→K+→Cs+）,Re（Ⅲ）向Re（Ⅳ）转变,Re（Ⅳ）在混合熔盐中的稳定性逐渐提高。研究了电沉积工艺条件对Re涂层微观组织结构的影响规律。结果表明,在研究的工艺参数范围内,Re的电沉积过程主要由电化学反应步骤控制,随着熔盐温度的降低、电流密度的升高和Re离子浓度的降低,电沉积过程的控制步骤逐渐由电化学反应向传质过程转变,由此引发Re涂层生长形态和择优取向的逐步转变。熔盐电沉积Re涂层具有较宽的制备工艺窗口,在熔盐温度800～880℃,Re离子浓度1～5 wt.%,电流密度20～50 mA/cm2的工艺区间内可以制备出表面平整致密的Re涂层。随着熔盐中CsCl含量的增大,电流密度的升高和熔盐温度的降低,传质过程逐渐成为速率控制步骤,此时有利于获得具有尖锐晶粒表面的“黑铼”涂层。随着熔盐温度的升高、电流密度和熔盐中氧含量的降低,Re涂层的择优生长取向按照<100>→<110>→<002>的规律转变,生长模式由“垂直生长”转变为“侧向生长”。Re涂层的生长过程可以分为三个不同阶段,第一阶段Re（Ⅳ）按照“单电子还原-歧化耦合机制”进行,形成电沉积初期的微纳米尺寸晶粒;第三阶段Re（Ⅳ）按照“连续电荷转移机制”进行,形成细小而连续的柱状晶;第二阶段对应着前两种机制的过渡和混合。研究了电铸工艺条件对Re涂层表面质量、组织结构和力学性能的影响。结果表明,熔盐中CsCl含量主要影响涂层表面质量,CsCl含量过高或过低都会导致电铸样品表面出现瘤状突起,但对电铸Re的组织结构和力学性能影响不大,不同CsCl含量的熔盐中制备的Re都呈细小连续的柱状晶组织,平均抗拉强度均大于750 MPa,延伸率均小于5%。不同CsCl含量的熔盐中制备的Re经高温退火后组织结构和抗拉强度呈现不同的变化趋势,CsCl含量小于40 wt.%时,随退火温度的升高,Re的组织结构按照细小柱状晶→细小等轴晶→粗大等轴晶→粗大柱状晶的顺序变化,抗拉强度总体上呈下降趋势;CsCl含量大于60 wt.%时,随退火温度的升高,晶粒尺寸长大不明显,且涂层出现明显分层,抗拉强度反而有所升高。不同CsCl含量的熔盐中制备的Re经高温退火后延伸率随退火温度的升高均呈上升趋势,由小于5%逐步提高至15～20%。采用低电流密度（25 mA/cm2）制备的Re表面质量明显改善,抗拉强度提高至～1000 MPa,延伸率无明显变化。综合考虑电铸Re的表面质量和力学性能,采用CsCl含量40～60 wt.%,电流密度25 mA/cm2的电铸工艺,结合1200～1400℃的退火处理可以获得表面质量和综合力学性能最佳（抗拉强度～800 MPa,延伸率～20%）的电铸Re制品。电铸Re的纯度大于99.98%,密度达到了理论值的99.6%。制备了不同尺寸的Ir/Re推力室典型构件,并对其高温扩散行为进行了研究。结果表明,熔盐电铸时,电极间距变化对Re层沉积均匀性影响不大。因此,该工艺易于在复杂形状的芯模表面获得厚度均匀的Re沉积层,适于异型回转体Re薄壁构件的净成型制备。采用半无限大扩散模型研究了1400～2000℃间ED Ir/ED Re扩散偶中Re向Ir中的扩散行为,计算得到了Re向Ir中的扩散系数和扩散激活能（0.98 eV）。随着退火温度的升高,扩散机制逐渐由Re向Ir中的单向扩散为主转变为Ir/Re互扩散,且Ir向Re中的扩散逐渐占优。
刘跃[10]（2018）在《反应熔渗法制备超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究》文中进行了进一步梳理碳/碳（C/C）复合材料具有低密度、高比强度、高比模量、优异的高温力学性能,是新一代先进飞行器热防护和动力系统的主要备选材料。由于C/C复合材料较高的氧化敏感性,严重限制了其在航空航天领域的应用。为了拓宽C/C复合材料在高温氧化环境中的应用范围,本文以2D针刺纤维预制体为增强相,以天然气为热解碳前驱体,采用等温化学气相沉积工艺制备多孔C/C复合材料,然后利用反应熔渗法在多孔C/C复合材料内部引入SiC、SiC-ZrB2陶瓷相,以提高C/C复合材料的抗烧蚀性能。在此基础之上,采用溶胶凝胶-碳热还原法在多孔C/C复合材料内部原位生长SiC纳米线以增韧SiC-ZrB2改性的C/C复合材料。借助扫描电子显微镜、X射线衍射仪、热导测试仪、热膨胀测试仪和万能力学试验机对改性C/C复合材料进行微观结构、物相组成、物理性能和力学性能进行分析,并研究改性C/C复合材料在氧乙炔火焰和固体火箭发动机羽流环境中的烧蚀行为,通过烧蚀产物、烧蚀形貌及相关热物理性能探讨了改性C/C材料的烧蚀机理,主要研究内容和结果如下:采用等温化学气相沉积工艺制备了不同密度的C/C复合材料,随着沉积时间的延长,碳纤维预制体内部的孔隙逐渐被热解碳填充,C/C复合材料密度逐渐增大。在反应熔渗过程中,多孔C/C复合材料的密度越低,其内部孔隙越大,有利于高温熔体的渗入,高温熔体与预沉积的热解碳发生反应生成陶瓷基体,使熔渗后复合材料的密度越大。随着C/C复合材料密度的增加,其内部的孔隙逐渐减小,高温熔体渗入多孔C/C复合材料内部作用力减小,熔渗后改性C/C复合材料的密度呈线性降低。提高反应熔渗温度以及延长保温时间,有利于反应熔渗的进行。但是,反应熔渗温度过高,导致碳纤维受到高温熔体的侵蚀,从而影响复合材料的力学性能。随着保温时间的延长,反应熔渗深度逐渐增加。但当保温时间超过90 min后,熔渗深度增加不明显。经过试验探究,采用密度为1.201.35 g/cm3的多孔C/C复合材料为预制体,在20002100℃温度下保温90120min,制备的改性C/C复合材料内部碳纤维与陶瓷基体结合紧密,弯曲强度最大。通过优化反应熔渗温度和保温时间,分别制备了SiC和SiC-ZrB2陶瓷改性的C/C复合材料。采用三点弯曲试验测试了所制备的C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB2和SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB2复合材料的弯曲强度,并与纯C/C复合材料弯曲强度进行了比较。结果表明,C/C-SiC和C/C-SiC-ZrB2复合材料的弯曲强度分别为105±10 MPa和110±8 MPa,与纯C/C复合材料相比,其弯曲强度分别提高了31%和37%。通过溶胶凝胶-碳热还原法在多孔C/C复合材料内部原位生长SiC纳米线,其增强C/C-SiC-ZrB2复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别为135±12 MPa和7.75±0.96 MPa·m1/2,与C/C-SiC-ZrB2复合材料相比,弯曲强度和断裂韧性分别提高了22.7%和64.2%。由于C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB2和SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB2复合材料界面较多,声子-声子、声子-缺陷和声子-界面之间的交互作用增强,且陶瓷基体导热系数较低,导致改性C/C复合材料的热导率随着温度的升高而降低。同时SiC、ZrB2陶瓷基体的热膨胀系数较大,所以改性C/C复合材料的热膨胀系数随温度的升高而逐渐增大。研究了C/C、C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB2和SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB2复合材料楔形试样的氧乙炔烧蚀行为。结果显示,改性后的C/C复合材料的线烧蚀率和体积烧蚀率都明显低于为未改性C/C复合材料。C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB2和SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB2复合材料的体积烧蚀率比纯C/C复合材料分别降低了15.4%、48.9%和69.1%;其相对应的线烧蚀率比纯C/C复合材料分别降低了18.7%、68.8%和82.9%。在氧乙炔火焰环境中,SiO2玻璃层不能有效抵御高温燃气的冲刷,使碳纤维和基体直接暴露于高温燃烧气体中,导致C/C-SiC复合材料的主体结构被破坏。ZrO2-SiO2保护层能有效抵御气流的冲刷,但是烧蚀过程中复合材料内部存在较大的热梯度和内应力,易产生缺陷,导致ZrO2保护层在缺陷附近脱落。在C/C-SiC-ZrB2复合材料中引入SiC纳米线显着提高复合材料的力学性能,使其在高温氧乙炔火焰中保持良好的外形尺寸。在固体火箭发动机羽流环境中,高温燃气持续4.5 s,所制备的C/C、C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB2和SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB2复合材料都遭受了严重的烧蚀,其线烧蚀率分别为5.65 mm/s、5.55 mm/s、5.11 mm/s和5.01 mm/s。在烧蚀试验过程中,碳纤维和基体受到热化学烧蚀的侵蚀,致使其力学性能降低。随后,碳纤维和基体被固体发动机羽流中高速Al2O3粒子冲击,从而产生热机械效应,复合材料在热化学烧蚀和机械剥蚀的协同作用下快速消退。
二、难熔固体粒子在冶金熔体中溶解时间的研究（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、难熔固体粒子在冶金熔体中溶解时间的研究（论文提纲范文）
（1）CoCrFeNi-M高熵合金的制备、结构及性能研究（论文提纲范文）
| 创新点摘要 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 高熵合金及其特点 |
| 1.1.1 高熵合金的提出 |
| 1.1.2 高熵合金的四大效应 |
| 1.1.3 高熵合金的结构特点 |
| 1.1.4 高熵合金的性能 |
| 1.2 高熵合金的发展及其应用 |
| 1.2.1 高熵合金的研究历程 |
| 1.2.2 高熵合金铸锭的制备方法 |
| 1.2.3 高熵合金涂层的制备方法 |
| 1.2.4 高熵合金的应用领域及发展前景 |
| 1.3 高熵合金的研究现状 |
| 1.3.1 高熵合金成分设计理论与方法 |
| 1.3.2 第一性原理在高熵合金设计中的应用及发展 |
| 1.3.3 几种典型高熵合金系的研究现状 |
| 1.3.4 CoCrFeNi-M高熵合金的研究进展 |
| 1.4 本论文的研究意义及研究内容 |
| 参考文献 |
| 2 基于第一性原理的CoCrFeNi-M高熵合金成分设计 |
| 2.1 第一性原理在高熵合金研究中的应用 |
| 2.2 模型的设计 |
| 2.2.1 VASP软件 |
| 2.2.2 建模方法 |
| 2.3 Al、Mo和 Cu对CoCrFeNi-M高熵合金结构影响的物理冶金基础 |
| 2.3.1 元素添加对CoCrFeNi基高熵合金结构的影响 |
| 2.3.2 Mo元素添加对CoCrFeNiAl高熵合金结构的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 3 CoCrFeNi-M(Al,Mo,Y)合金锭的制备与铸态组织调控 |
| 3.1 合金锭的制备方法 |
| 3.1.1 熔炼设备与工艺 |
| 3.1.2 铸造设备与工艺 |
| 3.2 CoCrFeNi-M(Al,Mo)合金的制备及元素Al、Mo对铸态组织的调控 |
| 3.2.1 配料及熔炼 |
| 3.2.2 合金的相结构分析 |
| 3.2.3 合金的微观组织分析 |
| 3.3 稀土Y掺杂CoCrFeAlNi_z-Y_w合金的制备及其对铸态组织的调控 |
| 3.3.1 配料及熔炼 |
| 3.3.2 合金的相结构分析 |
| 3.3.3 合金的微观组织分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 4 CoCrFeNi-M(Al,Mo,Y)锭的纳米析出机制及其对性能的影响 |
| 4.1 检测方法与样品制备 |
| 4.1.1 检测方法 |
| 4.1.2 样品制备 |
| 4.2 CoCrFeNi-M(Al,Mo)合金锭的纳米析出机制及其对性能的影响 |
| 4.2.1 Al_((0,1))CoCrFeNi_(2.1)Mo_y锭的纳米析出行为及强化机理 |
| 4.2.2 合金锭的截面硬度 |
| 4.2.3 合金锭的耐腐蚀性能 |
| 4.3 稀土Y掺杂CoCrFeAlNi_z-Y_w合金锭的纳米析出及其对性能的影响 |
| 4.3.1 合金锭的纳米析出行为 |
| 4.3.2 合金锭的压缩性能及强化机理 |
| 4.3.3 合金锭的截面硬度 |
| 4.3.4 合金锭的耐腐蚀性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 5 Q235钢表面熔覆CoCrFeNi-M(Al,Mo)涂层的冶金结合与组织性能 |
| 5.1 试验材料及涂层制备 |
| 5.1.1 试验材料 |
| 5.1.2 CoCrFeNi_zAl_xMo_y涂层制备 |
| 5.1.3 涂层的检测与样品制备 |
| 5.2 CoCrFeNi_zAl_xMo_y合金涂层的组织性能 |
| 5.2.1 CoCrFeNi_zAl_xMo涂层的相结构 |
| 5.2.2 界面冶金结合与组织结构 |
| 5.2.3 涂层的显微硬度 |
| 5.2.4 涂层的耐蚀性 |
| 5.2.5 涂层的冶金结合与稀释率 |
| 5.3 优化Ni、Mo元素含量后CoCrFeNi_zAlMo_y合金涂层的组织性能 |
| 5.3.1 CoCrFeNi_zAlMo_y涂层的组织性能 |
| 5.3.2 CoCrFeNi_(0.5)AlMo_y合金涂层的组织性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 攻读博士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（2）锂、镁电解过程杂质电化学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 金属锂的性质及应用 |
| 1.3 金属镁的性质及应用 |
| 1.4 熔盐电解概述 |
| 1.4.1 熔盐简介 |
| 1.4.2 熔盐电解技术的发展与应用 |
| 1.5 锂镁电解发展与现状 |
| 1.6 熔盐电解电极过程研究进展 |
| 1.6.1 低温铝电解 |
| 1.6.2 稀土电分离 |
| 1.6.3 难熔金属电解 |
| 1.6.4 非金属电解 |
| 1.6.5 杂质来源及危害 |
| 1.6.6 杂质电化学行为研究现状 |
| 1.7 研究意义与内容 |
| 第2章 实验方法及参比电极制备 |
| 2.1 实验用试剂、仪器、装置 |
| 2.1.1 主要化学试剂 |
| 2.1.2 主要实验仪器 |
| 2.1.3 主要实验装置 |
| 2.2 电解质及电极预处理 |
| 2.2.1 电解质准备 |
| 2.2.2 电极预处理 |
| 2.3 主要电化学方法 |
| 2.4 参比电极制备及评价 |
| 2.4.1 参比电极制备 |
| 2.4.2 参比电极性能评价 |
| 2.5 分析与表征 |
| 2.6 小结 |
| 第3章 锂电解过程轻金属杂质离子电化学行为 |
| 3.1 锂电解过程Mg(Ⅱ)电化学行为 |
| 3.1.1 电极反应机理 |
| 3.1.2 Mg(Ⅱ)/Mg体系在LiCl-KCl熔盐中热力学性质 |
| 3.1.3 Mg(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 3.1.4 Mg(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 3.2 锂电解过程Al(Ⅲ)电化学行为 |
| 3.2.1 电极反应机理 |
| 3.2.2 Al(Ⅲ)在钨电极上的动力学 |
| 3.2.3 Al(Ⅲ)在钨电极上的沉积机理 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 锂电解过程过渡族金属杂质离子电化学行为 |
| 4.1 锂电解过程Mn(Ⅱ)电化学行为 |
| 4.1.1 电极反应机理 |
| 4.1.2 Mn(Ⅱ)/Mn(0)体系在LiCl-KCl中的热力学性质 |
| 4.1.3 Mn(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 4.1.4 Mn(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 4.2 锂电解过程Ni(Ⅱ)电化学行为 |
| 4.2.1 电极反应机理 |
| 4.2.2 Ni(Ⅱ)/Ni(0)体系在LiCl-KCl中的热力学性质 |
| 4.2.3 Ni(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 4.2.4 Ni(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 4.3 锂电解过程Fe(Ⅱ)电化学行为 |
| 4.3.1 熔盐中FeCl_3的存在状态 |
| 4.3.2 Fe(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 4.3.3 Fe(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 镁电解过程过渡族金属杂质离子电化学行为 |
| 5.1 镁电解过程Mn(Ⅱ)电化学行为 |
| 5.1.1 电极反应机理 |
| 5.1.2 Mn(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 5.1.3 Mn(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 5.2 镁电解过程Ni(Ⅱ)电化学行为 |
| 5.2.1 电极反应机理 |
| 5.2.2 Ni(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 5.2.3 Ni(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 5.3 镁电解过程Fe(Ⅱ)电化学行为 |
| 5.3.1 电极反应机理 |
| 5.3.2 Fe(Ⅱ)在钨电极上的动力学 |
| 5.3.3 Fe(Ⅱ)在钨电极上的沉积机理 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 锂电解过程含氧杂质行为研究 |
| 6.1 锂电解过程H_2O电化学行为 |
| 6.1.1 电极反应机理 |
| 6.1.2 金属锂的溶解 |
| 6.2 锂电解过程LiOH电化学行为 |
| 6.2.1 电极反应机理 |
| 6.2.2 金属锂的溶解 |
| 6.3 锂电解过程Li_2O电化学行为 |
| 6.3.1 电极反应机理 |
| 6.3.2 金属锂的沉积机理 |
| 6.3.3 金属锂的溶解 |
| 6.4 锂电解过程SO_4~(2-)电化学行为 |
| 6.5 小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 不足与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术成果 |
| 致谢 |
（3）DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 船板钢 |
| 2.1.1 船板钢特点与分类 |
| 2.1.2 DH36高强度船板钢的技术要求 |
| 2.2 船板钢缺陷及其研究 |
| 2.2.1 中厚钢板中的常见缺陷 |
| 2.2.2 中厚板缺陷产生原因分析 |
| 2.3 船板钢的技术发展和研究现状 |
| 2.3.1 船板钢的技术发展 |
| 2.3.2 船板钢发展方向 |
| 2.3.3 控轧控冷的研究 |
| 2.3.4 国内外高强度船板钢的现状 |
| 2.3.5 国内高强度船板钢存在的差距 |
| 2.4 船板钢韧脆转变温度的研究 |
| 2.4.1 船板钢的强韧化机制 |
| 2.4.2 韧脆转变温度的影响因素 |
| 2.4.3 合金元素的韧脆转变温度的影响 |
| 2.5 DH36高强度船板钢耐蚀性评估与防护涂层的制备 |
| 2.5.1 DH36高强度船板钢耐蚀性研究 |
| 2.5.2 锌镍合金镀层防护工艺 |
| 2.5.3 锌镍超疏水镀层防护工艺 |
| 2.6 研究背景和研究意义 |
| 3 研究内容和研究方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 解剖分析 |
| 3.2.2 炼钢和轧钢工艺优化设计及分析 |
| 3.2.3 冲击性能检测及热模拟实验 |
| 3.2.4 焊接性能试验 |
| 3.2.5 耐蚀性评估 |
| 3.2.6 锌镍合金镀层的制备与耐蚀性评估 |
| 3.2.7 锌镍超疏水镀层制备与耐蚀性实验 |
| 4 DH36高强度船板钢冲击性能不合的宏观、微观机理分析 |
| 4.1 DH36高强度船板冲击性能 |
| 4.2 低倍分析 |
| 4.3 断口分析 |
| 4.4 金相及夹杂物分析 |
| 4.4.1 非金属夹杂物评级 |
| 4.4.2 金相及夹杂物分析 |
| 4.5 夹杂物MnS析出热力学计算 |
| 4.5.1 液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.2 固液前沿液相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.5.3 固相中MnS析出的热力学计算 |
| 4.6 微观缺陷分析 |
| 4.6.1 异常组织的形成原因 |
| 4.6.2 异常组织中夹杂物的形成机理 |
| 4.6.3 异常组织中的裂纹源 |
| 4.6.4 钢板中微裂纹形成的外部条件 |
| 4.7 DH36冲击性能不合的综合分析及讨论 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 DH36船板钢脱磷、脱硫模型的建立 |
| 5.1 基于IMCT的DH36船板钢转炉冶炼控磷的热力学计算 |
| 5.1.1 炉渣氧化能力与L_P预报模型 |
| 5.1.2 CaO-MgO-FeO-Fe_2O_3-MnO-Al_2O_3-SiO_2-TiO_2-P_2O_5渣系IMCT模型 |
| 5.1.3 IMCT渣系Fe_tO质量作用浓度的表征方法 |
| 5.1.4 基于IMCT的船板钢磷分配比预报模型验证 |
| 5.1.5 温度对船板钢L_P的影响 |
| 5.1.6 渣成分对船板钢L_P的影响 |
| 5.2 DH36船板钢脱硫模型 |
| 5.2.1 DH36炼钢LF脱硫热力学模型 |
| 5.2.2 钢中氧、硫含量对活度系数的影响 |
| 5.2.3 钢液氧含量对L_S的影响 |
| 5.2.4 精炼温度对平衡常数及L_S的影响 |
| 5.2.5 精炼渣成分对L_S的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 DH36高强度船板钢成分、炼钢工艺优化及对焊接性能影响 |
| 6.1 DH36高强度船板钢的成分优化设计 |
| 6.1.1 DH36高强度船板钢冲击性能回归分析 |
| 6.1.2 DH36高强度船板钢的成分优化 |
| 6.2 炼钢工艺的优化 |
| 6.2.1 炼钢生产工艺优化 |
| 6.2.2 连铸生产工艺优化 |
| 6.3 工艺优化的DH36高强度船板钢焊接性能试验 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 DH36高强度船板钢控轧控冷工艺及对冲击性能影响 |
| 7.1 DH36船板钢连续冷却转变及组织细化研究 |
| 7.1.1 DH36静态CCT曲线测定 |
| 7.1.2 变形量及变形温度对奥氏体再结晶的影响 |
| 7.2 控轧控冷工艺对DH36船板钢冲击性能的影响 |
| 7.2.1 终轧温度对冲击功的影响 |
| 7.2.2 终冷温度对冲击功的影响 |
| 7.3 DH36高强度船板钢控轧控冷试验 |
| 7.3.1 轧制工艺设计 |
| 7.3.2 冲击韧性检测分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 DH36船板钢耐蚀性研究及防护涂层制备 |
| 8.1 DH36船板钢耐蚀性研究 |
| 8.1.1 DH36船板钢极化性能研究 |
| 8.1.2 DH36船板钢阻抗谱研究 |
| 8.1.3 DH36船板钢盐水浸泡实验研究 |
| 8.2 DH36船板钢锌镍合金电镀及耐蚀性研究 |
| 8.2.1 锌镍合金层的微观形貌与成分分析 |
| 8.2.2 锌镍合金层的耐蚀性分析 |
| 8.2.3 锌镍合金层的耐蚀机理 |
| 8.3 低硫DH36船板钢锌镍超疏水镀层及耐蚀性研究 |
| 8.3.1 锌镍超疏水镀层的微观形貌与成分分析 |
| 8.3.2 锌镍超疏水镀层的润湿性分析 |
| 8.3.3 锌镍超疏水镀层的耐蚀性分析 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论及创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）含CrOx熔渣粘度与预报模型研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 含铬熔渣来源及粘度研究现状 |
| 2.1.1 含铬熔渣的来源 |
| 2.1.2 含铬熔渣粘度研究现状 |
| 2.2 含铬熔体物化性质的研究 |
| 2.2.1 含铬熔体相图研究 |
| 2.2.2 含铬熔体熔点研究 |
| 2.2.3 温度和组分变化对熔渣粘度的影响 |
| 2.2.4 熔体结构变化对熔渣粘度的影响 |
| 2.3 熔渣结构及其分析方法 |
| 2.3.1 熔渣的结构 |
| 2.3.2 熔渣结构的分析方法 |
| 2.4 熔渣粘度模型研究现状 |
| 2.4.1 主要的粘度模型 |
| 2.4.2 现有粘度模型分析 |
| 2.5 冶金熔渣流变行为研究现状 |
| 2.6 课题研究背景及研究目的和内容 |
| 2.6.1 课题背景 |
| 2.6.2 研究思路与内容 |
| 3 粘度测试装置与测量方法 |
| 3.1 粘度测量装置概述 |
| 3.2 实验设备校准 |
| 3.2.1 高温炉温度校准和炉体水平校准 |
| 3.2.2 粘度计常数校准 |
| 3.3 粘度测试实验方案 |
| 3.3.1 粘度测试样品的制备 |
| 3.3.2 高温粘度计的预设 |
| 3.3.3 熔渣粘度测量方法 |
| 3.3.4 高温熔渣的物性检测 |
| 3.4 粘度测试样品成分设计 |
| 3.4.1 CaO-SiO_2-(FeO/MgO/Al_2O_3)-Cr_2O_3体系渣样成分设计 |
| 3.4.2 CaO-SiO_2-(MgO/Al_2O_3)-CrO体系渣样成分设计 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 含铬熔渣中Cr的价态分析和液相率计算 |
| 4.1 含铬熔渣中Cr的价态分析 |
| 4.1.1 CaO-SiO_2-CrO_x体系中Cr~(3+)占比 |
| 4.1.2 CaO-SiO_2-Al_2O_3-CrO_x体系中Cr~(3+)占比 |
| 4.1.3 CaO-SiO_2-MgO-CrO_x体系中Cr~(3+)占比 |
| 4.1.4 CaO-SiO_2-(MgO/Al_2O_3)-Cr_2O_3熔渣的XPS分析 |
| 4.1.5 CaO-SiO_2-(MgO/Al_2O_3)-CrO体系熔渣的价态分析 |
| 4.2 CaO-SiO_2-(MgO/Al_2O_3)-Cr_2O_3渣系液相率计算 |
| 4.2.1 液相率与渣系中Cr_2O_3溶解度计算 |
| 4.2.2 CaO-SiO_2-Cr_2O_3体系的物相分析 |
| 4.2.3 CaO-SiO_2-Al_2O_3-Cr_2O_3体系的物相分析 |
| 4.2.4 CaO-SiO_2-MgO-Cr_2O_3体系的物相分析 |
| 4.2.5 CaO-SiO_2-(MgO/Al_2O_3)-Cr_2O_3体系熔渣的检测 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 含Cr_2O_3熔渣牛顿流体下粘度测量与结构分析 |
| 5.1 含Cr_2O_3熔渣的流变行为 |
| 5.2 含Cr_2O_3熔渣的粘度测量及其影响因素分析 |
| 5.2.1 温度对含Cr_2O_3熔渣粘度的影响 |
| 5.2.2 Cr_2O_3对含Cr_2O_3熔渣粘度的影响 |
| 5.2.3 Al_2O_3对CaO-SiO2-Al2O3-3wt.%Cr_2O_3渣系粘度的影响 |
| 5.2.4 MgO对CaO-SiO_2-MgO-3wt.%Cr_2O_3渣系粘度的影响 |
| 5.2.5 FeO对CaO-SiO_2-FeO-3wt.%Cr_2O_3渣系粘度的影响 |
| 5.2.6 碱度变化对含Cr_2O_3熔渣粘度的影响 |
| 5.3 含Cr_2O_3熔渣的结构分析 |
| 5.3.1 拉曼光谱分析方法 |
| 5.3.2 Cr_2O_3对CaO-SiO_2-Cr_2O_3渣系结构的影响 |
| 5.3.3 Al_2O_3对CaO-SiO_2-Al_2O_3-3wt.%Cr_2O_3渣系结构的影响 |
| 5.3.4 MgO对CaO-SiO_2-MgO-3wt.%Cr_2O_3渣系结构的影响 |
| 5.3.5 FeO对CaO-SiO_2-FeO-3wt.%Cr_2O_3渣系结构的影响 |
| 5.3.6 碱度变化对含Cr_2O_3熔渣结构的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 含CrO熔渣粘度测量与结构分析 |
| 6.1 含CrO熔渣的粘度测量及其影响因素分析 |
| 6.1.1 温度对含CrO熔渣粘度的影响 |
| 6.1.2 CrO含量变化对熔渣粘度的影响 |
| 6.1.3 不同组分对含CrO熔渣粘度的影响及对比 |
| 6.2 含CrO熔渣的聚合度分析 |
| 6.2.1 含CrO熔渣系的聚合度表征 |
| 6.2.2 CrO含量变化对熔渣聚合度的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 非牛顿流体含铬熔渣的粘度测量与分析 |
| 7.1 非牛顿流体形成因素 |
| 7.1.1 温度对含铬熔渣流变行为的影响 |
| 7.1.2 Cr_2O_3含量变化对含铬熔渣流变行为的影响 |
| 7.2 含Cr_2O_3非牛顿流体熔渣的粘度测量 |
| 7.2.1 不同流体性质下温度对含铬熔渣粘度影响的对比分析 |
| 7.2.2 不同流体性质下Cr_2O_3含量变化对熔渣粘度影响的对比分析 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 含铬熔渣的粘度预报模型 |
| 8.1 牛顿流体含铬熔渣粘度预报模型 |
| 8.1.1 牛顿流体含铬熔渣粘度预报模型的建立依据 |
| 8.1.2 牛顿流体CaO-SiO_2-Cr_2O_3渣系粘度预报模型的参数拟合 |
| 8.1.3 牛顿流体CaO-SiO_2-MgO-Cr_2O_3渣系粘度预报模型的参数拟合 |
| 8.1.4 牛顿流体CaO-SiO_2-MgO-Al_2O_3-Cr_2O_3渣系粘度预报模型的参数拟合 |
| 8.2 用BP神经网络建立含铬熔渣粘度预报模型 |
| 8.2.1 BP神经网络模型建立方法 |
| 8.2.2 BP神经网络拟合含铬熔渣粘度预报模型 |
| 8.3 本章小结 |
| 9 结论与创新点 |
| 9.1 结论 |
| 9.2 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）工业硅炉外精炼过程杂质硼、磷反应动力学与分子动力学模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 立题背景 |
| 1.1.1 光伏产业的发展和现状 |
| 1.1.2 太阳能多晶硅制备 |
| 1.2 工业硅炉外精炼 |
| 1.2.1 吹气精炼 |
| 1.2.2 造渣精炼 |
| 1.2.3 吹气-造渣联合精炼 |
| 1.3 理论计算基础 |
| 1.3.1 密度泛函理论 |
| 1.3.2 从头算分子动力学 |
| 1.3.3 结构优化 |
| 1.3.4 从头算分子动力学在冶金中的应用 |
| 1.4 本论文研究的意义、内容及创新性 |
| 1.4.1 本论文研究的意义 |
| 1.4.2 本论文研究的内容 |
| 1.4.3 本论文研究的创新性 |
| 第二章 工业硅吹气精炼过程中硼、磷的反应动力学 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原理与方法 |
| 2.2.1 实验原理 |
| 2.2.2 硅液中杂质的氧化机理与动力学 |
| 2.2.3 实验方法 |
| 2.3 实验原料及设备 |
| 2.3.1 实验原料 |
| 2.3.2 实验设备 |
| 2.4 结果和讨论 |
| 2.4.1 工业硅吹气精炼的结果 |
| 2.4.2 吹气精炼过程杂质硼、磷的反应动力学 |
| 2.4.3 硅损失 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 工业硅吹氧精炼过程的从头算分子动力学模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法与模型建立 |
| 3.3 动力学计算结果与讨论 |
| 3.3.1 动力学模拟前后的结构和布居 |
| 3.3.2 动力学模拟前后的态密度 |
| 3.3.3 扩散系数的计算 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 工业硅造渣精炼过程的从头算分子动力学模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法与模型建立 |
| 4.3 CAO-SIO_2渣系与B的相互作用 |
| 4.4 CAO-SIO_2渣系与P的相互作用 |
| 4.5 扩散系数的计算 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（6）含铬高钛型高炉渣物相结构及粘流性质的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 钒钛磁铁矿资源及其利用情况 |
| 1.1.1 国外钒钛磁铁矿利用现状 |
| 1.1.2 国内钒钛磁铁矿利用现状 |
| 1.2 高铬型钒钛磁铁矿资源及其利用现状 |
| 1.2.1 高铬型钒钛磁铁矿非高炉冶炼 |
| 1.2.2 高铬型钒钛磁铁矿高炉冶炼 |
| 1.3 Cr_2O_3 的溶解行为及对炉渣粘流特性的影响 |
| 1.3.1 炉渣中Cr_2O_3 溶解行为的研究现状 |
| 1.3.2 高炉炉渣黏流特性的研究现状 |
| 1.4 课题研究目的及意义 |
| 1.5 课题研究思路及内容 |
| 2 Cr_2O_3 在炉渣中的溶解行为的研究 |
| 2.1 基于棒样旋转法研究Cr_2O_3 在炉渣中的溶解行为 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验装置 |
| 2.1.3 实验步骤 |
| 2.2 实验结果及分析 |
| 2.2.1 转速对Cr_2O_3 在渣中的溶解速率的影响 |
| 2.2.2 渣中Cr_2O_3 含量对Cr_2O_3 棒样溶解速率的影响 |
| 2.2.3 温度对Cr_2O_3 在渣中的溶解速率的影响 |
| 2.2.4 Cr_2O_3 对炉渣物相的影响 |
| 2.3 基于Factsage研究Cr_2O_3 在炉渣中的溶解度 |
| 2.3.1 温度对Cr_2O_3 在炉渣中的溶解度的影响 |
| 2.3.2 TiO_2 含量对Cr_2O_3 在炉渣中的溶解度的影响 |
| 2.3.3 碱度对Cr_2O_3 在炉渣中的溶解度的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 含铬高钛渣粘度及物相转变的理论计算 |
| 3.1 炉渣成分 |
| 3.2 炉渣粘度理论计算 |
| 3.2.1 粘度模型介绍 |
| 3.2.2 TiO_2 含量对炉渣粘度的影响 |
| 3.2.3 二元碱度对炉渣粘度的影响 |
| 3.2.4 Cr_2O_3 含量对炉渣粘度的影响 |
| 3.3 基于Factsage计算炉渣结晶过程物相转变 |
| 3.3.1 TiO_2 含量对炉渣物相的影响 |
| 3.3.2 二元碱度对炉渣物相的影响 |
| 3.3.3 Cr_2O_3 含量对炉渣物相的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 含铬高钛渣粘度与物相结构间关系的研究 |
| 4.1 实验方案 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验装置 |
| 4.1.3 实验方法 |
| 4.2 Cr_2O_3 含量对含铬高钛高炉渣粘度及物相结构的影响 |
| 4.2.1 Cr_2O_3 含量对含铬高钛高炉渣粘度及熔化性温度的影响 |
| 4.2.2 Cr_2O_3 含量对含铬高钛高炉渣粘流活化能的影响 |
| 4.2.3 Cr_2O_3 含量对含铬高钛高炉渣物相的影响 |
| 4.2.4 Cr_2O_3 对含铬高钛高炉渣结构的影响 |
| 4.2.5 理论计算值与实验值之间的对比分析 |
| 4.3 TiO_2 含量对含钛高炉渣粘度及物相结构的影响 |
| 4.3.1 TiO_2 含量对含铬高钛高炉渣粘度及熔化性温度的影响 |
| 4.3.2 TiO_2 含量对含铬高钛高炉渣粘流活化能的影响 |
| 4.3.3 TiO_2 含量对含铬高钛高炉渣物相的影响 |
| 4.3.4 TiO_2 含量对含铬高钛高炉渣结构的影响 |
| 4.3.5 理论计算值与实验值之间的对比分析 |
| 4.4 二元碱度对含铬高钛高炉渣粘度及物相结构的影响 |
| 4.4.1 二元碱度对含铬高钛高炉渣粘度及熔化性温度的影响 |
| 4.4.2 二元碱度对含铬高钛高炉渣粘流活化能的影响 |
| 4.4.3 二元碱度对含铬高钛高炉渣物相的影响 |
| 4.4.4 二元碱度对含铬高钛高炉渣结构的影响 |
| 4.4.5 理论计算值与实验值之间的对比分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A.作者在硕士期间发表的论文及专利 |
| B.作者在硕士期间参与的科研项目 |
| C.作者在硕士期间参与的学术活动 |
| D.作者在硕士期间获得的荣誉称号 |
| E.学位论文数据集 |
| 致谢 |
（7）薄膜太阳能电池用关键基础材料制备技术研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 薄膜太阳能电池及其关键材料发展现状 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 薄膜太阳能电池发展历程及现状 |
| 1.2.1 非晶硅薄膜太阳能电池研究现状 |
| 1.2.2 CdTe薄膜太阳能电池研究现状 |
| 1.2.3 CIGS薄膜太阳能电池研究现状 |
| 1.3 薄膜太阳能电池用基板材料制备技术研究 |
| 1.3.1 薄膜太阳能电池玻璃的特性 |
| 1.3.2 薄膜太阳能电池玻璃基板的发展趋势 |
| 1.3.3 SiO_2-RO-R_2O系薄膜太阳能电池玻璃基板发展现状 |
| 1.3.4 R_2O-Al_2O_3-SiO_2系薄膜太阳能电池玻璃发展现状 |
| 1.3.5 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系薄膜太阳能电池玻璃发展现状 |
| 1.4 薄膜太阳能电池用透明导电薄膜制备技术研究 |
| 1.4.1 氧化铟锡导电薄膜制备技术研究 |
| 1.4.2 氧化锌铝导电薄膜制备技术研究 |
| 1.4.3 氧化锌镓导电薄膜制备技术研究 |
| 1.5 本课题提出的意义 |
| 第二章 实验及实验方法 |
| 2.1 实验流程简介 |
| 2.1.1 玻璃基板实验室制备流程 |
| 2.1.2 玻璃基板工程化实验流程 |
| 2.1.3 透明导电膜实验制备流程 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.2.1 实验原料来源 |
| 2.2.2 氧化物在玻璃基板中的作用 |
| 2.2.3 氧化物在导电薄膜中的作用 |
| 2.3 实验测试参数定义、测试方法及遵循标准 |
| 2.3.1 热学性能 |
| 2.3.2 力学性能 |
| 2.3.3 光学性能 |
| 2.3.4 电学性能 |
| 2.3.5 结构性能 |
| 2.3.6 化学稳定性测试 |
| 2.3.7 玻璃及薄膜组成测试 |
| 第三章 薄膜太阳能电池用玻璃基板制备及性能研究 |
| 3.1 SiO_2-RO-R_2O系高应变点玻璃基板熔制技术研究 |
| 3.1.1 SiO_2-RO-R_2O高应变点玻璃基板定义 |
| 3.1.2 实验思路 |
| 3.1.3 氧化物对SiO_2-RO-R_2O高应变点玻璃结构及性能影响 |
| 3.1.4 SiO_2-RO-R_2O系玻璃澄清过程及行为研究 |
| 3.1.5 主要工业原料对玻璃液熔化效果影响研究 |
| 3.1.6 小结 |
| 3.2 R_2O-Al_2O_3-SiO_2系玻璃制备技术研究 |
| 3.2.1 Al_2O_3对R_2O-Al_2O_3-SiO_2玻璃结构和性能的影响 |
| 3.2.2 B_2O_3对R_2O-Al_2O_3-SiO_2玻璃结构和性能的影响 |
| 3.2.3 R_2O-Al_2O_3-SiO_2系玻璃基板化学强化性能研究 |
| 3.2.4 小结 |
| 3.3 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系玻璃熔制技术研究 |
| 3.3.1 碱土金属对B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2玻璃性能的影响 |
| 3.3.2 GeO_2对B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2玻璃性能的影响 |
| 3.3.3 ZrO_2对B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2玻璃性能的影响研究 |
| 3.3.4 主要工业原料对玻璃熔化及物化性能影响研究 |
| 3.3.5 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系玻璃基板澄清行为研究 |
| 3.3.6 小结 |
| 第四章 薄膜太阳能电池用透明导电膜制备及性能研究 |
| 4.1 氧化铟锡(ITO)透明导电薄膜制备工艺技术研究 |
| 4.1.1 衬底温度对ITO薄膜光电性能的影响 |
| 4.1.2 退火对ITO薄膜光电性能的影响 |
| 4.1.3 溅射功率对ITO薄膜光电性能的影响 |
| 4.1.4 氧分压对ITO薄膜光电性能的影响 |
| 4.1.5 小结 |
| 4.2 氧化锌铝(AZO)导电薄膜制备技术研究 |
| 4.2.1 AZO薄膜制备工艺实验设想 |
| 4.2.2 靶基距对直流射频耦合磁控溅射制备AZO薄膜性能影响 |
| 4.2.3 压强对直流射频耦合磁控溅射制备AZO薄膜性能影响 |
| 4.2.4 AZO导电薄膜损伤因素研究 |
| 4.2.5 绒面AZO导电薄膜制备技术研究 |
| 4.2.6 小结 |
| 4.3 氧化锌镓(GZO)导电薄膜制备技术研究 |
| 4.3.1 实验思路 |
| 4.3.2 直流磁控溅射功率对GZO薄膜结构和性能影响 |
| 4.3.3 直流射频耦合磁控溅射功率占比对GZO薄膜结构和性能影响 |
| 4.3.4 直流射频耦合磁控溅射压强对GZO薄膜结构和性能影响 |
| 4.3.5 小结 |
| 第五章 薄膜太阳能电池关键基础材料工业化实践与开发 |
| 5.1 SiO_2-RO-R_2O系玻璃基板工业化实践 |
| 5.1.1 SiO_2-RO-R_2O系玻璃规模化生产技术开发 |
| 5.1.2 成果技术水平及意义 |
| 5.2 R_2O-Al_2O_3-SiO_2系玻璃基板的工业化实践 |
| 5.2.1 R_2O-Al_2O_3-SiO_2系玻璃规模化生产技术开发 |
| 5.2.2 成果技术水平及意义 |
| 5.3 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系玻璃的工业化设计 |
| 5.3.1 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系玻璃的工业化熔窑设计简述 |
| 5.3.2 B_2O_3-Al_2O_3-SiO_2系玻璃生产线建设情况 |
| 5.4 ITO导电膜玻璃的工业化放大与实践 |
| 5.4.1 ITO导电膜市场现状 |
| 5.4.2 技术成果的工业化实践 |
| 5.4.3 ITO导电膜运用前景 |
| 5.5 AZO导电薄膜的工业化放大与实践 |
| 5.5.1 项目成果与既有工艺比较 |
| 5.5.2 实际使用情况 |
| 5.6 GZO透明导电膜工业化运用前景 |
| 结论 |
| 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（8）Zr-Cu低温熔渗碳化物反应自生ZrC-Cu复合材料组织与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 ZrC-W复合材料的制备、性能和应用 |
| 1.2.1 热压/热等静压烧结 |
| 1.2.2 反应烧结 |
| 1.2.3 放电等离子烧结 |
| 1.2.4 反应熔渗 |
| 1.2.5 ZrC-W复合材料的结构和性能 |
| 1.2.6 应用 |
| 1.3 低温熔渗反应自生ZrC-W复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 反应熔渗的熔渗模型、影响因素 |
| 1.3.2 ZrC-W复合材料的RMI工艺研究 |
| 1.3.3 反应润湿及反应动力学 |
| 1.3.4 熔渗反应机理研究 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 浸渗用Zr-Cu熔体的选择 |
| 2.2 试验所用原材料 |
| 2.3 复合材料的反应熔渗制备 |
| 2.3.1 预制体的制备 |
| 2.3.2 复合材料的制备 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 2.4.1 预制体孔隙率的测定 |
| 2.4.2 物相表征 |
| 2.4.3 显微结构表征 |
| 2.5 复合材料的性能测试 |
| 2.5.1 力学性能测试 |
| 2.5.2 耐烧蚀及抗热震性能测试 |
| 2.6 第一性原理计算的方法、软件和硬件 |
| 第3章 ZrC-Cu复合材料设计与制备 |
| 3.1 Zr-Cu熔体和IV–VIB族碳化物反应的热力学计算 |
| 3.2 ZrC-MeC-Cu复合材料的制备 |
| 3.2.1 ZrCx-TiCy-Cu复合材料的制备 |
| 3.2.2 ZrCx-NbCy-Cu复合材料的制备 |
| 3.2.3 ZrCx-TaCy-Cu复合材料复合材料的制备 |
| 3.2.4 ZrC-Mo-Cu复合材料的制备 |
| 3.2.5 低温熔渗制备ZrC-MeC-Cu复合材料的讨论 |
| 3.3 ZrC-W-Cu复合材料的设计及制备 |
| 3.3.1 部分碳化的W粉的设计和制备 |
| 3.3.2 ZrC-W-Cu复合材料的制备 |
| 3.3.3 坯体孔隙率对ZrC-W-Cu复合材料物相的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 ZrC-MeC-Cu复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.1 ZrCx-TiCy-Cu复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.2 内晶型ZrC-TiC/W-Cu复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.3 ZrCx-NbCy-Cu复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.4 ZrCx-TaCy-Cu复合材料的组织结构与力学性能 |
| 4.5 ZrC-Mo-Cu复合材料组织结构与力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 ZrC-W-Cu复合材料的组织结构与性能 |
| 5.1 碳含量对ZrC-W-Cu复合材料组织结构的影响 |
| 5.2 ZrC晶内纳米相的结构 |
| 5.2.1 富W纳米相 |
| 5.2.2 富Cu纳米相 |
| 5.3 ZrC-W-Cu复合材料的力学性能 |
| 5.4 ZrC-W-Cu复合材料的烧蚀与热震性能 |
| 5.4.1 ZrC-W-Cu复合材料在氧乙炔焰下的烧蚀行为 |
| 5.4.2 ZrC-W-Cu复合材料的烧蚀组织 |
| 5.4.3 ZrC-W-Cu复合材料的氧乙炔焰烧蚀机理 |
| 5.4.4 ZrC-W-Cu复合材料的抗热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 熔渗反应机理及ZrC中纳米相析出机制 |
| 6.1 低温熔渗机理研究的思路及方法 |
| 6.2 致密(W_(0.9)Mo_(0.1))C块体与Zr-Cu熔体的反应界面组织 |
| 6.3 (W_(0.9)Mo_(0.1))C多孔预制体与Zr-Cu熔体的反应界面组织 |
| 6.4 反应机理讨论 |
| 6.4.1 反应热力学分析 |
| 6.4.2 反应机理分析 |
| 6.5 ZrC晶内纳米相的析出机制 |
| 6.5.1 W、Cu溶质对非化学计量比ZrC_x晶格常数的影响 |
| 6.5.2 W、Cu溶质原子含量对(Zr_(31),Me)(C_(31),Va)形成能的影响 |
| 6.5.3 ZrC晶内富W、Cu纳米相的形成机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）熔盐电沉积铼制备技术与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 Re涂层与构件的制备 |
| 1.2.1 粉末冶金 |
| 1.2.2 电子束-物理气相沉积 |
| 1.2.3 化学气相沉积 |
| 1.2.4 电沉积 |
| 1.2.5 Re制备工艺及性能比较 |
| 1.3 熔盐电沉积Re研究现状 |
| 1.3.1 熔盐制备方法及Re离子稳定性 |
| 1.3.2 Re涂层组织结构 |
| 1.3.3 熔盐电沉积Re应用现状 |
| 1.4 论文的选题依据与研究内容 |
| 第二章 实验部分 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 熔盐电沉积法制备Re涂层 |
| 2.2.2 熔盐电沉积法制备Ir涂层 |
| 2.2.3 化学气相沉积法制备Re涂层 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 表面发射率测试 |
| 2.3.3 结合强度测试 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 2.3.5 表面粗糙度测试 |
| 2.3.6 抗拉强度及延伸率测试 |
| 2.4 分析与表征 |
| 2.4.1 微观形貌与结构分析 |
| 2.4.2 元素成分分析 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 微观取向分析 |
| 2.4.5 熔盐结构分析 |
| 2.4.6 热分析 |
| 第三章 熔盐的制备与Re离子稳定性研究 |
| 3.1 熔盐的制备 |
| 3.1.1 原位氯化法 |
| 3.1.2 添加Re盐法 |
| 3.1.3 添加Re盐+原位氯化法 |
| 3.2 Re离子稳定性及其影响因素 |
| 3.2.1 歧化反应 |
| 3.2.2 气氛条件对Re离子稳定性的影响 |
| 3.2.3 熔盐成分对Re离子稳定性的影响 |
| 3.2.4 电极材料对Re离子稳定性的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 熔盐电沉积Re涂层的组织结构与物理力学性能研究 |
| 4.1 电极形式对Re涂层沉积质量的影响 |
| 4.1.1 阴极形式对Re涂层沉积质量的影响 |
| 4.1.2 阳极形式对Re涂层沉积质量的影响 |
| 4.2 工艺条件对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.1 熔盐成分对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.2 熔盐温度对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.3 电流密度对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.4 电流波形对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.5 气氛条件对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.2.6 基体材料对Re涂层组织结构的影响 |
| 4.3 电沉积Re涂层组织结构控制机制 |
| 4.3.1 金属电沉积的基本过程 |
| 4.3.2 电沉积Re涂层生长过程 |
| 4.3.3 电沉积Re涂层生长形态与择优取向 |
| 4.4 Re涂层纯度和性能 |
| 4.4.1 纯度 |
| 4.4.2 显微硬度 |
| 4.4.3 表面发射率 |
| 4.4.4 结合强度 |
| 4.4.5 热稳定性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 熔盐电铸Re的工艺、性能及应用研究 |
| 5.1 工艺条件对电铸质量的影响 |
| 5.1.1 CsCl含量对电铸质量的影响 |
| 5.1.2 电流密度对电铸质量的影响 |
| 5.2 电铸Re的组织结构与力学性能 |
| 5.2.1 电铸Re的纯度 |
| 5.2.2 CsCl含量对电铸Re组织结构和力学性能的影响 |
| 5.2.3 电流密度对电铸Re组织结构和力学性能的影响 |
| 5.3 典型构件的制备 |
| 5.4 高温Ir/Re及 Re/Re界面研究 |
| 5.4.1 高温Ir/Re扩散研究 |
| 5.4.2 Re/Re界面热稳定性研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（10）反应熔渗法制备超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/C复合材料的氧化及烧蚀防护方法 |
| 1.2.1 涂层防护技术 |
| 1.2.2 基体改性技术 |
| 1.3 超高温陶瓷材料 |
| 1.4 C/C-UHTCS复合材料制备方法及研究现状 |
| 1.4.1 化学气相渗透法 |
| 1.4.2 先驱体浸渍-裂解法 |
| 1.4.3 浆料法 |
| 1.4.4 反应熔渗法 |
| 1.5 选题背景及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 材料的制备与分析测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 碳纤维预制体 |
| 2.3.2 实验设备 |
| 2.3.3 热解碳层的沉积工艺 |
| 2.3.4 C/C-SiC、C/C-SiC-ZrB_2复合材料的制备方法 |
| 2.3.5 SiC纳米线增强C/C-SiC-ZrB_2复合材料的制备方法 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 密度及孔隙率测试 |
| 2.4.2 孔径大小 |
| 2.4.3 弯曲性能测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 2.4.5 基体的硬度和断裂韧性 |
| 2.5 热物理性能测试 |
| 2.5.1 热导率 |
| 2.5.2 热膨胀系数 |
| 2.6 烧蚀性能测试 |
| 2.6.1 氧乙炔火焰烧蚀性能 |
| 2.6.2 固体火箭羽流烧蚀 |
| 2.7 材料组成及结构表征 |
| 2.7.1 物相分析 |
| 2.7.2 微观形貌分析 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 超高温陶瓷改性C/C复合材料反应熔渗工艺与机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 超高温陶瓷改性C/C复合材料体系设计 |
| 3.2.1 锆基超高温陶瓷材料的筛选 |
| 3.2.2 ZrB_2-SiC基体原料的筛选 |
| 3.2.3 ZrSi_2 熔体与B4C反应研究 |
| 3.3 熔渗过程影响因素的探究 |
| 3.3.1 预制体密度的影响 |
| 3.3.2 熔渗温度和保温时间的影响 |
| 3.4 熔渗动力学 |
| 3.4.1 表面张力 |
| 3.4.2 高温熔体的粘度 |
| 3.4.3 润湿角 |
| 3.4.4 原子扩散系数 |
| 3.5 熔渗机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 超高温陶瓷改性C/C复合材料微观结构、热物理及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的微观结构 |
| 4.2.1 C/C复合材料的微观结构 |
| 4.2.2 C/C-SiC复合材料的微观结构 |
| 4.2.3 C/C-SiC-ZrB_2 复合材料的微观结构 |
| 4.2.4 SiC纳米线增韧C/C-SiC-ZrB_2复合材料的微观结构 |
| 4.3 改性C/C复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 复合材料的弯曲强度 |
| 4.3.2 复合材料的断裂韧性 |
| 4.3.3 复合材料的断口形貌 |
| 4.4 复合材料的热物理性能 |
| 4.4.1 复合材料的导热性能 |
| 4.4.2 复合材料的热膨胀系数 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 超高温陶瓷改性C/C复合材料氧乙炔烧蚀行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 烧蚀性能 |
| 5.3 烧蚀形貌 |
| 5.3.1 C/C复合材料的微观烧蚀形貌 |
| 5.3.2 C/C-SiC复合材料的微观烧蚀形貌 |
| 5.3.3 C/C-SiC-ZrB_2 复合材料的微观烧蚀形貌 |
| 5.3.4 SiC纳米线增韧C/C-SiC-ZrB_2复合材料的微观烧蚀形貌 |
| 5.4 烧蚀机理 |
| 5.4.1 热化学烧蚀和热物理烧蚀 |
| 5.4.2 机械剥蚀 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 超高温陶瓷改性C/C复合材料在固体火箭发动机羽流环境中的烧蚀行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 固体火箭发动机羽流环境 |
| 6.3 烧蚀性能 |
| 6.4 烧蚀形貌 |
| 6.4.1 C/C复合材料的微观烧蚀形貌 |
| 6.4.2 C/C-SiC复合材料烧蚀后的微观形貌 |
| 6.4.3 C/C-SiC-ZrB_2 的烧蚀微观形貌 |
| 6.4.4 SiC纳米线增韧C/C-SiC-ZrB_2复合材料的烧蚀微观形貌 |
| 6.5 烧蚀机理分析 |
| 6.5.1 热化学烧蚀 |
| 6.5.2 机械剥蚀 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
四、难熔固体粒子在冶金熔体中溶解时间的研究（论文参考文献）
- [1]CoCrFeNi-M高熵合金的制备、结构及性能研究[D]. 沙明红. 辽宁科技大学, 2021
- [2]锂、镁电解过程杂质电化学行为研究[D]. 刘兆庭. 华东理工大学, 2021(08)
- [3]DH36高强度船板钢全流程工艺优化和腐蚀防护的基础研究[D]. 李宏亮. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]含CrOx熔渣粘度与预报模型研究[D]. 袁方. 北京科技大学, 2021(08)
- [5]工业硅炉外精炼过程杂质硼、磷反应动力学与分子动力学模拟[D]. 何乃勇. 昆明理工大学, 2021(01)
- [6]含铬高钛型高炉渣物相结构及粘流性质的研究[D]. 王健. 重庆大学, 2019(01)
- [7]薄膜太阳能电池用关键基础材料制备技术研究[D]. 曹欣. 大连交通大学, 2019(08)
- [8]Zr-Cu低温熔渗碳化物反应自生ZrC-Cu复合材料组织与性能[D]. 王东. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [9]熔盐电沉积铼制备技术与性能研究[D]. 王江帆. 国防科技大学, 2018(01)
- [10]反应熔渗法制备超高温陶瓷改性C/C复合材料的研究[D]. 刘跃. 西北工业大学, 2018(02)