导读:本文包含了超过冷论文开题报告文献综述、选题提纲参考文献及外文文献翻译，主要关键词:过冷,合金,热力学,液态,微观,性质,玻璃。
超过冷论文文献综述
杨长林,杨根仓,刘峰,周尧和[1]（2008）在《Fe-B共晶合金的净化及超过冷的获得》一文中研究指出通过真空熔炼和气体保护,采用熔融玻璃与循环过热相结合的深过冷快速凝固技术,研究了影响富Fe端Fe-B共晶合金熔体净化效果的主要因素,确定了该合金熔体获得超过冷的净化方法,并使Fe_(83)B_(17)共晶合金熔体稳定获得了300-460 K的超过冷度,使Fe_(80)B_(20)过共晶合金熔体的过冷度达到了485 K,从而使Fe-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了0.3T_m-0.4T_m的水平,通过对冷却曲线的分析,讨论了表征超过冷快速凝固的热力学特征.(本文来源于《金属学报》期刊2008年08期）
杨长林[2]（2006）在《超过冷Fe-B共晶合金中的亚稳相及非平衡凝固规律》一文中研究指出本文采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷技术，在真空高频熔炼条件下对富Fe端Fe-B共晶系合金进行了深过冷实验。分析了影响合金熔体净化效果的主要因素及微观净化机制，提出了该合金获得深过冷甚至超过冷的工艺路线。借助ICP、DSC、SAED、SEM、XRD等分析手段，系统研究了该共晶系合金的组织演化与熔体过冷度间的关系。借助经典形核理论、瞬态形核理论以及枝晶生长理论分析了过冷熔体中的组织形成、相选择以及亚稳相与稳定相的竞争形核关系。提出了Fe-B共晶合金深过冷条件下非规则共晶组织的形成机制。考察了亚稳共晶合金的热稳定性和软磁性能。主要结论如下：1．预抽真空、氩气保护、B_2O_3熔融玻璃包覆和循环过热相结合的净化方法能够最大可能地抑制Fe-B共晶系合金熔体的形核，从而在大体积合金熔体中获得了深过冷和超过冷。采用此工艺方法成功地使Fe_(83)B_(17)共晶合金稳定获得了324K～460K的超过冷度，使Fe_(80)B_(20)过共晶合金熔体的过冷度达到了485K。从而使Fe-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了(0.3～0.4)T_m的水平。2．大量实验结果表明，Fe_(83)B_(17)共晶合金随过冷度变化其组织演化遵循如下规律：△T＜50K，形成了完全的规则层片(α-Fe／Fe_2B)共晶；50K≤△T＜300K，形成了初生相为Fe_2B的过共晶组织；300K≤△T＜386K，初生相Fe_2B消失，凝固组织逐渐成为完全的α-Fe／Fe_2B非规则共晶组织。△T≥386K时，亚稳相Fe_3B取代稳定相Fe_2B直接从液相中析出，形成了α-Fe／Fe_3B非规则共晶组织，并且Fe_3B相在随后的冷却中没有发生固态转变而被保留到了室温。3．运用LKT／BCT枝晶生长理论模型，分析了过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金熔体中α-Fe相和Fe_2B相的竞争生长，准确获得了富Fe端过冷Fe-B共晶系合金的共晶共生区和组织选择图。4．当亚稳相Fe_3B形成时发生显着的晶粒粗化，其主要机制是：当亚稳相Fe_3B形成时，熔体已达超过冷状态。在大过冷度下，熔体形核主要受界面原子扩散控制，随着过冷度的继续增大，原子扩散越不容易，从而导致了形核率减小。然而，此时晶体生长的驱动力(超过冷)又足够大，从而导致了快速生长，于是就出现了晶粒粗化。5．深过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金熔体中亚稳相形成的主要机制是亚稳相Fe_3B在与稳定相Fe_2B的竞争形核中胜出，即在给定成分的合金中，对于同样满足形核热力学条件的亚稳相和稳定相，当亚稳相的形核孕育时间小于稳定相时，亚稳相Fe_3B优先析出并完全抑制了稳定相Fe_2B的形成。6．深过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金竞争形核的理论和实验结果分析表明，在同时满足形核热力学条件的两相竞争形核中，对于亚稳相的形成，形核的动力学条件显得更为重要；亚稳相Fe_3B的晶体结构也是决定其优先形核的一个重要因素；相对于经典形核理论，在相同的热物性参数下，基于瞬态形核理论的形核孕育时间更能准确地预测亚稳相与稳定相的竞争形核。7．深过冷Fe-B共晶合金熔体中非规则共晶组织的形成机制为：规则层片共晶组织通过碎断、熟化形成非规则共晶，或Fe_2B(Fe_3B)相首先形核，建立起互相贯通的共晶骨架，而α-Fe相在这些骨架中形核和生长，从而形成非规则共晶组织。8．通过超过冷快速凝固技术从液相中直接析出的亚稳相Fe_3B能够在1223K-1273K的温度范围内稳定存在一定时间，即：Fe_3B(?)α-Fe+Fe_2B。其热稳定性比非晶晶化法形成的亚稳相Fe_3B的热稳定性更高。9．Fe_(83)B_(17)共晶合金软磁性能的测试结果表明，采用超过冷快速凝固技术制备的亚稳相合金具有比相应准稳态合金和非晶合金更加优异的软磁性能。(本文来源于《西北工业大学》期刊2006-06-30）
杨长林,杨根仓,卢一平,陈甲琪,周尧和[3]（2005）在《超过冷条件下Fe_(83)B_(17)共晶合金的凝固行为及显微组织演化》一文中研究指出采用深过冷技术研究了块体Fe_(83)B_(17)共晶合金在超过冷度条件下的凝固行为.该合金的组织演化规律为:当过冷度达到理论临界超过冷度(300K)时,组织为α-Fe相和Fe_2B相组成的共晶组织;当过冷度大于临界值达到386K时,组织粗化,为完全的非规则共晶,稳定相Fe_2B消失,亚稳相Fe_3B出现并且在室温下也不会分解;获得了460K的超过冷度以及亚稳相组织.并讨论了这些结果产生的原因.(本文来源于《金属学报》期刊2005年10期）
卢一平[4]（2005）在《深过冷/超过冷条件下Ni-Si共晶合金的组织演化及亚稳相的形成》一文中研究指出本文采用熔融玻璃净化及循环过热的方法,使大体积Ni_(78.6)Si_(21.4)共晶合金熔体获得了深过冷和超过冷,并通过人工触发的方法来控制过冷度。采用经典形核理论和瞬态形核理论对深过冷Ni_(78.6)Si_(21.4)合金中的各相(亚稳相和稳定相)的竞争形核进行了理论分析,并给出了不同亚稳相形成的临界过冷度。系统研究了该合金的微观组织演化与熔体过冷度之间的关系。并采用过冷熔体枝晶生长(BCT)模型对不同过冷度下出现的定向生长行为进行了分析。结合化学分析、扫描电镜(SEM)、能谱(EDS)、X—射线衍射分析亚稳相的形成和组织演化过程。得出如下主要结论: (1) 在氩气保护下,采用玻璃熔融净化和循环过热相结合的方法,首次在大块(约6.5g)Ni_(78.6)Si_(21.4)共晶合金中获得了550K的大过冷度。 (2) 在深过冷Ni_(78.6)Si_(21.4)合金熔体中随着过冷度的增加,依次析出的亚稳相有:β-2-Ni_3Si、Ni_(31)Si_(12)、Ni_3Si_2和Ni_(3.04)Si_(0.96),并且这些亚稳相都能够在室温下稳定存在。 (3) 在过冷度为72K和195K时得到了定向柱晶组织,根据BCT模型分析了定向柱晶组织的生长行为,并求得了过冷熔体中枝晶生长速度V、枝晶尖端半径R及生长过程中枝晶尖端的热力学过冷度△T_t、溶质过冷度△T_c、曲率过冷度△T_r和动力学过冷度△T_k以及它们与初始过冷度的关系。 (4) 当过冷度超过390K时,首次发现α(Ni)相形貌从非小平面向小平面转变,根据现有的晶体生长理论结合试验结果,对这一反常现象给出了合理解释。西北_〔业大学_l二学硕士学位论文(5)当合金熔体超过冷凝固时,高度细化的微晶组织被得到。并对合金超过冷下的晶粒细化机制进行了探讨。确定了超过冷条件下晶体组织的骤然细化起因于大过冷度下的高形核率。(6)经典形核理论和瞬态形核理论计算均表明,随着过冷度的增大Ni一Si合熔体中存在竞争形核(包括稳定相和亚稳相,亚稳相和亚稳相之间的竞争形核)。然而瞬态形核理论计算的结果更接近试验事实,说明在过冷熔体中的竞争形核,其动力学预测相对于热力学预测更为准确。关键词:Ni一si共晶合金,深过冷,超过冷,枝晶,亚稳相,微晶(本文来源于《西北工业大学》期刊2005-03-01）
杨长林[5]（2004）在《深过冷（超过冷）条件下Fe-B共晶合金组织演化及亚稳相的形成》一文中研究指出本文采用熔融玻璃净化法使大体积Fe-B共晶合金熔体达到深过冷／超过冷状态，通过凝固过程控制，在该合金中获得亚稳相并保留到室温。针对晶态亚稳相的形成，系统研究了Fe-B共晶合金获得深过冷(超过冷)的方法和工艺控制条件，以及该合金在超过冷条件下亚稳相的形成和凝固组织演化规律。借助经典形核理论和瞬态形核理论，讨论了Fe-B共晶合金中亚稳相与平衡相之间竞争形核的热力学和动力学体条件，给出了过冷Fe-B共晶合金中形成亚稳相的临界条件。采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X—射线粉末衍射及DTA技术对制备的亚稳相材料做了必要的分析。本文的主要结论如下： (1) 采用玻璃熔融净化和氩气保护下循环过热的净化方法，使Fe_(83)B_(17)合金最大获得了460K的超过冷度。 (2) 当Fe_(83)B_(17)合金的超过冷度大于386K时，在竞争形核中亚稳相(Fe_3B相)从熔体中直接析出，并保留到了室温。 (3) 在合金所达到的过冷度范围内，由于共晶共生区的偏移，当△T≤340K时为亚共晶组织，α—Fe为初生相，在α—Fe枝晶之间是Fe_2B与α—Fe相组成的共晶体。随过冷度增大，Fe-B合金的初生相尺度具有先细后粗再细的变化规律。转变的两个临界过冷度分别为：△T_1=123K，△T_2=250K。当△T＞340K后凝固组织为共晶组织，随过冷度继续增大，共晶组织中α—Fe层片状持续粗化，最终形成完全的非规则共晶。 (4) 超过冷Fe_(83)B_(17)合金的凝固组织表现为典型的非规则共晶。当亚稳相形成时，组织中的α—Fe相尺寸发生粗化，这是由于超过冷状态形核比一般过冷形核放出的结晶潜热多的缘故。初步探讨了亚稳相合金形成摘要时，非规则共晶组织的形成机制:Q一Fe相首先形成枝晶骨架，然后Fe3B相在枝晶间的液相中形核，发生祸合生长。(5)经典形核理论和瞬态形核理论计算均表明，当Fe83Bt:合金熔体过冷度 大于某一临界过冷度时，亚稳相Fe3B具有比稳定相FeZB更低的形核功 和更大的形核率，以及更短的形核孕育时间，因而Fe3B相从与F免B相 的竟争形核中胜出，直接从合金熔体中形核并生长。两种理论计算的亚 稳相形成的临界过冷度分别为:53K和343K。这表明熔体过冷度是决 定深过冷Fe83B，:合金中亚稳相与稳定相形核的主要因素。(6)sEM、TEM和X一射线粉末衍射的分析结果表明，当超过冷度大于386K时，所制试样含有亚稳相。(本文来源于《西北工业大学》期刊2004-02-01）
杨春,魏炳波,陈民,过增元[6]（2001）在《液态Cu-Ni合金的超过冷与热力学性质》一文中研究指出采用熔融玻璃净化法得到质量分数为 Cu- 2 5 % Ni,Cu- 33% Ni,Cu- 5 0 % Ni,Cu- 75 % Ni等 4种铜镍系合金的过冷度与凝固平台的关系。通过传热学分析指出凝固平台时间长度与过冷度成线性关系。在此基础上得到了这 4种成分合金的超过冷临界温度及其熔点以下液态的平均比热容。实验中 4种合金的过冷度分别达到 :381K,380 K,349K和431K。(本文来源于《清华大学学报(自然科学版)》期刊2001年08期）
魏炳波,董长星[7]（1996）在《液态Ni－Fe合金的超过冷与热力学性质》一文中研究指出采用熔融玻璃净化法使液态Ｎｉ－１０％Ｆｅ和Ｎｉ－３５％Ｆｅ合金过冷度分别达到３７１（０．９０△Ｔ＿ｈ）和３４３Ｋ（０．９１△Ｔ＿ｈ）．实验测得其超过冷临界过冷度△Ｔｈ分别为４１３和３７６Ｋ．根据超过冷的定义导出一种测定深过冷熔体平均比热容的方法，从而得到两种深过冷合金的比热容为４１．０和４０．７Ｊ／（ｍｏｌ·Ｋ）．据此对快速凝固过程中的焓变△Ｈ＿（ＬＳ），熵变△Ｓ＿（ＬＳ），相变驱动力△Ｇ＿（ＬＳ）以及晶体形核率Ⅰ进行了理论计算．发现尽管过冷度超过了０．２Ｔ＿Ｌ，液态合金仍然发生异质形核．(本文来源于《金属学报》期刊1996年04期）
超过冷论文开题报告
（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：
本文采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷技术，在真空高频熔炼条件下对富Fe端Fe-B共晶系合金进行了深过冷实验。分析了影响合金熔体净化效果的主要因素及微观净化机制，提出了该合金获得深过冷甚至超过冷的工艺路线。借助ICP、DSC、SAED、SEM、XRD等分析手段，系统研究了该共晶系合金的组织演化与熔体过冷度间的关系。借助经典形核理论、瞬态形核理论以及枝晶生长理论分析了过冷熔体中的组织形成、相选择以及亚稳相与稳定相的竞争形核关系。提出了Fe-B共晶合金深过冷条件下非规则共晶组织的形成机制。考察了亚稳共晶合金的热稳定性和软磁性能。主要结论如下：1．预抽真空、氩气保护、B_2O_3熔融玻璃包覆和循环过热相结合的净化方法能够最大可能地抑制Fe-B共晶系合金熔体的形核，从而在大体积合金熔体中获得了深过冷和超过冷。采用此工艺方法成功地使Fe_(83)B_(17)共晶合金稳定获得了324K～460K的超过冷度，使Fe_(80)B_(20)过共晶合金熔体的过冷度达到了485K。从而使Fe-B共晶系合金熔体开始形核前的初始过冷度达到了(0.3～0.4)T_m的水平。2．大量实验结果表明，Fe_(83)B_(17)共晶合金随过冷度变化其组织演化遵循如下规律：△T＜50K，形成了完全的规则层片(α-Fe／Fe_2B)共晶；50K≤△T＜300K，形成了初生相为Fe_2B的过共晶组织；300K≤△T＜386K，初生相Fe_2B消失，凝固组织逐渐成为完全的α-Fe／Fe_2B非规则共晶组织。△T≥386K时，亚稳相Fe_3B取代稳定相Fe_2B直接从液相中析出，形成了α-Fe／Fe_3B非规则共晶组织，并且Fe_3B相在随后的冷却中没有发生固态转变而被保留到了室温。3．运用LKT／BCT枝晶生长理论模型，分析了过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金熔体中α-Fe相和Fe_2B相的竞争生长，准确获得了富Fe端过冷Fe-B共晶系合金的共晶共生区和组织选择图。4．当亚稳相Fe_3B形成时发生显着的晶粒粗化，其主要机制是：当亚稳相Fe_3B形成时，熔体已达超过冷状态。在大过冷度下，熔体形核主要受界面原子扩散控制，随着过冷度的继续增大，原子扩散越不容易，从而导致了形核率减小。然而，此时晶体生长的驱动力(超过冷)又足够大，从而导致了快速生长，于是就出现了晶粒粗化。5．深过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金熔体中亚稳相形成的主要机制是亚稳相Fe_3B在与稳定相Fe_2B的竞争形核中胜出，即在给定成分的合金中，对于同样满足形核热力学条件的亚稳相和稳定相，当亚稳相的形核孕育时间小于稳定相时，亚稳相Fe_3B优先析出并完全抑制了稳定相Fe_2B的形成。6．深过冷Fe_(83)B_(17)共晶合金竞争形核的理论和实验结果分析表明，在同时满足形核热力学条件的两相竞争形核中，对于亚稳相的形成，形核的动力学条件显得更为重要；亚稳相Fe_3B的晶体结构也是决定其优先形核的一个重要因素；相对于经典形核理论，在相同的热物性参数下，基于瞬态形核理论的形核孕育时间更能准确地预测亚稳相与稳定相的竞争形核。7．深过冷Fe-B共晶合金熔体中非规则共晶组织的形成机制为：规则层片共晶组织通过碎断、熟化形成非规则共晶，或Fe_2B(Fe_3B)相首先形核，建立起互相贯通的共晶骨架，而α-Fe相在这些骨架中形核和生长，从而形成非规则共晶组织。8．通过超过冷快速凝固技术从液相中直接析出的亚稳相Fe_3B能够在1223K-1273K的温度范围内稳定存在一定时间，即：Fe_3B(?)α-Fe+Fe_2B。其热稳定性比非晶晶化法形成的亚稳相Fe_3B的热稳定性更高。9．Fe_(83)B_(17)共晶合金软磁性能的测试结果表明，采用超过冷快速凝固技术制备的亚稳相合金具有比相应准稳态合金和非晶合金更加优异的软磁性能。
（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。
超过冷论文参考文献
[1].杨长林,杨根仓,刘峰,周尧和.Fe-B共晶合金的净化及超过冷的获得[J].金属学报.2008
[2].杨长林.超过冷Fe-B共晶合金中的亚稳相及非平衡凝固规律[D].西北工业大学.2006
[3].杨长林,杨根仓,卢一平,陈甲琪,周尧和.超过冷条件下Fe_(83)B_(17)共晶合金的凝固行为及显微组织演化[J].金属学报.2005
[4].卢一平.深过冷/超过冷条件下Ni-Si共晶合金的组织演化及亚稳相的形成[D].西北工业大学.2005
[5].杨长林.深过冷（超过冷）条件下Fe-B共晶合金组织演化及亚稳相的形成[D].西北工业大学.2004
[6].杨春,魏炳波,陈民,过增元.液态Cu-Ni合金的超过冷与热力学性质[J].清华大学学报(自然科学版).2001
[7].魏炳波,董长星.液态Ni－Fe合金的超过冷与热力学性质[J].金属学报.1996
论文知识图
