一、一个用于预测稀土化合物标准生成焓的新结构参数(英文)（论文文献综述）
黄强[1]（2021）在《金属掺杂对Al基配位氢化物及MgH2储氢性能的第一性原理研究》文中进行了进一步梳理探索高效、安全和可逆性好的储氢材料是实现“氢经济”的重要环节,铝基配位氢化物和镁基金属氢化物具备储氢质量密度大、生产价格低廉等优异特点,作为氢气的载体被广泛研究。但是,铝基配位氢化物具有较高的热稳定性,氢化镁由于具有较高热力学学稳定性,且放氢反应动力学比较缓慢,这些特性严重地限制了铝基配位氢化物和氢化镁实际应用。因此,探索活性物质及其催化机制是改善氢化物储氢性能的关键所在。本文,探索了过渡金属掺杂对Al基配位氢化物中AlH4基团的去杂化效应和对Al-H键的弱化作用,同时,还探讨了金属掺杂对MgH2储氢材料的热力学稳定性和键合作用的影响。主要研究内容概述如下:1.通过对过渡金属（TMs=Sc、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Ni和Cu）表面的表面能和功函数的分析,构建“团簇+衬底”的吸附模型,从而探索了AlH4基团在过渡金属表面的吸附和离解过程。通过对模型的研究表明,“团簇+衬底”的吸附模型的键长变化与功函数、原子电荷和吸附能有着密切的关系。对吸附模型的电子结构性质分析表明,过渡金属的掺杂对AlH4基团起到去杂化的作用,揭示了AlH4基团的弱化机理。2.探索了金属（TMs=Al、Ti、V、Fe、Co、Ni和Cu）与MgH2储氢材料掺杂的热力学稳定性。通过建立MgH2超胞,并用金属原子将Mg原子取代,得到金属掺杂体系。比较掺杂前后Mg-H键的变化,可以发现金属原子的掺杂有利于弱化Mg-H键。再对掺杂体系生成焓的分析,表明金属原子的掺杂有利于降低MgH2储氢材料的生成焓,从而达到提高MgH2储氢材料储氢性能的目的。3.选择Fe、Co和Ni金属对MgH2储氢材料进行双掺杂,扩展到三元氢化镁,以试图阐明多组分系统中的这种协同作用。特别要研究合金元素和氢原子之间的键合性质以及掺杂系统的电子结构。在这些系统中,通过比较计算出的生成焓,可以得出结论,Fe、Co和Ni的掺杂,在脱氢方面比纯Mg18H36更有利。最后,通过Bader电荷分析和声子计算研究了Mg-H的键合强度和掺杂体系的热力学性质,从而探讨掺杂模型的键合作用和热力学稳定性。
申炳泽[2]（2021）在《含镁高熵合金的制备及其储氢性能研究》文中研究表明由于传统化石能源不可再生而终将枯竭,以及大量燃烧化石能源带来诸多的环境问题,作为替代,氢是一种备受期待的新能源。研究具有优秀的储氢性能的储氢合金具有重要意义。高熵合金理论分析上是非常适合储氢的材料,具有使结构简化、有高熵效应等独特的特点。而镁又是一种廉价而又丰富的元素,具有很高的理论储氢量。本文通过高能球磨制备高熵合金,并利用X射线衍射（XRD）测试来确定球磨后样品的晶体结构和晶粒尺寸等。微观颗粒的形貌变化由扫描电子显微镜（SEM）测得,样品的元素分布情况以及原子百分比则通过能谱仪（EDS）测试得出。储氢性能主要通过Sieverts型测试仪对合金的动力学、P-C-T性能进行了测试,并计算分析了其热力学性能。分析了单相BCC结构MgVAlCrMn高熵合金的吸放氢行为。MgVAlCrMn的晶体结构为简单BCC结构,晶胞参数经计算a=3.4586（?）。在423K～623K温度、6～8 MPa的氢压下对其进行了吸氢动力学测试,得出在623K,8MPa时最高可以达到2.3wt%的吸氢量,但是吸氢速率较慢,而温度降低至523 K时,吸氢速率提高,但吸氢量有所降低。合金氢化物的生成焓ΔH和生成熵ΔS分别为-13.39 k J·mol-1和-31.72 J·mol-1K-1。另外,Mg含量会影响MgxVAl Cr Mn（x=0,0.5,1,1.5,2）高熵合金的储氢性能,在423K,6MPa的条件下,随着x从0～1的增加,最大吸氢量持续提高,MgVAlCrMn的最大吸氢量为1.3wt%,而当x继续增加至2时,Mg2VAlCrMn高熵合金的最大吸氢量又降低至0.41wt%。合成了MgxTiVNiAlCr（x=0,0.5,1）、MgTiVNiAlCo和MgTiVNiAlMn等新型高熵合金体系。MgxTiVNiAlCr（x=0,0.5,1）均由BCC+C14 Laves相组成,随着镁含量的增加,最大吸氢量增加,吸氢活化能降低,同时氢化物形成焓也降低。MgTiVNiAlCr合金的最大吸氢量为1.3wt%,ΔH和ΔS分别为-22.101 k J·mol-1和-43.876 J·mol-1K-1。此外,对比了MgTiVNiAlM（M=Cr,Co,Mn）三组合金的储氢性能。含Cr合金的吸氢动力学效果最好,在473 K,5 MPa氢压下,可以达到1.3wt%的吸氢量。含Cr合金氢化物具有更低的生成焓,为-22.101 k J·mol-1,氢化物稳定性更好,吸氢量最大。
曾利娟[3]（2021）在《Cu-Cr-Zr-RE系合金化合物的第一性原理研究》文中提出Cu-Cr-Zr系合金因其高强高导性能而被广泛应用于电子、电力、航空、航天、电机制造、焊接工具等领域。该系合金属于析出强化型合金,通过固溶时效处理可以析出弥散分布于合金中的析出相,其析出相对合金综合性能有较大的影响,但由于测试手段、合金元素含量较少等限制,合金中析出的金属间化合物的成分结构等仍存在分歧,且缺乏相关的性质研究。另外,由于稀土元素（Rare Earth,RE）具有净化基体、改善组织的作用,不少研究者将其应用于Cu-Cr-Zr系合金中,但关于RE添加后在合金中可能析出的稀土化合物的研究还较少。为此,本文采用基于第一性原理计算方法的Material Studio中的CASTEP模块对Cu-Cr-Zr-RE（RE=La、Y）系合金中的Cu-Zr、Cu-La、Cu-Y三个体系的金属间化合物进行热力学性质（生成焓、结合能、德拜温度）、电子结构（态密度、能带结构）和力学性质（体模量、剪切模量、杨氏模量、泊松比、理论硬度）计算分析,为Cu-Cr-Zr系合金的进一步发展提供理论数据参考。主要研究结果如下:1、Cu-Zr系7种化合物(Cu5Zr、Cu51Zr14、Cu8Zr3、Cu2Zr、Cu10Zr7、Cu Zr、Cu Zr2)均为热力学稳定相,其中,Cu8Zr3和Cu10Zr7的生成焓较低,分别为-16.57k J·mol-1和-16.38k J·mol-1,较容易形成;Cu Zr2的结合能最低,为-614.94k J·mol-1,较稳定;Cu5Zr的德拜温度最高,为380K,共价键的强度相对较高。态密度计算结果表明7种化合物的结合键均由金属键和共价键组成,其中,Cu Zr2成键电子中Cu的3d轨道电子和Zr的4d轨道电子杂化程度最大,Cu10Zr7的赝能隙最宽,进一步证明了其稳定性。能带结构表明Cu5Zr、Cu51Zr14、Cu8Zr3、Cu10Zr7、Cu Zr和Cu Zr2为导体,而Cu2Zr可能呈现半导体性质,其带隙为0.024e V。除Cu51Zr14外,其余6种化合物均为力学稳定相,其中,Cu8Zr3抵抗外力产生变形的能力较强,体模量为130GPa;Cu5Zr硬度较高、延性较差;Cu Zr的硬度较低,延性较好。2、Cu-La系6种化合物（αCu6La、βCu6La、Cu5La、Cu4La、Cu2La和Cu La）均为热力学稳定相,其中,Cu La的生成焓为-11.58k J·mol-1,结合能为-424.95k J·mol-1,态密度中Cu的3d、4s轨道和La的5d轨道电子杂化程度大,赝能隙最宽,稳定性相对较好。6种化合物的结合键均由金属键和共价键组成,均表现出导体的性质,且均为力学稳定相,其中,αCu6La抵抗外力产生变形的能力较强,其体模量为96GPa,延性较好;Cu5La的硬度较高,延性较差;Cu La的硬度较低。3、Cu-Y系3种化合物（Cu5Y、Cu2Y和Cu Y）均为热力学稳定相,其中,Cu2Y的生成焓(-20.38k J·mol-1)最低,态密度中赝能隙较大,稳定性较好;Cu Y的结合能(427.28k J·mol-1)最低,德拜温度（325K）最高,态密度中Cu的3d轨道和Y的4d、4p、5s轨道电子杂化程度较大,稳定性也较好。3种化合物的结合键均由金属键和共价键组成,均表现出导体的性质,且均为力学稳定相,其中,Cu5Y抵抗外界压力产生变形的能力较强,硬度较高;Cu2Y的硬度相对较低,延性相对较大。4、对Cu-Zr、Cu-La、Cu-Y三个体系金属间化合物进行综合比较发现,Cu-Zr系金属间化合物结构稳定性较好,共价键的强度较高,抵抗外力的能力较强,平均价键的强度较大,硬度较高,更容易存在于Cu-Cr-Zr-RE（RE=La、Y）系合金中。
施志军[4]（2020）在《钇对过共晶Fe-Cr-C-TMe（Ti,Nb）堆焊合金中碳化物的细化与掺杂作用》文中进行了进一步梳理过共晶Fe-Cr-C堆焊合金被广泛应用于对耐磨性要求苛刻的堆焊增材制造及再制造工业领域,其优异耐磨性主要取决于初生M7C3碳化物。而在磨损过程中粗大的初生M7C3碳化物容易开裂剥落。通过添加合金元素Ti和Nb,细化M7C3碳化物,可以改善其抗开裂剥落性能,但存在M7C3碳化物尺寸不均匀现象。因此,如何进一步细化M7C3碳化物并改善其尺寸均匀性,成为提高过共晶Fe-Cr-C堆焊合金耐磨性并扩大其广泛应用的关键问题。本文在过共晶Fe-Cr-C-TMe（TMe=Ti,Nb）堆焊合金的基础上,添加稀土氧化物Y2O3,采用第一性原理计算了Y2O3（YAl O3）与TMeC（TiC,Nb C）碳化物之间结合功、界面能、电子结构和成键性质,分析了异质形核基底的有效性。采用金相、SEM、TEM、XRD等对添加Y2O3过共晶Fe-Cr-C-TMe堆焊合金的微观组织进行了观察与分析。在此基础上,研究添加剂主要成分TMe和Y原子在M7C3碳化物中掺杂作用,计算预测了TMe和Y原子对其稳定性、力学性能和各向异性的影响。Y2O3（111）//TiC（110）晶面间的二维晶格错配度为8.6%,YAl O3（001）//TiC（100）晶面间的二维晶格错配度为2.5%,均符合异质形核晶体学条件。其中,O原子终止型Y2O3（111）//TiC（110）界面结合功为6.07 J/m2,界面能为-1.22 J/m2。O原子终止型YAl O3（001）//TiC（100）界面结合功为5.73 J/m2,界面能为2.16 J/m2。因此,Y2O3和YAl O3具备作为TiC异质形核基底条件且倾向于形成O原子终止异质形核界面。微观组织观察表明:M7C3碳化物被进一步细化,Y2O3（YAl O3）与TiC紧密结合在一起,说明Y2O3和YAl O3可以作为TiC的异质形核基底使其细化,从而增加M7C3碳化物异质形核基底数量。Y2O3（111）晶面与Nb C（110）晶面间错配度为6.8%,YAl O3（001）晶面与Nb C（100）晶面间错配度为5.4%,均符合异质形核晶体学条件。其中,O原子终止型Y2O3（111）//Nb C（110）界面结合功为9.75 J/m2,界面能为-0.87 J/m2。而O原子终止型YAl O3（001）//Nb C（100）界面结合功为6.56 J/m2。说明Y2O3和YAl O3具备作为Nb C异质形核基底条件且倾向于形成O原子终止异质形核界面。微观组织观察表明:M7C3碳化物被进一步细化,Y2O3（YAl O3）与Nb C紧密结合在一起,Y2O3和YAl O3可以作为Nb C的异质形核基底使其细化,从而增加M7C3碳化物异质形核基底数量。通过对比Y2O3（YAl O3）与TMeC的异质形核界面性质可知,Y2O3（YAl O3）与Nb C的异质形核界面结合强度大于Y2O3（YAl O3）与TiC异质形核界面的结合强度。此外,添加Y2O3可以提高过共晶Fe-Cr-C-TMe堆焊合金的宏观硬度,并减少碳化物的开裂和剥落,从而提高合金的耐磨性。其中,过共晶Fe-Cr-C-Nb堆焊合金的磨损率为3.39×10-6 mm3/N?m-1,低于过共晶Fe-Cr-C-Ti堆焊合金的3.64×10-6 mm3/N?m-1。同样,过共晶Fe-Cr-C-Nb-Y2O3堆焊合金的磨损率为1.54×10-6 mm3/N?m-1,也明显的低于过共晶Fe-Cr-C-Ti-Y2O3堆焊合金的1.79×10-6 mm3/N?m-1。因此,添加Nb和Y2O3的过共晶Fe-Cr-C堆焊合金具有更好的耐磨性。TMe和Y原子掺杂Fe3Cr4C3碳化物的声子谱计算结果中均没有出现虚频,说明其晶体结构是稳定的。TMe和Y原子掺杂降低了Fe3Cr4C3碳化物的弹性模量、本征硬度及它们的各向异性。掺杂在Fe3Cr4C3碳化物中的TMe原子引入了金属键和极性更强的离子键,使Fe3Cr4C3碳化物脆性增加并导致其理想强度下降。Y原子掺杂形成了比Cr-C键更强的Y-C共价键,减小了Fe-C键和Cr-C键的极性,从而改善了Fe3Cr4C3碳化物的塑韧性。Fe3Cr3YC3碳化物（2110）和（1120）晶面延伸率?分别提升为14%和13%且各向异性明显减小,表明Y原子掺杂可以改善Fe3Cr4C3碳化物不同晶面的抗开裂性能。计算预测得出TMe和Y原子掺杂对Fe3Cr4C3碳化物形变能力改善规律为:Fe3Cr3YC3>Fe3Cr3Nb0.5Y0.5C3>Fe3Cr3Ti0.5Y0.5C3>Fe3Cr3Nb C3>Fe3Cr3TiC3>Fe3Cr4C3。
王怡,黄闻亮[5]（2020）在《稀土金属的非传统氧化态化学》文中进行了进一步梳理按照传统观点,除了二价铕、镱、钐与四价铈之外,稀土金属（钪、钇和镧系元素）在化合物中主要呈正三价,这限制了稀土金属参与氧化还原过程的可能.因此,拓展稀土金属的氧化态、合成非传统氧化态的稀土金属配合物既是合成化学家一直以来追寻的目标,也是发展稀土金属介导的氧化还原化学的基础.近年来这一领域取得了重大的突破与进展,除了放射性的钷,所有稀土金属的二价分子配合物都被成功制备,而铽和镨的四价分子配合物也首次被合成.合理的配体设计对于稳定稀土金属的非传统氧化态至关重要,而且对其电子结构与成键性质的研究,进一步揭示了配体场对于稀土金属的电子构型有着不可忽视的影响.在本综述中,我们首先对稀土金属的电子构型进行分析,然后在此基础上介绍了近年来稀土金属的非传统氧化态化学的主要进展.综述涵盖了气相、固相、溶液相与分子配合物等体系,侧重于非传统氧化态的稀土分子配合物的合成与表征.在总结文献的基础上,我们阐述了这一领域的进展对于稀土基础理论与应用的重大意义,并对这一领域未来的发展做出了展望.
刘晶晶[6]（2020）在《胺液吸收与再生过程物性模型的开发及应用》文中研究指明醇胺法工艺技术作为化工生产过程中脱除酸性气体的常用手段,广泛应用于石油化工、煤化工、合成氨及钢厂和发电等领域。通过对胺液吸收与再生过程进行模拟研究,可以对醇胺法工艺进行设计、优化和改造,提高酸气吸收效率,而模拟结果能否准确可靠取决于模型的精度。因此,开发基于CAPE-OPEN标准的胺液吸收与再生过程物性模型具有重要的理论价值和实际意义。在Visual Studio 2005开发环境下,采用Visual C++编程语言开发出遵循CAPE-OPEN标准的胺液吸收与再生过程物性模型。首先,使用SQLite数据库管理系统建立了包含35项基础物性的2100多种电解质组分的电解质组分数据库,包含25项离子物性的220多种离子组分的的离子物性数据库,以及包含150多个离子方程式的离子方程式数据库,并通过C++语言实现与模拟软件之间的衔接;其次,通过对胺液吸收与再生过程进行研究,基于CAPE-OPEN标准,采用COM组件技术,开发了4个物性方法:基于半经验模型的Kent-Eisenberg模型以及基于严格模型的ELECNRTL模型、unsymmetric-eNRTL模型和symmetric-eNRTL模型。然后,通过实例在自主研发的模拟软件下对所开发的4种物性模型进行检验,并将计算结果与主流化工模拟软件的计算结果进行比较分析。结果表明,所开发的胺液吸收与再生过程物性模型计算值与当前主流化工模拟软件计算结果基本吻合,模型精度较高,可以较为准确的对胺液吸收与再生过程进行模拟计算。最后,应用于工业生产实例某工厂单塔污水汽提装置,并将单元模块模拟结果与实际工厂数据以及单元模块设计值进行分析比较。结果表明,开发的胺液吸收与再生过程物性模型可准确模拟实际工业流程,模拟结果准确可靠。基于CAPE-OPEN标准开发的胺体系物性模型,具有重要的理论价值和实用价值。此外,各个物性模型结构清晰,相互独立,便于后续的维护与优化。
高岩[7]（2020）在《稀土元素Y、La对Mg-Zn合金强化机理的第一性原理计算》文中研究说明镁合金作为工业应用中质量较轻的金属材料,凭借着其良好的性能优势,得以在汽车制造、航空航天、3C电子、轨道交通和生物医学等行业广泛应用。但是,由于应用形式日益呈现多样性与复杂化,对于镁合金的性能要求也越来越高。研究表明提高镁合金力学性能的有效途径是利用稀土元素对镁合金进行合金化处理。一直以来稀土Mg-Zn-RE合金,因其优异的力学性能和独特的晶体结构而备受关注。在Mg-Zn合金中添加稀土Y、La元素,不仅可以通过形成稳定的准晶体强化相来改善周围的力学性能,而且可以改善镁合金的高温强度和耐蠕变性。此外,稀土元素还可以极大提升镁合金断后伸长率和冲击韧性。为了系统研究稀土元素Y、La对Mg-Zn合金的强化机理,本文利用第一性原理计算方法,对生成于Mg-Zn-Y（La）系金属间化合物的热力学稳定性、力学性能、电子结构进行了系统研究,同时利用第一性原理加压计算方法和拉伸计算方法重点研究了各化合物在高压环境下的性能表现以及稀土元素Y、La原子固溶于镁基体后对镁基体的强化效果及强化机制。首先,本文计算分析了稀土元素Y、La加入Mg-Zn合金后,在金属间起强化作用的合金化合物MgZn2、Mg2Y、Mg2La、Mg3La和Mg3Zn3Y2的热力学稳定性、力学性能、熔点、硬度和电子结构等物理性质和电子性质;计算结果表明,MgZn2、Mg2Y和Mg2La为韧性相,Mg3La和Mg3Zn3Y2为脆性相;含有稀土元素Y和La的化合物具有较高的形成能力和热稳定性,Y和La的化合物可以增强Mg-Zn系合金结构的合金化能力和热力学稳定性;含有Zn、Y元素的三元化合物Mg3Zn3Y2的力学性能表现突出,其抵抗压缩形变的能力、抵抗剪切应变的能力和刚度都很强,而单纯的二元化合物的综合表现将弱于Mg3Zn3Y2,说明通过生成含Zn、Y的三元镁合金化合物可以促进Mg-Zn合金的力学性能增强;另外,通过硬度与熔点的预测可发现含有Zn、Y元素的化合物其硬度和熔点表现也优于其他化合物。其次,利用第一性原理加压计算方法,预测了化合物Mg3Zn3Y2、MgZn2、Mg2Y、Mg2La和Mg3La在高压环境下的性能表现。研究发现,这几种化合物在高压下均变得难以压缩,其合金化能力和稳定性均随压力增大而降低,当压力增大到10 GPa或20 GPa后均无法通过正常的放热反应形成。在高压下,Mg3Zn3Y2没有诱导相变的发生,仍然保持显着的金属特性,导电性减弱,通过施加压力的方式可以增加Mg3Zn3Y2的耐热性和耐磨性。几种化合物在高压下均展现出良好的力学性能,抵抗压缩变形的能力、抗剪切应变的能力和刚度均增强。在高压环境下,MgZn2的力学性能表现强于Mg2Y,Mg2La的力学性能表现强于Mg3La。压力可以提升Mg2La、Mg3La和Mg3Zn3Y2塑性,MgZn2的塑性在压力下呈现减弱趋势,Mg2Y的延性与韧性要强于MgZn2,Mg2La延性与韧性强于Mg3La。最后,利用第一性原理拉伸计算方法,计算研究了Zn、Y、La原子固溶于镁基体后对基体的强化作用,实验中Zn、Y、La原子通过置换镁原子形成浓度含量分别为1.8 at.%和3.7 at.%的Mg53X1和Mg52X2固溶体。实验过程计算了在0-20%范围的应变条件下,几种固溶体的结合能、差分电荷密度、电子态密度和应力等性能,分析了固溶强化的机理。实验结果表明,在拉伸应变条件下,含Y、La原子的固溶体其结构更加稳定,固溶强化中稀土元素Y、La对于增强Mg基体的稳定作用强于Zn元素。X含量为1.8 at.%时,稀土元素Y、La对于提高固溶体屈服强度和抗拉强度的作用要强于Zn元素。X含量为3.7at.%时,Zn、Y元素对固溶体的强化作用强于1.8 at.%时的效果,而La元素对固溶体的强化作用消失,导致Mg基体的拉伸性能下降。
钱晓英[8]（2020）在《析出相本征及界面特性对Mg-Sn-Y合金室/高温力学性能的影响》文中研究说明镁合金中高熔点热稳定析出相可在室温和高温变形过程中有效钉扎位错和晶界。因此,高热稳定析出相的形成可有效提高室温和高温力学性能,从而拓展镁合金应用范围。本文以Mg-Sn-Y合金为研究对象,通过第一性原理计算详细探究了合金中立方结构Mg2Sn、Mg24Y5及密排六方结构Sn3Y5相的本征及界面特性。随后,采用扫描电子显微镜（SEM）研究了铸态合金中析出相种类、含量和分布随Sn/Y元素比例的演变规律。将挤压态Mg-0.5Sn-2Y（wt.%）合金和Mg-2.5Sn（wt.%）合金作对比,验证计算结果的准确性。最后,进一步增加Y含量得到Mg-0.5Sn-3.5Y（wt.%）以期望实现力学性能的提高,并结合压缩过程中组织演变规律分析了室温（25℃）及高温（200-300℃）力学性能的影响机制。主要研究结果如下:第一性原理计算结果表明在合金凝固过程中Sn3Y5更易形成且结构最为稳定,Mg2Sn次之,Mg24Y5最差,三种析出相均是力学稳定的,它们的形成均可提高镁基体的抗变形能力。随后,通过边-边匹配模型预测及表面收敛性测试构建三种析出相与Mg基体间的界面模型:（101?1）Mg/（220）Mg2Sn、（0002）Mg/（33?0）Mg24Y5、（101?0）Mg/（112?2）Sn3Y5。与Mg2Sn或Mg24Y5相比,Mg/Sn3Y5界面能最低,界面理论强度最高,且界面处Mg原子与Sn和Y原子间发生强烈杂化作用,使Mg/Sn3Y5界面结构最为稳定,在外应力下表现出更高的变形抗力。为研究Mg-Sn-Y铸态合金中Y含量对析出相和力学性能的影响,以Mg-1Sn-（0.5,1.5,2wt.%）Y合金为研究对象,结果表明,Y含量由0.5wt.%增加至1.5wt.%,析出相均由针状和颗粒状Mg Sn Y三元相转变为针状Mg Sn Y三元相,总含量由2.75%提高至4.97%,Y含量进一步增加至2wt.%,合金中析出相转变为针状Mg Sn Y和颗粒状Sn3Y5,总含量4.96%。合金强度均随Y含量增加而增加,随温度升高而降低。在200℃、250℃、300℃下,Mg-1Sn-2Y（wt.%）合金压缩屈服强度比Mg-1Sn-1.5Y（wt.%）提高了11%、26%、5%,比Mg-1Sn-0.5Y（wt.%）提高了140%、105%、164%。为研究Mg-Sn-Y铸态合金中Sn含量对析出相和力学性能的影响,以Mg-（0.5,1wt.%）Sn-2Y为研究对象,结果表明,Sn含量增加,合金室温（25℃）塑性提高69%,但高温强度（200-300℃）均呈现下降趋势,其主要原因为,当Sn含量由0.5wt.%增加至1wt.%时,合金中析出相由不规则Sn3Y5（总含量2.30%）转变为针状Mg Sn Y三元相和颗粒状Sn3Y5相（总含量4.97%）,Sn3Y5数量减少,且形成的Mg Sn Y三元相消耗了固溶的Y元素,析出相种类的转变及固溶Y元素的减少导致高温力学性能下降。对比以Mg2Sn为主的Mg-2.5Sn（wt.%）及以Sn3Y5相为主的Mg-0.5Sn-2Y（wt.%）挤压合金的力学性能结果发现,Mg-0.5Sn-2Y（wt.%）合金25-300℃力学性能明显提高,屈服强度分别提高了97%、139%、153%、303%,表现出随温度升高强度提升越明显。因为相比于Mg2Sn,Sn3Y5相自身具有更高的稳定性,较高的体模量和剪切模量使抗变形能力提高以及Sn3Y5/Mg界面更加稳定有利于高温下阻碍位错运动,从而使计算结果的准确性得到间接验证。结合计算和铸态合金实验结果,制备了以Sn3Y5相为主的Mg-0.5Sn-3.5Y（wt.%）挤压合金。相比Mg-0.5Sn-2Y（wt.%）,高温屈服和抗压强度得到明显提升,200℃和250℃屈服和抗压强度分别高出40MPa、47MPa和97MPa、154MPa。合金200℃和250℃抗压强度达到408MPa、448MPa,比室温强度（355MPa）要高出53MPa、93MPa,塑性也随温度升高而提高。准原位分析结果表明:高温下高稳定性的高密度纳米Sn3Y5能有效钉扎晶界,延缓晶界滑移,维持变形抗力,晶间和晶内裂纹扩展被抑制,加之单滑移、交滑移及孪生的协调作用有效延长加工硬化阶段,从而提高合金强度和塑性。
周义鸿[9]（2019）在《稀土（La,Y）硅酸盐的基础热力学参数研究》文中研究指明稀土硅酸盐因其具有高熔点、低热膨胀系数、低高温氧气渗透率、耐化学腐蚀和热力学稳定等物理化学特性而在激光材料、高能荧光材料和防氧化涂层领域应用广泛。基础热力学参数（比热,标准熵,生成焓,吉布斯自由能）是研究物质化学反应的基础数据,在冶金,材料和化工这些领域的研究、设计、开发等方面起着不可或缺的作用。目前,虽然已经建立了大量的热力学数据库,但是仍然有一部分物质的基础热力学数据是缺失的,例如稀土硅酸盐等。为更好的研究这类物质,本课题以应用较为广泛的稀土镧（La）和钇（Y）为研究对象,对它们的硅酸盐类物质的基础热力学参数进行研究。（1）本研究中建立了标准生成焓计算模型。建立的标准生成焓计算模型是以离子加和模型为基础,并采用了Golam模型中优化的阳离子、氢氧根离子和水分子的标准生成焓值,通过收集热力学数据库的95组硅酸盐类物质的标准生成焓值,求解出了计算模型中的参数值,拟合出了硅酸根离子标准生成焓与其硅氧离子总个数的线性关系。同时,对模型的准确性和适用性进行了检验,其平均相对误差分别为2.71%,说明本模型的准确性与精确度良好。（2）本研究建立了标准熵计算模型。建立的标准熵计算模型是通过优化Latimer模型和Mills模型,简化了其计算过程,并采用Mills模型优化的阳离子标准熵值,通过收集热力学数据库的95组硅酸盐类物质的标准熵数据,优化得出了不同硅酸根阴离子的标准熵。同时,对模型的准确性和适用性进行了检验,其平均相对误差分别为6.00%,说明本模型的准确性与精确度良好。（3）同时用蓝宝石三段法测量出了稀土硅酸盐的比热值。由于合成稀土硅酸盐的纯相过程复杂,有些稀土硅酸盐的纯相甚至难以合成。因而,本研究采用测量混合物比热的方法间接得出各纯相的比热数据。依据比热的加和性可知,只要确定混合物中各纯相的质量比,就能得出其的比热值。经Rietveld全谱拟合分析得出各物相的质量比。由测量出的混合物的比热值及各物相的质量比,联立方程组,得出各温度点的比热值,并通过数据拟合的方法得到了各稀土硅酸盐物相的比热方程。通过比热方程及由模型计算的标准熵和标准生成焓值,计算出了Y2SiO5、Y10Si6O26、Y2Si2O7、La2SiO5、La9.33Si6O26和La2Si2O7的生成焓,标准熵,吉布斯自由能方程,进而确定了Y2SiO5、Y10Si6O26、Y2Si2O7、La2SiO5、La9.33Si6O26和La2Si2O7的基础热力学数据表。
黄锦长[10]（2018）在《金属间化合物Ti2AlM的电子结构、力学和热力学性质的第一性原理计算》文中指出以Ti-Al-M三元系合金为基础的钛合金材料,具有较高的比强度,无磁性,且结构和性能的调控空间大等特性,可望广泛应用于航空航天发动机、体育器材和生物医学等领域。作为Ti-Al-M三元系合金的主要组成相,Ti2AlM金属间化合物的结构稳定性和力学性能,在材料设计中至关重要,但实验上对单晶甚至单相正交结构的Ti2AlM化学计量比合金制备困难,基础数据相对缺乏,因而阻碍材料设计。本文结合材料科学基础理论,借助基于密度泛函理论的第一性原理计算方法,系统地研究正交相结构的Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）的晶体结构参数、电子结构、相稳定性、弹性力学性质和热力学行为,揭示高温和高压环境下的弹性响应机制,并充实了热力学数据,获得以下主要研究结论:生成焓计算结果表明,化学计量比的Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）正交相合金中,其生成焓的绝对值在同周期元素中随原子序数的增大而增大,在同族中随原子序数的增大而减小。其中,Ti2AlMo的生成焓最负,说明其原子间成键最强,结构最稳定。声子计算结果表明,所有的正交相的声子谱均无虚频产生,声子态密度无负数,表明Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W元素与Ti、Al所形成的O相的稳定性较好,这与生成焓计算得到的结论一致。电子态密度计算结果表明,Ti2AlM正交相的基态结构稳定性与其电子轨道在费米能级附近的杂化作用密切相关。Ti的d轨道电子与M的d轨道电子发生强烈的杂化作用,形成了强的共价键,这种方向性强的共价键有助于提高化合物在外界环境下的弹塑性。杂化作用使电子有效地聚集在成键轨道,形成赝能隙,亦有利于化合物处于结构稳定态。弹性计算结果表明,三元系Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）正交相满足力学稳定性。Ti2AlTa具有最高的弹性模量;B/G判据表明Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）正交相均属于本征韧性材料,特别是Ti2AlMo表现出优异的韧性;而Ti2AlHf的理论维氏硬度最大。随着温度的升高,Ti2AlM合金相的弹性常数值有不同程度的下降;研究结果表明这六种正交相对于温度的敏感性较低,在高温下仍能较好地保持其力学性能,其中Ti2AlTa的高温强度最好,Ti2AlHf金属间化合物的耐热性能最优,适合于设计和制备高温合金。高压下,Ti2AlMo的耐高压性能最好,这有利于其在高压环境下工作。热力学性质研究表明,Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）的等容和等压热容值、熵以及体积热膨胀系数等,均随着温度的升高呈现出不同的增长趋势。总之,声子谱、弹性性质以及热力学性质的综合研究结果表明:Ti2AlM（M=Zr、Nb、Mo、Hf、Ta或W）正交相满足动力学、力学及热力学稳定的三个特征,具有进一步研究开发价值。
二、一个用于预测稀土化合物标准生成焓的新结构参数(英文)（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、一个用于预测稀土化合物标准生成焓的新结构参数(英文)（论文提纲范文）
（1）金属掺杂对Al基配位氢化物及MgH2储氢性能的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| §1.1 课题的研究背景与意义 |
| §1.1.1 氢能与储氢的现状 |
| §1.2 Al基配位氢化物和MgH_2的基本性质与储氢性能 |
| §1.2.1 Al基配位氢化物 |
| §1.2.2 镁基储氢合金 |
| §1.3 LiAlH_4和MgH_2的改性研究 |
| §1.3.1 Al基配位氢化物性能的调制 |
| §1.3.2 Mg基储氢合金的调控 |
| §1.4 本论文的研究意义和内容 |
| 第二章 理论和计算方法 |
| §2.1 第一性原理计算 |
| §2.1.1 量子力学方程 |
| §2.1.2 Born-Oppenhaimer近似 |
| §2.1.3 Hartree-Fock近似 |
| §2.2 密度泛函理论 |
| §2.2.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| §2.2.2 Kohn-Sham方程 |
| §2.3 交换关联泛函 |
| §2.3.1 局域密度近似 |
| §2.3.2 广义梯度近似 |
| §2.4 范德瓦尔斯修正 |
| §2.5 计算与建模软件介绍 |
| §2.5.1 VASP计算程序包及其辅助软件 |
| §2.5.2 建模软件简介 |
| 第三章 过渡金属对AlH_4基团的去杂化效应 |
| §3.1 前言 |
| §3.2 计算参数及模型 |
| §3.3 AlH_4基团与过渡金属吸附模型的构建 |
| §3.3.1 AlH_4基团与过渡金属吸附模型 |
| §3.3.2 AlH_4基团与过渡金属吸附规律的分析 |
| §3.3.3 AlH_4基团与过渡金属吸附模型吸附机制的探索 |
| §3.4 本章小结 |
| 第四章 金属掺杂MgH_2储氢材料的稳定性研究 |
| §4.1 前言 |
| §4.2 计算参数及模型 |
| §4.3 金属掺杂MgH_2储氢材料的稳定性探究 |
| §4.3.1 MgH_2及其金属掺杂系统的晶体结构分析 |
| §4.3.2 MgH_2及其金属掺杂系统的成键分析 |
| §4.3.3 金属掺杂MgH_2储氢材料的热稳定性 |
| §4.4 本章小结 |
| 第五章 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2储氢材料的稳定性和键合机理研究 |
| §5.1 前言 |
| §5.2 计算参数及模型 |
| §5.3 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2储氢材料的稳性和键合机理 |
| §5.3.1 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2储氢材料的晶格结构分析 |
| §5.3.2 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2储氢材料的热力学稳定性 |
| §5.3.3 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2的成键分析 |
| §5.3.4 (Fe+Co)、(Co+Ni)共掺杂MgH_2储氢材料的电子结构分析 |
| §5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者在攻读硕士期间的主要研究成果 |
（2）含镁高熵合金的制备及其储氢性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 储氢合金基础理论 |
| 1.2.1 概念 |
| 1.2.2 吸放氢过程原理 |
| 1.2.3 动力学原理 |
| 1.2.4 热力学原理 |
| 1.3 储氢合金研究现状 |
| 1.3.1 传统储氢合金 |
| 1.3.2 镁基储氢合金 |
| 1.4 高熵合金研究进展 |
| 1.4.1 概念 |
| 1.4.2 特征 |
| 1.4.3 形成简单固溶体的限制条件 |
| 1.4.4 制备方法 |
| 1.4.5 高熵合金储氢性能的研究现状 |
| 1.5 具有BCC结构的储氢合金 |
| 1.6 本文研究思路及主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验流程图 |
| 2.2 高熵合金的成分设计及制备 |
| 2.2.1 高熵合金的成分设计 |
| 2.2.2 高熵合金的制备 |
| 2.3 高熵合金的微观组织分析 |
| 2.3.1 高熵合金的XRD分析 |
| 2.3.2 高熵合金的SEM分析 |
| 2.4 储氢性能测试 |
| 2.4.1 吸氢动力学测试 |
| 2.4.2 PCT曲线测试 |
| 第3章 高熵合金MgVAlCrMn的制备及储氢性能 |
| 3.1 高熵合金MgVAlCrMn的高能球磨合成与微观组织表征 |
| 3.1.1 高熵合金MgVAlCrMn的成分设计及热力学参数 |
| 3.1.2 高熵合金MgVAlCrMn的合成 |
| 3.1.3 高熵合金MgVAlCrMn的相组织 |
| 3.2 高熵合金MgVAlCrMn的储氢性能 |
| 3.2.1 高熵合金MgVAlCrMn的吸氢动力学 |
| 3.2.2 高熵合金MgVAlCrMn的 PCT曲线及热力学 |
| 3.2.3 高熵合金MgVAlCrMn吸放氢后的相演化 |
| 3.2.4 高熵合金MgVAlCrMn储氢性能的探讨 |
| 3.3 镁含量对高熵合金Mg_xVAlCrMn(x=0~2)储氢性能的影响 |
| 3.3.1 合金Mg_xVAlCrMn(x=0~2)的相结构 |
| 3.3.2 合金Mg_xVAlCrMn(x=0~2)的储氢性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 高熵合金MgTiVNiAlM(M=Cr,Co,Mn)的制备及储氢性能 |
| 4.1 合金设计思路及计算 |
| 4.2 高熵合金Mg_xTiVNiAlCr(x=0,0.5,1)的相演变 |
| 4.3 高熵合金Mg_xTiVNiAlCr(x=0,0.5,1)的储氢性能 |
| 4.3.1 高熵合金Mg_xTiVNiAlCr(x=0,0.5,1)的吸氢动力学 |
| 4.3.2 高熵合金Mg_xTiVNiAlCr(x=0,0.5,1)的PCT曲线及热力学 |
| 4.4 高熵合金MgTiVNiAlCo的储氢性能 |
| 4.4.1 高熵合金MgTiVNiAlCo的相组成 |
| 4.4.2 高熵合金MgTiVNiAlCo的吸氢动力学 |
| 4.4.3 高熵合金MgTiVNiAlCo的 PCT曲线 |
| 4.5 高熵合金MgTiVNiAlMn的储氢性能 |
| 4.5.1 高熵合金MgTiVNiAlMn的相组成 |
| 4.5.2 高熵合金MgTiVNiAlMn的吸氢动力学 |
| 4.5.3 高熵合金MgTiVNiAlMn的 PCT曲线 |
| 4.6 改变M的合金热力学及动力学的对比 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 Mg-Ti-V、Mg-V系新型高熵合金储氢性能的探讨及展望 |
| 第6章 总结 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（3）Cu-Cr-Zr-RE系合金化合物的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Cu-Cr-Zr系合金的研究进展 |
| 1.2.1 Cu-Cr-Zr系合金概况 |
| 1.2.2 稀土元素在Cu-Cr-Zr合金中的应用 |
| 1.2.3 Cu-Cr-Zr系合金中的金属间化合物 |
| 1.3 第一性原理在金属间化合物研究中的应用 |
| 1.4 课题的研究背景及主要内容 |
| 2 第一性原理理论基础及计算软件 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 薛定谔方程及其近似处理 |
| 2.2.1 薛定谔方程 |
| 2.2.2 Born-Oppenheimer近似 |
| 2.2.3 Hartree-Fock近似 |
| 2.3 密度泛函理论 |
| 2.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.3.3 交换-关联能函数近似 |
| 2.3.4 赝势平面波 |
| 2.4 CASTEP软件包 |
| 2.4.1 CASTEP计算原理及功能 |
| 2.4.2 CASTEP计算过程 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Cu-Zr系金属间化合物的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型和参数 |
| 3.3 计算结果与分析 |
| 3.3.1 几何优化 |
| 3.3.2 生成焓和结合能 |
| 3.3.3 电子结构 |
| 3.3.4 力学性质 |
| 3.3.5 德拜温度 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Cu-La系金属间化合物的第一性原理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算模型和参数 |
| 4.3 计算结果与分析 |
| 4.3.1 几何优化 |
| 4.3.2 生成焓和结合能 |
| 4.3.3 电子结构 |
| 4.3.4 力学性质 |
| 4.3.5 德拜温度 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Cu-Y系金属间化合物的第一性原理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算模型和参数 |
| 5.3 计算结果与分析 |
| 5.3.1 几何优化 |
| 5.3.2 生成焓和结合能 |
| 5.3.3 电子结构 |
| 5.3.4 力学性质 |
| 5.3.5 德拜温度 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Cu-Cr-Zr-RE(RE=La、Y)系金属间化合物第一性原理综合分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热力学稳定性 |
| 6.3 力学性质 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文及取得的研究成果 |
（4）钇对过共晶Fe-Cr-C-TMe（Ti,Nb）堆焊合金中碳化物的细化与掺杂作用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 堆焊技术与材料 |
| 1.2.1 堆焊技术的发展 |
| 1.2.2 堆焊技术的应用 |
| 1.2.3 堆焊材料 |
| 1.3 过共晶Fe-Cr-C堆焊合金研究进展 |
| 1.4 M_7C_3碳化物细化、合金化研究进展 |
| 1.4.1 M_7C_3碳化物研究进展 |
| 1.4.2 M_7C_3碳化物的细化与耐磨性 |
| 1.4.3 TMeC碳化物细化初生M_7C_3碳化物研究进展 |
| 1.4.4 稀土化合物细化作用的研究进展 |
| 1.4.5 合金元素掺杂对堆焊合金韧性的影响 |
| 1.5 第一性原理计算应用 |
| 1.5.1 材料力学性能的第一性原理计算研究 |
| 1.5.2 异质形核界面的第一性原理计算 |
| 1.5.3 晶体结构预测 |
| 1.6 本文的研究目的与内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 XPS光电子能谱 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 相组成分析 |
| 2.2.4 硬度测试 |
| 2.2.5 摩擦磨损试验 |
| 2.2.6 元素面分布 |
| 2.2.7 晶体结构分析和高分辨透射观察 |
| 2.2.8 磨痕磨损形貌 |
| 2.3 计算方法 |
| 2.3.1 第一性原理介绍 |
| 2.3.2 Schrodinger方程 |
| 2.3.3 Hohenburg-Kohn定理 |
| 2.3.4 密度泛函理论 |
| 2.3.5 交换-关联泛函 |
| 2.3.6 计算软件 |
| 2.3.7 本文计算细节 |
| 第3章 Y_2O_3对过共晶Fe-Cr-C-Ti堆焊合金中TiC的细化作用与机制 |
| 3.1 Y_2O_3作为TiC异质形核基底的第一性原理计算 |
| 3.1.1 晶体结构与体相性质 |
| 3.1.2 二维晶格错配度 |
| 3.1.3 表面模型与收敛性测试 |
| 3.1.4 异质形核界面结构与稳定性 |
| 3.1.5 界面电子结构与成键特性 |
| 3.2 YAlO_3作为TiC异质形核基底的第一性原理计算 |
| 3.2.1 YAlO_3晶体结构与体相性质 |
| 3.2.2 二维晶格错配度 |
| 3.2.3 表面模型与收敛性测试 |
| 3.2.4 异质形核界面结构与稳定性 |
| 3.2.5 界面电子结构与成键特性 |
| 3.3 Y_2O_3对过共晶Fe-Cr-C-Ti堆焊合金微观组织和耐磨性能的影响 |
| 3.3.1 堆焊合金中Y元素的确定 |
| 3.3.2 M_7C_3碳化物的细化和均匀化 |
| 3.3.3 相组成分析 |
| 3.3.4 元素面分布 |
| 3.3.5 透射电镜观察与晶体学分析 |
| 3.3.6 硬度与耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Y_2O_3对过共晶Fe-Cr-C-Nb堆焊合金中NbC的细化作用与机制 |
| 4.1 Y_2O_3作为NbC异质形核基底的第一性原理计算 |
| 4.1.1 NbC晶体结构与体相性质 |
| 4.1.2 二维晶格错配度 |
| 4.1.3 表面模型与收敛性测试 |
| 4.1.4 异质形核界面结构与稳定性 |
| 4.1.5 界面电子结构与成键特性 |
| 4.2 YAlO_3作为NbC异质形核基底的第一性原理计算 |
| 4.2.1 二维晶格错配度 |
| 4.2.2 表面模型与收敛性测试 |
| 4.2.3 异质形核界面结构与稳定性 |
| 4.2.4 界面电子结构与成键特性 |
| 4.3 Y_2O_3对过共晶Fe-Cr-C-Nb堆焊合金微观组织和耐磨性能的影响 |
| 4.3.1 M_7C_3碳化物的细化和均匀化 |
| 4.3.2 相组成分析 |
| 4.3.3 元素面分布 |
| 4.3.4 透射电镜观察与晶体学分析 |
| 4.3.5 硬度与耐磨性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 TMe原子掺杂对M_7C_3碳化物稳定性和力学性能的影响 |
| 5.1 M_7C_3碳化物晶体模型 |
| 5.2 TMe原子掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物晶体模型与稳定性 |
| 5.3 TMe原子掺杂对Fe_3Cr_4C_3碳化物弹性模量和本征硬度的影响 |
| 5.4 TMe原子掺杂对Fe_3Cr_4C_3碳化物理想强度和化学键的影响 |
| 5.4.1 TMe原子掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物理想强度 |
| 5.4.2 TMe原子掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物中化学键的拉伸断裂 |
| 5.5 TMe原子掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物的电子结构与成键性质 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 Y原子掺杂对M_7C_3碳化物稳定性和力学性能的影响 |
| 6.1 Y原子掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物晶体模型与稳定性 |
| 6.2 Y原子掺杂对Fe_3Cr_4C_3碳化物弹性模量和本征硬度的影响 |
| 6.3 Y原子掺杂对Fe_3Cr_4C_3碳化物理想强度和化学键的影响 |
| 6.3.1 Fe_3Cr_3YC_3碳化物理想强度 |
| 6.3.2 化学键拉伸断裂 |
| 6.3.3 Fe_3Cr_3YC_3碳化物电子结构 |
| 6.4 Ti+Y和 Nb+Y掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物晶体模型与稳定性 |
| 6.5 Ti+Y/Nb+Y掺杂对Fe_3Cr_4C_3碳化物弹性模量和本征硬度的影响 |
| 6.6 Ti+Y/Nb+Y掺杂Fe_3Cr_4C_3碳化物电子结构与成键性质 |
| 6.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（5）稀土金属的非传统氧化态化学（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 稀土金属的电子构型与氧化态 |
| 3 高价稀土金属(除铈以外)化学 |
| 3.1 气相 |
| 3.2 固相 |
| 3.3 溶液相 |
| 3.4 分子配合物 |
| 4 低价稀土金属化学 |
| 4.1 气相 |
| 4.2 固相 |
| 4.3 溶液相 |
| 4.4 分子配合物 |
| 4.4.1 经典二价稀土金属(铕、镱、钐) |
| 4.4.2 非经典二价稀土金属(铥、镝、钕) |
| 4.4.3 三明治型零价稀土金属芳烃配合物 |
| 4.4.4 稀土金属氮气还原化学 |
| 4.4.5 非传统二价稀土金属 |
| 5 总结与展望 |
（6）胺液吸收与再生过程物性模型的开发及应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 符号说明 |
| 前言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 酸气吸收方法概述 |
| 1.1.1 吸附 |
| 1.1.2 深冷分离 |
| 1.1.3 膜分离 |
| 1.1.4 物理吸收 |
| 1.1.5 化学吸收 |
| 1.2 胺液吸收与再生过程概述 |
| 1.2.1 胺液吸收与再生过程 |
| 1.2.2 胺液吸收机理 |
| 1.2.3 胺液吸收剂 |
| 1.2.4 胺吸收塔的建模 |
| 1.3 胺液吸收与再生物性模型概述 |
| 1.3.1 拟平衡常数模型 |
| 1.3.2 活度-逸度模型 |
| 1.3.3 状态方程模型 |
| 1.3.4 电解质模型 |
| 1.4 课题背景及研究内容 |
| 1.4.1 课题背景 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 2 胺体系物性数据库建立及物性方法模型 |
| 2.1 胺包物性数据库功能 |
| 2.2 胺包物性数据 |
| 2.2.1 数据来源 |
| 2.2.2 数据检验 |
| 2.3 胺体系物性模型 |
| 2.3.1 Kent-Eisenberg模型 |
| 2.3.2 ELECNRTL模型 |
| 2.3.3 unsymmetric-e NRTL模型 |
| 2.3.4 symmetric-e NRTL模型 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 基于CAPE-OPEN的胺体系物性模型开发 |
| 3.1 CAPE-OPEN标准 |
| 3.1.1 CAPE-OPEN标准概述 |
| 3.1.2 CAPE-OPEN标准的组件 |
| 3.1.3 CAPE-OPEN标准的接口 |
| 3.1.4 CAPE-OPEN标准的实现 |
| 3.2 COM组件技术及开发语言的选择 |
| 3.2.1 COM组件技术 |
| 3.2.2 开发语言的选择 |
| 3.3 胺体系物性模型开发 |
| 3.3.1 热力学模块的创建 |
| 3.3.2 图形用户界面实现 |
| 3.3.3 求解算法的实现 |
| 3.4 热力学模块的有效性检验 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 胺体系物性模型测试与验证 |
| 4.1 测试内容及方法 |
| 4.2 物性模型测试与分析 |
| 4.2.1 Kent-Eisenberg模型测试与分析 |
| 4.2.2 ELECNRTL模型测试与分析 |
| 4.2.3 unsymmetric-e NRTL模型测试与分析 |
| 4.2.4 symmetric-e NRTL模型测试与分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 胺液吸收与再生过程工业应用 |
| 5.1 污水汽提流程 |
| 5.1.1 污水汽提流程模拟 |
| 5.1.2 工艺流程简述 |
| 5.1.3 建模及数据的确定 |
| 5.1.4 模拟结果与分析 |
| 5.2 硫磺回收装置溶剂再生流程 |
| 5.2.1 溶剂再生流程模拟 |
| 5.2.2 工艺流程简述 |
| 5.2.3 建模及数据的确定 |
| 5.2.4 模拟结果与分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文目录 |
（7）稀土元素Y、La对Mg-Zn合金强化机理的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 镁及镁合金概述 |
| 1.1.1 纯镁的性质及开发 |
| 1.1.2 镁合金的性质及特点 |
| 1.1.3 镁合金的开发及应用 |
| 1.2 镁合金的强化机理 |
| 1.2.1 固溶强化 |
| 1.2.2 沉淀析出强化 |
| 1.2.3 弥散强化 |
| 1.2.4 细晶强化 |
| 1.3 Mg-Zn系合金概述 |
| 1.3.1 Mg-Zn-M(M=Zr、Cu)系合金 |
| 1.3.2 Mg-Zn-RE系合金 |
| 1.4 稀土镁合金研究概述 |
| 1.4.1 稀土元素在镁合金中的强化作用 |
| 1.4.2 稀土镁合金的研究进展 |
| 1.4.3 Y、La元素对镁合金性能的影响 |
| 1.5 第一性原理计算研究进展概述 |
| 1.5.1 第一性原理计算的作用 |
| 1.5.2 第一性原理在Mg-Zn-Y(La)系合金中的研究 |
| 1.5.3 第一性原理研究合金加压过程中的性能变化 |
| 1.5.4 第一性原理研究合金的固溶强化作用 |
| 1.6 论文的研究的意义及研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 计算理论及方法 |
| 2.1 多粒子薛定谔方程及近似 |
| 2.1.1 波恩-奥本海默(BO)近似 |
| 2.1.2 单电子近似(Hartree-Fock近似) |
| 2.2 密度泛函理论(DFT)概述 |
| 2.2.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.2.3 交换关联函数 |
| 2.3 平面波赝势法 |
| 2.4 CASTEP计算程序和计算步骤 |
| 第3章 Mg-Zn-Y(La)合金中金属间化合物的第一性原理计算 |
| 3.1 Mg-Zn-Y(La)系金属间化合物的计算模型和方法 |
| 3.1.1 晶体结构模型 |
| 3.1.2 计算参数设置 |
| 3.2 Mg-Zn-Y(La)系金属间化合物的计算结果及分析 |
| 3.2.1 平衡晶格参数 |
| 3.2.2 热力学稳定性 |
| 3.2.3 力学性能 |
| 3.2.4 熔点和硬度 |
| 3.2.5 电子结构分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 压力下Mg-Zn-Y(La)系金属间化合物性能变化规律研究 |
| 4.1 压力下金属间三元化合物Mg_3Zn_3Y_2的第一性原理计算 |
| 4.1.1 计算方法和参数设置 |
| 4.1.2 压力下Mg_3Zn_3Y_2晶体结构及稳定性 |
| 4.1.3 压力下Mg_3Zn_3Y_2力学性能变化 |
| 4.1.4 压力下Mg_3Zn_3Y_2电子结构变化 |
| 4.1.5 压力下Mg_3Zn_3Y_2熔点和硬度变化 |
| 4.2 压力下金属间二元化合物MgZn_2和Mg_2Y的第一性原理计算 |
| 4.2.1 计算方法和参数设置 |
| 4.2.2 压力下MgZn_2和Mg_2Y晶体结构及稳定性 |
| 4.2.3 压力下MgZn_2和Mg_2Y力学性能变化 |
| 4.2.4 压力下MgZn_2和Mg_2Y弹性各向异性变化 |
| 4.2.5 压力下MgZn_2和Mg_2Y电子结构的变化 |
| 4.3 压力下金属间二元化合物Mg_2La和 Mg_3La的第一性原理计算 |
| 4.3.1 计算方法和参数设置 |
| 4.3.2 压力下Mg_2La和 Mg_3La晶体结构及稳定性 |
| 4.3.3 压力下Mg_2La和 Mg_3La力学性能变化 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Zn、Y、La元素合金化对镁基体强化效果的研究 |
| 5.1 元素含量为1.8at.%时α-Mg固溶体的拉伸性能 |
| 5.1.1 晶体结构模型 |
| 5.1.2 计算方法和参数设置 |
| 5.1.3 合金元素对镁基体强化效果的计算 |
| 5.2 元素含量为3.7at.%时α-Mg固溶体的拉伸性能 |
| 5.2.1 晶体结构模型 |
| 5.2.2 计算方法和参数设置 |
| 5.2.3 合金元素对镁基体强化效果的计算 |
| 5.3 X(X=Zn、Y、La)原子固溶浓度对Mg-X合金拉伸性能的影响 |
| 5.3.1 Zn原子固溶浓度对合金抗拉性能的影响 |
| 5.3.2 Y原子固溶浓度对合金抗拉性能的影响 |
| 5.3.3 La原子固溶浓度对合金抗拉性能的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（8）析出相本征及界面特性对Mg-Sn-Y合金室/高温力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金室/高温力学性能影响因素 |
| 1.2.1 合金元素 |
| 1.2.2 晶粒尺寸 |
| 1.2.3 析出相 |
| 1.3 第一性原理计算研究现状 |
| 1.4 课题研究目的和研究内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 课题主要研究内容 |
| 1.4.3 研究技术路线 |
| 第二章 计算模型及参数和实验材料及研究方法 |
| 2.1 第一性原理计算模型及参数 |
| 2.1.1 单个原子基态能量计算 |
| 2.1.2 单个原子自由态能量计算 |
| 2.1.3 析出相晶体结构模型建立及计算参数选择 |
| 2.2 实验材料制备及研究方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 合金表征分析 |
| 2.2.3 力学性能实验 |
| 第三章 第一性原理研究析出相本征及界面特性 |
| 3.1 热力学性质 |
| 3.2 力学性质 |
| 3.3 析出相与镁基体间的界面特性 |
| 3.3.1 表面模型构建及收敛性测试 |
| 3.3.2 界面模型优化 |
| 3.3.3 界面结合强度和界面能 |
| 3.3.4 界面电子结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Sn/Y含量对合金组织和室/高温力学性能的影响 |
| 4.1 Y含量对合金组织及室/高温力学性能的影响 |
| 4.1.1 Y含量对合金显微组织的影响 |
| 4.1.2 Y含量对合金力学性能的影响 |
| 4.2 Sn含量对合金组织及室/高温力学性能的影响 |
| 4.2.1 Sn含量对合金显微组织的影响 |
| 4.2.2 Sn含量对合金力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 不同析出相在合金中的强化机制 |
| 5.1 Sn_3Y_5和Mg_2Sn对合金力学性能的影响 |
| 5.2 Mg-0.5Sn-3.5Y(wt.%)合金室/高温显微组织和力学性能 |
| 5.2.1 Mg-0.5Sn-3.5Y(wt.%)铸态合金显微组织及力学性能 |
| 5.2.2 Mg-0.5Sn-3.5Y(wt.%)挤压合金显微组织及力学性能 |
| 5.2.3 准原位研究合金温度效应反常力学性能的内在机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
（9）稀土（La,Y）硅酸盐的基础热力学参数研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 标准摩尔生成焓的计算与计算模型 |
| 1.2.1 标准摩尔生成焓的计算 |
| 1.2.2 标准生成焓的计算模型 |
| 1.2.3 标准生成焓计算模型总结 |
| 1.3 标准熵的计算与计算模型 |
| 1.3.1 物质标准熵的计算 |
| 1.3.2 标准熵计算模型 |
| 1.3.3 标准熵计算模型总结 |
| 1.4 比热的测量 |
| 1.4.1 绝热法测量比热容 |
| 1.4.2 下落法测量比热容 |
| 1.4.3 差示扫描量热法测量比热容 |
| 1.5 研究的内容与意义 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 第二章 稀土硅酸盐标准生成焓简易计算模型 |
| 2.1 模型建立 |
| 2.2 模型参数求解 |
| 2.3 模型验证 |
| 2.4 模型应用 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 稀土硅酸盐标准熵简易计算模型 |
| 3.1 模型建立 |
| 3.2 模型参数求解 |
| 3.3 模型验证 |
| 3.4 模型的应用 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 稀土硅酸盐比热测试 |
| 4.1 试样的制备 |
| 4.2 试样定量分析 |
| 4.3 比热测试 |
| 4.4 定量分析结果验证 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 基础热力学数据表 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（10）金属间化合物Ti2AlM的电子结构、力学和热力学性质的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 钛合金的研究与应用 |
| 1.2.1 钛合金在航空航天领域的应用 |
| 1.2.2 钛合金在医疗领域的应用 |
| 1.3 Ti_2AlM合金 |
| 1.3.1 体心立方B2/β相 |
| 1.3.2 密排六方α_2相 |
| 1.3.3 正交结构O相 |
| 1.4 Ti_2AlM基合金中O相研究仍然存在的问题和研究目的 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 材料设计理论与计算方法 |
| 2.1 密度泛函理论与第一性原理计算方法简介 |
| 2.1.1 密度泛函理论 |
| 2.1.2 第一性原理和VASP简介 |
| 2.2 声子 |
| 2.2.1 声子简介 |
| 2.2.2 声子计算方法简述 |
| 2.3 准简谐近似的热力学计算 |
| 2.4 多晶体弹性计算方法 |
| 2.5 高温弹性性质的理论预测 |
| 第三章 Ti_2AlM (M=Zr、Nb、Mo)正交相的电子结构、弹性力学行为和热力学性质 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算参数设置 |
| 3.3 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相合金的平衡晶格参数 |
| 3.4 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)的声子谱分析 |
| 3.5 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相的微观电子结构与相稳定性 |
| 3.6 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相基态下的弹性力学性质 |
| 3.6.1 弹性常数计算 |
| 3.6.2 多晶弹性模量计算 |
| 3.7 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相的高温弹性性质 |
| 3.7.1 高温弹性常数计算 |
| 3.7.2 高温多晶弹性模量计算 |
| 3.8 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相的高压力学行为 |
| 3.8.1 高压弹性常数计算 |
| 3.8.2 高压多晶弹性模量计算 |
| 3.9 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相的弹性各向异性 |
| 3.10 Ti_2AlM(M=Zr、Nb、Mo)正交相的热力学性质 |
| 3.11 本章小结 |
| 第四章 Ti_2AlM (M=Hf、Ta、W)正交相的电子结构、弹性行为和热力学性质 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)正交相的平衡晶格参数 |
| 4.3 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)的声子谱分析 |
| 4.4 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)正交相的微观电子结构与相稳定性 |
| 4.5 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)正交相基态下的弹性力学性质 |
| 4.5.1 弹性常数计算 |
| 4.5.2 多晶弹性模量计算 |
| 4.6 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)正交相的高温弹性性质 |
| 4.6.1 高温弹性常数计算 |
| 4.6.2 高温多晶弹性模量计算 |
| 4.7 Ti_2AlM(M=Hf、Ta、W)正交相的热力学性质 |
| 4.8 本章小结 |
| 结论 |
| 课题研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
四、一个用于预测稀土化合物标准生成焓的新结构参数(英文)（论文参考文献）
- [1]金属掺杂对Al基配位氢化物及MgH2储氢性能的第一性原理研究[D]. 黄强. 桂林电子科技大学, 2021(02)
- [2]含镁高熵合金的制备及其储氢性能研究[D]. 申炳泽. 太原理工大学, 2021(01)
- [3]Cu-Cr-Zr-RE系合金化合物的第一性原理研究[D]. 曾利娟. 重庆理工大学, 2021(02)
- [4]钇对过共晶Fe-Cr-C-TMe（Ti,Nb）堆焊合金中碳化物的细化与掺杂作用[D]. 施志军. 燕山大学, 2020(07)
- [5]稀土金属的非传统氧化态化学[J]. 王怡,黄闻亮. 中国科学:化学, 2020(11)
- [6]胺液吸收与再生过程物性模型的开发及应用[D]. 刘晶晶. 青岛科技大学, 2020(01)
- [7]稀土元素Y、La对Mg-Zn合金强化机理的第一性原理计算[D]. 高岩. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [8]析出相本征及界面特性对Mg-Sn-Y合金室/高温力学性能的影响[D]. 钱晓英. 西南交通大学, 2020(07)
- [9]稀土（La,Y）硅酸盐的基础热力学参数研究[D]. 周义鸿. 江西理工大学, 2019(01)
- [10]金属间化合物Ti2AlM的电子结构、力学和热力学性质的第一性原理计算[D]. 黄锦长. 福州大学, 2018(03)