مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

2. مدل و روش‌ها
2.1 انتقال حرارت ماکروسکوپیک
آزاد شدن گرمای نهان در حین انجماد فلزات ویژگی مهمی است که فرآیند انجماد را از سایر فرآیندهای رسانش حرارتی متمایز می‌کند. گرمای نهان همچنین نشان دهنده اتصال بین عوامل ماکروسکوپی و میکروسکوپی در حین انجماد است. رها شدن گرمای نهان از جوانه زنی و رشد دندریتی در میدان ماکروسکوپی استخراج می‌شود در حالی که گرمای نهان آزاد شده از رشد دندریتی بازگردانده میشود تا میدان دمایی محاسبه شود.

2.2 مدل ماشین سلولی
2.2.1 مدل جوانه زنی ناهمگن
دو راه برای مواجهه با جوانه زنی ناهمگن با هدف شبیه سازی ریز ساختار وجود دارد: جوانه‌زنی آنی و جوانه زنی مداوم. برای روش ماشین سلولی-المان محدود تابع توزیع جوانه زنی مداوم به کار رفت. با این فرض که جوانه زنی آنی می‌تواند در محدوده محل‌های ممکن است اتفاق بیفتد. اگر هیچ محل جوانه زنی درون سلول وجود نداشته باشد، جوانه‌زنی صرف‌نظر از اینکه دما چقدر کم باشد اتفاق نمی‌افتد. بلعکس، جوانه‌زنی جدید به صورت تصادفی در حجم در اثر افت دمای محلی سلولی که جوانه می‌زند، به زیر دمای بحرانی در گام زمانی داده شده شکل می‌گیرد.

.3 فرایند محاسبه
فلوچارت فرایند شبیه سازی در شکل ۱ نشان داده شده است. مدل شبکه¬ا‌ی سه بعدی ابتدا در نرم افزار Pro/E ایجاد شد. سپس میدان گرمایی در ProCAST محاسبه شد و در نهایت ساختار انجماد توسط محاسبات ماشین سلولی-المان محدود شبیه سازی شد. محاسبات ماشین سلولی-المان محدود برپایه محاسبه میدان دمایی انجام یافت که نیازمند کسر جرمی، شیب مایع، ضریب بخشی، ضرایب انتقال جرم و ضریب گیبس- تامسون است. پس از تکمیل محاسبات ماشین سلولی-المان محدود، نتایج نهایی استخراج شد.

دیاگرام شماتیک رشد سلولی اکتاهدرون در شکل ۲ نشان داده شده است. در آغاز محاسبات ماشین سلولی-المان محدود، دمای آلیاژ دمای فوق ذوب است و هر سلول توسط اندیس حالت I=0 مشخص شده است. در برخی از گام‌های زمانی، زیر انجماد جوانه زنی دانه را ارضا می‌کند، اندیس حالت I به عدد صحیح غیر صفر تبدیل می‌شود و این سلول شروع به جوانه زنی می کند. رشد سلول مبتنی بر رشد اکتاهدرون محصور توسط سطح است و به هر سلولی که اندیس حالت غیر صفر و حداقل یک سلول همسایه مایع دارد اعمال می‌شود. سپس سلول‌های اکتاهدرون مربوطه مرکز سلول یکی از همسایه‌های خود را در طی فرایند رشد می گیرند. سپس اندیس حالت سلول به اندیس حالت سلول مادر تبدیل می شود و اکتاهدرون جدید مربوط به سلول بعد رشد می کند. به محض محصول شدن کامل سلول توسط سلول های خمیری احاطه شده، رشد اکتاهدرون مربوط به آن متوقف می‌شود. قطر‌های اصلی اکتاهدرون به جهت های کریستالوگرافی مربوط بوده و موازی محور هستند. این الگوریتم مستقیم می‌تواند مکانیزم رقابتی رشد دندریتی را منعکس کند.

2.4 جفت کردن مدل المان محدود به مدل ماشین سلولی
در مدل ماشین سلولی-المان محدود ضرایب میان یابی بین نقاط گره مش المان محدود و سلولهای ماشین سلولی تعریف شده است و اثر رها شدن حرارت نهان دانه ها بر تاریخچه گرمایی محاسبه شده، معرفی شده تا توسعه میکرو ساختاری به عنوان تابعی از میدان حرارتی را تضمین کند (شکل ۳). سلول از ماشین سلولی با مرکز آن در المان محدود I به ترتیب ضرایب میان یابی غیر صفر با گره های المان محدود را دارد. این ضرایب میانیابی تعیین دما در محل‌های سلول در نقاط گرهی المان محدود را ممکن می‌کند. در نقاط گرهی، ضرایب مشابه اعمال شده و جمع شده است. سپس گرمای نهان توسط جوانه زنی، رشد و ضخیم شدن ریز ساختار دندریتی آزاد می‌شود که دما در نقاط گرهی المان محدود را به‌روز می‌کند.

3. شبیه سازی ساختار سه بعدی در آلیاژ آهن سیلسیم 5/6%
این مدل شبیه سازی با پارامترهای مش در شکل ۴ نشان داده شده است. مواد ریختگی شمش واقعی آلیاژ آهن سیلسیم 5/6% است. ترکیبات شیمیایی این آلیاژ در جدول ۱ آمده است. این ماده ریختگی در یک کوره القایی خلا ۱۰ کیلویی با محافظت آرگون ذوب شده و سپس در یک قالب فولادی قالب گیری شده است. از دو شمشی که ما تولید کردیم یکی با همرفت طبیعی و دومی با خنک کاری آبی خنک‌کاری شده‌اند. همه شرایط شبیه سازی منطبق بر شرایط تجربی بود.
در شبیه سازی قالب با مذاب به صورت آنی پر می شود. دمای مذاب ریزی فولاد ۱۷۷۳ درجه کلوین بود. در این مدل المان محدود ضریب محاسبه شده هدایت حرارتی تحت خنک‌کاری در هوا ۱۱۰ وات بر متر مربع بر درجه کلوین در خنک کاری آبی 5020 وات بر متر مربع بر درجه کلوین و تحت خنک‌کاری آهسته ۱۵ وات بر متر مربع بر درجه کلوین بود که همه از پایگاه داده های ترمودینامیکی JMatPro استخراج شده اند.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

اختلاف دمایی بین دیواره و مناطق مرکزی (∆T = TW – TC) در طول انجماد تعیین شده، و منحنی ∆T در هر آزمایش رسم شد. اولین نقطه مینیمم در منحنی ∆T (یا اولین ماکزیمم در تفاوت دمایی) پس از جوانه زنی برای تعیین DCP استفاده شده است. کسر جامد و نقطه دمایی مربوطه، f_s^DCPو TDCP، نیز محاسبه شدند. در این مقاله، تکنیک آنالیز حرارتی برای کمی کردن کسری از جامد در طی فرآیند انجماد نمونه آزمایش، استفاده شده است. مقدار گرمای حاصل از یک نمونه ی آزمایش در حال انجماد می تواند به عنوان ناحیه ادغام شده بین منحنی مشتق اول و منحنی صفر محاسبه شود (خط پایه). این مقدار حرارت متناسب با کسری از جامد است. دقت محاسبه به شدت به ارزیابی منحنی صفر، بستگی دارد. آنالیز ارائه شده در این مقاله برای محاسبه منحنی صفر براساس مدل نیوتنی توسط استفانسو و همکاران، اتخاذ شده است. بنابراین، برای تعیین کسری از جامد، منحنی سرمایش (CC)، منحنی مشتق اول و منحنی صفر (ZC) رسم شدند. سرانجام، کسری از جامد به صورت عددی از معادله (1) محاسبه شد: Cp/L (ناحیه بین منحنی سرمایش و منحنی صفر در زمان t) است.
نتایج و بحث
منحنی های سرمایش
شکل 2a منحنی سرمایش و مشتق اول آن در آلیاژ ADC12 را نشان می دهد. لیکوئیدوس، یوتکتیک Al + Si و پست یوتکتیک مس، سه منطقه ی مهم نشان داده شده در این نمودار هستند. منطقه بزرگنمایی شده ی لیکوئیدوس در منحنی سرمایش و منحنی مشتق اول آن برای آلیاژ ADC12 در شکل 2b نشان داده شده است. مهم ترین پارامترهای سرمایش در هر ناحیه از منحنی های سرمایش قرار گرفته اند. پارامترهای مختلفی که از منحنی های سرمایش و فرعی اندازه گیری می شوند، پارامترهای لیکوئیدوس، محدوده انجماد، زمان کل انجماد و نقطه همدوسی دندریتی هستند. برای محاسبه نرخ سرمایش (CR)، شیب منحنی در محدوده دمایی 590-650 درجه سانتیگراد اندازه گیری می شود.
منحنی های سرمایش ثبت شده برای آلیاژ ADC12 با نرخ های مختلف سرمایش در شکل 3 نشان داده شده است. مشاهده می شود که هنگام افزایش نرخ سرمایش، مناطق فازی مختلف جابجا می شوند. این جابجایی پارامترهای مشخصه ی آنالیز حرارتی به ویژه در منطقه لیکوئیدوس را تغییر می دهد. با افزایش نرخ سرمایش، تیزی منحنی های سرمایش کم تر می شود.
نرخ سرمایش متناسب با استخراج گرما از نمونه در حین انجماد است. بنابراین در نرخ سرمایش پایین (oC s-1 1.2) نرخ استخراج حرارت از نمونه نیز پایین بوده و شیب منحنی سرمایش اندک است. بنابراین، یک منحنی سرمایش گسترده ایجاد می کند. اما در نرخ سرمایش بالا (oC s-1 7.2) نرخ استخراج حرارت از نمونه سریع بوده، شیب منحنی سرمایش تند است و باعث ایجاد منحنی سرمایش باریک می شود.

پارامترهای لیکوئیدوس
شکل 4 اثر نرخ سرمایش را بر دمای جوانه زنی (دمای لیکوئیدوس) آلیاژ ADC12 نشان می دهد. وقتی که نرخ سرمایش از 1.2 به oC s-1 7.2 افزایش یابد، دمای لیکوئیدوس نیز از 621 به oC 642 افزایش می-یابد. افزایش نرخ سرمایش، استخراج حرارت را افزایش می دهد. بنابراین، مذاب در دمای پایین تر از نقطه ذوب تعادل خنک می شود. این موقعیت جوانه های بیشتری را به دلیل وجود فوق تبرید مناسب، فراهم می کند تا جوانه بزنند. بنابراین، جوانه زنی به آسانی و به سرعت ادامه می یابد.
به عبارت دیگر، با کاهش دمای ذوب از نقطه ذوب تعادل، فاز جامد از نظر ترمودینامیکی پایدار شده و گذار مایع به جامد شروع می شود. سرعت این گذار عمدتا به سرعت استخراج حرارت بستگی دارد. نرخ سرمایش بالاتر باعث می شود که سرعت استخراج حرارت سریع تر و فوق تبرید بیشتر باشد. این امر منجر به جوانه زنی آسان تر و سریع تر که دمای جوانه زنی یا دمای ذوب را افزایش می دهد، می شود. از طرف دیگر، دمای جوانه زنی رابطه معکوسی با سد انرژی برای جوانه زنی دارد. بنابراین، افزایش نرخ سرمایش سد انرژی را کاهش داده و منجر به دمای بالاتر جوانه زنی می شود. شبستری و ملکان، همچنین همین روند را برای آلیاژ 319 آلومینیوم ذکر کرده اند.
دماهای جوانه زنی و فوق تبرید گرمای نهان فازی، ∆TN,α و ∆TR,α، برای آلیاژ ACD12 در نرخ های سرمایش مختلف همانطور که در شکل های 5 و 6 نشان داده شده، اندازه گیری شد. افزایش نرخ سرمایش از 1.2 به oC s-1 7.2، فوق تبرید جوانه زنی را تا حدود oC 19.4 افزایش داده و فوق تبرید گرمای نهان فازی را از 3.41 به oC 0.5 کاهش می دهد. نرخ سرمایش سریع باعث افزایش نرخ استخراج حرارت از مذاب شده و جوانه های بیشتری در مذاب موجودند تا فعال شوند. شرایط رشد تسهیل می شود. از طرف دیگر، با افزایش نرخ سرمایش، مذاب در دمای پایین تر از دمای منحنی مذاب خنک می شود و در نتیجه، جوانه زنی فوق تبرید افزایش یافته و این باعث می شود جوانه زنی راحت تر صورت گیرد. مشابه رشد بلوری، نیروی محرکه جوانه زنی تابعی از فوق تبرید تولید شده طی فرآیند انجماد است. در صورتی که جوانه های ناهمگن کافی وجود داشته باشد، فوق تبرید مشاهده شده به سختی از چند درجه تجاوز می کند، اما هنگامی که مایع تصفیه می شود، بدون تماس با این جوانه ها، فوق تبرید نقش مهم تری در جوانه زنی ایفا می کند. این میزان فوق تبرید با نرخ سرمایش بالاتر می تواند فراهم شود. رابطه بین نرخ سرمایش و میزان فوق تبرید می تواند بسیار کاربردی باشد، چرا که رابطه بین شرایط رشد (نرخ سرمایش) و پتانسیل جوانه زنی (فوق تبرید جوانه زنی) را نشان می دهد. عمادی و وایتینگ و بکرود و همکاران نتایج مشابهی را گزارش کردند.
برخی محققان اظهار داشتند که تبادل حرارتی در ساختار ظریف کاهش می یابد، زیرا در جوانه زنی مناسب نیاز به گرمایش از بین می رود. از آنجا كه سرمایش سريع منجر به جوانه زنی نسبی می شود، بنابراين انتظار مي رود كه فوق تبرید گرمای نهان فازی كاهش يابد. از آنجا که تعیین ∆TR,α، در یک منحنی سرمایش آسان است، می توان از رابطه نرخ سرمایش و فوق تبرید گرمای نهان فازی برای تعیین توانایی جوانه زنی استفاده کرد. این نتایج با نتایج گزارش شده توسط آناتا و همکاران تأیید می شود.

محدوده ی انجماد و زمان کل انجماد
محدوده ی انجماد به عنوان اختلاف در دماهای بین اولین و آخرین انجماد مایع به جامد، تعریف می شود. زمان انجماد نیز فاصله زمانی بین شروع و پایان انجماد است. شکل های 7 و 8 به ترتیب اثر نرخ سرمایش بر محدوده ی انجماد (∆Ts) و زمان انجماد (tf) را نشان می دهد. با افزایش نرخ سرمایش از 1.2 به oC s-1 7.2، محدوده انجماد حدود oC 25 افزایش یافته، اما زمان کل انجماد حدود 452 ثانیه (حدود 7.5 دقیقه) کاهش می یابد. همانطور که در شکل 3 دیده می شود؛ با افزایش نرخ سرمایش، منحنی سرمایش به صورت عمودی کشیده شده و به صورت افقی فشرده می شود. این اتفاق نتیجه توسعه سریع جبهه انجماد و ارتباط مستقیم آن با زمان سرمایش و محدوده گسترده تر انجماد است. زمان انجماد مطابق با معادله (2) به نرخ سرمایش مربوط می شود:
tf = A(C.R)-n (2)
در اینجا A و n ثابت های معادله هستند.
محدوده های انجماد برای تشکیل و رشد دندریت های α-Al (∆Tα = TN,α – TN,Si)، یوتکتیک Al-Si (∆TSi = TN,Si – TN,Cu) و فاز غنی از مس (∆TCu = TN,Cu – Ts) در برابر نرخ سرمایش در شکل 9 رسم شده است. دیده می شود که افزایش نرخ سرمایش، محدوده انجماد دندریت های α-Al و تشکیل یوتکتیک Al-Si را افزایش داده، اما ∆TCu را کاهش می دهد. بنابراین، در نرخ های سرمایش بالا، حجم بیشتری از دندریت های α-Al و یوتکتیک Al-Si تشکیل می شود. اثر نرخ سرمایش بر زمان انجماد دندریت های α-Al (tα)، یوتکتیک Al-Si (tSi) و فاز غنی از مس (tCu) در شکل 10 نشان داده شده است. همانطور که مشاهده می شود، کاهش در زمان کل انجماد در رشد شبکه دندریتی، یوتکتیک Al-Si و تشکیل فاز غنی از مس رخ داده و این کاهش در tα قابل توجه تر است. همچنین گوری ، کاهش زمان کل انجماد را به عنوان تابعی از نرخ سرمایش برای آلیاژهای 356 و 359 گزارش کرده است. محدوده انجماد و زمان کل انجماد، پارامترهای ورودی مهم برای هر مدل سازی انجماد هستند.

نقطه همدوسی دندریت
منحنی اختلاف دمایی معمولی بین دیواره و مرکز قالب در برابر زمان انجماد (منحنی ∆T) برای آلیاژ ADC12 در شکل 11 نشان داده شده است. مینیمم منحنی DCP است، چرا که رشد تصاعدی دندریت ها در مرکز متوقف شده و سپس، منحنی ∆T شروع به بازگشت به حالت پایدار در مقدار تقریبی صفر درجه سانتیگراد می کند، چرا که دندریت ها در سرتاسر ریخته گری ضخیم می شوند.
یکی از مهم ترین کاربردهای DCP در ریخته گری، بهبود توانایی تغذیه گذاری و کاهش تخلخل از طریق افزایش کسری جامد در نقطه همدوسی است. پس از DCP، مایع باید از میان چارچوب جامد دندریتی و فاصله بندی مناطق عبور کند. بنابراین، تلاش برای به تعویق انداختن DCP و افزایش کسر جامد قبل از تشکیل اسکلت دندریتی به جلوگیری از ایجاد نواقص ریخته گری کمک می کند. کسرجامد در DCP آنقدر مهم است که کمپبل از آن به عنوان توانایی تغذیه گذاری و شکل پذیری تخلخل یاد کرد.

توسعه روش های جایگزین (کوره بلند) برای تولید آهن

Developments in Alternative Ironmaking

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب)

F1915

هرچند در دوره ای در قرن بیستم تمام توسعه ها متوقف شدند زیرا دو تغییر بزرگ رخ داد : اول ککی که در چین تولید می شد قیمت بسیار جذابی داشت . دوم تزریق زغال خردشده در کوره بلند به طور موفقیت آمیزی پذیرفته شد . مورد دوم به طور فزاینده ای وابستگی به اجاق های کهنه کک را کاهش می دهد .اگر چه هنوز نفعی در جایگزینی زغال کک با زغال حرارتی وجود داشت این اتفاق نیروی محرکه برای توسعه احیای داغ نبود. شکل 1 نمودار میزان تزریق زغال خردشده را در سال های متفاوت در Tata Steel Eourope نشان می دهد که نشان دهنده ی کاهش 35 درصدی وابستگی به زغال است .
2 . 2 تغییرات آب و هوایی و توانایی پایداری
زمانی که تقاضایی از جامعه برای محصولات و فرایند های پایدارتر وجود داشته باشد صنعت فولاد مسئولیتش را برعهده می گیرد و پروژه ها در سطح جهان ، تحقیقات در زمینه روش های تولید کمتر CO2 را آغاز می کنند .
پروژه ها سریعا روی فرایند های تولید آهنی که دارای مراحلی با تولید CO2 زیاد در زنجیره تولیدشان بودند ، تمرکز کردند. تقاضا برای پایدارسازی موجب ایجاد یک علاقه شدید در فرایند احیای گداخته شد.
3 . 2 کانه های آهن
در دهه ی اخیر یک دوره زمانی 30 ساله پیش آمد که در آن کانه های آهن با کیفیت بالا و قیمت پایین به پایان رسیدند . این تجارت آسیا و اروپا برای مشتریان در کشور هایی که منابع کانه های آهن ندارند مانند کره و ژاپن و مشتریانی با کسری بودجه ذاتی در اتحادیه اروپا و چین مهم بود .
آماده بودن کانه های با کیفیت بالا در حجم بالا و قیمت کم برصنعت فولاد تاثیراتی گذاشته اند مانند :
1- تاثیر بر تولید کنندگان فولاد اروپای غربی که تقریبا به طور کافی کانه های بومی خود را رها کرده اند به دلیل آن که معدن کاری نمی تواند با واردات با کیفیت برتر در قیمت پایین رقابت کند .
2- هیچ توسعه ی فرایند جدیدی به منظور به کارگیری کانه هایی غیر از کانه های باکیفیت ممتاز انجام نشد به دلیل آن که توجیه اقتصادی نداشت .
3- تولید آهن به روش کوره بلند برپایه ی کیفیت بالای کانه های وارداتی ، رسیدن به سطح بالایی از تولید و کیفیت محصول بالا و رونق داشت. تاثیر مورد سوم از مورد های قبلی قوی تر بود .
در دهه آخر این وضعیت به طور شدیدی تغییر کرد. در طی رشد سریع صنعت فولاد در آسیا تقاضا برای کانه ی آهن به طور فزاینده ای افزایش یافته است و بنا براین قیمت یافته است .
فرایندی که ظرفیت استفاده از کانه های آهنی با رنج کیفیت خارج ازحالت استاندارد را داشته باشد که این فرایند ها در ده سال گذشته مورد استقبال نبودند ، امروزه مورد جستجو قرار گرفته است.

3 – شرح :
1 . 3 Corex
فرایند Corex موفق ترین نوع احیای گداخته است. واحدهای صنعتی کورکس مختلفی امروزه در حال فعالیت اند . بزرگترین آن ها دارای ظرفیت 5/1 مگاتن در سال هستند . به علاوه این فرایند ، پایه ای برای توسعه فرایندFinex می باشد .
فرایند ، تشکیل شده است از پیش احیای کانه در یک کوره استوانه ای تا مقدار حدود 80 درصد و احیای نهایی درآن و سپس ذوب کردن در یک ذوب کننده که گاز تولید می کند.
استوانه ی احیا به کانه های آگلومره ای یا خرده کانه های آهنی احتیاج دارد . نرخ سوخت بالاست و بنابراین مقدارانرژی به صورت گازاحتراق خارج می شود .
فرایند به طور کامل مستقل از زغال کک دارنیست . میزان دقیق کک مورد نیاز مشخص نمی باشد . شخصی به نام آگراوال گفت این احتیاج ممکن است از 10 تا 200 kg/thm باشد. هرچند اضافه کردن کک تولید را بهبود می بخشد ،
مانع دیگر در فرایند کورکس این است که فرایند به استفاده کارآمدی از مقدار زیادی از گاز خروجی به منظور صرفه اقتصادی بستگی دارد .

شکل 2 : فرایند کورکس Corex
2 . 3 Finex
در این فرایند استوانه احیای کورکس جایگزین یک سری بسترهای دارای سیال شده است. این بخش فاینکس را قادر می سازد که به جای خرده کانه یا گندله از کانه های ظریف استفاده کند . به عنوان نتیجه فرایند نه احتیاج به ساخت کک دارد و نه احتیاج به آگلومره سازی .

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

مقدمه:
خواص فیزیوشیمیایی پسماند های حرارتی نظیر ویسکوزیته از متغیرهای فرایندی مهم فرایند های کوره های حرارت دهی و اهمیت آن هنگام مطالعه فرایند و کاربرد دانش در مدیریت و بهینه سازی می باشند. ویسکوزیته پسماند یک خاصیت انتقالی است که با سینتیک واکنش و درجه کاهش پسماند نهایی ارتباط دارد. همچنین ویسکوزیته تعیین کننده کارایی تفکیک فلز –پسماند و به دنبال آن عملکرد فلز و ظرفیت ناخالصی می باشد. عملا، ویسکوزیته پسماند شاخص سهولت خروج پسماند از کوره بوده و بنابراین با نیاز انرژی و مزیت فرایند ارتباط دارد.
توانایی پیش بینی ویسکوزیته پسماند و درجه حرارت مایع پتانسیل بهینه سازی آنالیزها و کنترل تصمیم گیری کوره های حرارت دهی با جایگزینی استفاده از قوانین سر انگشتی با ترکیبات پسماندی دارد. در گذشته به منظور اندازه گیری و مدلسازی ویسکوزیته های سیستم های مختلف پسماند های حرارتی، تلاش هایی انجام پذیرفته است که نتایج آن را می توان در بسیاری از مطالعات استفاده و مشاهده کرد. برخی از این مدل ها اثر اجزاء متفاوت بسیار مناسب بوده و اغلب اثر ترکیب پسماند مایع و رسوب جامدات در دجه حرارت های پایین را در نظر نمی گیرد..
در سیستم های رایج پسماندها، افزایش خاصیت بازی و قلیایی نه تنها منجر به کاهش ویسکوزیته مایع و شکستن پیوند سیلیکات ها بلکه باعث افزایش احتمال رسوب جامدات و به موجب آن افزایش ویسکوزیته می شوند. محاسبات تعادل فازی ابتدا به منظور تعیین درجه حرارت های مایع و سپس به منظور براورد مقدار جامدات رسوب یافته به کار می روند. برای پسماند های چند فازی، مقدار پیش بینی شده جامدات برای تعدیل ویسکوزیته برائرد شده بوسیله مدل ویسکوزیته مایع مورد استفاده قرار می گیرند.
به منظور بهینه سازی فرایند با استفاده از مدل پیشنهادی، نخستین گام استفاده از مدل های داده های تاریخی جهت ایجاد معیار عملکرد و تعیین اهداف می باشد. در این مقاله، هدف اصلی ایجاد مدل های ویسکوزیته کارامد و درجه حرارت مایع و استفاده از برخی روش ها برای تشریح چگونگی استفاده از آنها برای یک کوره حرارت دهی و پایش عملکرد و بهینه سازی می باشد.

مواد و روش ها:
بررسی ویسکوزیته پسماند و درجه حرارت های مایع
فلز مذاب را می توان به صورت یک سیال نیوتونی با ویسکوزیته برشی مستقل از سرعت برشی در نظر گرفت که به همین دلیل به آن ویسکوزیته دینامیک می گویند. ویسکوزیته تا حد فراوانی تحت تاثیر پیوند و درجه پلی مریزاسیون بوده و آلومینویم و سیلیسیم اکسید نقش زیادی در ویسکوزیته های بالاتر با درجه بالای پیوند های کوالان دارند. بر عکس، مونواکسید هایی نظیر منیزیم و کلسیم اکسید رفتار یونی از خود نشان می دهند که منجر به تخریب زنجیره های سیلیکات و کاهش ویسکوزیته خواهند شد. این مباحث برای سیستم فاز پسماند مایع و سیستم چند فازی نیز صادق است که در آن افزایش مونواکسید منجر به افزایش فعالیت فازهای جامد و رسوب جامد خواهد شد که به نوبه خود کارایی ویسکوزیته را بالا می برد.
در این حجا لازم به ذکر است که در برخی عملیات که امکان تغییر ترکیب پسماند وجود دارد، تغییر در ترکیب دارای اثرات متناقضی می باشد. به عنوان مثال، دست یابی به ویسکوزیته پایین تر در قلیاییت بالاتر ارتباط تنگاتنگی با اثر نامطلوب افزایش درجه حرارت مایع دارد. غ=علاوه بر اثرات بر خواص فیزیوشیمیایی، خاصیت قلیایی پسماندها بر توانایی خروج گوگرد و سولفور و مقدار سیلیسسیم اثر گذاشته و این در حالی است که خاصیت بالای بازی باعث افزایش میزان گوگرد در پسماند و کاهش مقدار سیلیسیم در فلز می شود.

سیستم متالورژی:
مدل های ایجاد شده بر اساس محاسبات تعادل فازی با استفاده از مجموعه داده های ترمودینامیک می باشند که ناحیه عملیاتی ترکیب و درجه حرارت های پسماند های کوره های حرارت دهی را نیز در نظر می گیرند.
مدل های ایجاد شده درجه حرارت های ویسکوزییته و مایع کاملا کالیبره شده و برای نوع گکوره های حرارت دهی بهینه سازی شدند. این پسماند های حرارتی غالبا شامل سیلیسیم، آلومینویوم، منیزیم و کلسیم اکسید با مقادیر اندک FeO, MnO, TiO2, Na2O,K2O, و سولفور بودند که بر خواص فیزیو شیمایی اثر قابل توجهی اعمال می کنند. درجه حرارت پسماند ها نیز بر تعادل فازی و به دنبال آن خواص فیزیوشیمایی اثر می گذاارند.
جدول 1 دامنه ها و مقادیر ترکیب شیمیایی و درجه حرارت کوره حرارت دهی را نشان می دهد. مقادبیر درجه حرارت پسماندی براورد هایی بر اساس این فرض می باشند که این نوع پسماند ها تقریبا درون کوره نسبت به درجه حرارت فلز 100 درصد داغ تر می باشند. این مقادیر در بین کوره ها و نیروگاه های مختلف به دلیل واریانس در مواد تغذیه کننده بسیار متغیر می باشند.

بخشی از مقاله انگلیسی:

INTRODUCTION

Physicochemical properties of slag, such as viscosity, are important process variables of the blast furnace process, and of significance when studying the process and applying the knowledge in management and optimization. Slag viscosity is a transport property that relates to the reaction kinetics and the degree of reduction of the final slag1. Slag viscosity also determines the slag– metal separation efficiency, and subsequently the metal yield and impurity removal capacity. In operation, the slag viscosity is indicative of the ease with which slag could be tapped from the furnace, and therefore relates to the energy requirement and profitability of the process. The ability to predict the slag viscosity and liquidus temperature has the potential to optimize the analysis and decision-making control of blast furnaces, replacing the use of rules of thumb pertaining to slag compositions. Efforts have been made in the past to measure and model viscosities for different slag systems, of which the results of many can be found in published literature1,2. Some of these models correlate the effect of the different components very well, 310 but often do not consider the effect of the adjusted liquid slag composition, and precipitation of solids at lower temperatures. In the typical slag system of interest, an increase in basicity not only leads to a lower liquid viscosity due to broken silicate bonds, but also increases the likelihood of solids precipitation, thereby increasing the viscosity. Phase equilibrium calculations are used to firstly determine the liquidus temperature, and then to estimate the amount (if any) of precipitated solids. For multiphase slags, the predicted amount of solids is to be used to adjust the viscosity predicted by the liquid viscosity model. To optimize the process using the developed model, the first step would be to apply the models to historical data to generate a performance baseline and determine targets for improvement. In this work, the aim was to develop liquidus temperature and effective-viscosity models and application methodologies, to illustrate how they could be used for a blast furnace, to monitor performance and drive optimization.

METHODOLOGY

Overview of slag viscosity and liquidus temperature

Molten slag can be classified as a Newtonian fluid with the shear viscosity being independent of the shear rate, and therefore named dynamic viscosity1. Viscosity is largely influenced by bonding and the degree of polymerisation2, with SiO2 and Al2O3 contributing to higher viscosities with their highly covalent bonds1. In contrast, monoxides such as CaO and MgO exhibit ionic behaviour, leading to the destruction of silicate chains and lowering the viscosity2. These arguments only hold for the liquid slag-phase system, and in the multiphase system, an increase in monoxides leads to higher activities of solid phases and possible solids precipitation, which would increase the effective (observed) viscosity. It should also be noted that, in the typical operation where it is possible to alter the slag composition, changes in the composition would have opposing effects. For example, the achievement of lower viscosity at higher basicities will likely be associated with the adverse effect of increased liquidus temperature. In addition to the effects on physicochemical properties, the slag basicity also influences the sulphur (and to some extent the phosphorus) removal capacity of the slag, and the silicon content of the hot metal; higher basicities lead to higher sulphur values in the slag and lower silicon values in the metal.

Metallurgical system

The models developed are based on phase equilibrium calculations, using thermodynamic data set up for specific metallurgical systems. To follow is the definition of the metallurgical system for the material of interest, considering the typical operating region of compositions and temperatures of blast furnace slags. 311 The viscosity and liquidus temperature models developed were configured and optimized specifically for blast furnace type slag. These slags contain predominantly SiO2, Al2O3, MgO, and CaO, with smaller amounts of FeO, MnO, TiO2, Na2O, K2O, and S that also influence the physicochemical properties. The temperature of the slag also influences the phase equilibria and subsequently the values of physicochemical properties. Table I lists typical ranges and values for the chemical composition and temperature of blast furnace slag. The slag temperature values are estimates based on the assumption that this type of slag is approximately 100°C hotter inside the furnace than the tapped metal temperature. These values listed here can vary greatly between plants due to variances in the feed material.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

تمام آزمایش‌ها با پارامترهای شار اسپری یکسان (ازجمله فشار هوا، نرخ جریان هوا، فشار آب، نرخ جریان آب و دمای آب) انجام شدند. برای شرح توزیع شار حرارتی در دماهای متفاوت صفحه، از تصاویر الگوهای شار روان کار استفاده شد. در قسمت چهارم، نتایج تصاویر مادون‌قرمز اسپری ارائه شده و مورد بحث قرار گرفته شدند. تصاویر مادون‌قرمز اطلاعاتی در مورد توزیع دمایی در مخروط پاشش ارائه دادند. قسمتی از اسپری که دمایی بالاتر از دمای محیط داشت به‌عنوان منطقه تحت تأثیر حرارت(HAZ) انتخاب گشت. تصاویر متعددی مربوط به مراحل اولیه و زمان های بعد از آن نشان داده شده و مورد بحث قرار گرفته شدند. بااینکه نتایج برای شرایطی بیان شدند که نازل در طول فرایند مکان ثابتی داشته است اما می توان از نتایج HFS و تصاویر مادون‌قرمز برای روش های دیگری ازجمله پالسی و روبشی نیز استفاده کرد. می توان از داده های به دست آمده در این تحقیق برای تولید روان کارهای جدید و یا برای انتخاب روش مناسب اعمال آن ها بر روی قالب ها استفاده نمود. نتایج HFS و تصاویر مادون‌قرمز می توانند برای بررسی اثر سرمایش روان کار در شرایط صنعتی مورد استفاده قرار گیرند.

2. تجزیه روان کار
قسمت SDT2960 دستگاه TA اندازه گیری های TGA و DTA را هم‌زمان انجام داد. داده‌های TGA کسر اجزای فرار را با بررسی تغییرات وزنی در حین گرم شدن نمونه ارائه دادند. داده های DTA مناطق دمایی و اندازه جریانات بحرانی را در طی گرمایش تشخیص دادند. با استفاده از دستگاه‌هایی می توان انرژی آزاد/جذب‌ شده ناشی از

) نتایج DTG (خط‌چین‌ها) و TA (خطوط پررنگ) با نرخ گرمایش C/min°5.
واکنش های شیمیایی یا تغییر فاز در حین گرمایش را نیز اندازه گیری نمود.
اندازه گیری ها در اتمسفر هوا انجام شدند. نمونه‌ها قبل از اندازه‌گیری‌های TGA/DTA خشک شدند. آزمایش-های TGA/DTA در شکل های 1 و 2 برای نرخ گرمایش 5 و C/min°10، به ترتیب نشان داده شده اند. تغییرات فیزیکی ای که دارای تغییرات انرژی بدون تغییر در جرم بوده، مثل تغییر فاز، در منحنی DTA شناسایی شدند. برای تشخیص وجود چنین پدیده ای مشتق اول توزین حرارتی(DTG)، یا df/dt– به دست آمد. همان‌گونه که در شکل b1 نشان داده شده است DTA و DTG همان دمای تحول را نشان می دهند. ازآنجایی‌که DTA و DTG همان تحول را نشان می دهند، داده های DTA برای توصیف تجزیه روان کار استفاده شدند. نمونه در دمای حدود C°250 شروع به تبخیر کرد. روان کار در سه مرحله اصلی و در دماهای 345، 390 و C°485 تجزیه شد. در تحول های اول و سوم، روان کار به‌آرامی تجزیه گشت. در مراحل اول و دوم، حدود 30% و 50%-40 روان کار تبخیر شد. تحول دوم از هر سه سریع تر بود. داده ها نشان می دهند که حداقل 70% روان کار در زیر دمای C°380 تجزیه نشده بود. این امر نشان می دهد که قبل از تزریق فلز مذاب در قالب، مقداری کافی روا ن کار بر روی قالب به‌جا خواهد ماند.
در فرایند ریخته گری تحت‌فشار، روان کار رقیق‌شده، با پاشش به سطح درونی قالب اعمال می شود. این پاشش در طی عملیات روان کاری، روان کار را در معرض دماهای بالا قرار می دهد؛ همچنین هنگام تماس با فلز مذاب نیز روان کار هر چه بیشتر گرم می شود. بدین دلیل، سینتیک رخدادهایی که باعث تجزیه روان کار می شوند در این عملیات اهمیت دارند. داده های TGA در نرخ های گرمایش 5، 10، 25 و C/min°50 به دست آمدند. دمای تحول ها با افزایش نرخ گرمایش افزایش می یابد. در نرخ های گرمایش بالا، منحنی TGA تجزیه کمتری نسبت به نرخ های گرمایش کم نشان می دهد. نتایج در شکل 2 نشان داده شده اند. این داده های TGA در نرخ های گرمایش مختلف می توانند در تعیین پارامترهای سینتیکی مورد استفاده قرار گیرند (kubicek and lesko, 1979).

3. آزمایش های اعمال روان کار
برای شبیه‌سازی شرایط روان کاری قالب، از یک صفحه گرم شده در این تحقیق استفاده شد. صفحه ی آزمایش از فولاد H13 تهیه شده که ماده ای متداول در ساخت قالب ها می باشد (شکل 3). ابعاد صفحه 10.2cm×12.7cm×1.3 cm در نظر گرفته شدند. به‌منظور کاهش اتلاف حرارت و برای اطمینان از اینکه گرما توسط اسپری به صفحه ی سرد شده هدایت می شود، صفحه ی آزمایش عایق بندی شد al., 2000). (Liu et. لبه های صفحه با استفاده از سیلیکون بسته شده تا از نفوذ

آب درون قطعات نگه دارنده صفحه در حین پاشش جلوگیری شود (Sabau andWu, 2007; Sabau and Hatfield, 2007). نازل اسپری با فاصله mm190 از صفحه ی آزمایش قرار داده شد. جهت گیری نازل به شکلی بود که مایع اسپری بر مرکز صفحه عمود باشد. نازل برای حذف تغییرات شار حرارتی ناشی از تغییر مکان و یا جهت گیری نازل با استفاده از تجهیزاتی کاملاً ثابت گردید. آزمایش ها در دماهای اولیه صفحه 150، 200 و C°300 با استفاده از روان-کار و آب دیونیزه انجام شد. دمای مایع C°25 بود. فشار مایع و هوا هر کدام MPa466/0در نظر گرفته شدند(50 psi). آزمایش ها به شکل L# وW# به ترتیب برای روان کار و آب نام‌گذاری شده و # نشان‌دهنده‌ی دمای صفحه می باشد. به‌عنوان‌مثال L150 نشان دهنده تمام آزمایش هایی است که دمای اولیه صفحه آن ها C°150 بوده است. آزمایش های مختلف، و برای هر کدام از شرایط، نشان دادند که داده های به‌دست‌آمده دارای تکرارپذیری بالایی می باشند (Sabau and Hatfield, 2007). کل نرخ اسپری عبوری از نازل cm3/s 5/10 به دست آمد. نرخ جریان جرمی مایع بر ناحیه آزمایش اندازه گیری نشد زیرا متغیر مهندسی ای نیست که بتوان به‌آسانی آن را در حین روان کاری قالب اندازه گیری کرد. بیشتر داده های تحقیقات اولیه مربوط به سرمایش اسپری به صورت شار حرارتی-دما بیان‌شده‌اند. در فرایند ریخته گری تحت‌فشار، اعمال روان کار به‌ندرت به حالت پایا می رسد زیرا روان کار در کسری از ثانیه یا چند ثانیه اعمال می شود. بدین دلیل، در این مقاله داده ها به صورت شار حرارتی-زمان و یا دمای سطحی-زمان ارائه می شوند. در این قسمت در مورد تغییرات شار حرارتی و دمای سطحی بحث خواهد شد.

3.1 حس‌گر شار حرارتی
حس‌گر شار حرارتی HFM-8/H، که توسط شرکت Vatell تأمین گردید، برای دستیابی به داده های شار حرارتی و حرارت سطحی مورد استفاده قرار گرفت. حس‌گر شار حرارتی در مرکز صفحه نصب گشت. این حس‌گر یک پیل گرم‌سنج افتراقی می باشد. اطلاعات مربوط به حس‌گر شار حرارتی توسط تولیدکننده تأمین گشته و در تحقیقات پیشین ارائه گردیده است (Sabau and Wu, 2007; Sabau and Hatfield, 2007). حس‌گرهای شار حرارتی و دما، فیلم های نازکی هستند که به روش های اختصاصی بر روی زیر لایه نشانده می-شوند. فیلم هایی که حس‌گر HFM را تشکیل می دهند، ضخامتی کمتر از mµ2 دارند. به علت ضخامت این فیلم ها زمان پاسخ این حس‌گر شار حرارتی حدوداً sµ6 می باشد. ترموکوپل حس‌گر و پیل گرم‌سنج افتراقی توسط دستگاه NIST کالیبره شدند. با کالیبره کردن، تمام ثوابت موردنیاز برای به دست آوردن شار حرارتی (W/m2) مهیا گشتند. این حس‌گر برای دماهای تا حدود C°700 طراحی شده و حساسیت آن 150±10_V/W/cm2 می باشد. برای جمع‌آوری داده ها از دستگاه تأمین‌شده توسط Dataq Instruments, Inc با سرعت Hz 60 استفاده شد. دمای سطح صفحه همان دمای اندازه گیری شده توسط ترموکوپل درون حس‌گر شار حرارتی در نظر گرفته شد، زیرا ترموکوپل در فاصله بسیار کمی از سطح جایگذاری شده است.

3.2 داده های شار حرارتی

نتایج دمای سطح و شار حرارتی به ترتیب در شکل a4 و b، برای سه حالت در نظر گرفته‌شده، نشان داده‌شده‌اند. برای حالت L150، مشاهده شد که دمای سطحی صفحه، Ts، در s8 C°25 کاهش داشته است. در s5/0 اولیه، دما ابتدا به C°135 کاهش یافته و سپس تا C°140 افزایش یافته است. این تغییرات زیگزاگی برای هر دو حالت L150 و L200 مشاهده شدند. در حالت L150 شار حرارتی به نصف کاهش یافت، تقریباً 250kW/m2. نتایج هر دو حالت L150 و L200 مشابه بوده ولی حداکثر شار حرارتی تقریباً300kW/m2 بیشتر از حالت L150 بود. از 5/0 تا s2 تغییرات دمایی بسیار کم بوده ولی شار حرارتی به کاهش یافتن ادامه داد. در s5 اخیر پاشش مقدار کمی فوق گداز به وجود آمد، مقدار کمی از مایع به جوش آمده و کاهش حرارت به‌طور عمده از طریق همرفت مایع انجام شد(Altan et al., 1991). در حالت L300 توزیع شار حرارتی و دمای سطحی تغییر یافت؛ و شار حرارتی در مقدار حداکثر خود در زمان بیشتری نسبتاً پایدار ماند. در این حالت مرحله شار حرارتی پایدار تقریباً s3 طول کشید. همچنین، تغییرات زیگزاگی Ts، که در حالت های L150 و L200 مشاهده شد، در حالت L300 مشاهده نگردید. در عوض، در s5/0 اول Ts کاهش شدید و خطی نشان داد. شبیه سازی عددی دمای سطحی مرحله اولیه نشان داد که کاهش ناگهانی دما به علت وجود شارهای سرمایشی قوی بوده است (Sabau and Wu, 2007).
برای درک هر چه بیشتر تفاوت ها بین حالت های L200و L300 الگوی مخروط پاشش و سیلان روان کار مورد بررسی قرار گرفتند. تصاویری که برای حالت های L200و L300 گرفته شدند به ترتیب در شکل a6 و b نشان داده شده اند.
اختلاف های این دو حالت به شرح زیر می باشند:
• در حالت L200 روان کار در سطح بزرگ‌تری نسبت به حالت L300 پخش شد؛
• در نزدیکی لبه های منطقه پخش‌شدگی روان کار، خطوط روان کار در حالت L200 از L300 بلندتر بوده-اند؛
• خطوط روان کار در حالت L200 از L300 ضخیم تر بوده اند؛
• مخروط پاشش در حالت L200 از نازل تا صفحه پیوسته بوده ولی در حالت L300 به‌صورت قارچی شکل بوده است.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

عموماً عناصر و زیر-سیستم هایی که در ادامه آورده شده اند، مورد توجه طراحی قالب تزریق قرار می گیرند:
1) نوع قالب
2) تعداد حفره ها
3) چیدمان حفره
4) سیستم تزریق‌گر
5) سیستم خارج کننده
6) سیستم خنک کننده
7) تخلیه
8) ماشین اصلی

اکثر این عناصر وابسته هستند، به این معنی که تولید یک فلوچارت که تمام فرایند طراحی قالب را در برگیرد، امکان‌پذیر نمی باشد. برخی از فعالیت های طراحی یک شبکه طراحی پیچیده، در شکل-2 نشان داده شده است.
مشخص است که در طراحی قالب تزریق، توجه به تمام پارامترهای طراحی برای طراحان دشوار است. طراحی و چیدمان حفره به طور مستقیم بر روی بیشتر فعالیت های دیگر اثرگذار است. کاربرد تکنیک های دانش بنیان پیشرفته، کمک به طراحان برای طراحی چیدمان حفره در مرحله طراحی مفهومی می باشد که به توسعه یک سیستم طراحی و تولید جامع کامپیوتری برای طراحی قالب تزریق، کمک شایانی خواهند کرد.

با توجه به شکل-1 این نکته برداشت می شود که الگوهای چیدمان مختلفی برای قالب های چند حفره ای امکان‌پذیر است. هر چه تعداد حفره های قالب بیشتر باشد، قابلیت تولید قالب تزریق بالاتر خواهد بود. اما این موضوع ممکن است به مشکلاتی منجر شود، از جمله تعادل تزریق‌گرها و محصولات با شکل های پیچیده حفره‌ها، که می تواند منجر به مشکلاتی در تولید قالب شود. همچنین این امکان وجود دارد که تعداد حفره ها و الگوی چیدمان حفره ها، بر روی خط جدایش، نوع ورودی، موقعیت ورودی، سیستم تزریق‌گر و سیستم خنک کننده، اثرگذار باشد. بنابراین اکثر فعالیت های اصلی طراحی قالب، به طراحی چیدمان حفره مرتبط هستند. شکل-3 نشان دهنده ارتباط بین طراحی چیدمان حفره و سایر فعالیت های طراحی می باشد. بنابراین مسائل طراحی چیدمان حفره به تعدادی از ویژگی های کلی طراحی قالب، بستگی دارند. این ویژگی ها عبارت اند از:
1) تعیین ویژگی های طراحی شامل تحلیل و توصیف مشخصه های مسائل طراحی.
2) تعیین نوع قالب.
3) تعیین تعداد حفره ها.
4) تعیین جهت محصول.
5) تعیین نوع تزریق‌گر و ویژگی های آن.
6) تعیین نوع و موقعیت ورودی.
7) طرح مفهومی چیدمان حفره.
8) ارزیابی قابلیت خروج، قابلیت تولید و عملکرد اقتصادی.
9) تعیین سیستم خنک کننده.
10) نمایش و خروجی گرافیکی نتایج.

3. ساختار ICLDS و فرایند تولید
ساختار این سیستم هوشمند طراحی چیدمان حفره (ICLDS) براساس استدلال مورد-مبنا و قانون-مبنا می باشد که در سیستم نرم افزار RETE++ طراحی شده است. شکل-4 نشان دهنده ساختار کلی ICLDS به صورت شماتیک، می‌باشد. فرایند عمومی طراحی ICLDS نیز در شکل-5 نشان داده شده است. سیستم ICLDS موارد مشابه ای را از مورد-مبنا، با محاسبه تشابه بین موارد موجود و مورد جدید، استخراج می کند. اگر پاسخ رضایت بخش بود، نتیجه به صورت گرافیکی نمایش داده می شود. اگر پاسخ مناسب نبود، ICLDS از استدلال قانون-مبنا با یک زنجیره پیشرو یا پسرو و یا ترکیب از هردو برای رسیدن به پاسخ استفاده خواهد کرد. اگر همچنان پاسخ رضایت بخش نباشد، کاربر باید برخی خصوصیات طرح اولیه را اصلاح کند. استفاده از تکنولوژی مورد-مبنا در فرایند طراحی در ICLDS به کاربر این امکان را می دهد که پاسخ [های] مسئله طراحی را با سرعت و انعطاف بیشتری به دست آورد.
ساختار دانش بنیانی و پایگاه اطلاعات مورد استفاده در توسعه ICLDS برمبنای ساختار دانش بنیانی و پایگاه اطلاعات اساسی در سیستم نرم افزار RETE++ صورت گرفته است که یک پلفرم توسعه نرم افزار تجاری در دسترس می باشد.

4.توسعه ICDLS
4.1 دسته بندی دانش
برای منطق و مراحل مختلف موجود در طراحی چیدمان، انواع مختلف دانش ها که نیاز به توصیف و ارائه در طراحی چیدمان حفره دارند، وجود دارد.برمبنای مفهوم شیء گرایی (OO)، انواع دانش را می توان به پنج نوع دسته بندی کرد:
1) نمونه/مورد طراحی: موارد طراحی گذشته و نمونه طراحی های حال حاضر.
2) روابط: فوق کلاس-کلاس-زیرکلاس روابط، کلاس ارتباط نمونه.
3) جنبه: متغیرهای طراحی، ویژگی ها، جنبه های مسئله طراحی.
4) قوانین: قوانین عمومی طراحی، تجربیات طراحی.
5) رویه و/یا مدل: محاسبات عددی، مدلسازی ریاضی، تحلیل، ارزیابی و رویه ها.

4.2 ارائه دانش
همانطور که قبلاً توضیح داده شد، برای توصیف این نوع دانش ها، از ساختار اطلاعاتی داخلی از زبان ECLIPSE که به طور پیش فرض در RETE++ قرار دارد، می توان برای ایجاد این ارائه شیء گرا از فرایند طراحی استفاده کرد. برخی دیگر از نکات قابل توجه در ارائه دانش، در ادامه آورده شده اند:
1) برای ارائه «طراحی مورد/نمونه»، ما «تعیین واقعیت» و «تعیین روابط» به همراه پایگاه اطلاعات و استدلال مورد-مبنا را با یکدیگر ترکیب کرده‌ایم.
2) «جنبه» به عنوان نمونه ای از «تعیین الگو» و/یا «تعیین روابط» ارائه شده است.
3) برای توصیف «روابط» از «تعیین روابط» استفاده کرده‌ایم.
4) برای ارائه «قانون» از ترکیب «تعیین قانون» و «تعیین مجموعه قوانین» استفاده کرده‌ایم.
5) «رویه/مدل» از زبان متداول C++ استفاده شده است.
علاوه بر اینها از تکنیک های «تعیین هدف» و «تعیین تولید» برای انجام استدلال زنجیره ای پسرو و از «استدلال مورد-مبنا» برای استخراج طراحی مورد-مبنا، استفاده شده است.

4.3 استدلال مورد-مبنا
استدلال مورد-مبنا (CBR) در ابتدا به مورد به دست آمده وابسته است. بازیابی مورد-مبنا بر اساس «تشابه متریک» صورت می پذیرد. بنابراین به طور واضح، نحوه محاسبه تشابه، تکنینک کلیدی در CBR می باشد که به صورت اطلاعاتی که در ادامه خواهد آمد، توصیف می شود:
تشابه متریک، یک تابع فاصله وزن دار در یک فضای چندبعدی است که هر بعد مربوط به شاخه ای با مقدار مشخص در کیوری (مورد جدید)، است و دارای مقدار غیر از دست رفته در مورد رتبه بندی شده، می باشد. فاصله بین مورد و کیوری (که مربوط به یک نقطه در این فضای چندبعدی می باشد) به طور جداگانه برای زمینه های ترتیبی و اسمی، محاسبه می شوند. یک زمینه ترتیبی، زمینه ای است که مقادیر آن مرتب یا دسته بندی شده اند. مقادیر زمینه اسمی، اطلاعات کیفیتی که دسته بندی آن ها را احساس نمی کنند، آن ها را ارائه می کند. به طور کلی زمینه های ترتیبی شامل تاریخ ها، اعداد صحیح و اعداد واقعی می شود، در حالی که زمینه اسمی ارائه کننده بولین ، نمادها و متن می‌باشد.