一、銅導(dǎo)線中晶界對(duì)導(dǎo)電性影響的研究（論文文獻(xiàn)綜述）
朱婷,鹿憲珂,楊森[1]（2021）在《退火處理對(duì)銅導(dǎo)線晶界特征分布及導(dǎo)電性能的影響》文中研究指明對(duì)拉拔法制備的工業(yè)純銅導(dǎo)線進(jìn)行不同參數(shù)下的退火處理,并采用電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對(duì)退火前后樣品的晶界特征分布（GBCD）進(jìn)行了測(cè)試。結(jié)果表明:退火處理后,銅導(dǎo)線導(dǎo)電率和特殊晶界比例均有一定的提高,導(dǎo)電率隨Σ3晶界比例增大而提高,而晶粒尺寸對(duì)導(dǎo)電率沒(méi)有明顯的影響。550℃退火15 min時(shí),特殊晶界比例達(dá)到最高值57.59%,Σ3晶界比例達(dá)到最高值49.80%,導(dǎo)電率可達(dá)59.29%IACS,是退火前的2.56倍。
石琳[2]（2021）在《銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔痕特征及數(shù)值模擬研究》文中認(rèn)為過(guò)電流故障是多種電氣故障的最終表現(xiàn)形式,電流回路中存在阻礙散熱、雜散電流和超高負(fù)壓等均會(huì)引起過(guò)電流故障。本文研究了銅導(dǎo)線過(guò)電流故障時(shí)溫度特征演變規(guī)律,探明了導(dǎo)線熔痕微觀組織,研究結(jié)果為電氣火災(zāi)物證鑒定技術(shù)提供參考和幫助,進(jìn)一步增強(qiáng)了火災(zāi)調(diào)查的準(zhǔn)確性和科學(xué)性。采用電氣故障模擬裝置模擬了在128A、160A、192A及224A電流條件下銅導(dǎo)線過(guò)電流故障。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明:銅導(dǎo)線在發(fā)生過(guò)電流故障時(shí),都會(huì)伴有線芯變紅、導(dǎo)線變形并有大量煙氣析出、導(dǎo)線熔斷及導(dǎo)線燃燒等現(xiàn)象。隨著電流強(qiáng)度的增加,導(dǎo)線升溫速率變快,導(dǎo)線熔斷時(shí)間變短。當(dāng)電流強(qiáng)度在128A時(shí),導(dǎo)線熔斷點(diǎn)僅有一處,發(fā)生局部燃燒現(xiàn)象;當(dāng)電流強(qiáng)度達(dá)到160A及以上時(shí),導(dǎo)線會(huì)發(fā)生多處熔斷,并發(fā)生全線燃燒現(xiàn)象。PVC導(dǎo)線和裸導(dǎo)線熱解過(guò)程溫度演變規(guī)律不同,在同一電流下,裸導(dǎo)線的升溫速率要大于PVC導(dǎo)線,熔斷時(shí)間小于PVC導(dǎo)線。此外,PVC導(dǎo)線在熱解過(guò)程中還會(huì)有大量CO、CH4、芳香族和脂肪族化合物生成。利用金相顯微鏡分析了熔痕金相組織。研究發(fā)現(xiàn),在不同電流強(qiáng)度下,熔痕微觀組織有較大差異。當(dāng)電流為128A時(shí),晶粒以細(xì)長(zhǎng)的枝狀晶和柱狀晶為主;當(dāng)電流大于192A以上時(shí),晶粒形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮闹罹Ш桶麪罹?。采用Image-Pro-Plus對(duì)晶粒尺寸進(jìn)行量化。結(jié)果表明,隨著電流增加,導(dǎo)線熔痕平均晶粒直徑有所增加,絕緣層和冷卻方式對(duì)晶粒形貌及尺寸影響不大。通過(guò)對(duì)電弧熔痕物相結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn),在發(fā)生過(guò)電流故障時(shí),銅導(dǎo)線電弧熔痕以α-Cu基及Cu2O的物相為主,隨著電流增加,會(huì)有新的物相生成;同時(shí)冷卻速率對(duì)熔痕物相結(jié)構(gòu)也有一定的影響。通過(guò)SEM聯(lián)用技術(shù)分析導(dǎo)線熔痕微觀形貌及元素成分,發(fā)現(xiàn)電流強(qiáng)度、導(dǎo)線類型及冷卻速率會(huì)影響熔痕孔洞、晶界SEM形貌和元素成分。在不同電流強(qiáng)度、導(dǎo)線類型、冷卻速率下,孔洞內(nèi)部與熔痕表面,晶粒和晶界之間元素含量有很大差別。數(shù)據(jù)指出:128-192A電流強(qiáng)度下,僅檢測(cè)到Cu、C、O元素,當(dāng)電流達(dá)到224A時(shí),可以檢測(cè)到Cu、C、O、Cl元素;而裸導(dǎo)線檢測(cè)不到Cl元素。最后對(duì)導(dǎo)線凝固過(guò)程中的溫度場(chǎng)及微觀組織進(jìn)行數(shù)值模擬,得到了銅導(dǎo)線在凝固過(guò)程中溫度分布情況,微觀組織模擬結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合度較高。
黃劍[3]（2021）在《Ni、Mn對(duì)Cu-Ni-Mn-P合金組織性能影響研究》文中研究表明Cu-Ni-Mn-P合金作為一種新型的時(shí)效型四元銅合金,具有高強(qiáng)度、高彈性等優(yōu)異性能,被廣泛應(yīng)用于精密儀表內(nèi)的彈性元件以及各類繼電器用電彈簧,接觸彈簧,各類插拔件、膜片、膜盒和彈簧管等。目前對(duì)于Cu-Ni-Mn-P合金的研究很少,主要集中在析出相的種類和結(jié)構(gòu)等方面。然而,對(duì)于合金中所加入的Ni、Mn元素含量對(duì)合金組織性能的影響和作用還沒(méi)有全面和系統(tǒng)的研究,這就限制了合金的進(jìn)一步開(kāi)發(fā)和使用。本文在Cu-Ni-Mn-P合金中以原子比Ni:Mn:P=1:1:1（NMP111合金）為基礎(chǔ),加入相同原子量的Ni、Mn元素熔煉制備成原子比Ni:Mn:P=2:1:1（NMP211合金）和Ni:Mn:P=1:2:1（NMP121合金）。通過(guò)“鑄造—熱軋—固溶—時(shí)效”和“鑄造—熱軋—固溶—冷軋—時(shí)效”工藝,利用現(xiàn)代分析檢測(cè)技術(shù)來(lái)表征合金在鑄態(tài)、熱軋態(tài)、固溶態(tài)和時(shí)效態(tài)的硬度、導(dǎo)電率和微觀組織的變化,再進(jìn)一步研究分析Ni、Mn元素的添加對(duì)合金組織性能的影響規(guī)律和作用機(jī)理。研究了三組合金的高溫軟化行為,分析了Ni、Mn元素對(duì)合金高溫軟化行為的影響規(guī)律。研究結(jié)果如下:（1）在“鑄造—熱軋—固溶—時(shí)效”工藝中,Ni、Mn的加入能夠有效的減少合金中的枝晶,改善合金的鑄態(tài)組織。在500℃下時(shí)效三組合金都表現(xiàn)出明顯的時(shí)效硬化效果,其中相較于NMP211合金而言NMP121合金具有更優(yōu)的峰值硬度,但導(dǎo)電率顯著惡化。通過(guò)TEM觀察可知,三組合金的析出相均為單斜晶系的Ni P相。通過(guò)這三組合金電阻率的計(jì)算發(fā)現(xiàn),對(duì)合金導(dǎo)電率損害最大的是殘留在基體內(nèi)的溶質(zhì)元素。發(fā)現(xiàn)Mn元素能夠從基體擴(kuò)散至析出相內(nèi),這能夠減少合金導(dǎo)電率的損害。通過(guò)對(duì)這三組合金強(qiáng)度的計(jì)算發(fā)現(xiàn),對(duì)合金屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)最大的是析出相的析出強(qiáng)化作用。（2）在“鑄造—熱軋—固溶—冷軋—時(shí)效”工藝中,合金經(jīng)過(guò)70%的冷變形后,在450℃時(shí)效過(guò)程中NMP211合金的峰值硬度要高于NMP121合金,達(dá)到228HV。通過(guò)這三種合金的峰時(shí)效EBSD數(shù)據(jù)分析可知,Ni元素的添加能夠抑制合金在峰時(shí)效再結(jié)晶行為的發(fā)生,提高NMP211合金的抗軟化作用,使其有更高的峰值硬度。（3）通過(guò)這三組冷軋后的峰時(shí)效態(tài)合金進(jìn)行高溫軟化試驗(yàn)可知,NMP111合金的軟化溫度為505℃。Mn元素的添加可提高NMP121合金的軟化溫度,達(dá)到530℃。發(fā)現(xiàn)NMP121合金抗軟化溫度的提高與Mn元素的添加抑制合金的再結(jié)晶晶粒的形核長(zhǎng)大以及析出相的粗化有關(guān)。
孫朋飛[4]（2021）在《無(wú)氧銅線強(qiáng)度—導(dǎo)電率關(guān)系演化規(guī)律及機(jī)制研究》文中進(jìn)行了進(jìn)一步梳理銅及銅合金線材廣泛應(yīng)用于電線電纜領(lǐng)域,起到承重輸電的作用,強(qiáng)度和導(dǎo)電率是銅線材的關(guān)鍵性能。然而,強(qiáng)度和導(dǎo)電率之間的制約關(guān)系限制了高性能銅線的進(jìn)一步發(fā)展。因此,探索研究強(qiáng)度與導(dǎo)電率制約關(guān)系背后的機(jī)制,打破強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系對(duì)高強(qiáng)高導(dǎo)銅材料的制備來(lái)說(shuō)尤為重要。在銅線輸電服役過(guò)程中,銅線內(nèi)的缺陷會(huì)與電子發(fā)生交互作用,從而產(chǎn)生熱效應(yīng)?？梢哉J(rèn)為無(wú)氧銅線實(shí)際服役工況為帶熱服役,無(wú)氧銅線在帶熱服役狀態(tài)下強(qiáng)度和導(dǎo)電率的演化規(guī)律有待研究。本文的主要研究?jī)?nèi)容如下。（1）設(shè)計(jì)了一系列退火參數(shù)對(duì)無(wú)氧銅桿進(jìn)行退火處理,根據(jù)霍爾-佩奇關(guān)系制備了具有不同晶粒尺寸的退火態(tài)無(wú)氧銅桿。隨后對(duì)不同退火態(tài)的無(wú)氧銅桿連續(xù)冷拉拔,據(jù)此制備出不同拉拔變形量的無(wú)氧銅線。研究發(fā)現(xiàn),在拉拔變形初期,隨著變形量的增大,無(wú)氧銅線強(qiáng)度逐漸增大,導(dǎo)電率則逐漸下降,強(qiáng)度和導(dǎo)電率仍保持傳統(tǒng)的制約關(guān)系;在拉拔變形后期,無(wú)氧銅線強(qiáng)度和導(dǎo)電率均隨著變形量的增大而增大,即強(qiáng)度和導(dǎo)電率同步提高。微觀組織觀察發(fā)現(xiàn),位錯(cuò)、織構(gòu)和晶粒是影響冷拉拔無(wú)氧銅線強(qiáng)度和電導(dǎo)率的主要微觀組織結(jié)構(gòu)。通過(guò)定量計(jì)算微觀結(jié)構(gòu)對(duì)強(qiáng)度和電導(dǎo)率的貢獻(xiàn),發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)、晶界和<111>織構(gòu)是連續(xù)冷拔無(wú)氧銅導(dǎo)線的主要強(qiáng)化因素。拉長(zhǎng)的晶粒和位錯(cuò)回復(fù)促進(jìn)了無(wú)氧銅線導(dǎo)電率的提高,細(xì)長(zhǎng)的纖維狀晶粒則是導(dǎo)致無(wú)氧銅線強(qiáng)度和導(dǎo)電率同步提高的關(guān)鍵因素。分析無(wú)氧銅線強(qiáng)度-導(dǎo)電率同步提高機(jī)制發(fā)現(xiàn),在銅中添加可以降低銅層錯(cuò)能的低固溶度合金元素,并結(jié)合機(jī)械加工和熱處理工藝可以成為合適的高強(qiáng)高導(dǎo)銅材料制備方法。（2）采用退火處理模擬無(wú)氧銅線帶熱服役狀態(tài),對(duì)無(wú)氧銅線設(shè)定了80℃、150℃、210℃、250℃和300℃的退火溫度,其中80℃是正常服役溫度,300℃是發(fā)生短路時(shí)的溫度,對(duì)所有退火溫度均設(shè)定了退火時(shí)間梯度。經(jīng)過(guò)不同參數(shù)退火處理后,測(cè)試了所有退火態(tài)無(wú)氧銅線強(qiáng)度和導(dǎo)電率。結(jié)果表明,當(dāng)退火溫度為80℃和150℃時(shí),無(wú)氧銅線強(qiáng)度略有下降并趨于穩(wěn)定,導(dǎo)電率略微提高,說(shuō)明無(wú)氧銅線可以在150℃條件下安全服役。此時(shí)強(qiáng)度的下降歸結(jié)于無(wú)氧銅線中的位錯(cuò)密度下降及晶粒尺寸的略微長(zhǎng)大,導(dǎo)電率的提高則歸結(jié)于位錯(cuò)密度下降、部分非平衡晶界向平衡晶界的轉(zhuǎn)化和晶粒尺寸的略微長(zhǎng)大。當(dāng)退火溫度達(dá)到210℃及以上時(shí),隨著退火時(shí)間的增加,無(wú)氧銅線強(qiáng)度大幅下降,導(dǎo)電率明顯提高,并在退火態(tài)銅線內(nèi)觀察到再結(jié)晶現(xiàn)象。理論分析表明,晶粒尺寸的長(zhǎng)大、位錯(cuò)的回復(fù)和織構(gòu)強(qiáng)化的減弱是高溫退火無(wú)氧銅線強(qiáng)度大幅下降的主要機(jī)制,晶粒長(zhǎng)大、位錯(cuò)回復(fù)以及晶界密度減小是高溫退火態(tài)無(wú)氧銅線導(dǎo)電率明顯提高的主要原因。
董鑫[5]（2020）在《純銅導(dǎo)線定向熱處理研究》文中提出隨著技術(shù)的不斷進(jìn)步,電氣設(shè)備及電子器件日趨小型化、精密化,對(duì)純銅導(dǎo)線的電導(dǎo)率和保真性能提出了更高要求。純銅導(dǎo)線內(nèi)的橫向晶界增加電阻率,產(chǎn)生電容電感效應(yīng),導(dǎo)致多晶純銅導(dǎo)線高頻信號(hào)傳輸失真。如何消除純銅導(dǎo)線內(nèi)的橫向晶界是提高導(dǎo)電性能的研究重點(diǎn)。本文選用不同冷拔變形率的小直徑純銅導(dǎo)線作為研究對(duì)象,首先研究了冷拔變形率和熱處理工藝對(duì)純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織的影響規(guī)律,然后在此基礎(chǔ)上系統(tǒng)研究了定向熱處理對(duì)純銅導(dǎo)線組織與性能的影響規(guī)律,有效消除了橫向晶界,提高了導(dǎo)電性能。主要結(jié)論如下:1.冷拔變形率對(duì)純銅導(dǎo)線晶界定向遷移具有顯著影響。冷拔變形率越大,純銅導(dǎo)線越容易發(fā)生定向二次再結(jié)晶,當(dāng)冷拔變形率>89%時(shí),可以形成較大長(zhǎng)徑比的柱狀晶。柱狀晶取向多為<112>二次再結(jié)晶織構(gòu)。2.定向熱處理工藝參數(shù)對(duì)純銅導(dǎo)線晶界定向遷移具有重要影響。不同熱區(qū)溫度對(duì)應(yīng)著相應(yīng)的最佳抽拉速率,晶界可以實(shí)現(xiàn)有效定向遷移,獲得的柱狀晶長(zhǎng)徑比最大。當(dāng)熱區(qū)溫度為750℃、抽拉速率為15μm/s時(shí),純銅導(dǎo)線內(nèi)柱狀晶最大長(zhǎng)徑比達(dá)7,電導(dǎo)率提高5%。3.純銅導(dǎo)線粗大的柱狀晶內(nèi)存在“島晶”。定向熱處理前,純銅導(dǎo)線中存在具有小角度晶界或?qū)\晶界的小晶粒,這些小晶粒被定向遷移界面繞過(guò)形成柱狀晶內(nèi)孤立的“島晶”。4.定向純銅導(dǎo)線柱狀晶界為能量較低的∑3晶界和∑9晶界。
萬(wàn)騫[6]（2019）在《Si/Ca中間合金添加對(duì)6201高強(qiáng)度高導(dǎo)電性鋁合金組織和性能的影響》文中指出隨著經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展,對(duì)電力需求的增加和電網(wǎng)的不斷擴(kuò)展,線路電力負(fù)荷持續(xù)增長(zhǎng),電能輸送容量要求不斷提高。目前常用的高強(qiáng)度高導(dǎo)電性6201全鋁合金導(dǎo)線材料已不能滿足電力發(fā)展的需求。本文從合金成分、結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及制備方法工藝方面解決6201鋁合金強(qiáng)度、導(dǎo)電性、耐高溫性三者之間的矛盾關(guān)系,研發(fā)新型高強(qiáng)度、高電導(dǎo)率的輕質(zhì)低成本鋁合金導(dǎo)線材料,對(duì)滿足長(zhǎng)距離、大跨越架空輸電線路對(duì)全鋁合金絞線的需求、降低輸電線路的電能損耗具有重要的理論研究和工程實(shí)際意義。本文分別使用Si/Ca中間合金探究了Si和Ca添加方式對(duì)6201鋁合金性能的影響。采用純Si和Al-12Si中間合金探究Si添加方式對(duì)鑄態(tài)6201鋁合金性能的影響。采用0Ca、Mg-8Al-18Ca、Mg-10Al-27Ca和Mg-30Ca探究Ca添加方式對(duì)6201鋁合金鑄態(tài)、固溶態(tài)、擠壓時(shí)效態(tài)的微觀組織、力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的影響。中間合金采用磁懸浮熔煉制備,6201鋁合金采用普通重力鑄造方法制備,處理工藝包括固溶處理、等通道轉(zhuǎn)角擠壓和人工時(shí)效工藝,主要研究結(jié)果如下:（1）Si添加方式影響鑄態(tài)6201鋁合金第二相的析出、顯著影響合金的力學(xué)性能而對(duì)導(dǎo)電性影響較小。相比于純Si添加,Al-12Si近共晶中間合金添加方式促進(jìn)了納米尺度Mg2Si顆粒相在鋁基體晶內(nèi)、晶界大量析出,同時(shí)將晶界處長(zhǎng)條狀A(yù)l8Fe2Si相顯著細(xì)化為短棒狀、并增加其體積分?jǐn)?shù)。由此,Al-12Si添加合金在略增加導(dǎo)電性的基礎(chǔ)上,顯著提高鑄態(tài)合金的屈服、抗拉強(qiáng)度達(dá)130 MPa、194MPa,較純Si添加合金強(qiáng)度分別提高28.3%、64.14%;同時(shí)仍保持優(yōu)良的塑性,伸長(zhǎng)率達(dá)17.7%。因此,6201鋁合金中Si元素的添加方式為Al-12Si中間合金。（2）少量Ca添加顯著提高6201/Al-12Si鋁合金的強(qiáng)度和導(dǎo)電性,且作用效果隨Ca添加方式的不同而顯著不同。添加了不同含Ca中間合金的3種6201鋁合金中均發(fā)現(xiàn)了相同的第二相:Al8Fe2Si相、Mg2Si相和CaSi2相,未添加Ca的對(duì)照組中只有Al8Fe2Si相和Mg2Si相。其中含Mg較多的Mg-8Al-18Ca能夠促進(jìn)Mg2Si相的析出,Mg-10Al-27Ca能夠促進(jìn)CaSi2相的析出。需要注意的是,由于成分設(shè)計(jì)時(shí)沒(méi)有涉及Fe元素,所以出現(xiàn)的Fe元素為雜質(zhì)引入,且該元素很難避免。（3）不同Ca中間合金添加方式顯著影響鑄態(tài)合金的力學(xué)性能。鑄態(tài)下添加Mg-8Al-18Ca的合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高,分別為133.4 MPa和195 MPa,但伸長(zhǎng)率最低,為10.4%;添加Mg-10Al-27Ca的合金綜合力學(xué)性能最好,抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為121.2 MPa、184 MPa和13.2%;添加0Ca和Mg-30Ca的合金力學(xué)性能接近,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較低,但伸長(zhǎng)率較高。（4）固溶處理對(duì)不同Ca中間合金添加方式鋁合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的影響差異顯著。固溶處理后由于部分原子溶入基體,導(dǎo)致第二相尺寸變小,同時(shí)引起晶格畸變,提高了合金的變形抗力和對(duì)電子的散射作用,因此四種合金力學(xué)性能相比鑄態(tài)均有所上升,而導(dǎo)電性能均有所下降。（5）強(qiáng)塑性變形和擠壓后時(shí)效顯著提高鋁合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電性能。在150℃進(jìn)行4道次等通道擠壓過(guò)程中,隨著道次的增加,添加了0Ca、Mg-8Al-18Ca、Mg-10Al-27Ca和Mg-30Ca的四種合金電導(dǎo)率均逐漸增加,時(shí)效后達(dá)到峰值,分別為54.38%IACS、52.33%IACS、53.27%IACS和54.53%IACS。擠壓時(shí)效后四種合金的抗拉強(qiáng)度均大幅上升,分別為291.6 MPa、336.4 MPa、337.1 MPa和293.2 MPa。添加Mg-10Al-27Ca的合金綜合性能最好。
于群[7]（2019）在《中低壓電纜用Al-Fe-Cu-RE-Zr合金導(dǎo)線的制備與性能研究》文中指出Al-Fe-Cu系合金具有良好的導(dǎo)電性、強(qiáng)度、塑性、耐腐蝕性和抗蠕變性,主要應(yīng)用于中低壓電線電纜。為滿足城鎮(zhèn)化建設(shè)、增容改造和節(jié)能減排的需求,在傳統(tǒng)Al-Fe-Cu系合金的基礎(chǔ)上開(kāi)發(fā)一種新型中強(qiáng)高導(dǎo)鋁合金單線,在保證高導(dǎo)電率的前提下,進(jìn)一步提高合金的力學(xué)性能,使其具有更佳的綜合性能。本文在Al-Fe-Cu系合金的基礎(chǔ)上,調(diào)整Fe、Cu元素的含量,并額外添加RE和Zr元素,通過(guò)金相顯微觀察、掃描電鏡分析、能譜分析、X射線衍射分析、差熱分析、拉伸試驗(yàn)、硬度測(cè)試、電阻率測(cè)試等手段研究元素含量對(duì)合金電學(xué)和力學(xué)性能的影響,采用正交試驗(yàn)優(yōu)化出Al-Fe-Cu-RE-Zr合金的成分配比,并對(duì)最優(yōu)合金的鑄態(tài)組織及其相組成進(jìn)行觀察和分析。同時(shí)研究均勻化處理、擠壓工藝以及成品退火對(duì)合金組織和性能的影響,最終確定中強(qiáng)高導(dǎo)Al-Fe-Cu-RE-Zr鋁合金單線的制備工藝。主要研究結(jié)果如下:（1）各元素含量對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的影響程度由強(qiáng)到弱依次為:Fe>RE>Cu>Zr,其中Fe含量對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響非常顯著;各元素含量對(duì)合金導(dǎo)電率的影響程度由強(qiáng)到弱依次為:Zr>RE>Fe>Cu,其中Zr元素含量對(duì)導(dǎo)電率的影響非常顯著,RE元素含量對(duì)導(dǎo)電率的影響顯著;各元素含量對(duì)合金伸長(zhǎng)率的影響程度由強(qiáng)到弱依次為:RE>Cu>Zr>Fe,其中RE元素含量對(duì)伸長(zhǎng)率的影響顯著。（2）綜合評(píng)價(jià)退火態(tài)鋁合金的導(dǎo)電率、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率,確定出最佳合金成分為:Al-0.5Fe-0.25Cu-0.3RE-0.05Zr,其導(dǎo)電率、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為61.8%IACS、99MPa和24.6%。最優(yōu)合金鑄態(tài)顯微組織以等軸晶為主,晶界處存在一定的偏析,形成相主要有球狀相、點(diǎn)狀相、針狀相和短棒狀相等。球狀相和短棒狀相主要為富Cu稀土相,Cu元素在稀土相附近出現(xiàn)大量偏聚,稀土相附近也會(huì)存在少量的Al3Zr相;點(diǎn)狀和針狀相主要是Al-Fe-（Cu）相,以Al6Fe二元相和Al7Cu2Fe三元相為主。（3）對(duì)鑄態(tài)Al-0.5Fe-0.25Cu-0.3RE-0.05Zr合金采用不同的均勻化制度,隨著溫度的升高或保溫時(shí)間的延長(zhǎng),合金中的枝晶偏析消除,非平衡共晶組織逐漸消失,晶界附近的部分第二相回溶基體,晶界細(xì)化,晶界由連續(xù)分布變?yōu)閿嗬m(xù)分布,均勻化程度上升。最佳的均勻化制度為520℃下保溫16h。Cu元素的擴(kuò)散在鑄態(tài)合金均勻化進(jìn)程中占主導(dǎo)作用,由此得出合金的均勻化動(dòng)力學(xué)方程,該方程較好驗(yàn)證最佳均勻化制度（520℃ × 16h）。（4）Al-0.5Fe-0.25Cu-0.3RE-0.05Zr合金在350℃熱擠壓時(shí),主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。經(jīng)熱擠壓水冷后的退火態(tài)合金相比于經(jīng)空冷的合金的再結(jié)晶晶粒得到明顯細(xì)化,抗拉強(qiáng)度提高,導(dǎo)電率無(wú)明顯下降,綜合性能最佳。相同溫度等溫成品退火中,經(jīng)擠壓水冷后的拉拔態(tài)合金線材再結(jié)晶孕育期變長(zhǎng),更不易發(fā)生再結(jié)晶。計(jì)算發(fā)現(xiàn),經(jīng)水冷后拉拔態(tài)合金再結(jié)晶激活能為112.3KJ/mol,較經(jīng)空冷的拉拔態(tài)合金提升了約22%。（5）確定冷拉拔態(tài)Al-0.5Fe-0.25Cu-0.3RE-0.05Zr合金的成品退火工藝為300℃×2h,此時(shí)合金的綜合性能達(dá)到最佳,抗拉強(qiáng)度為113.3MPa,伸長(zhǎng)率為15.1%,導(dǎo)電率為62.0%IACS。
商迎秋[8]（2019）在《反向擠壓制備Al-Fe-Zr耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究》文中指出電力的發(fā)展以及智能電網(wǎng)建設(shè)的全面推進(jìn)對(duì)架空輸電導(dǎo)線的性能提出了更高的要求。我國(guó)傳統(tǒng)架空導(dǎo)線以鋼芯鋁絞線為主,其耐熱性能較差,使得線路的輸電容量受到一定限制。而耐熱鋁合金導(dǎo)線具有輸電容量大、比強(qiáng)度高、導(dǎo)電性能好等優(yōu)點(diǎn),從而在長(zhǎng)距離、大跨越、超電壓輸電的要求下具有重要的應(yīng)用前景。本文采用鑄造方法制備了不同Zr含量的Al-0.35Fe-xZr（wt.%）（其中x為0.1、0.2、0.3、0.4）合金鑄錠,利用反向擠壓制備了 Al-Fe-Zr合金電工圓鋁桿,隨后采取多道次的冷拔變形,獲得不同標(biāo)稱直徑的綜合性能優(yōu)良的超耐熱Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線。分別研究了鑄、擠壓以及拉拔變形過(guò)程中的合金的組織演化與性能變化規(guī)律。獲得如下研究結(jié)果:（1）獲得了不同Zr含量對(duì)鑄態(tài)Al-0.35Fe合金的組織與性能的影響規(guī)律。Zr元素的加入可以細(xì)化鑄態(tài)Al-0.35Fe合金晶粒。隨著Zr含量的增加,鑄態(tài)Al-0.35Fe合金的晶粒從73 μm逐漸細(xì)化至22.74μm,這是因?yàn)閆r元素的加入使金屬液在凝固時(shí)形核率增大,從而使得晶粒得到了細(xì)化;Zr元素的添加能改善初生Al3Fe相的形貌。隨著Zr含量的增加,晶界處的共晶組織減少,有大量的細(xì)小短棒狀A(yù)l3Fe相形成了團(tuán)簇,團(tuán)簇平均直徑為1.18μm,其內(nèi)部短棒狀A(yù)l3Fe相長(zhǎng)度為190nm。Al-0.35Fe合金的抗拉強(qiáng)度隨Zr含量的增加而升高,從54.93MPa增加到71.23MPa,而延伸率從36.7%降到27.7%。（2）獲得了反向熱擠壓過(guò)程中Al-Fe-Zr合金的組織演變特點(diǎn)與性能變化規(guī)律。擠壓變形能明顯細(xì)化Al-Fe-Zr合金晶粒,促進(jìn)亞穩(wěn)態(tài)Al3Zr粒子析出,Al3Zr粒子形貌為球狀,平均尺寸為50nm。隨著Zr含量的增加,Al3Zr粒子的體積分?jǐn)?shù)增加,形貌尺寸變化不大。Al3Fe相在變形過(guò)程中發(fā)生了破碎并沿金屬的流動(dòng)方向呈流線分布,具有明顯的方向性。隨Zr含量從0.1wt.%增加到0.4wt.%,Al-0.35Fe合金的抗拉強(qiáng)度從128MPa升到了 152MPa,延伸率從33.32%降到了 25.69%。（3）獲得了冷拔變形過(guò)程中Al-Fe-Zr合金的組織演化與性能變化規(guī)律。在冷拔變形過(guò)程中,晶粒在拉拔方向上被拉長(zhǎng),形成纖維狀拉拔組織,隨著變形量的增大,合金導(dǎo)線內(nèi)部位錯(cuò)密度逐漸增大。受位錯(cuò)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化的影響,其抗拉強(qiáng)度逐漸增大,延伸率降低,導(dǎo)電率有所升高。（4）獲得了退火態(tài)標(biāo)稱直徑為4.3mm的Al-0.35Fe-0.1Zr（wt.%）耐熱鋁合金導(dǎo)線,導(dǎo)線抗拉強(qiáng)度為184.77MPa,延伸率為16.16%,導(dǎo)電率為60.13%IACS,導(dǎo)線綜合性能優(yōu)于《國(guó)際電工委員會(huì)架空導(dǎo)線用耐熱鋁合金線標(biāo)準(zhǔn)》中對(duì)AT1和AT3耐熱鋁導(dǎo)線的要求。
王祥[9]（2019）在《Al-Fe合金中含鐵相納米化調(diào)控及其對(duì)組織性能的影響》文中認(rèn)為耐熱鋁合金導(dǎo)線具有載流量高、耐熱性好、安全性高的突出優(yōu)勢(shì),在輸電線路中獲得廣泛應(yīng)用。在Al-Zr合金導(dǎo)線基礎(chǔ)上添加Er、Sc等稀土元素,開(kāi)發(fā)出的Al-Zr-Er、Al-Zr-Sc等新型耐熱導(dǎo)線雖然具有更高的綜合性能,但是Er、Sc等元素價(jià)格昂貴。Fe元素是鋁合金中常見(jiàn)的雜質(zhì)元素,容易形成針片狀含F(xiàn)e相,割裂合金基體,損害合金的力學(xué)性能,而現(xiàn)有的方法除Fe或改性處理含F(xiàn)e相的效果不理想,成為長(zhǎng)期困擾鋁加工行業(yè)的難題。為此,本文提出了采用連續(xù)流變擠壓與形變熱處理調(diào)控含F(xiàn)e相的新方法,在國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目（資助號(hào):51674077）的資助下,利用連續(xù)流變擠壓成形過(guò)程的快速冷卻和剪切變形將鋁合金中的含F(xiàn)e相細(xì)化到納米尺寸,利用納米Fe相的耐熱和強(qiáng)化作用,用Fe替代了部分Zr、Sc元素,開(kāi)發(fā)出了 Al-Sc-Zr-Fe合金耐熱導(dǎo)線。這種方法不但省去了除Fe工藝,而且將Fe元素變廢為寶,大幅度降低了耐熱鋁合金導(dǎo)線成本。獲得的主要結(jié)果如下:（1）闡明了連續(xù)流變擠壓過(guò)程中納米Al3Fe相的形成機(jī)理及其對(duì)合金力學(xué)性能的影響。Al-1Fe（wt.%）合金熔體在連續(xù)流變擠壓機(jī)的輥-靴型腔中受到擠壓輪和擠壓靴的快速冷卻作用,使凝固的共晶組織中的Al3Fe相細(xì)化。另外,凝固后的Al-1Fe（wt.%）合金在輥-靴型腔內(nèi)部、擠壓輪槽出口和擴(kuò)展擠壓模具內(nèi)發(fā)生剪切變形,Al3Fe相在剪切力作用下被進(jìn)一步細(xì)化成為兩種尺度的納米相。一種是平均長(zhǎng)度為300 nm的塊狀相,另一種是平均直徑為20 nm的近球形相。兩種尺度的納米相尺寸明顯小于鑄態(tài)Al-1Fe（wt.%）合金中針片狀A(yù)l3Fe相的平均長(zhǎng)度40 μm。連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金的抗拉強(qiáng)度為135 MPa,延伸率為30%,分別比報(bào)道的鑄態(tài)Al-1Fe（wt.%）合金抗拉強(qiáng)度提高了 58.8%,延伸率提高了 1 7.6%,比稀土改性處理后的Al-1Fe（wt.%）合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率提高了 51.7%和5.3%。（2）揭示了熱作用下納米Al3Fe相的演化機(jī)理及其對(duì)力學(xué)性能的影響。熱處理過(guò)程中,尺寸為20 nm的球形Al3Fe相溶解到基體中,尺寸為300 nm的塊狀A(yù)l3Fe相發(fā)生球化轉(zhuǎn)變。球化轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力是相的表面能和晶核變形能的降低。隨著熱處理時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng),球化后的Al3Fe相擇優(yōu)生長(zhǎng),轉(zhuǎn)變?yōu)獒樒瑺?。納米Al3Fe相的尺寸小,表面曲率大,導(dǎo)致其在熱作用下快速球化和粗化,Al3Fe相尺寸對(duì)球化時(shí)間的影響遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于熱處理溫度對(duì)球化時(shí)間的影響。鑄態(tài)Al-1Fe（wt.%）合金中的粗大片狀A(yù)l3Fe相的尺寸和形貌在熱處理過(guò)程中不發(fā)生明顯變化。在熱處理過(guò)程中,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金的抗拉強(qiáng)度逐漸降低并趨于穩(wěn)定,但一直高于經(jīng)過(guò)相同熱處理后的鑄態(tài)Al-1Fe（wt.%）合金的抗拉強(qiáng)度。在熱處理過(guò)程中,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金的延伸率也是逐漸降低并趨于穩(wěn)定,在500℃下熱處理8 h后,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金的延伸率低于經(jīng)過(guò)相同熱處理后的鑄態(tài)Al-1Fe（wt.%）合金的延伸率。（3）分析了第二相硬質(zhì)粒子尺寸對(duì)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響,并獲得了臨界粒子尺寸的計(jì)算模型。由于納米Al3Fe相的尺寸不均勻,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金中同時(shí)存在促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的小尺度的納米Al3Fe相和抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的大尺度的納米Al3Fe相。連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶優(yōu)先在含有尺寸為20 nm的Al3Fe相的區(qū)域發(fā)生,納米Al3Fe相使動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量減小,而尺寸為300 nm的塊狀A(yù)l3Fe相阻礙動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。因此,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金比純鋁更早發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,但是發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的速率小于純鋁。實(shí)驗(yàn)結(jié)果驗(yàn)證了所建立的計(jì)算模型。（4）獲得了冷軋變形對(duì)連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金力學(xué)性能的影響,并分析了強(qiáng)化機(jī)理。冷軋變形過(guò)程中,隨著壓下量的增大,Al-1Fe（wt.%）合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸升高,延伸率先降低后升高,當(dāng)冷軋壓下量為60%時(shí),Al-1Fe（wt.%）合金的延伸率最低。軋制變形后期,由于發(fā)生了連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致晶粒細(xì)化,從而使延伸率升高。經(jīng)過(guò)壓下量為90%的冷軋變形后,連續(xù)流變擠壓Al-1Fe（wt.%）合金的屈服強(qiáng)度為241.6 MPa,抗拉強(qiáng)度為275.0 MPa,延伸率為27.7%。連續(xù)流變擠壓的純鋁經(jīng)過(guò)同樣冷軋變形后的屈服強(qiáng)度為137.6 MPa,抗拉強(qiáng)度為156.0 MPa,延伸率為32.6%。冷軋變形純鋁的強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化,而Al-1Fe（wt.%）合金的強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。（5）揭示了累積連續(xù)擠壓變形過(guò)程中Al-1Fe（wt.%）合金組織演化機(jī)理。經(jīng)過(guò)1道次的累積連續(xù)擠壓變形后,Al-1Fe（wt.%）合金發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,平均晶粒尺寸從13.0 μm細(xì)化到1.2 μm,細(xì)化效果優(yōu)于累積壓下量為90%的5道次冷軋變形。由于變形產(chǎn)生的熱效應(yīng)和剪切應(yīng)變的共同作用,合金中的納米Al3Fe相發(fā)生球化轉(zhuǎn)變,平均長(zhǎng)度減小到200 nm。（6）制備出了綜合性能優(yōu)良的、低成本的Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe（wt.%）合金耐熱導(dǎo)線,綜合性能優(yōu)于國(guó)際電工委IEC62004-2007的標(biāo)準(zhǔn)值。Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe（wt.%）合金導(dǎo)線的熱處理方式為T5熱處理（300℃下保溫6 h）,熱處理后合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度為135.8 MPa,延伸率為21.95%,導(dǎo)電率為60.77%IACS。經(jīng)冷拔后制備的直徑為4.5 mm的Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe（wt.%）合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度為188.2 MPa,延伸率為7.92%,導(dǎo)電率為60.28%IACS,長(zhǎng)時(shí)間運(yùn)行溫度可達(dá)230℃,為AT4型耐熱鋁合金導(dǎo)線,綜合性能優(yōu)于國(guó)際電工委IEC62004-2007標(biāo)準(zhǔn)中的AT1、AT3和AT4型耐熱導(dǎo)線。制備的標(biāo)稱直徑為3 mm的Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe（wt.%）合金導(dǎo)線的抗拉強(qiáng)度為190.6 MPa,延伸率為7.16%,導(dǎo)電率為60.22%IACS,長(zhǎng)時(shí)間運(yùn)行溫度為150℃,為AT1型耐熱鋁合金導(dǎo)線,綜合性能優(yōu)于國(guó)際電工委IEC62004-2007標(biāo)準(zhǔn)中的AT1型耐熱導(dǎo)線。
侯嘉鵬[10]（2019）在《鋁及鋁合金線高強(qiáng)度高導(dǎo)電率機(jī)制研究》文中認(rèn)為隨著經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展,電力消費(fèi)也在逐年增加。由于主要電力生產(chǎn)單位集中在邊遠(yuǎn)地區(qū),而主要電力消費(fèi)城市集中在東部沿海,發(fā)電端到受電端的距離較遠(yuǎn),這種生產(chǎn)與消費(fèi)地域空間上的分布不均衡特點(diǎn)導(dǎo)致長(zhǎng)距離輸送電力不可避免。在金屬結(jié)構(gòu)材料中,銀、銅、金和鋁的導(dǎo)電率逐漸下降,但是綜合考慮性能表現(xiàn)和經(jīng)濟(jì)因素,鋁是架空輸電導(dǎo)線上應(yīng)用最多的導(dǎo)體材料。架空導(dǎo)線在服役過(guò)程中需要承受風(fēng)載、冰載和自重,輸電過(guò)程中在線路上會(huì)產(chǎn)生能耗。因此,抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率是架空導(dǎo)線用金屬鋁導(dǎo)體材料最為重要的兩個(gè)性能指標(biāo)。高的強(qiáng)度可以保證架空導(dǎo)線在服役過(guò)程中的安全可靠性,高的導(dǎo)電率則有利于降低電力傳輸過(guò)程中的電能損耗。然而,金屬材料的強(qiáng)度和導(dǎo)電率通常相互制約。如何打破金屬材料的強(qiáng)度和導(dǎo)電率制約關(guān)系并制備出高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率鋁及鋁合金線是極為重要的科學(xué)問(wèn)題和亟待解決的工業(yè)難題。工業(yè)純鋁、Al-Mg-Si合金和Al-Fe合金是架空導(dǎo)線最常用的導(dǎo)體材料。本文以工業(yè)純鋁線、Al-Mg-Si合金線和Al-Fe合金線為研究對(duì)象,系統(tǒng)地研究了它們的強(qiáng)化機(jī)制和高導(dǎo)機(jī)制以及強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系的演化規(guī)律和機(jī)制。此外,本文還提出了一種鋁包鋁合金復(fù)合結(jié)構(gòu)線及制備工藝,并對(duì)復(fù)合線的組織和性能分別進(jìn)行了表征和測(cè)試。從實(shí)際生產(chǎn)線上選取了不同拉拔變形量的工業(yè)純鋁線為研究對(duì)象,并繪制了強(qiáng)度和導(dǎo)電率關(guān)系曲線,發(fā)現(xiàn)工業(yè)純鋁線的導(dǎo)電率隨強(qiáng)度的增加先下降后上升,據(jù)此發(fā)現(xiàn)了“反常強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系”現(xiàn)象,即強(qiáng)度和導(dǎo)電率同步提升。進(jìn)一步微觀組織觀察表明,隨著變形量增大,晶粒沿著軸向逐漸被拉長(zhǎng)。晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明:晶粒厚度逐漸減小,而晶粒長(zhǎng)度先保持不變后大幅增加。減小晶粒厚度可以增加鋁線強(qiáng)度并且損失較小的導(dǎo)電率,而增加晶粒長(zhǎng)度則大幅提高導(dǎo)電率并不損失強(qiáng)度。此外,當(dāng)變形量增大時(shí),工業(yè)純鋁線內(nèi)部的<001>軟織構(gòu)逐漸向<111>硬織構(gòu)轉(zhuǎn)變,并且織構(gòu)的轉(zhuǎn)變起到了強(qiáng)化作用但幾乎不影響導(dǎo)電率。簡(jiǎn)言之,利用細(xì)長(zhǎng)晶粒結(jié)合硬取向織構(gòu)可以改善純鋁線“強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系”。并依據(jù)此原則改進(jìn)了傳統(tǒng)工業(yè)純鋁線的生產(chǎn)工藝,制備出強(qiáng)度滿足要求,導(dǎo)電率超過(guò)63.0%IACS的高導(dǎo)電率工業(yè)純鋁線。采用預(yù)時(shí)效加冷變形工藝,制備出強(qiáng)度和導(dǎo)電率分別為352.3 MPa和55.97%IACS的Al-Mg-Si合金線,與其它文獻(xiàn)中的Al-Mg-Si合金線性能相比,本文制備的Al-Mg-Si合金線的性能更為優(yōu)異。此外,與傳統(tǒng)工藝制備的Al-Mg-Si合金線相比,采用預(yù)時(shí)效加冷變形工藝制備的Al-Mg-Si合金線內(nèi)部觀察到了大量的納米析出相,其強(qiáng)度和導(dǎo)電率同步提高。當(dāng)固溶原子以納米析出相的形式析出時(shí),既可以凈化基體提高導(dǎo)電率,又可以實(shí)現(xiàn)析出強(qiáng)化。根據(jù)理論推導(dǎo),建立了析出強(qiáng)化和導(dǎo)電率與析出相半徑的定性關(guān)系。結(jié)果表明,當(dāng)析出相半徑小于臨界納米尺寸時(shí),隨著析出相半徑的增大,Al-Mg-Si合金線強(qiáng)度和導(dǎo)電率同步增加,即打破了“強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系”。采用低固溶合金元素Fe合金化,制備出一種Al-Fe合金線,其抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率分別高達(dá)306.8 MPa和58.94%IACS。與目前文獻(xiàn)報(bào)道的Al-Mg-Si合金線性能相比,當(dāng)二者強(qiáng)度相同時(shí),Al-Fe合金線具有更高的導(dǎo)電率。Al-Fe合金線的高強(qiáng)度高導(dǎo)電率機(jī)制為Fe與Al反應(yīng)生成的納米Al6Fe析出相導(dǎo)致析出強(qiáng)化。Fe在Al中的極低固溶度導(dǎo)致大量析出,這種行為凈化了基體,提升了導(dǎo)電率。此外,分析了不同變形量Al-Fe合金線的組織演化規(guī)律,繪制了強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系曲線。鑒于高壓交流輸電存在“集膚效應(yīng)”,本文采用過(guò)盈配合的方法成功地制備了鋁包鋁合金坯錠,其外層為工業(yè)純鋁,內(nèi)層為鋁合金,并采用多道次拉絲制備出了鋁包鋁合金線,其抗拉強(qiáng)度和導(dǎo)電率分別為226.5 MPa和59.35%IACS。在鋁包鋁合金線的純鋁與鋁合金之間界面上觀察到了完整的晶粒,并且在界面處未見(jiàn)缺陷和金屬間化合物,表明本文的工藝可以用于制備界面結(jié)合良好的雙金屬?gòu)?fù)合線。與純鋁線和鋁合金線的性能對(duì)比發(fā)現(xiàn),鋁包鋁合金線結(jié)合了純鋁的高導(dǎo)電特性和鋁合金的高強(qiáng)度特性,這一發(fā)現(xiàn)為改善強(qiáng)度和導(dǎo)電率制約關(guān)系并制備高強(qiáng)度高導(dǎo)電率鋁線提供了一種新思路。通過(guò)對(duì)工業(yè)純鋁線、Al-Mg-Si合金線、Al-Fe合金線和鋁包鋁合金線強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約機(jī)制研究,針對(duì)鋁及鋁合金導(dǎo)體材料提出了打破“強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系”的四種機(jī)制,即晶粒細(xì)長(zhǎng)化、織構(gòu)<111>化、合金元素低固溶和析出相納米化。高強(qiáng)度高導(dǎo)電率鋁及鋁合金導(dǎo)體材料是架空導(dǎo)線用金屬鋁導(dǎo)體材料發(fā)展的主要方向,本文通過(guò)典型鋁及鋁合金線強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約行為的研究,揭示了金屬鋁導(dǎo)體材料“強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約機(jī)制”,不僅奠定了打破“強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系”的理論基礎(chǔ),同時(shí)也制備出了高強(qiáng)度高導(dǎo)電率金屬鋁導(dǎo)體材料,為金屬鋁導(dǎo)體材料制備技術(shù)的改進(jìn)提供了重要的參考。
二、銅導(dǎo)線中晶界對(duì)導(dǎo)電性影響的研究（論文開(kāi)題報(bào)告）
（1）論文研究背景及目的
此處內(nèi)容要求：
首先簡(jiǎn)單簡(jiǎn)介論文所研究問(wèn)題的基本概念和背景，再而簡(jiǎn)單明了地指出論文所要研究解決的具體問(wèn)題，并提出你的論文準(zhǔn)備的觀點(diǎn)或解決方法。
寫法范例：
本文主要提出一款精簡(jiǎn)64位RISC處理器存儲(chǔ)管理單元結(jié)構(gòu)并詳細(xì)分析其設(shè)計(jì)過(guò)程。在該MMU結(jié)構(gòu)中,TLB采用叁個(gè)分離的TLB,TLB采用基于內(nèi)容查找的相聯(lián)存儲(chǔ)器并行查找,支持粗粒度為64KB和細(xì)粒度為4KB兩種頁(yè)面大小,采用多級(jí)分層頁(yè)表結(jié)構(gòu)映射地址空間,并詳細(xì)論述了四級(jí)頁(yè)表轉(zhuǎn)換過(guò)程,TLB結(jié)構(gòu)組織等。該MMU結(jié)構(gòu)將作為該處理器存儲(chǔ)系統(tǒng)實(shí)現(xiàn)的一個(gè)重要組成部分。
（2）本文研究方法
調(diào)查法：該方法是有目的、有系統(tǒng)的搜集有關(guān)研究對(duì)象的具體信息。
觀察法：用自己的感官和輔助工具直接觀察研究對(duì)象從而得到有關(guān)信息。
實(shí)驗(yàn)法：通過(guò)主支變革、控制研究對(duì)象來(lái)發(fā)現(xiàn)與確認(rèn)事物間的因果關(guān)系。
文獻(xiàn)研究法：通過(guò)調(diào)查文獻(xiàn)來(lái)獲得資料，從而全面的、正確的了解掌握研究方法。
實(shí)證研究法：依據(jù)現(xiàn)有的科學(xué)理論和實(shí)踐的需要提出設(shè)計(jì)。
定性分析法：對(duì)研究對(duì)象進(jìn)行“質(zhì)”的方面的研究，這個(gè)方法需要計(jì)算的數(shù)據(jù)較少。
定量分析法：通過(guò)具體的數(shù)字，使人們對(duì)研究對(duì)象的認(rèn)識(shí)進(jìn)一步精確化。
跨學(xué)科研究法：運(yùn)用多學(xué)科的理論、方法和成果從整體上對(duì)某一課題進(jìn)行研究。
功能分析法：這是社會(huì)科學(xué)用來(lái)分析社會(huì)現(xiàn)象的一種方法，從某一功能出發(fā)研究多個(gè)方面的影響。
模擬法：通過(guò)創(chuàng)設(shè)一個(gè)與原型相似的模型來(lái)間接研究原型某種特性的一種形容方法。
三、銅導(dǎo)線中晶界對(duì)導(dǎo)電性影響的研究（論文提綱范文）
（1）退火處理對(duì)銅導(dǎo)線晶界特征分布及導(dǎo)電性能的影響（論文提綱范文）
| 1試驗(yàn)材料與方法 |
| 2 試驗(yàn)結(jié)果與討論 |
| 2.1 原材料微觀結(jié)構(gòu) |
| 2.2 熱處理對(duì)微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 2.2.1 退火溫度對(duì)微觀組織和晶界特征分布的影響 |
| 2.2.2 退火時(shí)間對(duì)微觀組織和晶界特征分布的影響 |
| 2.3 導(dǎo)電性能 |
| 3 結(jié)論 |
（2）銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔痕特征及數(shù)值模擬研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 緒論 |
| 1.1 選題背景及研究意義 |
| 1.1.1 論文選題的背景 |
| 1.1.2 論文研究的意義 |
| 1.2 國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.1 電氣火災(zāi)物證鑒定技術(shù)研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.2 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障的研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.3 金屬凝固微觀組織數(shù)值模擬研究現(xiàn)狀 |
| 1.3 研究?jī)?nèi)容 |
| 1.4 技術(shù)路線 |
| 2 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)裝置及材料 |
| 2.1.1 實(shí)驗(yàn)裝置 |
| 2.1.2 實(shí)驗(yàn)導(dǎo)線 |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì) |
| 2.3 實(shí)驗(yàn)分析方法 |
| 2.3.1 視頻采集系統(tǒng) |
| 2.3.2 熱重與差熱(TG/DSC)實(shí)驗(yàn)分析 |
| 2.3.3 FT-IR紅外分析 |
| 2.3.4 金相組織(OM)分析 |
| 2.3.5 X射線衍射(XRD)分析 |
| 2.3.6 掃描電子顯微鏡與X射線能譜儀(SEM/EDS)分析 |
| 2.4 本章小結(jié) |
| 3 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障演變過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.1 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.1.1 PVC銅導(dǎo)線過(guò)電流故障燃燒過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.1.2 裸銅導(dǎo)線過(guò)電流故障燃燒過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.2 PVC導(dǎo)線燃燒熱解實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.3 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障過(guò)程中溫度變化實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.3.1 PVC導(dǎo)線過(guò)電流故障過(guò)程溫度變化實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.3.2 裸導(dǎo)線過(guò)電流故障過(guò)程中溫度變化實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.4 導(dǎo)線熔斷引燃過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.4.1 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔斷位置實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.4.2 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔斷時(shí)間實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.4.3 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔斷后燃燒過(guò)程實(shí)驗(yàn)研究 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 4 銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔痕微觀組織研究 |
| 4.1 額定電流下的微觀組織分析 |
| 4.2 電流強(qiáng)度對(duì)故障熔痕微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 4.2.1 金相組織分析 |
| 4.2.2 電弧熔痕孔洞成分分析 |
| 4.2.3 物相結(jié)構(gòu)分析 |
| 4.3 絕緣層對(duì)故障熔痕微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 4.3.1 電弧熔痕金相組織分析 |
| 4.3.2 電弧熔痕晶界成分分析 |
| 4.3.3 電弧熔痕物相結(jié)構(gòu)分析 |
| 4.4 冷卻方式對(duì)故障熔痕微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 4.4.1 金相組織分析 |
| 4.4.2 電弧熔痕孔洞成分分析 |
| 4.4.3 電弧熔痕物相結(jié)構(gòu)分析 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 5 銅導(dǎo)線凝固及微觀組織數(shù)值模擬研究 |
| 5.1 三維幾何模型 |
| 5.2 導(dǎo)線凝固的CAFE模型 |
| 5.3 晶體形核與生長(zhǎng)模型 |
| 5.3.1 形核模型 |
| 5.3.2 生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)模型 |
| 5.4 三維熱傳導(dǎo) |
| 5.5 模擬參數(shù) |
| 5.6 導(dǎo)線凝固過(guò)程中溫度場(chǎng)數(shù)值模擬 |
| 5.7 銅導(dǎo)線凝固過(guò)程中微觀組織數(shù)值模擬 |
| 5.7.1 晶粒生長(zhǎng)過(guò)程 |
| 5.7.2 不同條件下銅導(dǎo)線凝固過(guò)程中微觀組織數(shù)值模擬 |
| 5.8 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論與展望 |
| 6.1 結(jié)論 |
| 6.2 展望 |
| 致謝 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 附錄 |
（3）Ni、Mn對(duì)Cu-Ni-Mn-P合金組織性能影響研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 選題背景和意義 |
| 1.2 時(shí)效型高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的設(shè)計(jì)原理 |
| 1.2.1 根據(jù)固溶度選擇合金元素 |
| 1.2.2 根據(jù)時(shí)效析出相選擇合金元素 |
| 1.3 時(shí)效型高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金的強(qiáng)度和導(dǎo)電率的機(jī)制 |
| 1.3.1 強(qiáng)度機(jī)制 |
| 1.3.2 導(dǎo)電率機(jī)制 |
| 1.4 銅合金的抗高溫軟化性能 |
| 1.5 課題研究的內(nèi)容及意義 |
| 第二章 實(shí)驗(yàn)過(guò)程與研究方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)合金的制備 |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)的技術(shù)路線 |
| 2.3 合金的加工工藝 |
| 2.3.1 熱加工工藝 |
| 2.3.2 冷加工工藝 |
| 2.3.3 熱軋工藝 |
| 2.3.4 固溶工藝 |
| 2.3.5 時(shí)效工藝 |
| 2.3.6 冷軋工藝 |
| 2.4 性能測(cè)試方法 |
| 2.4.1 硬度測(cè)試 |
| 2.4.2 導(dǎo)電率測(cè)試 |
| 2.4.3 高溫軟化溫度測(cè)試 |
| 2.5 顯微組織觀察 |
| 2.5.1 金相顯微觀察 |
| 2.5.2 掃描電子顯微鏡觀察 |
| 2.5.3 透射電子顯微鏡觀察 |
| 第三章 Cu-Ni-Mn-P合金時(shí)效析出行為研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 鑄態(tài)和熱軋態(tài)組織 |
| 3.3 固溶態(tài)組織和性能 |
| 3.4 時(shí)效過(guò)程中組織及性能演變 |
| 3.4.1 Ni、Mn元素對(duì)合金組織的影響 |
| 3.4.2 Ni、Mn元素對(duì)合金性能的影響 |
| 3.5 合金組織及性能的影響機(jī)理 |
| 3.6 本章小結(jié) |
| 第四章 冷變形Cu-Ni-Mn-P合金的時(shí)效析出行為研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni、Mn元素對(duì)冷變形后合金組織性能的影響 |
| 4.3 Ni、Mn元素對(duì)冷變形時(shí)效后合金組織性能的影響 |
| 4.3.1 Ni、Mn元素對(duì)冷變形時(shí)效后合金性能的影響 |
| 4.3.2 Ni、Mn元素對(duì)冷變形時(shí)效后合金組織的影響 |
| 4.4 Ni、Mn元素對(duì)合金冷變形時(shí)效組織及性能的影響機(jī)理 |
| 4.5 合金的高溫軟化性能及其機(jī)理 |
| 4.5.1 合金高溫軟化性能 |
| 4.5.2 合金的高溫軟化機(jī)理 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 第五章 結(jié)論 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 致謝 |
| 攻讀學(xué)位期間研究成果 |
（4）無(wú)氧銅線強(qiáng)度—導(dǎo)電率關(guān)系演化規(guī)律及機(jī)制研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 金屬材料強(qiáng)化機(jī)制 |
| 1.2.1 晶界強(qiáng)化 |
| 1.2.2 位錯(cuò)強(qiáng)化 |
| 1.2.3 固溶強(qiáng)化 |
| 1.2.4 第二相強(qiáng)化 |
| 1.2.5 織構(gòu)強(qiáng)化 |
| 1.3 金屬材料導(dǎo)電機(jī)制 |
| 1.3.1 導(dǎo)電理論 |
| 1.3.2 影響金屬電阻率的因素 |
| 1.4 金屬材料強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系 |
| 1.4.1 強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系 |
| 1.4.2 改善強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系 |
| 1.5 論文研究目的及意義 |
| 第二章 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)方案 |
| 2.2 無(wú)氧銅線的制備 |
| 2.3 性能測(cè)試 |
| 2.3.1 化學(xué)元素分析 |
| 2.3.2 顯微硬度 |
| 2.3.3 室溫拉伸試驗(yàn) |
| 2.3.4 導(dǎo)電率測(cè)試 |
| 2.4 樣品表征 |
| 2.4.1 金相觀察 |
| 2.4.2 掃描電鏡觀察 |
| 2.4.3 透射電子顯微鏡觀察 |
| 第三章 拉拔態(tài)無(wú)氧銅線強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系演化規(guī)律及機(jī)制研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 拉拔態(tài)無(wú)氧銅線性能演化規(guī)律 |
| 3.3 無(wú)氧銅線微觀組織表征 |
| 3.3.1 表征樣品選擇 |
| 3.3.2 ECC表征結(jié)果 |
| 3.3.3 EBSD表征結(jié)果 |
| 3.3.4 TEM表征結(jié)果 |
| 3.4 無(wú)氧銅線強(qiáng)化機(jī)制 |
| 3.4.1 晶界強(qiáng)化 |
| 3.4.2 織構(gòu)強(qiáng)化 |
| 3.4.3 位錯(cuò)強(qiáng)化 |
| 3.4.4 拉拔態(tài)無(wú)氧銅線強(qiáng)化機(jī)制 |
| 3.5 無(wú)氧銅線導(dǎo)電機(jī)制 |
| 3.6 無(wú)氧銅線強(qiáng)度-導(dǎo)電率同步提升機(jī)制 |
| 3.7 高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金線材微觀組織設(shè)計(jì) |
| 3.8 本章小結(jié) |
| 第四章 退火態(tài)無(wú)氧銅線強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系演化規(guī)律及機(jī)制研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 退火態(tài)無(wú)氧銅線性能演化 |
| 4.2.1 退火態(tài)無(wú)氧銅線力學(xué)性能演化 |
| 4.2.2 退火態(tài)無(wú)氧銅線導(dǎo)電性能演化 |
| 4.3 退火態(tài)無(wú)氧銅線微觀組織演化規(guī)律 |
| 4.3.1 金相觀察 |
| 4.3.2 EBSD觀察 |
| 4.3.3 TEM觀察 |
| 4.4 強(qiáng)化機(jī)制 |
| 4.4.1 晶界強(qiáng)化的定量化 |
| 4.4.2 織構(gòu)強(qiáng)化的定量化 |
| 4.4.3 位錯(cuò)強(qiáng)化的定量化 |
| 4.4.4 退火態(tài)無(wú)氧銅線的強(qiáng)度演化機(jī)制 |
| 4.5 導(dǎo)電機(jī)制 |
| 4.5.1 位錯(cuò)密度變化引起的導(dǎo)電率演化 |
| 4.5.2 晶界狀態(tài)變化引起的導(dǎo)電率演化 |
| 4.6 退火態(tài)無(wú)氧銅線強(qiáng)度-導(dǎo)電率關(guān)系演化機(jī)制 |
| 4.7 本章小結(jié) |
| 第五章 結(jié)論 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 致謝 |
| 附錄 A 攻讀碩士期間發(fā)表的論著 |
（5）純銅導(dǎo)線定向熱處理研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 銅導(dǎo)線單晶化研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.1 晶界對(duì)銅導(dǎo)線電學(xué)性能的影響 |
| 1.2.2 單晶連鑄技術(shù)發(fā)展現(xiàn)狀 |
| 1.2.3 拉拔變形對(duì)單晶銅導(dǎo)線組織及性能的影響 |
| 1.3 晶界遷移及晶粒長(zhǎng)大 |
| 1.3.1 晶界遷移機(jī)制 |
| 1.3.2 晶界遷移熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué) |
| 1.3.3 晶粒長(zhǎng)大 |
| 1.4 定向熱處理技術(shù)研究現(xiàn)狀 |
| 1.5 研究目的、意義及內(nèi)容 |
| 1.5.1 研究目的和意義 |
| 1.5.2 研究?jī)?nèi)容 |
| 2 實(shí)驗(yàn)材料及方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì) |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)材料 |
| 2.3 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及方法 |
| 2.3.1 熱處理設(shè)備 |
| 2.3.2 微結(jié)構(gòu)表征 |
| 2.3.3 電導(dǎo)率測(cè)試 |
| 3 純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶過(guò)程及影響因素 |
| 3.1 變形率對(duì)純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織的影響 |
| 3.2 熱處理工藝對(duì)純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織的影響 |
| 3.2.1 加熱溫度對(duì)純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織的影響 |
| 3.2.2 保溫時(shí)間對(duì)純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織的影響 |
| 3.3 純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織晶界結(jié)構(gòu)及晶體學(xué)織構(gòu)變化規(guī)律 |
| 3.3.1 純銅導(dǎo)線初始組織晶界結(jié)構(gòu)及晶體學(xué)織構(gòu) |
| 3.3.2 純銅導(dǎo)線二次再結(jié)晶組織晶界結(jié)構(gòu)及晶體學(xué)織構(gòu) |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 4 純銅導(dǎo)線定向熱處理組織演變及影響因素 |
| 4.1 不同熱區(qū)溫度下的溫度分布 |
| 4.2 變形率對(duì)純銅導(dǎo)線定向熱處理組織的影響 |
| 4.3 工藝參數(shù)對(duì)純銅導(dǎo)線定向熱處理組織的影響 |
| 4.4 定向熱處理工藝對(duì)純銅導(dǎo)線電導(dǎo)率的影響 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 5 純銅導(dǎo)線定向熱處理機(jī)制 |
| 5.1 純銅導(dǎo)線初始組織晶體學(xué)織構(gòu) |
| 5.2 純銅導(dǎo)線定向熱處理組織晶界結(jié)構(gòu)及晶體學(xué)織構(gòu) |
| 5.3 柱狀晶取向及晶界結(jié)構(gòu) |
| 5.3.1 柱狀晶取向 |
| 5.3.2 柱狀晶晶界結(jié)構(gòu) |
| 5.4 定向熱處理機(jī)制 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論與展望 |
| 6.1 結(jié)論 |
| 6.2 展望 |
| 致謝 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 附錄 |
（6）Si/Ca中間合金添加對(duì)6201高強(qiáng)度高導(dǎo)電性鋁合金組織和性能的影響（論文提綱范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 架空輸電用鋁導(dǎo)線種類 |
| 1.1.1 傳統(tǒng)ACSR導(dǎo)線 |
| 1.1.2 新型HTLS導(dǎo)線 |
| 1.1.3 全鋁合金導(dǎo)線 |
| 1.2 鋁合金導(dǎo)線存在的問(wèn)題 |
| 1.3 鋁合金強(qiáng)化方式 |
| 1.4 鋁合金導(dǎo)電性能的影響因素 |
| 1.4.1 化學(xué)成分 |
| 1.4.2 熔體精煉工藝 |
| 1.4.3 固溶處理 |
| 1.4.4 變形處理 |
| 1.4.5 晶體缺陷 |
| 1.5 高強(qiáng)度高導(dǎo)電性鋁合金研究進(jìn)展 |
| 1.6 本文選題及研究?jī)?nèi)容 |
| 1.6.1 選題背景 |
| 1.6.2 研究?jī)?nèi)容 |
| 第二章 材料制備及研究方法 |
| 2.1 材料與設(shè)備 |
| 2.1.1 實(shí)驗(yàn)材料 |
| 2.1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.2 材料制備 |
| 2.2.1 技術(shù)路線 |
| 2.2.2 成分設(shè)計(jì) |
| 2.3 合金的制備工藝 |
| 2.3.1 合金的熔煉 |
| 2.3.2 合金的固溶處理 |
| 2.3.3 合金的ECAP擠壓及時(shí)效處理 |
| 2.3.4 擠壓態(tài)拉伸試樣制備 |
| 2.4 顯微組織觀察及性能測(cè)試 |
| 2.4.1 微觀組織分析 |
| 2.4.2 物相鑒定 |
| 2.4.3 室溫力學(xué)性能測(cè)定 |
| 2.4.4 電導(dǎo)率測(cè)定 |
| 第三章 Si添加方式對(duì)鑄態(tài)6201鋁合金組織與性能的影響 |
| 引言 |
| 3.1 微觀組織 |
| 3.2 力學(xué)性能 |
| 3.3 導(dǎo)電性 |
| 3.4 本章小結(jié) |
| 第四章 Ca中間合金對(duì)6201鋁合金組織與性能的影響 |
| 引言 |
| 4.1 鑄態(tài)6201-Ca合金組織與性能 |
| 4.1.1 微觀組織 |
| 4.1.2 力學(xué)性能 |
| 4.1.3 導(dǎo)電性能 |
| 4.2 固溶處理6201-Ca鋁合金組織轉(zhuǎn)變及性能變化 |
| 4.2.1 固溶處理對(duì)合金組織和性能的影響 |
| 4.2.2 組織轉(zhuǎn)變 |
| 4.2.3 力學(xué)行為變化 |
| 4.2.4 導(dǎo)電性能 |
| 4.3 擠壓時(shí)效態(tài)6201-Ca鋁合金微觀組織及性能 |
| 4.3.1 擠壓路徑的選擇 |
| 4.3.2 擠壓時(shí)效態(tài)6201-Ca合金的微觀組織 |
| 4.3.3 擠壓時(shí)效態(tài)6201 合金的力學(xué)性能分析 |
| 4.3.4 擠壓時(shí)效態(tài)6201 合金的導(dǎo)電性能分析 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 第五章 結(jié)論與展望 |
| 5.1 結(jié)論 |
| 5.2 展望 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 致謝 |
| 攻讀碩士學(xué)位期間發(fā)表的論文 |
（7）中低壓電纜用Al-Fe-Cu-RE-Zr合金導(dǎo)線的制備與性能研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 鋁合金導(dǎo)線研究概況 |
| 1.2.1 國(guó)外鋁合金導(dǎo)線研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.2 國(guó)內(nèi)鋁合金導(dǎo)線研究現(xiàn)狀 |
| 1.3 中低壓電纜用Al-Fe-Cu合金導(dǎo)體材料 |
| 1.4 鋁合金導(dǎo)體的電學(xué)性能和力學(xué)性能 |
| 1.4.1 合金元素的影響 |
| 1.4.2 氣體及夾雜物的影響 |
| 1.4.3 加工工藝的影響 |
| 1.4.4 熱處理工藝的影響 |
| 1.4.5 使用環(huán)境的影響 |
| 1.5 鋁合金退火過(guò)程中的再結(jié)晶行為 |
| 1.5.1 再結(jié)晶過(guò)程 |
| 1.5.2 再結(jié)晶動(dòng)力學(xué) |
| 1.6 研究?jī)?nèi)容 |
| 1.7 研究目的及意義 |
| 1.8 技術(shù)路線 |
| 2 實(shí)驗(yàn)過(guò)程及研究方法 |
| 2.1 Al-Fe-Cu-RE-Zr合金成分設(shè)計(jì) |
| 2.2 Al-Fe-Cu-RE-Zr合金導(dǎo)體材料的制備 |
| 2.2.1 試驗(yàn)原料 |
| 2.2.2 實(shí)驗(yàn)工具及設(shè)備 |
| 2.2.3 合金熔煉 |
| 2.3 Al-Fe-Cu-RE-Zr合金導(dǎo)體材料加工及熱處理工藝 |
| 2.3.1 均勻化處理 |
| 2.3.2 熱擠壓 |
| 2.3.3 冷拉拔 |
| 2.3.4 成品退火 |
| 2.4 顯微組織觀察及分析 |
| 2.4.1 合金成分分析(IR) |
| 2.4.2 金相觀察(OM) |
| 2.4.3 掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜分析(EDS) |
| 2.4.4 X射線衍射分析(XRD) |
| 2.4.5 差熱分析(DSC) |
| 2.5 性能測(cè)試方法 |
| 2.5.1 力學(xué)性能測(cè)試 |
| 2.5.2 導(dǎo)電性能測(cè)試 |
| 2.5.3 硬度測(cè)試 |
| 3 Al-Fe-Cu-RE-Zr合金的優(yōu)化制備 |
| 3.1 正交試驗(yàn) |
| 3.1.1 正交試驗(yàn)的設(shè)計(jì) |
| 3.1.2 正交試驗(yàn)鑄態(tài)合金晶粒對(duì)比 |
| 3.2 合金元素對(duì)合金性能指標(biāo)的正交評(píng)價(jià) |
| 3.2.1 合金元素對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的正交評(píng)價(jià) |
| 3.2.2 合金元素對(duì)合金導(dǎo)電率的正交評(píng)價(jià) |
| 3.2.3 合金元素對(duì)合金伸長(zhǎng)率的正交評(píng)價(jià) |
| 3.3 合金元素對(duì)合金性能影響分析 |
| 3.4 驗(yàn)證試驗(yàn) |
| 3.5 最優(yōu)成分合金鑄態(tài)組織及其相組成分析 |
| 3.5.1 最優(yōu)成分合金鑄態(tài)顯微組織 |
| 3.5.2 XRD分析 |
| 3.5.3 球狀相和短棒狀相 |
| 3.5.4 針狀相和點(diǎn)狀相 |
| 3.6 本章小結(jié) |
| 4 均勻化處理對(duì)Al-Fe-Cu-RE-Zr合金顯微組織的影響 |
| 4.1 均勻化制度的設(shè)定 |
| 4.1.1 鑄態(tài)顯微組織 |
| 4.1.2 DSC分析 |
| 4.2 均勻化處理對(duì)合金顯微組織和性能的影響 |
| 4.2.1 均勻化處理對(duì)合金顯微組織的影響 |
| 4.2.2 均勻化前后XRD物相對(duì)比 |
| 4.2.3 均勻化處理對(duì)合金硬度的影響 |
| 4.3 均勻化動(dòng)力學(xué)分析 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 5 擠壓工藝及成品退火對(duì)Al-Fe-Cu-RE-Zr合金線材性能的影響 |
| 5.1 熱擠壓冷卻方式對(duì)合金線材組織性能和再結(jié)晶過(guò)程的影響 |
| 5.1.1 冷卻方式對(duì)合金線材顯微組織的影響 |
| 5.1.2 冷卻方式對(duì)合金線材再結(jié)晶過(guò)程的影響 |
| 5.1.3 冷卻方式對(duì)合金線材力學(xué)和電學(xué)性能的影響 |
| 5.2 成品退火對(duì)合金線材組織和性能的影響 |
| 5.2.1 退火溫度對(duì)合金線材顯微組織的影響 |
| 5.2.2 退火溫度對(duì)合金線材力學(xué)和電學(xué)性能的影響 |
| 5.2.3 退火時(shí)間對(duì)合金線材顯微組織的影響 |
| 5.2.4 退火時(shí)間對(duì)合金線材力學(xué)和電學(xué)性能的影響 |
| 5.3 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論及展望 |
| 6.1 主要結(jié)論 |
| 6.2 展望 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 個(gè)人簡(jiǎn)歷、在學(xué)期間發(fā)表的學(xué)術(shù)論文與研究成果 |
| 致謝 |
（8）反向擠壓制備Al-Fe-Zr耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究概況 |
| 1.1.1 國(guó)外耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究現(xiàn)狀 |
| 1.1.2 國(guó)內(nèi)耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究現(xiàn)狀 |
| 1.1.3 AA8000系合金導(dǎo)線的研究現(xiàn)狀 |
| 1.2 含F(xiàn)e、Zr鋁合金導(dǎo)線的組織性能及其研究進(jìn)展 |
| 1.2.1 含F(xiàn)e鋁合金導(dǎo)線的組織性能及其研究進(jìn)展 |
| 1.2.2 含Zr鋁合金導(dǎo)線的組織性能及其研究進(jìn)展 |
| 1.3 反向擠壓工藝的應(yīng)用及發(fā)展 |
| 1.3.1 反向擠壓工藝的特點(diǎn) |
| 1.3.2 反向擠壓工藝的工藝參數(shù) |
| 1.3.3 反向擠壓工藝的應(yīng)用及發(fā)展 |
| 1.4 本文研究的的意義及內(nèi)容 |
| 1.4.1 本文研究的意義 |
| 1.4.2 本文研究的內(nèi)容 |
| 第2章 實(shí)驗(yàn)材料與方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)材料 |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及過(guò)程 |
| 2.2.1 熔煉 |
| 2.2.2 反向擠壓 |
| 2.2.3 熱處理 |
| 2.2.4 拉拔 |
| 2.3 組織分析 |
| 2.4 性能測(cè)試 |
| 2.4.1 力學(xué)性能測(cè)試 |
| 2.4.2 導(dǎo)電性能測(cè)試 |
| 2.4.3 耐熱性能測(cè)試 |
| 2.4.4 卷繞性能測(cè)試 |
| 第3章 Zr對(duì)鑄態(tài)Al-0.35Fe合金組織與性能的影響 |
| 3.1 Zr對(duì)鑄態(tài)Al-0.35Fe合金組織的影響 |
| 3.2 Zr對(duì)鑄態(tài)Al-0.35Fe合金性能的影響 |
| 3.3 本章小結(jié) |
| 第4章 反向熱擠壓對(duì)Al-Fe-Zr合金組織及性能的影響 |
| 4.1 反向熱擠壓過(guò)程中Al-Fe-Zr合金的第二相演變 |
| 4.2 反向熱擠壓過(guò)程中Al-Fe-Zr合金的晶粒演變及機(jī)理 |
| 4.3 反向熱擠壓Al-Fe-Zr合金的性能分析 |
| 4.3.1 反向熱擠壓Al-Fe-Zr合金的力學(xué)性能 |
| 4.3.2 反向熱擠壓Al-Fe-Zr合金的導(dǎo)電性能 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 第5章 冷拔變形對(duì)Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線組織及性能的影響 |
| 5.1 冷拔變形對(duì)Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線組織的影響 |
| 5.2 冷拔變形對(duì)Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線性能的影響 |
| 5.2.1 冷拔變形對(duì)Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線力學(xué)性能的影響 |
| 5.2.2 冷拔變形對(duì)Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線導(dǎo)電性能的影響 |
| 5.2.3 冷拔變形后Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線的耐熱性能 |
| 5.3 Al-Fe-Zr合金導(dǎo)線的綜合性能評(píng)定 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 致謝 |
| 攻讀碩士學(xué)位期間發(fā)表的論文及專利 |
| 作者簡(jiǎn)介 |
（9）Al-Fe合金中含鐵相納米化調(diào)控及其對(duì)組織性能的影響（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 耐熱鋁合金導(dǎo)線的應(yīng)用背景與研究現(xiàn)狀 |
| 1.1.1 耐熱鋁合金導(dǎo)線的應(yīng)用背景 |
| 1.1.2 耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究現(xiàn)狀 |
| 1.2 鋁合金中含F(xiàn)e相的改性處理方法 |
| 1.2.1 凝固過(guò)程改性處理鋁合金中含F(xiàn)e相 |
| 1.2.2 熱處理過(guò)程改性處理鋁合金中含F(xiàn)e相 |
| 1.2.3 塑性變形過(guò)程改性處理鋁合金中含F(xiàn)e相 |
| 1.3 第二相硬質(zhì)粒子尺寸對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響 |
| 1.4 本課題的研究意義及研究?jī)?nèi)容 |
| 1.4.1 本課題的研究意義 |
| 1.4.2 本課題的研究?jī)?nèi)容 |
| 第2章 實(shí)驗(yàn)材料與方法 |
| 2.1 實(shí)驗(yàn)材料 |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.2.1 熔煉設(shè)備與鑄造模具 |
| 2.2.2 連續(xù)流變擠壓成形實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.2.3 熱處理實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.2.4 軋制變形實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.2.5 拉拔變形實(shí)驗(yàn)設(shè)備 |
| 2.3 實(shí)驗(yàn)方案 |
| 2.3.1 合金熔煉與鑄造 |
| 2.3.2 連續(xù)流變擠壓實(shí)驗(yàn) |
| 2.3.3 累積連續(xù)擠壓實(shí)驗(yàn) |
| 2.3.4 熱處理實(shí)驗(yàn) |
| 2.3.5 冷軋變形實(shí)驗(yàn) |
| 2.3.6 冷拔變形實(shí)驗(yàn) |
| 2.4 微觀組織觀察 |
| 2.4.1 金相和掃描電子顯微鏡組織觀察 |
| 2.4.2 X射線衍射分析 |
| 2.4.3 透射電子顯微鏡觀察 |
| 2.5 性能檢測(cè) |
| 2.5.1 力學(xué)性能測(cè)試 |
| 2.5.2 導(dǎo)電性能測(cè)試 |
| 2.5.3 耐熱性能測(cè)試 |
| 第3章 連續(xù)流變擠壓Al-1Fe (wt.%)合金中納米Al_3Fe相的形成機(jī)理及其對(duì)力學(xué)性能的影響 |
| 3.1 連續(xù)流變擠壓Al-1Fe (wt.%)合金中的含F(xiàn)e相 |
| 3.2 連續(xù)流變擠壓Al-1Fe (wt.%)合金的力學(xué)性能 |
| 3.3 連續(xù)流變擠壓Al-1Fe (wt.%)合金中納米Al_3Fe相的形成機(jī)理 |
| 3.3.1 Al_3Fe相在輥-靴型腔的冷卻作用下的細(xì)化行為 |
| 3.3.2 Al_3Fe相在剪切變形作用下的細(xì)化行為 |
| 3.4 連續(xù)流變擠壓Al-Fe合金中納米Al_3Fe相對(duì)力學(xué)性能的影響 |
| 3.4.1 連續(xù)流變擠壓態(tài)和鑄態(tài)Al-Fe合金的力學(xué)性能 |
| 3.4.2 拉伸變形過(guò)程中合金微觀組織演化 |
| 3.4.3 連續(xù)流變擠壓態(tài)與鑄態(tài)Al-Fe合金拉伸斷口 |
| 3.4.4 納米Al_3Fe相對(duì)合金力學(xué)性能的影響 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 第4章 熱處理過(guò)程納米Al_3Fe相的演化機(jī)理及其對(duì)合金力學(xué)性能的影響 |
| 4.1 熱處理過(guò)程連續(xù)流變擠壓態(tài)Al-Fe合金中納米Al_3Fe相的演化 |
| 4.2 熱處理過(guò)程納米Al_3Fe相的演化機(jī)理 |
| 4.2.1 納米相的球化 |
| 4.2.2 納米相的粗化 |
| 4.3 熱處理過(guò)程合金的力學(xué)性能變化 |
| 4.4 納米Al_3Fe相演化對(duì)合金力學(xué)性能的影響 |
| 4.4.1 納米Al_3Fe相的演化對(duì)合金抗拉強(qiáng)度的影響 |
| 4.4.2 納米Al_3Fe相的演化對(duì)合金延伸率的影響 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 第5章 冷軋變形過(guò)程Al-1Fe (wt.%)合金組織性能演化機(jī)理 |
| 5.1 第二相硬質(zhì)粒子對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響 |
| 5.2 冷軋變形過(guò)程流變擠壓Al-1Fe (wt.%)合金微觀組織演化 |
| 5.2.1 冷軋變形過(guò)程納米Al_3Fe相演化機(jī)理 |
| 5.2.2 冷軋變形過(guò)程晶粒演化機(jī)理 |
| 5.3 冷軋變形過(guò)程流變擠壓純鋁微觀組織演化 |
| 5.4 納米Al_3Fe相對(duì)冷軋變形過(guò)程動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響 |
| 5.5 冷軋變形過(guò)程力學(xué)性能的變化 |
| 5.5.1 力學(xué)性能變化 |
| 5.5.2 強(qiáng)化機(jī)理分析 |
| 5.6 本章小結(jié) |
| 第6章 累積連續(xù)擠壓變形過(guò)程Al-1Fe (wt.%)合金組織演化機(jī)理 |
| 6.1 累積連續(xù)擠壓變形的原理與等效應(yīng)變計(jì)算 |
| 6.2 累積連續(xù)擠壓變形過(guò)程中Al-1Fe (wt.%)合金組織演化機(jī)理 |
| 6.2.1 累積連續(xù)擠壓變形過(guò)程中Al-1Fe (wt.%)合金晶粒細(xì)化機(jī)理 |
| 6.2.2 累積連續(xù)擠壓變形過(guò)程中納米Al_3Fe相演化機(jī)理 |
| 6.3 本章小結(jié) |
| 第7章 納米Al_3Fe相增強(qiáng)Al-Sc-Zr-Fe合金耐熱導(dǎo)線組織性能的研究 |
| 7.1 連續(xù)流變擠壓態(tài)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.%)合金導(dǎo)線的組織性能 |
| 7.2 熱處理對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe(wt.%)合金導(dǎo)線組織性能的影響 |
| 7.2.1 T6熱處理對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt%)合金導(dǎo)線組織性能的影響 |
| 7.2.2 T5熱處理對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt%)合金導(dǎo)線組織性能的影響 |
| 7.2.3 不同熱處理制度的Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.)合金導(dǎo)線性能比較 |
| 7.3 冷拔對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.%)合金導(dǎo)線組織性能的影響 |
| 7.3.1 冷拔變形對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.%)合金導(dǎo)線微觀組織的影響 #118 |
| 7.3.2 冷拔變形對(duì)Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.%)合金導(dǎo)線性能的影響 |
| 7.4 Al-0.05Sc-0.1Zr-0.5Fe (wt.%)合金導(dǎo)線的耐熱性能 |
| 7.5 本章小結(jié) |
| 第8章 結(jié)論 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 致謝 |
| 攻讀博士學(xué)位期間科研成果 |
| 作者簡(jiǎn)介 |
（10）鋁及鋁合金線高強(qiáng)度高導(dǎo)電率機(jī)制研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 架空導(dǎo)線用鋁導(dǎo)體材料的發(fā)展 |
| 1.2.1 架空導(dǎo)線分類 |
| 1.2.2 國(guó)內(nèi)外架空導(dǎo)線發(fā)展 |
| 1.2.3 架空輸電用鋁導(dǎo)線性能要求 |
| 1.3 金屬材料強(qiáng)化方法及機(jī)制 |
| 1.3.1 強(qiáng)化方法 |
| 1.3.1.1 合金化 |
| 1.3.1.2 熱處理 |
| 1.3.1.3 塑性變形 |
| 1.3.2 強(qiáng)化機(jī)制 |
| 1.3.2.1 固溶強(qiáng)化 |
| 1.3.2.2 析出強(qiáng)化 |
| 1.3.2.3 位錯(cuò)強(qiáng)化 |
| 1.3.2.4 細(xì)晶強(qiáng)化 |
| 1.4 金屬導(dǎo)體材料電學(xué)性能 |
| 1.4.1 金屬導(dǎo)電基本理論 |
| 1.4.1.1 經(jīng)典自由電子理論 |
| 1.4.1.2 量子導(dǎo)電理論 |
| 1.4.2 金屬電阻率的影響因素 |
| 1.4.2.1 溫度對(duì)金屬電阻率的影響 |
| 1.4.2.2 組織結(jié)構(gòu)對(duì)金屬電阻率的影響 |
| 1.4.2.3 兩相分布對(duì)金屬電阻率的影響 |
| 1.5 高強(qiáng)度和高導(dǎo)電率金屬導(dǎo)體材料研究現(xiàn)狀 |
| 1.5.1 金屬導(dǎo)體材料強(qiáng)度與導(dǎo)電率制約關(guān)系 |
| 1.5.2 合金化改善金屬鋁導(dǎo)體材料性能 |
| 1.5.3 時(shí)效處理改善金屬導(dǎo)體材料性能 |
| 1.5.4 組織結(jié)構(gòu)調(diào)控改善金屬導(dǎo)體材料性能 |
| 1.6 本論文的研究?jī)?nèi)容、目的及意義 |
| 第2章 高強(qiáng)高導(dǎo)工業(yè)純鋁線研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 實(shí)驗(yàn)材料及方法 |
| 2.2.1 工業(yè)純鋁線制備工藝 |
| 2.2.2 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 2.3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果 |
| 2.3.1 強(qiáng)度-導(dǎo)電率制約關(guān)系 |
| 2.3.2 微觀組織演化 |
| 2.3.2.1 ECC觀察結(jié)果 |
| 2.3.2.2 TEM觀察結(jié)果 |
| 2.3.2.3 EBSD觀察結(jié)果 |
| 2.4 分析與討論 |
| 2.4.1 強(qiáng)化機(jī)制 |
| 2.4.2 導(dǎo)電機(jī)制 |
| 2.4.3 高強(qiáng)高導(dǎo)機(jī)制 |
| 2.5 高導(dǎo)電率工業(yè)純鋁線制備 |
| 2.5.1 高導(dǎo)電率鋁線制備思路及方法 |
| 2.5.2 高導(dǎo)電率工業(yè)純鋁線性能 |
| 2.5.3 工業(yè)純鋁線高導(dǎo)電率機(jī)制 |
| 2.6 工業(yè)純鋁線老化行為研究 |
| 2.6.1 力學(xué)性能 |
| 2.6.2 組織演化 |
| 2.6.2.1 TEM觀察結(jié)果 |
| 2.6.2.2 EBSD觀察結(jié)果 |
| 2.6.3 老化機(jī)制 |
| 2.7 本章小結(jié) |
| 第3章 高強(qiáng)高導(dǎo)鋁鎂硅合金線研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 實(shí)驗(yàn)材料及方法 |
| 3.2.1 合金線制備工藝 |
| 3.2.2 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 3.3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果 |
| 3.3.1 合金線強(qiáng)度與導(dǎo)電性能 |
| 3.3.2 合金線微觀組織觀察 |
| 3.3.2.1 SEM觀察結(jié)果 |
| 3.3.2.2 XRD結(jié)果 |
| 3.3.2.3 TEM觀察結(jié)果 |
| 3.3.2.4 EBSD觀察結(jié)果 |
| 3.4 分析與討論 |
| 3.4.1 合金線析出相結(jié)構(gòu)及分布 |
| 3.4.2 合金線強(qiáng)化機(jī)制 |
| 3.4.3 合金線高導(dǎo)電機(jī)制 |
| 3.4.4 合金線高強(qiáng)高導(dǎo)機(jī)制 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 第4章 高強(qiáng)高導(dǎo)鋁鐵合金線研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 實(shí)驗(yàn)材料及方法 |
| 4.2.1 合金線制備工藝 |
| 4.2.2 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 4.3 實(shí)驗(yàn)結(jié)果 |
| 4.3.1 鑄錠微觀組織觀察 |
| 4.3.2 合金線強(qiáng)度與導(dǎo)電率 |
| 4.3.3 合金線微觀組織觀察 |
| 4.3.3.1 TEM觀察結(jié)果 |
| 4.3.3.2 EBSD觀察結(jié)果 |
| 4.4 分析與討論 |
| 4.4.1 合金線強(qiáng)化機(jī)制 |
| 4.4.2 合金線高導(dǎo)機(jī)制 |
| 4.4.3 合金線高強(qiáng)高導(dǎo)機(jī)制 |
| 4.5 合金線老化行為研究 |
| 4.5.1 退火態(tài)合金線力學(xué)性能 |
| 4.5.2 退火態(tài)合金線微觀組織演化 |
| 4.5.3 合金線老化機(jī)制 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 第5章 高強(qiáng)高導(dǎo)鋁包鋁合金線研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 實(shí)驗(yàn)材料及方法 |
| 5.2.1 鋁包鋁合金線設(shè)計(jì)思路 |
| 5.2.2 鋁包鋁合金線制備工藝 |
| 5.2.3 實(shí)驗(yàn)方法 |
| 5.3 鋁包鋁合金線微觀組織觀察 |
| 5.3.1 LSCM觀察結(jié)果 |
| 5.3.2 SEM觀察結(jié)果 |
| 5.3.3 EBSD觀察結(jié)果 |
| 5.3.4 TEM觀察結(jié)果 |
| 5.4 鋁包鋁合金線強(qiáng)度與導(dǎo)電率 |
| 5.4.1 力學(xué)性能 |
| 5.4.2 導(dǎo)電性能 |
| 5.4.3 高強(qiáng)高導(dǎo)機(jī)制 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論 |
| 參考文獻(xiàn) |
| 創(chuàng)新點(diǎn)與后續(xù)工作展望 |
| 致謝 |
| 攻讀博士期間發(fā)表的論文、專利及獲獎(jiǎng) |
| 作者簡(jiǎn)介 |
四、銅導(dǎo)線中晶界對(duì)導(dǎo)電性影響的研究（論文參考文獻(xiàn)）
- [1]退火處理對(duì)銅導(dǎo)線晶界特征分布及導(dǎo)電性能的影響[J]. 朱婷,鹿憲珂,楊森. 金屬熱處理, 2021(09)
- [2]銅導(dǎo)線過(guò)電流故障熔痕特征及數(shù)值模擬研究[D]. 石琳. 西安科技大學(xué), 2021(02)
- [3]Ni、Mn對(duì)Cu-Ni-Mn-P合金組織性能影響研究[D]. 黃劍. 江西理工大學(xué), 2021(01)
- [4]無(wú)氧銅線強(qiáng)度—導(dǎo)電率關(guān)系演化規(guī)律及機(jī)制研究[D]. 孫朋飛. 蘭州理工大學(xué), 2021(01)
- [5]純銅導(dǎo)線定向熱處理研究[D]. 董鑫. 南京理工大學(xué), 2020(01)
- [6]Si/Ca中間合金添加對(duì)6201高強(qiáng)度高導(dǎo)電性鋁合金組織和性能的影響[D]. 萬(wàn)騫. 太原理工大學(xué), 2019(08)
- [7]中低壓電纜用Al-Fe-Cu-RE-Zr合金導(dǎo)線的制備與性能研究[D]. 于群. 鄭州大學(xué), 2019(09)
- [8]反向擠壓制備Al-Fe-Zr耐熱鋁合金導(dǎo)線的研究[D]. 商迎秋. 東北大學(xué), 2019(02)
- [9]Al-Fe合金中含鐵相納米化調(diào)控及其對(duì)組織性能的影響[D]. 王祥. 東北大學(xué), 2019(01)
- [10]鋁及鋁合金線高強(qiáng)度高導(dǎo)電率機(jī)制研究[D]. 侯嘉鵬. 東北大學(xué), 2019(01)
標(biāo)簽：無(wú)氧銅論文; 人工時(shí)效論文; 元素分析論文; 導(dǎo)電性論文; 抗拉強(qiáng)度論文;