反向凝固不锈钢复合带平整轧制有限元解析

利用ＡＮＳＹＳ有限元分析软件对反向凝固不锈钢复合带的平整轧制过程进行了变形 物理场分析,得出了复合带平整轧制时内部各点的塑性应变和应力分布：轧件内存在不均匀变 形,母带的应变大于凝固层,凝固层应变从表面向内部逐渐增大;在轧制变形区内,凝固层的应 力大于母带;轧件的残余应力约为 １９ ＭＰａ．轧制力的解析结果与实测的轧制力基本相符．     

液固两相区变形行为的研究及其本构方程的建立

基于两相区微观组织的结构及其力学行为的基础上,研究了影响两相区变形行为的主要因素·首次将固相率的影响加入到本构方程中,并将塑性应变于蠕变应变统一考虑,建立了适合于两相区变形的本构方程·同时包括了凝固过程中相变的影响项,此本构方程为以后模拟两相区的变形打下了基础·液固两相区变形行为的研究及其本构方程的建立@苗雨川@邸洪双@王国栋@刘相华     

准沸腾钢连铸坯的凝固组织和内部缺陷

对准沸腾钢连铸坯的低倍凝固组织和皮下气泡等内部低倍缺陷的形成原因和影响因素进行了试验研究 ,并提出了控制铸坯低倍凝固组织各带的形成和防止产生铸坯内部缺陷的具体措施。     

微波凝固术治疗慢性肥厚性鼻炎45例疗效分析

微波凝固术是治疗慢性肥厚性鼻炎的有效方法。     

模糊开-关控制器的结构分析及其在激光凝固疗法中的应用

提出了一种新颖的时变模糊控制器计算可变开-关信号序列从而达到控制输出要求。模糊开-关控制器在生物医学激光凝固疗法中能有效地解决组织加热的非线性时变特性和810nm二极管激光功率不可调的情况。该模糊控制器的结构被解析地分析并与PD控制器相联系。体外(In vitro)实验结果表明该模糊控制系统在组织温度控制中的优越性能。     

三元Al-Cu-Si共晶合金的深过冷与快速凝固

在常规凝固条件下, 液态铝合金由于容易氧化而难以达到深过冷状态. 本文采用熔融玻璃净化法并结合循环过热实现了液态Al_80.4Cu_13.6Si₆三元共晶合金的深过冷和快速凝固, 研究了实验过程中一定冷却速率下合金熔体过热度与过冷度的相关规律, 获得的最大过冷度为147 K (0.18T_E). 不同过冷条件下三元共晶均由α(Al)固溶体、(Si)半导体相和θ(CuAl₂)金属间化合物三相构成. (Al+Si+θ)三元共晶中, (Si)小平面相独立生长, 非小平面相(Al)和θ相以层片方式协同生长. 在小过冷条件下, 只有(Al)固溶体作为领先相形成. 当过冷度超过约73 K时, (Si)相能够领先形核并生长为初生相. 小过冷时合金的凝固组织由初生(Al)枝晶、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成; 大过冷时则主要由初生(Si)块、(Al+θ)二相共晶和(Al+Si+θ)三元共晶组成. 随着过冷度的增大, 凝固组织中初生(Al)枝晶的体积分数减小而初生(Si)块的体积分数增大.     

用酯化淀粉实现氧化铝陶瓷的原位凝固成型

为获得以淀粉作凝固剂原位凝固成型氧化铝高性能陶瓷的方法,文中探讨了酯化淀粉添加量对陶瓷浆料流变特性以及成型出的素坯的线收缩、密度、干坯强度和显微结构的影响.结果表明:酯化淀粉添加量在0.5%~1.5%(质量分数)范围内时,淀粉-氧化铝陶瓷浆料的表观粘度随酯化淀粉添加量的增加而上升,但均小于1Pa·s;素坯的密度和平均线收缩率随淀粉添加量的增加而减小;干坯强度随淀粉添加量的增加而增强.实验中获得了致密、均匀的坯体.利用淀粉受热吸水溶胀和糊化的性质以及糊化后淀粉糊的凝胶化特性可实现Al2O3陶瓷浆料的近净尺寸原位凝固成型.     

快速凝固Al-Fe-Ce合金的相变与性能研究

采用相成分分析(X射线衍射)、组织观察(透射电子显微镜)和力学性能检测(显微硬度)等结合的方法,对单辊旋铸法制备的快速凝固Al-6.87Fe-3.95Ce合金薄带的急冷态和退火态进行相变与热稳定性能的分析.亚稳相Al₁₀Fe₂Ce和平衡相Al₁₃Fe₃Ce的晶格参数以及晶格结构已被确定.棒状的亚稳相Al₂₀Fe₅Ce也在TEM中被观察到.稳定相Al₁₃Fe₃Ce是亚稳相Al₁₀Fe₂Ce和Al₂₀Fe₅Ce经过热处理后不完全转变而形成.结果表明:在退火处理过程中,随着温度的升高,有明显的析出相出现,并且出现了长大趋势;显微硬度也随退火温度变化而变化,在340℃出现最高峰值,说明该合金在340℃能保持较好的热稳定性.     

快速凝固过共晶铝硅合金粉末特性

借助多级快冷装置（ＭＳＲＳ）配制了含磷分别为０．０４％，０．０８％和０．１２％（质量分数）的过共晶Ａｌ－２２Ｓｉ粉末，通过对粉末形貌、粒度、微观结构及点阵常数变化的研究，以图提高最终材料的塑性。结果表明，不同粒度的粉末组织存在差异，含磷０．０４％的Ａｌ－２２Ｓｉ合金粉末平均粒度最小，粉末中硅相得到了进一步细化，提高退火温度和延长保温时间导致硅相的粗化，４００℃×１ｈ或４８０℃×３０ｍｉｎ的退火条件下，硅相长大不明显。