2015年電纜發展前景ZR-KFGVFP硅橡膠電纜在交流系統中，電纜的額定電壓應至少等于使用電纜的系統的標稱電壓，這個條件對U0和U值都適用；在直流系統中，該系統的標準電壓應不大于電纜額定電壓的1.5倍。   注： 系統的工作電壓允許長時間地超過該系統標稱電壓的10%，如果電纜的額定電壓至少等于該系統的標稱電壓， 則電纜可在高于額定電壓10%的工作電壓下使用。  3.2 尺寸值（厚度，截面積等）定義 3.2.1 標稱值 nominal value   的量值并經常用于表格之中，在本規范中通常標稱值引伸出的量值考慮規定公差，通過測量進行檢驗。  3.2.2 近似值  approximate value 一個既不保證也不檢查的數值，例如由于其他尺寸值的計算
5.3.2 控制電纜同一品種采用規定的不同導體結構時，第1種導體用（A）表示（省略），第2種導體用（B）表示，在規格后標明。 5.3.3 控制電纜中的綠/黃雙色絕緣線芯應與其他線芯分別表示。  舉例： （1）銅芯硅橡膠絕緣硅橡膠護套控制電纜，固定敷設用，額定電壓450/750V、19芯、1.5 mm2、有綠/黃雙色絕緣線芯，表示為：  第1類導體結構者：KGG-450/750V 18×1.5+1×1.5 TICW/05-2009  第2類導體結構者：KGG-450/750V 18×1.5（B）+1×1.5（B） TICW/05-2009  （2）銅芯硅橡膠絕緣硅橡膠護套銅帶屏蔽控制電纜，固定敷設用，第1類導體結構，額定電壓0.6/1kV、19芯、1.5mm2、銅帶屏蔽，無綠/黃雙色絕緣線芯，表示為：  KGGP2-0.6/1kV 19×1.5 TICW/05-2009  （3）硅橡膠絕緣硅橡膠護套編織屏蔽控制軟電纜，移動敷設用，額定電壓450/750V、19芯、1.5mm2、編織屏蔽，無綠/黃雙色絕緣線芯，表示為：  KGGRP-450/750V 19×1.5 TICW/05-2009 （4）銅芯硅橡膠絕緣硅橡膠內套銅帶屏蔽鋼帶鎧裝硅橡膠護套控制電纜，固定敷設用，第1類導體結構，額定電壓450/750V、19芯、1.5mm2、鋼帶鎧裝，無綠/黃雙色絕緣線芯，表示為：  KGGP2-2G-450/750V 19×1.5 TICW/05-2009   5.4 電纜燃燒特性代號和表示方法及燃燒特性要求符合GB/T 19666的規定。2015年電纜發展前景ZR-KFGVFP硅橡膠電纜

硅橡膠兼有無機和有機性質的高分性體絕緣材料它的分子主鏈是硅原子和氧原子交替組成硅氧鍵能達）比一般橡膠結合鍵能要大得多所以硅橡膠具有很高的熱穩定性。又因它的分子側鏈上引入了極少量的不飽和的乙烯基和有機基團如引入了這種結構的硅橡膠具有優良的耐熱老化和耐候老化對臭氧和紫外線的作用也十分穩定且具有優異的電絕緣性能其體積電阻率高達擊穿電壓也高達介電損耗角正切介電常數為并在高壓下電暈放電及電弧具有優良和阻尼作用。阻 燃高溫硫化硅橡膠電纜線 膠料它不僅具有硅橡膠的優異性能而且還具有阻燃自熄的特性是航空、航天、核工業、光纖、電訊、家用電器、汽車、建材、地下建筑、井下礦山、電線電纜等領域不可 缺少的安全材料。所以用硅橡膠生產的電纜線 尤其是用阻燃高 溫硫化硅橡膠電纜線 膠料生產的電纜線 可以長期在高溫
040阻燃膠的阻燃機理高聚物的燃燒過程是一個劇烈的熱氧化過程阻止高聚物的燃燒關鍵是阻止高聚物的裂解若在這一步采用物理或化學方法控制高聚物的裂解就能阻止高聚物的燃燒和蔓延通過降溫、隔熱和隔 絕空氣是Z基本的方法另外終止燃燒過程中過氧化物分解生成性質活潑的羥基 更是至關重要的。因為"實驗方法系統研究了一些聚合物及其阻燃體系的LOI隨溫度變化的規律，提出了新的表片參數（或新溫度指數），它們反映了聚合物體系阻燃性能抵抗溫度上升的能力。文中同時結合TGA、CONE等表征手段探討了影響不同聚合物體系LOI變化規律的主要因素及內在機制：（1）對于純聚合物體系，LOI變化規律及溫度指數與體系在高溫時時的成炭量無直接關系，更多地取決于體系本身化學與物理的熱穩一性。（2）阻燃機理也是影響LOI隨溫度變化規律的重要因素。鹵銻協同體系由于特殊的氣相協同阻燃作用而具有很高的溫度指數。APP/PER構成的典型的無鹵膨脹阻燃（IFR）體系由于熱穩定性低而具有較低的溫度指數。研究同時表明膨脹阻燃促進劑ZEO通常對該體系溫度指數的提高有較明顯的 作用2015年電纜發展前景ZR-KFGVFP硅橡膠電纜
本文采用熔鑄法制備了不同成分的鎂合金用掃描電鏡、光學顯微鏡、X射線衍射儀等現代分析手段研究了鎂合金顯微組織和強化機制以及鎂合金的高溫氧化行為。    氧化膜經過XRD物相分析和XEM能譜分析得知主要由Ce2O3、Al2O3和MgO組成。表層由MgO組成Ce2O3與Al2O3一起填充MgO孔隙形成了中間層氧化膜中間層致密度足以阻擋氧的進入。在AZ91D鎂合金中加入1Ce后其燃點提高約60℃。因此鎂合金的阻燃性能得到提高。 KFGRP2、JFGRP、YFGRP2、ZR-AGGRP2、ZR-KGGRP2、ZR-YGCRP2、ZR-YGGRP2、ZR-JGGRP2、ZR-KFGRP2、ZR-JFGRP、ZR-YFGRP2、AGGRP22、KGGRP22、YGCRP22、YGGRP22、JGGRP22、KFGRP22、JFGRP22、YFGRP22、KF46G、YF46G、JF46G、KF46GR、YF46GR、JF46GR、KF46GRP、YF46GRP、JF46GRP、DJFPGP、DJFP2GP2、ZR-DJFPGP、ZR-DJFP2GP2、JFPGP、JFP2GP2、DJFPGPR、DJGGPR、DJFGPR、DJGPGR、DJFPGR、DJGPGRP、DJFPFRP、ZRGG、ZRGGR、ZRFG、ZRFGP、ZRGGP2、ZRGGP、ZRFGP2、ZRFGRP、AGRP3、KGGP3、YGCP3、YGGP3、JGGP3、KFGP3、JFGP3、AGRPL、KGGPL、YGCPL、YGGPL、JGGPL、KFGPL、JFGPL、ZR-YGCP2/22、ZR-YGGP2/22、ZR-KGGP2/22、ZR-KFGP2/22、ZR-JGGP2/22   將合金元素Sb加入到稀土阻燃鎂合金中Sb與Ce優成金屬間化合物CeSb同時減少了大量長棒狀A14Ce相生成的可能性并且形成的顆粒狀CeSb具有形核作用從而細化晶粒。將合金元素Y加入到稀土阻燃鎂合金中， Y優先與Al結合形成熱穩定相Al2Y它作為α-Mg枝晶Mg17Al12相的形核劑促成晶核的形成從而細化了合金的鑄態組織。    實驗表明將合金元素Sb加入到稀土阻燃鎂合金中由于CeSb相的出現其燃點又有所降低
金屬材料的韌性斷裂是塑性加工過程中常見的失效形式和影響熱加工性的重要因素歷來都是先進塑性加工領域的研究熱點。隨著有限元模擬技術和損傷力學的不斷發展如何建立合適的熱變形開裂準則預測和避免缺陷的產生已成為缺陷仿真預測迫切需要解決的難題。本文以熱變形極易開裂的Ti40阻燃合金為研究對象以各種室溫下適用的開裂準則為基礎引入Zener-Hollomon因子對Ti40合金的變形機理及開裂行為進行了系統的研究。主要研究內容和結果如下    研究了Ti40合金高溫變形過程中變形溫度和應變速率對流動應力的影響規律揭示了流動軟化和不連續屈服現象的影響因素和機理發現不連續屈服現象與大量可動位錯從晶界突然增殖有關。    揭示了Ti40合金的高溫變形機理。發現變形溫度低于950℃以動態回復為主高于950℃發生動態再結晶。動態再結晶的形貌隨應變速率的變化而變化應變速率較高時（>1s1s）動態再結晶晶粒呈項鏈狀沿原始β晶界分布沿晶界析出的TiSi顆粒是再結晶晶粒的核心應變速率較低時（）發生了鋸齒狀的連續再結晶亞晶形核是其形核的主要機制。    研究了Ti40合金的開裂機理。發現低溫、高應變速率下變形以45°剪切開裂為主溫度較高時以平行于壓縮軸方向的縱裂和豆腐渣式開裂為主。VO揮發導致接近表面的晶界產生空洞是合金熱變形開裂的誘因。    揭示了Ti40阻燃合金熱變形開裂的臨界變形量與變形溫度和應變速率的關系。結果表明變形溫度越高應變速率越低材料的臨界變形量越大。發現變形溫度和應變速率的綜合作用可用單變量Zener-Hollomon因子來表示且開裂的臨界變形量與lnZ呈線性關系從而大大減少試驗次數。    基于DEFORM3D有限元平臺建立了Ti40合金等溫熱壓縮過程的有限元分析模型并對6種典型的室溫韌性開裂準則進行了分析比較。發現基于空洞長大聚合的Oyane模型可適用于Ti40阻燃合金高溫變形。發現Oyane準則的臨界開裂C值與ImZ值也符合線性關系從而建立了基于Zener-Hollomon因子的Ti40合金熱變形開裂準則并獲得了驗證
本文采用熔鑄法制備了不同成分的鎂合金用掃描電鏡、光學顯微鏡、X射線衍射儀和萬能拉伸機等現代分析手段研究了鎂合金顯微組織與力學性能間的關系和強化機制以及鎂合金的高溫氧化燃燒行為。    在AZ91D鎂合金中加入適量銻可使其組織細化網狀的Mg17Al12相也細化成短條狀同時生成新的強化相Mg3Sb2可使AZ91D鎂合金強度提高44MPa。但當銻含量超過0.7時Mg3Sb2相逐漸轉化為粗針狀導致抗拉強度下降。    在稀土阻燃鎂合金中隨著稀土含量的增加生成的條狀鋁-稀土相逐漸增加使強度迅速下降。通過在稀土阻燃鎂合金中加入一定量的銻減少了條狀Al11RE3相的量同時生成顆粒狀的銻-稀土相使稀土阻燃鎂合金的強度得到提高。    鎂合金高溫氧化破壞形式有兩種點狀破壞和晶界破壞。高溫下晶界上低熔點第二相的熔化是引起晶界破壞的主要因素。    稀土阻燃鎂合金的抗高溫氧化燃燒能力比鑄態AZ91D鎂合金要強它的燃點比鑄態AZ91D鎂合金高約70℃。分析認為稀土元素在阻燃鎂合金高溫氧化不同溫度階段所發揮的作用不同。低溫階段稀土元素的存在可減少晶界低熔點第二相的生成、堵塞氧沿晶界向基體內部擴散從而提高鎂合金抗氧化燃燒能力高溫階段稀土元素主要發揮表面元素效應的作用以提高鎂合金熔融狀態下的阻燃能力。通過固溶處理消除鑄態AZ91D鎂合金晶界上的低熔點第二相也可以提高AZ91D鎂合金的抗高溫氧化燃燒性能