一、SiC短纤维增强SiC-BN复合陶瓷（论文文献综述）
江涛,韩慢慢,付甲[1]（2021）在《可加工氮化硼系复相陶瓷的研究发展现状和发展趋势以及应用现状分析》文中提出先进陶瓷材料具有较高的力学性能,以及较高的抗高温氧化性能等。但是先进陶瓷材料由于硬度较高、可加工性能较差,导致陶瓷材料的机械加工成本较高,所以限制了陶瓷材料的广泛应用。为了改善和提高陶瓷材料的可加工性能,向陶瓷基体中加入六方氮化硼形成可加工氮化硼系复相陶瓷。可加工氮化硼系复相陶瓷具有较高的力学性能和优良的可加工性能,氮化硼系复相陶瓷可以进行机械加工。目前研究和开发的可加工氮化硼系复相陶瓷主要包括:Al2O3/BN复相陶瓷,ZrO2/BN复相陶瓷,SiC/BN复相陶瓷,Si3N4/BN复相陶瓷,AlN/BN复相陶瓷等。目前可加工氮化硼系复相陶瓷的研究主要集中在氮化硼系复相陶瓷的制备工艺,力学性能,可加工性能,抗热震性能,抗高温氧化性能等。本文主要叙述可加工氮化硼系复相陶瓷的制备工艺,力学性能和可加工性能,抗热震性能,抗高温氧化性能等。并叙述可加工氮化硼系复相陶瓷的研究发展现状和发展趋势,并对可加工氮化硼系复相陶瓷的未来发展趋势进行分析和预测。
陈西辉,孙志刚,牛序铭,江荣,高希光,宋迎东[2]（2020）在《SiC/SiC复合材料氧化退化研究进展》文中提出从SiC/SiC复合材料氧化行为、氧化环境下的失效机理与力学性能三个方面,对SiC/SiC复合材料氧化退化的研究进展进行了综述。文中总结了影响材料氧化行为的重要因素,包括温度、氧分压、水蒸汽以及界面层厚度等。详细分析了材料在不同温度范围内的失效机制,即氧化脆化是SiC/SiC复合材料在中温范围内的重要失效机制,材料在高温下的失效主要是由纤维强度退化、蠕变及界面氧化引起的。总结出:界面氧化消耗、纤维性能退化是引起材料力学性能退化的关键因素,指出了目前研究中存在的问题和发展方向。
王昭勋[3]（2020）在《某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究》文中研究表明木论文面向工程陶瓷材料在各领域的应用需求,在氮化硅-六方氮化硼（Si3N4-hBN）复合陶瓷制备成型的基础上,设计并制备了氮化硅-六方氮化硼/钼（Si3N4-hBN/Mo）层状复合材料,对其物理力学性能,以及多盐度人工海水环境、多载荷海水润滑环境下的摩擦学特性进行了研究,同时对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料在海洋大气环境下的摩擦磨损行为进行初步探索,重点对层状材料层界面物质组成及成型原理、多盐度海水环境下摩擦副的摩擦磨损及润滑机理进行了深入的探讨,并且阐述了层状结构对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的增韧效果及摩擦学性能的影响。通过排水法、三点弯曲法、显微硬度检测及单边切口梁法对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能进行检测;选用氮化硅（Si3N4）和钛合金（TC4）作为配副材料,借助型号为MMW-1的摩擦磨损试验机构建试验平台,利用扫描电子显微镜（SEM）、三维数码显微镜观察断口腐蚀形貌和摩擦后磨损表面,利用能谱仪（EDS）、X射线衍射仪等分析测试手段,分析层界面及磨损表面的物相组成。该论文主要完成以下研究工作:（1）本论文研究了 Si3N4-hBN陶瓷复合材料的物理力学性能,多盐度人工海水环境下Si3N4-hBN/Si3N4和Si3N4-hBN/TC4摩擦副的摩擦学性能的影响,探讨了 hBN含量对不同配副和不同环境下的影响。在物理力学性能方面,Si3N4-hBN陶瓷复合材料物理力学性能因hBN的添加发生了轻微的劣化。在摩擦学性能方面,人工海水盐度的变化因配副材料的不同对复合陶瓷的摩擦磨损特性产生了不同的影响。当配副材料为Si3N4时,Si3N4-hBN陶瓷复合材料的摩擦磨损特性随海水盐度的提升而提高,添加hBN的复合陶瓷在摩擦过程中获得了更为平整的摩擦表面,进而体现了相比于未添加hBN材料更好的摩擦学性能,并且,Si3N4-hBN与Si3N4滑动副在海水环境下的磨损以磨粒磨损为主;当配副材料为TC4时,海水盐度的变化与hBN的添加对Si3N4-hBN陶瓷复合材料的摩擦因数影响并不显着,但人工海水的高盐度和陶瓷的高硬度加剧了 TC4盘试样的磨损,并且,Si3N4-hBN与TC4滑动副在海水环境下的磨损是磨粒磨损和粘着磨损的混合磨损机制。（2）为了改善Si3N4-hBN陶瓷复合材料的断裂韧性较低这一问题,本论文利用层状结构提升复合陶瓷的力学性能。通过向Si3N4-hBN陶瓷复合材料中添加Mo制备具有层状结构的Si3N4-hBN/Mo层状复合材料,研究其物理力学性能,并以TC4钛合金为配副材料,探究了多盐度、变载荷人工海水环境下Si3N4/Mo与TC4配副的摩擦学性能,同时对海洋大气环境下转速对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的影响进行了初步探索。在物理力学性能方面,层状结构的确提升了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的断裂韧性,裂纹在层状材料中延伸至层界面处发生了偏转,进而阻碍了裂纹的继续传递,最终形成了“阶梯”状的断裂轨迹。然而,层界面处发生了化学反应,主要生成了钼硅间化合物Mo5Si3,该物质因其本身特有的多裂纹情况造成了层状材料致密性和抗弯强度的大幅降低。在摩擦学性能方面,人工海水盐度的增大、载荷的增大均对与Si3N4/Mo层状材料配副的TC4盘试样造成了巨大损伤,而Mo含量的变化对Si3N4/Mo层状复合材料摩擦磨损特性的影响并不明显,此外,Si3N4/Mo层状材料和TC4钛合金滑动副在变盐度与变载荷下均为磨粒磨损和粘着磨损的混合磨损机制;在海洋大气环境下,Si3N4-hBN/Mo层状复合材料与TC4钛合金摩擦副的摩擦因数和磨损率受转速变化的影响没有呈现明显的变化趋势。（3）本论文通过与相同环境下Si3N4陶瓷复合材料对比,探讨了Si3N4/Mo层状复合材料在人工海水润滑下的摩擦学机理。结果表明,同等试验参数与润滑环境下,Si3N4/Mo层状复合材料的摩擦学性能差于Si3N4陶瓷复合材料。究其原因,在层状材料的金属层区域包含了低硬度的钼单质和坚硬易碎的Mo5Si3,在摩擦过程中这些物质发生脱落造成了摩擦表面的凹陷,导致摩擦副之间的实际接触面积变小而接触压强变大,进而导致了与Si3N4/Mo层状复合材料配副的TC4发生剧烈磨损,最终影响了Si3N4/Mo层状复合材料与TC4钛合金的摩擦学性能。（4）本论文研究了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料层界面处的物质分布,并通过计算吉布斯自由能验证层界面处化学反应的自发性。研究发现,层状复合材料层界面处Si3N4与Mo在材料烧结成型时发生了一系列化学反应生成了钼硅间化合物,这些反应生成物的分布为Si3N4-hBN、MoSi2、Mo5Si3、Mo3Si、Mo。此外,根据计算得到的吉布斯自由能,发现Si3N4与Mo之间发生的连续化学反应均能在材料烧结温度下自发,并且,生成Mo5Si3的反应更易自发发生,证明了在金属层中Mo5Si3存在的主要原因。本论文研究表明了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的层状结构可以提升材料的断裂韧性,但相比于Si3N4-hBN复合陶瓷,Si3N4-hBN/Mo层状材料在海水环境中的摩擦学性能较差,这与层界面处发生的连续化学反应生成物有关。通过这些研究,可以完善以氮化硅为基体材料在层状陶瓷材料中的理论体系,并且丰富了层状材料在海洋润滑领域实际应用的试验指导数据。
刘东旭[4]（2020）在《反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究》文中研究说明碳化硅陶瓷因其密度低、强度高、耐高温和抗氧化等优异性能,广泛应用于安全防护、航空航天与电子等领域。但因脆性大、可靠性差等缺点,限制其作为高温结构材料的应用。通常在碳化硅陶瓷中引入晶须、纤维等增强体制备成碳化硅陶瓷基复合材料提高其力学性能。本文采用碳化硅纳米晶须（SiCnw）和碳化硅纳米纤维（SiCnf）两种增强体,利用反应熔渗法制备SiCnw/SiCnf增强SiC陶瓷基复合材料。主要研究工作如下:（1）SiCnw/5iCnf增强体的PyC/BN包覆,采用硼酸和尿素浸渍反应工艺对SiCnw/SiCnf进行BN包覆。研究结果表明:层状的BN界面相在SiCnw/SiCnf表面形成,其厚度约几十至几百纳米。采用酚醛树脂高温炭化裂解对SiCnw/SiCnf进行裂解碳（PyC）包覆。研究结果表明:PyC包覆后,BN包覆SiCnw/SiCnf表面又形成一层均匀且粗糙的PyC界面相,其厚度约几百纳米。（2）制备了 SiCnw/SiC复合材料,研究了炭黑含量对SiCnw/SiC复合材料力学性能和显微结构的影响,并分析SiCnw/SiC复合材料强韧化机理。研究结果表明:当炭黑含量为12 wt%时,抗弯强度和断裂韧性达到最高值分别为273 MPa和4.3 MPa·m1/2,相比于SiC陶瓷抗弯强度提高了 20%,断裂韧性提高了 15%;当炭黑含量超过12wt%时,由于炭黑的团聚和分布不均匀,制约其力学性能的进一步提高;SiCnw/SiC复合材料断口处有明显的SiCnw拔出,说明对SiCnw进行PyC/BN包覆能避免其在高温反应熔渗过程中受到硅的侵蚀;SiCnw/SiC复合材料力学性能的提高主要归因于晶须脱粘、晶须桥连、裂纹偏转和晶须拔出等机制,这些机制都需要消耗大量的断裂能,因而起到增强增韧作用。（3）制备了 SiCnf/SiC复合材料。基于SiCnw/SiC复合材料的研究,优化和改进制备工艺。研究了不同含量酚醛树脂为C源包覆SiCnf对SiCnf/SiC复合材料力学性能和显微结构的影响,并分析SiCnf/SiC复合材料强韧化机理。研究结果表明:当酚醛树脂含量为16 wt%时,抗弯强度达到最高值为294MPa相比于SiC陶瓷提高了 29%;当酚醛树脂的含量为12 wt%时,断裂韧性达到最高值为4.74MPa·m1/2相比于SiC陶瓷提高了 22%;当酚醛树脂含量为16 wt%时,由于PyC界面结合强度高,导致SiCnf不易脱粘、拔出,进而复合材料的断裂韧性降低;SiCnf/SiC复合材料力学性能的提高主要归因于纤维脱粘、纤维桥连、裂纹偏转和纤维拔出等机制,上述机制都需要吸收断裂能,因而起到增强增韧的作用。总之,相比于SiCnw,采用SiCnf作为增强体制备成复合材料的力学性能更加优异,强度、韧性明显提升。同时研究还存在以下问题待改进:对SiCnw/SiCnf包覆PyC/BN复合界面相,可以避免其在高温反应熔渗过程中受到硅的侵蚀,但采用硼酸和尿素浸渍反应工艺以及酚醛树脂高温炭化裂解对SiCnw/SiCnf进行PyC/BN包覆,因其界面结合强度难以调节,进而包覆效果不够理想。此外,SiCnw/SiCnf易团聚难以分散均匀,以及在分散过程中容易破坏SiCnw/SiCnf的形貌使纤维变短,这些因素制约了复合材料力学性能的进一步提高。
江涛[5]（2019）在《层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势》文中提出层状陶瓷复合材料是以陶瓷材料为硬夹层,以氮化硼或石墨为软夹层,并且通过烧结工艺制备出具有层状结构的陶瓷复合材料。层状陶瓷复合材料具有较高的力学性能,良好的耐磨损性能和良好的耐腐蚀性能和良好的抗高温氧化性能等。层状陶瓷复合材料主要包括以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料,还有以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料。主要综述以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料和以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料的制备技术,物相组成,显微结构,力学性能和耐磨损性能,耐腐蚀性能和抗高温氧化性能以及其他性能等。并综述以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料和以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料的研究发展现状和发展趋势,并对层状陶瓷复合材料的未来研究发展趋势进行分析和预测。
纪文义[6]（2019）在《层状SiC复相陶瓷的制备与性能研究》文中提出在各种先进结构陶瓷材料中,SiC陶瓷以其高强度、高硬度、低热膨胀系数、高导热性、良好的抗氧化性等优异性能而备受关注,但其韧性低、抗热震性能差限制了其广泛应用。本论文运用仿生学原理,通过流延-叠层成型工艺,分别使用反应烧结和热压烧结制备了层状SiC/BN复相陶瓷和层状SiC/Graphite复相陶瓷。对材料制备过程影响因素进行探讨;研究了液态渗硅对层状SiC/BN复相陶瓷性能的影响;并对层状SiC/Graphite复相陶瓷力学性能、抗氧化和抗热震性能进行分析研究。流延成型制备出陶瓷基片。研究表明,在水浴温度45℃、粘结剂含量25wt.%、料浆固相含量0.375g/ml、搅拌48h后的料浆适合流延,在加盖环境中对流延片干燥能够制备出表面光滑、缺陷较少的流延片。基体层与界面层交替叠层制备复相陶瓷坯体,在650℃下脱脂,粘结剂与增塑剂几乎全部排出,脱脂后原料依然保持完好结构。反应烧结制备出层状SiC/BN复相陶瓷,先1900℃热压烧结,然后1700℃渗硅反应,复相陶瓷基体层与界面层厚度约为400μm和40μm。研究了液态渗硅对材料性能的影响,复相陶瓷相对密度由渗硅前的77%提高到94%,气孔率由18%下降到3%。渗硅后层状SiC/BN复相陶瓷弯曲强度和断裂韧性分别为235MPa、7.1MPa·m1/2,比渗硅前强度（108MPa）和韧性(3.2MPa·m1/2)分别提高117%、115%。但层状SiC/BN复相陶瓷中含有16%游离Si导致强度不高。添加5wt.%MgO-Y2O3烧结助剂,1900℃热压烧结制备出层状SiC/Graphite复相陶瓷。复相陶瓷基体层与界面层厚度约为300μm和30μm,复相陶瓷相对密度达89%,其弯曲强度和断裂韧性分别为282MPa、9.48MPa·m1/2,强度略低于单相SiC陶瓷的330MPa,但韧性比单相SiC陶瓷(3.56MPa·m1/2)提高近2倍。对层状SiC/Graphite复相陶瓷R曲线行为研究,发现层状陶瓷具有R曲线上升行为,韧性显着提高和R曲线上升主要归因于石墨界面层对裂纹的偏转,吸收了更多断裂能量。层状SiC/Graphite复相陶瓷在1100℃和1300℃下进行1h、5h和10h氧化实验,1100℃氧化失重,1300℃氧化增重,1300℃氧化后的残余强度均高于1100℃。分析认为1100℃下氧化,界面层表面未能形成致密的SiO2氧化层,界面层中石墨氧化严重导致材料性能急速下降;1300℃下氧化,材料表面快速形成致密的SiO2氧化层,致密SiO2氧化层能够减缓石墨氧化并能填充石墨氧化后留下的孔隙,愈合缺陷,一定程度上改善材料力学性能。
翟凤瑞[7]（2017）在《六方氮化硼陶瓷的放电等离子烧结及性能研究》文中认为六方氮化硼（h-BN）由于具有优异的耐高温、抗热震、高温热稳定性、耐腐蚀和易切削加工等综合特性,在冶金、化工、电子及新能源等领域具有广阔的应用前景,但因其难以致密化、强度低及烧结温度高等问题限制了它的进一步应用。针对上述技术难题,本文从降低烧结温度,提高致密度和强度入手,采用放电等离子烧结（SPS）方法对h-BN陶瓷及其复相陶瓷的烧结致密化过程和力学性能进行了系统性研究。本文首先系统研究了不同烧结方法及SPS工艺参数（烧结温度、保温时间、烧结压力和加压方式）对h-BN陶瓷致密化及力学性能的影响,发现在不添加任何烧结助剂的情况下,采用SPS方法在较低烧结温度下和较短时间内即可制备出高致密度的h-BN陶瓷,较传统无压和热压烧结的h-BN陶瓷晶粒更均匀细小,力学性能更高,烧结温度可降低200℃以上。进一步证实烧结压力和烧结温度也是决定片层结构h-BN陶瓷致密化、晶粒取向度及力学性能的主要因素;相比于对h-BN陶瓷致密度的影响,烧结温度和保温时间对晶粒生长的影响更为显着。此外,还研究发现坯体初始致密度及加压方式对h-BN陶瓷的致密度和力学性能也有一定的影响。对采用不同粒径h-BN粉体制备的h-BN陶瓷致密度和力学性能的研究表明,晶粒尺寸越小,结晶度越低,所制备h-BN陶瓷的致密度和力学性能越高,而较大的粉体粒径则能极大提高片状h-BN晶粒的定向取向度。此外,还发现不同粒径粉体混合比例制备的h-BN陶瓷的致密度和力学性能曲线均呈"V"字形变化。为了促进SiC//h-BN复相陶瓷的致密化和提高力学性能,本文采用了 B203和A1203-Y203两种烧结助剂。研究发现,引入B203能够极大的提高复相陶瓷的致密度,当B2O3添加量为5wt%时,SiC/h-BN复相陶瓷的相对密度高达97%;而Al2O3-Y2O3则对复相陶瓷的力学性能提高显着,当Al2O3-Y2O3添加量为8wt%时,SiC/h-BN复相陶瓷的抗弯强度和断裂韧性较同等条件制备的单相h-BN陶瓷分别可提高约142%和84%。为了提高单相h-BN陶瓷的致密度和力学性能,本文分别引入了 SiC、Zr02+SiC和Si3N4三种形式的增强相。研究结果表明,在1600℃、40MPa压力和保温1Omin下,当SiC添加量为25wt%时,SiC/h-BN复相陶瓷的相对密度高达98%,其抗弯强度和断裂韧性较单相h-BN陶瓷分别提高了约139%和67%。在Zr02+SiC添加总量不变的情况下,添加15wt%SiC的（ZrO2+SiC）/h-BN复相陶瓷的抗弯强度和断裂韧性较单相h-BN陶瓷分别提高了约95%和76%。相对于前两种增强相,Si3N4引入到h-BN中对h-BN陶瓷的致密度和力学性能提高更为显着,发现在Si3N4添加量仅为20vol%时,Si3N4/h-BN复相陶瓷的抗弯强度即可提高约2倍,断裂韧性提高约1.5倍。此外,还探讨了 25%SiC/h-BN复相陶瓷的抗热震性能,分析了各增强相的强韧化机理。发现25%SiC/h-BN复相陶瓷在低于900℃具有较好的抗热震稳定性,硅酸盐玻璃相的形成提高了样品的残余抗弯强度;纳米SiC颗粒能起到较好的孔隙填充和弥散强化作用;β-Si3N4的含量、直径和长径比大小显着影响复相陶瓷的断裂韧性和抗弯强度。
刘欢[8]（2016）在《基于高分子网络法热压烧结制备BN-SiC复相陶瓷材料的研究》文中研究指明本论文以BN为基体相,SiC为第二相,通过三种不同的工艺方法合成三种BN-SiC复合粉体,并将获得的BN-SiC复合粉体通过热压烧结方法制备出BN-SiC复合陶瓷,最后对其烧结致密性和致密化机理、力学性能以及显微组织进行了理论分析,系统的研究了烧结温度、保温时间以及SiC含量对BN-SiC复合陶瓷显微结构和力学性能的影响,同时对BN-Si C复合陶瓷的强度分布规律进行了统计分析。本文在测量BN-SiC复合陶瓷的一系列性能时,利用了X射线衍射仪、场发射扫描电镜和透射电镜进行物相分析和显微组织的观察,利用阿基米德原理、三点弯曲法和维氏硬度测量仪来表征其致密性、抗弯强度和硬度特征。研究结果表明,对于由高分子网络法制备的BN-SiC复合粉体烧结制备的陶瓷材料而言,当烧结温度为1750℃时,复合材料的相对密度、抗弯强度和硬度都达到最佳,分别为74.19%、69.02MPa和374.54MPa;当保温时间为120min时,BN-SiC复合陶瓷的致密化程度最好,为81.48%;抗弯强度和硬度也达到最好的效果,分别为:98.29MPa和423.81MPa;同时还发现通过不同方法制备的复合粉体经热压烧结后会得到性能各异的复合陶瓷材料,在相同的工艺下（1750℃×120min,30MPa）,由高分子网络法制备的BN-SiC复合粉体烧结制备的陶瓷材料的烧结致密性和力学性能都好于由机械混合法和球磨混料法制备的BN-SiC复合陶瓷,最后探讨了SiC含量对复合陶瓷烧结性能的影响,当SiC含量为30%时,BN-SiC复合陶瓷的致密化程度最佳,相对密度为84.95%;同时其力学性能也表现出最好,抗弯强度和硬度分别为:132.23MPa和777.356MPa。本文的主要创新点是利用高分子网络法制备的高活性复合粉体,降低烧结温度和提高力学性能,为BN-SiC的推广应用奠定基础。
刘磊[9]（2015）在《抗烧蚀C/C-SiC-ZrB2复合材料研究》文中研究表明开发可服役于高于2000oC环境的超高温材料已成为新一代空天飞行器热防护系统和动力系统研发的技术瓶颈,碳/碳（C/C）复合材料是可应用于上述环境的主要备选材料之一,目前大量研究将超高温陶瓷引入C/C复合材料来提高该材料的抗烧蚀性能,但添加SiC对C/C和超高温陶瓷改性C/C复合材料抗烧蚀性能的影响尚不明确,引入陶瓷相的分布和结构对改性C/C复合材料抗烧蚀性能的影响亦鲜见报道,本文主要针对以上问题选用ZrB2和SiC为添加相、在氧乙炔多元环境中研究改性C/C复合材料的烧蚀行为。本文以2D针刺碳毡为预制体、以天然气为热解碳前驱体、以聚碳硅烷和ZrB2的有机聚合物为添加陶瓷相的前驱体,采用前驱体浸渍裂解（PIP）和热梯度化学气相沉积（TCVI）工艺制备了不同结构和分布的SiC、ZrB2、ZrB2-SiC改性的C/C复合材料,通过三点弯曲测试、激光闪射法考察了材料的力学性能和热物理性能,研究了氧乙炔不同热流密度、单次-往复加载、不同加载时间等多元环境中改性C/C复合材料的烧蚀行为。借助XRD、SEM、EDS、红外双色测温等手段重点对材料烧蚀前后的物相、形貌、烧蚀过程中材料的表面温度进行了观察、表征和分析,针对烧蚀过程中材料表面温度和陶瓷颗粒在表面的积累探讨了改性C/C复合材料的氧化和机械剥蚀,主要研究内容和结果如下:通过调整PIP和TCVI工艺参数,制备了SiC分别分布于无纬布层和网胎层的两种C/C-SiC复合材料,研究了添加SiC和SiC分布对C/C复合材料三点弯曲行为、热导率及抗烧蚀性能的影响,结果表明:SiC在无纬布层分布时,与C/C复合材料相比,由于前驱体裂解过程中无纬布层中的连续碳纤维被氧化性裂解产物腐蚀,导致改性C/C复合材料三点弯曲强度下降,模量上升,热导率无明显变化;SiC在网胎层分布时,改性C/C复合材料的强度略高,模量无明显变化,但断裂延伸率减小,因基体中界面等缺陷增加,热导率明显下降;在热流密度为2.38MW/m2的环境中,SiC的烧蚀速率低于热解碳,其氧化产物SiO2能够填充C/C复合材料烧蚀过程中出现的孔隙等缺陷,使抗烧蚀性能提高;在4.18MW/m2的环境中烧蚀时C/C-SiC复合材料表面温度高于2000 oC,SiO2快速挥发导致SiC消耗速率大于热解碳,在基体中引发大量缺陷,促使烧蚀率高于C/C复合材料;因网胎层体积含量高于无纬布层,SiC分布于网胎层时其在不同热流密度环境中对C/C复合材料抗烧蚀性能的有益或有害作用进一步凸显。制备了陶瓷相分布于纤维-基体界面处的C/C-ZrB2和C/C-ZrB2-SiC复合材料,研究了添加SiC对C/C-ZrB2复合材料三点弯曲行为、热导率、抗烧蚀性能的影响,结果表明:不同热流密度环境的60s烧蚀测试,由于SiC的氧化产物SiO2的蒸汽压随温度快速上升,C/C-ZrB2-SiC在热流密度增加时其烧蚀率增幅大于C/C-ZrB2;同一环境烧蚀过程中试样表面温度主要受材料比热容、热导率等特性控制,但ZrO2和SiO2的积累对表面温度也有重要影响;在热流密度2.38 MW/m2环境中以60s为时间单位往复烧蚀时,SiC的引入可以提高C/C-ZrB2复合材料的抗烧蚀性能;在热流密度2.38 MW/m2环境中不同时长的烧蚀显示,SiC在烧蚀初期可以降低表面温度,形成富SiO2亚层填充孔隙等缺陷,使C/C-ZrB2-SiC具有比C/C-ZrB2更优的抗烧蚀性能,但随着烧蚀时间的延长SiO2消耗加速,C/C-ZrB2-SiC的表面温度和C/C-ZrB2趋于一致,二者烧蚀率也逐步接近。制备了ZrB2和ZrB2-SiC分布于基体中的C/C-ZrB2和C/C-ZrB2-SiC复合材料,陶瓷相含量与前述ZrB2和ZrB2-SiC在界面处分布时相等,对比了两种陶瓷相分布的差异,结果表明:受前期沉积热解碳的影响,ZrB2和ZrB2-SiC在基体中分布较界面分布呈现出一定的聚集态;因碳纤维受到前期沉积的热解碳保护,改性C/C复合材料的三点弯曲强度明显高于界面分布的材料;基体中分布的ZrB2和ZrB2-SiC在复合材料的基体中引入了新的界面、裂纹等缺陷,导致陶瓷相在基体中分布时材料的热导率低于在界面处分布的材料;ZrB2和ZrB2-SiC在基体中分布的C/C-ZrB2和C/C-ZrB2-SiC复合材料,经过高温热处理,材料中出现裂纹,三点弯曲强度和模量均发生下降,热导率提高,在2.38MW/m2环境中的烧蚀率增大而在4.18 MW/m2环境中的烧蚀减弱,裂纹的愈合和对局部热应力的缓解是造成上述烧蚀行为变化的主要原因;受机械剥蚀影响,ZrB2和ZrB2-SiC分布于纤维-基体界面处比分布于基体中更有利于复合材料抗烧蚀性能的提高。制备了ZrB2-SiC在微区以分离态和混合态存在的C/C-ZrB2-SiC复合材料,对比显示:两种材料三点弯曲行为相似;ZrB2-SiC在微区以分离态存在时,改性C/C复合材料的热导率较低;由于ZrB2-SiC在微区以混合存在时,高温环境SiC的快速消耗会促进ZrB2的剥离,因此ZrB2-SiC在微区以分离态存在时改性C/C复合材料的抗烧蚀性能较好。分别制备了ZrB2和SiC在无纬布层偏聚以及Zr B2-SiC均匀分布的三种C/C-ZrB2-SiC复合材料,无纬布层中ZrB2以小颗粒状存在而SiC以连续相分布于纤维之间。无纬布层中ZrB2含量的增加比SiC更有利于改性C/C复合材料三点弯曲强度和模量的提高,但材料的断裂延伸率随之减小;不同热流密度环境的烧蚀显示SiC在无纬布层偏聚时C/C-ZrB2-SiC复合材料的烧蚀率最低,ZrB2和SiC在高温烧蚀过程中引发的不同缺陷以及陶瓷相自身结构是构成三种复合材料烧蚀行为差异的主要原因。
解玉鹏[10]（2015）在《SiCw/SiC层状结构陶瓷的制备与强韧化》文中进行了进一步梳理碳化硅（SiC）陶瓷材料具有高强度、高硬度、耐腐蚀、耐高温等诸多优良特性,但固有的脆性导致其制品可靠性差，严重制约其作为结构材料的发展和应用。因此，SiC陶瓷材料的强韧化一直是结构陶瓷研究的热点之一。SiC层状陶瓷具有良好的强韧性，既能克服SiC块体陶瓷的脆性问题，又能有效弥补连续纤维增韧SiC陶瓷基复合材料（CMC-SiC）的非线性变形的不足，是很有发展潜力的结构陶瓷材料之一。目前，国际上仍然采用热压烧结法制备SiC层状陶瓷，但这种方法存在的问题是显而易见的：首先，SiC层状陶瓷只在层内各向同性，热压烧结很难满足制备复杂构件时必须考虑方向性的要求；其次，SiC层状陶瓷要求提高晶须的体积分数，以克服层间弱结合增韧对强度的影响，但高温热压对晶须的损伤严重；最后，SiC层状陶瓷存在层间和层内两种强化机制，但热压烧结过程中界面不易控制，难以发挥这两种机制的协同作用。上述三方面的问题阻碍了SiC层状陶瓷进入工程化应用的进程，发展新的SiC层状陶瓷制备方法具有重要的工程应用价值，也可以丰富和发展陶瓷材料的强韧化理论。本文提出了采用等温化学气相渗透（Isothermal Chemical Vapor Infiltration,ICVI）结合流延法（Tape Casting，TC）制备SiC晶须（SiCw）/SiC层状结构陶瓷。优化SiCw浆料和SiCw/SiC层状结构陶瓷材料的制备工艺；采用热处理方法分别对SiCw和SiCw/SiC层状结构陶瓷材料进行热处理改性；采用先驱体浸渍裂解（PolymerInfltration and Pyrolysis, PIP）或液硅浸渗（Liquid Silicon Infiltration, LSI）工艺对SiCw/SiC层状结构陶瓷材料进行致密化改性；采用添加微米SiC颗粒（SiCp）或纳米SiC颗粒（SiCnp）对SiCw/SiC层状结构陶瓷材料进行颗粒改性，分别研究热处理改性、致密化改性和颗粒改性对SiCw/SiC层状结构陶瓷材料强韧性的影响。主要研究内容与结果如下：（1）研究了分散剂含量、粘结剂含量、增塑剂含量、球磨时间和SiCw体积分数对SiCw浆料粘度的影响规律，考察了SiCw浆料的流变特性。结果表明：当分散剂含量2wt.%时，SiCw分散性较好，放置3h后仍保持了95%的相对沉降高度。浆料粘度具有最佳值为1.21Pa·s,适于流延。SiCw浆料粘度随着粘结剂含量的增加而增加，但浆料粘度过大不利于后期排泡处理，也不利于流延，降低了薄片预制体质量，选择粘结剂含量为3wt.%。SiCw浆料粘度随着增塑剂含量的增加而增加，为了减少浆料中有机物含量，选择增塑剂含量为3wt.%。SiCw浆料粘度随球磨时间延长先降低后增加，但长时间球磨损伤晶须，控制球磨时间在12h内。SiCw浆料粘度随SiCw含量的增加逐渐增加，SiCw浆料具有剪切变稀特性，适合流延。（2）研究了流延工艺、ICVI工艺和SiCw含量对SiCw/SiC层状结构陶瓷材料拉伸性能的影响规律，优化了制备SiCw/SiC层状结构陶瓷的工艺参数，阐述了TC-ICVI工艺优势和材料性能。结果表明：整体厚度呈梯度变化的层状结构陶瓷材料，密度和拉伸强度均最好，裂纹在层间偏转明显，晶须拔出长度和数量较多。单层SiCw/SiC复合材料表面沉积的SiC层厚度，改变了层状结构陶瓷材料层间结合强度。SiC层厚度较薄时，层间界面结合强度适中，材料拉伸强度较高。随着SiCw含量增加，SiCw/SiC层状结构陶瓷材料内部30200μm的大孔明显减少，0.11μm的小孔增多，材料的密度和拉伸强度均显着提高。TC-ICVI工艺能够提高晶须含量，减少增强体损伤，并且可以制备形状复杂构件。当SiCw含量为40vol.%，厚度为3mm时，材料的拉伸强度、弯曲强度和断裂韧性分别为158MPa，315MPa和8.02MPa·m1/2。（3）研究了热处理改性、致密化改性和颗粒改性对SiCw/SiC层状结构陶瓷力学性能的影响规律。结果表明：晶须经热处理后，减少了表面应力集中，提高晶须承载能力；降低表面氧含量，改善晶须/基体界面结合强度，从而提高SiCw/SiC层状结构陶瓷的力学性能。SiCw/SiC层状结构陶瓷的高温强度随温度的升高而升高，这与温度对多孔基体的强度影响有关。当温度由室温升至1500oC时，层内界面结合强度提高，裂纹偏转、桥接和晶须拔出等增韧机制发挥作用，材料力学性能提高。当温度升至1700oC时，晶须与基体之间界面发生固相烧结反应，导致界面失效，材料脆性断裂。真空热处理对SiCw/SiC层状结构陶瓷的强度影响不大。经过五次PIP裂解后，材料的密度线性提高，孔隙率呈抛物线型大幅度下降，材料弯曲强度和断裂韧性分别为356MPa和8.66MPa·m1/2。选择合适的渗硅时间0.5h，可以在短时间内有效地提高材料的密度和力学性能。当保持SiCw含量为25vol.%不变时，添加6vol.%SiCp，提高了层状结构陶瓷的致密度，材料拉伸强度、弯曲强度和断裂韧性分别为152MPa，333MPa和7.49MPa·m1/2。当SiCw和SiCnp总体积分数固定为30vol.%时，（SiCw+SiCnp）/SiC层状结构陶瓷的密度和力学性能均随着SiCnp所占比例的增加而提高。（4）结合SiCw/SiC及热处理改性后、致密化改性后和颗粒改性后SiCw/SiC层状结构陶瓷的力学性能和显微结构，探讨了SiCw/SiC层状结构陶瓷的强韧化机制。结果表明：SiCw/SiC层状结构陶瓷的主要韧化机制为层间裂纹偏转，层内裂纹偏转、桥接和晶须拔出等，强化机制为高晶须体积分数。晶须经热处理后改变了层内界面结合强度，从而提高了材料的强韧性；而层状结构陶瓷经热处理后同时改变了层内和层间界面结合强度来提高材料的强韧性。致密化改性通过提高材料的致密度，提高材料承载能力，延长裂纹沿层间和层内扩展路径，提高材料强韧性。同时引入SiCp+SiCw、SiCnp+SiCw，不仅致密化材料、强化基体，而且集成晶须、颗粒和层状结构的增韧机制，产生了明显的协同作用，有效提高了SiCw/SiC层状结构陶瓷的强韧性。
二、SiC短纤维增强SiC-BN复合陶瓷（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、SiC短纤维增强SiC-BN复合陶瓷（论文提纲范文）
（2）SiC/SiC复合材料氧化退化研究进展（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 Si C/Si C复合材料的氧化行为 |
| 2.1 氧化剂的扩散通道 |
| 2.2 氧化动力学行为 |
| 2.2.1 Si C/Py C/Si C复合材料的氧化动力学行为 |
| 2.2.2 Si C/BN/Si C复合材料的氧化动力学行为 |
| 2.2.3 氧化动力学模型 |
| 3 氧化失效机理 |
| 3.1 高温氧化失效 |
| 3.2 热力氧耦合环境下的失效 |
| 4 氧化环境下的力学行为 |
| 4.1 氧化后力学行为 |
| 4.2 热力氧耦合环境下力学行为 |
| 4.2.1 氧化环境下的静态拉伸和弯曲性能 |
| 4.2.2 氧化环境下的应力断裂和蠕变行为 |
| 4.2.3 氧化环境下的疲劳性能 |
| 4.2.4 氧化环境下力学行为模拟 |
| 5 总结与展望 |
（3）某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 陶瓷材料 |
| 1.1.1 陶瓷材料简介 |
| 1.1.2 陶瓷复合材料简介 |
| 1.1.3 陶瓷材料的增韧需求 |
| 1.2 仿生结构增韧材料的研究现状 |
| 1.2.1 仿竹结构材料 |
| 1.2.2 仿木材年轮材料 |
| 1.2.3 仿骨结构材料 |
| 1.2.4 仿贝壳珍珠层材料 |
| 1.3 层状陶瓷材料性能研究现状 |
| 1.3.1 氧化物陶瓷基层状复合材料性能研究现状 |
| 1.3.2 非氧化物陶瓷基层状复合材料性能研究现状 |
| 1.4 金属钼及钼硅间化合物 |
| 1.4.1 金属钼 |
| 1.4.2 钼硅间化合物 |
| 1.5 选题的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 试样制备与试验方法 |
| 2.1 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料制备 |
| 2.1.1 原料和试剂 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状陶瓷复合材料制备 |
| 2.2.1 层结构设计 |
| 2.2.2 原料和试剂 |
| 2.2.3 烧结方法和样品制备 |
| 2.3 复合材料微观组织检测 |
| 2.4 复合材料物理力学性能测试 |
| 2.4.1 气孔率 |
| 2.4.2 维氏硬度 |
| 2.4.3 抗弯强度 |
| 2.4.4 断裂韧性 |
| 2.5 摩擦学试验方法 |
| 2.5.1 试验环境构建 |
| 2.5.2 配副材料 |
| 2.5.3 摩擦试验平台及摩擦因数、磨损率测定 |
| 2.6 测试手段 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的物理力学性能与摩擦学性能研究 |
| 3.1 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 3.2 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的摩擦学性能 |
| 3.2.1 不同盐度海水润滑下Si_3N_4-hBN与氮化硅(Si_3N_4)配副的摩擦学性能 |
| 3.2.2 不同盐度海水润滑下Si_3N_4-hBN与钛合金(TC4)配副的摩擦学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能与摩擦学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 4.1.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的微观组织形貌 |
| 4.1.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能及断裂增韧 |
| 4.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料配副TC4的海洋摩擦学性能 |
| 4.2.1 不同盐度海水下Si_3N_4/Mo层状复合材料的摩擦学性能 |
| 4.2.2 不同载荷下Si_3N_4/Mo层状复合材料的海洋摩擦学性能 |
| 4.2.3 海洋大气下Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的摩擦学性能 |
| 4.3 Si_3N_4陶瓷与Si_3N_4/Mo层状复合材料摩擦学性能的对比分析 |
| 4.4 Si_3N_4/Mo层状复合材料海洋摩擦学机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的成型工艺及界面层成型机理 |
| 5.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料界面层物质分析 |
| 5.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料界面层热力学分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（4）反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳化硅陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 SiC_w/SiC复合材料 |
| 1.2.2 C_fSiC、SiC_f/SiC复合材料 |
| 1.3 碳化硅陶瓷基复合材料制备工艺的研究现状 |
| 1.3.1 CVI工艺 |
| 1.3.2 PIP工艺 |
| 1.3.3 RMI工艺 |
| 1.3.4 NITE工艺 |
| 1.4 SiC基体-纤维界面相 |
| 1.4.1 界面相热解碳(PyC) |
| 1.4.2 界面相BN |
| 1.4.3 复合界面相 |
| 1.5 课题研究的主要意义和内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验内容及测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 界面相的设计 |
| 2.3.2 组分的设计 |
| 2.3.3 混料 |
| 2.3.4 造粒 |
| 2.3.5 模压成型 |
| 2.3.6 干燥 |
| 2.3.7 排胶 |
| 2.3.8 反应熔渗 |
| 2.3.9 后处理 |
| 2.4 性能测试及分析 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 弯曲强度测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 金相分析 |
| 2.4.7 微观形貌分析 |
| 第三章 反应熔渗法制备碳化硅纳米晶须增强碳化硅陶瓷基复合材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiC_(nw)的PyC/BN包覆 |
| 3.2.1 SiC_(nw)的BN包覆工艺 |
| 3.2.2 SiC_(nw)的PyC/BN包覆工艺 |
| 3.3 不同体积密度素坯SiC_(nw)/SiC复合材料的制备 |
| 3.3.1 不同体积密度素坯SiC_(nw)/SiC复合材料的制备方法 |
| 3.3.2 素坯体积密度对SiC_(nw)/SiC复合材料体积密度的影响 |
| 3.4 不同含量炭黑SiC_(nw)/SiC复合材料的制备 |
| 3.4.1 不同含量炭黑SiC_(nw)/SiC复合材料的制备方法 |
| 3.4.2 SiC_(nw)/SiC复合材料的体积密度、显微硬度和相的组成 |
| 3.4.3 SiC_(nw)/SiC复合材料的力学性能 |
| 3.4.4 SiC_(nw)/SiC复合材料的显微结构 |
| 3.4.5 SiC_(nw)/SiC复合材料的断口形貌和强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 反应熔渗法制备碳化硅纳米纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_(nf)的PyC/BN包覆 |
| 4.2.1 SiC_(nf)的BN包覆工艺 |
| 4.2.2 SiC_(nf)的PyC/BN包覆工艺 |
| 4.3 以不同含量酚醛树脂为C源包覆的SiC_(nf)制备SiC_(nf)/SiC复合材料 |
| 4.3.1 SiC_(nf)/SiC复合材料的制备方法 |
| 4.3.2 SiC_(nf)/SiC复合材料体积密度、显微硬度和相的组成 |
| 4.3.3 SiC_(nf)/SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.4 SiC_(nf)/SiC复合材料的显微结构 |
| 4.3.5 SiC_(nf)SiC复合材料的断口形貌和强韧化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 硕士期间学术成果 |
| 致谢 |
（5）层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 层状陶瓷复合材料的制备技术 |
| 3 以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料 |
| 3.1 Al N/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.2 Si C/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.3 Si3N4/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.4 ZrB2-Si C/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.5 Hf C-SiC/BN层状陶瓷复合材料 |
| 4 以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料 |
| 4.1 Si C/石墨层状复合材料 |
| 4.2 ZrB2-Si C/石墨层状复合材料 |
| 4.3 Hf C-SiC/石墨层状复合材料 |
| 4.4 Al2O3/石墨层状复合材料 |
| 4.5 Ti B2/石墨层状复合材料 |
| 5 层状陶瓷复合材料的显微结构和性能 |
| 5.1 层状陶瓷复合材料的力学性能 |
| 5.2 层状陶瓷复合材料的抗热震性能 |
| 5.3 层状陶瓷复合材料的耐损伤性能 |
| 5.4 层状陶瓷复合材料的抗高温氧化性能 |
| 6 层状陶瓷复合材料的未来发展趋势 |
| 7 层状陶瓷复合材料需要着重研究和发展的领域和方向 |
| 8 结论与展望 |
（6）层状SiC复相陶瓷的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景与意义 |
| 1.2 SiC陶瓷研究进展 |
| 1.2.1 SiC陶瓷强韧化 |
| 1.2.2 SiC陶瓷烧结工艺 |
| 1.2.3 SiC陶瓷抗热震性能研究 |
| 1.2.4 SiC陶瓷抗氧化性能研究 |
| 1.3 层状陶瓷研究进展 |
| 1.3.1 层状陶瓷力学性能 |
| 1.3.2 层状陶瓷强韧化 |
| 1.3.3 层状陶瓷成型工艺 |
| 1.4 层状SiC复相陶瓷原料基本性质 |
| 1.4.1 SiC的基本性质 |
| 1.4.2 石墨的基本性质 |
| 1.4.3 BN的基本性质 |
| 1.5 主要研究内容与创新点 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 创新点 |
| 第二章 层状SiC复相陶瓷的制备与试验方法 |
| 2.1 实验原料与设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 层状SiC复相陶瓷制备 |
| 2.2.1 流延片的制备 |
| 2.2.2 叠层成型 |
| 2.2.3 真空脱脂 |
| 2.2.4 烧结 |
| 2.3 层状SiC复相陶瓷的测试与表征 |
| 2.3.1 微观结构分析和材料成分分析 |
| 2.3.2 密度测试 |
| 2.3.3 残余硅含量测试 |
| 2.3.4 硬度测试 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.3.6 抗氧化性能测试 |
| 2.3.7 抗热震性能测试 |
| 第三章 层状SiC复相陶瓷流延成型、脱脂工艺研究 |
| 3.1 流延影响因素 |
| 3.1.1 水浴温度对SiC基体料浆粘度影响 |
| 3.1.2 粘结剂含量对SiC基体料浆粘度影响 |
| 3.1.3 固相含量对SiC基体料浆粘度影响 |
| 3.1.4 干燥工艺对SiC基体流延片成型影响 |
| 3.2 坯体脱脂工艺 |
| 3.2.1 流延片TG测试分析 |
| 3.2.2 流延片脱脂分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 反应烧结层状SiC复相陶瓷微观结构及性能研究 |
| 4.1 液态渗硅对层状SiC复相陶瓷显微结构影响 |
| 4.2 液态渗硅对层状SiC复相陶瓷力学性能影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 热压烧结层状SiC复相陶瓷微观结构及性能研究 |
| 5.1 层状SiC复相陶瓷微观结构 |
| 5.2 层状SiC复相陶瓷物理性能 |
| 5.3 层状SiC复相陶瓷力学性能及断裂行为 |
| 5.4 层状SiC复相陶瓷R曲线行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 层状SiC复相陶瓷抗氧化和抗热震性能研究 |
| 6.1 层状SiC复相陶瓷抗氧化性能 |
| 6.1.1 层状SiC复相陶瓷氧化质量变化 |
| 6.1.2 层状SiC复相陶瓷氧化微观结构 |
| 6.1.3 层状SiC复相陶瓷氧化力学性能 |
| 6.2 层状SiC复相陶瓷抗热震性能 |
| 6.2.1 层状SiC复相陶瓷残余弯曲强度 |
| 6.2.2 层状SiC复相陶瓷热震形貌 |
| 6.2.3 层状SiC复相陶瓷抗热震性能评价 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 在读期间发表的论文 |
| 致谢 |
（7）六方氮化硼陶瓷的放电等离子烧结及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 缩写清单 |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景、目的和意义 |
| 1.2 主要研究内容 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 氮化硼的结构、性能与应用 |
| 2.1.1 氮化硼的结构 |
| 2.1.2 六方氮化硼的基本性能 |
| 2.1.3 氮化硼的应用 |
| 2.2 氮化硼及其复相陶瓷的研究现状 |
| 2.2.1 单相氮化硼陶瓷的研究现状 |
| 2.2.2 SiC/BN复相陶瓷的研究现状 |
| 2.2.3 Si_3N_4/BN复相陶瓷的研究现状 |
| 2.3 放电等离子烧结(SPS)技术 |
| 2.3.1 SPS装置结构 |
| 2.3.2 SPS烧结特点 |
| 2.3.3 SPS技术应用 |
| 2.4 纳米颗粒的强韧化机理 |
| 2.4.1 纳米颗粒的强化作用机理 |
| 2.4.2 纳米颗粒的韧化作用机理 |
| 3 原料、分析测试方法及设备 |
| 3.1 试验原料 |
| 3.1.1 h-BN粉料 |
| 3.1.2 其它原料 |
| 3.2 分析和测试方法 |
| 3.2.1 粉体表征 |
| 3.2.2 烧结样品表征 |
| 3.2.3 力学性能测试 |
| 3.3 实验设备 |
| 3.3.1 烧结设备 |
| 3.3.2 其它设备 |
| 4 h-BN陶瓷的SPS烧结、致密化过程与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米h-BN粉体的差热分析 |
| 4.3 h-BN陶瓷的SPS致密化过程分析 |
| 4.4 不同烧结方法制备的h-BN陶瓷的致密化与性能 |
| 4.4.1 h-BN陶瓷的致密度 |
| 4.4.2 h-BN陶瓷的晶粒取向 |
| 4.4.3 h-BN陶瓷的微观结构 |
| 4.4.4 h-BN陶瓷的力学性能 |
| 4.4.5 坯体初始致密度对h-BN陶瓷性能的影响 |
| 4.5 烧结工艺对h-BN陶瓷烧结致密化及力学性能的影响 |
| 4.5.1 烧结温度对h-BN陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 4.5.2 保温时间对h-BN陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 4.5.3 烧结压力对h-BN陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 不同晶粒尺寸和混合比例h-BN粉体的SPS烧结及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验用原料及制备工艺 |
| 5.3 不同晶粒尺寸h-BN粉体的差热分析 |
| 5.4 不同晶粒尺寸h-BN粉体的结晶度分析 |
| 5.5 不同晶粒尺寸h-BN粉体的SPS烧结与性能 |
| 5.5.1 不同晶粒尺寸h-BN粉体的SPS烧结致密化 |
| 5.5.2 粉体晶粒尺寸对h-BN陶瓷力学性能的影响 |
| 5.5.3 显微结构及晶粒取向分析 |
| 5.6 不同粒径混合h-BN粉体的SPS烧结与性能 |
| 5.6.1 粉体混合比例对h-BN陶瓷致密度的影响 |
| 5.6.2 粉体混合比例对h-BN陶瓷力学性能的影响 |
| 5.6.3 粉体混合比例对h-BN陶瓷显微结构的影响 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 SiC/h-BN复相陶瓷的SPS制备、致密化与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加烧结助剂的SiC/h-BN复相陶瓷的致密化与性能研究 |
| 6.2.1 不同B_2O_3含量的SiC/h-BN复相陶瓷的致密化与性能 |
| 6.2.2 不同Al_2O_3-Y_2O_3含量的SiC/h-BN复相陶瓷的致密化与性能 |
| 6.3 烧结工艺对SiC/h-BN复相陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 6.3.1 烧结温度对SiC/h-BN复相陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 6.3.2 烧结压力对SiC/h-BN复相陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 6.3.3 保温时间对SiC/h-BN复相陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 6.4 SiC添加量对SiC/h-BN复相陶瓷致密化及力学性能的影响 |
| 6.4.1 物相组成及显微结构分析 |
| 6.4.2 SiC/h-BN复相陶瓷的致密化 |
| 6.4.3 SiC/h-BN复相陶瓷的力学性能 |
| 6.4.4 SiC/h-BN复相陶瓷的抗热震行为 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 (ZrO_2+SiC)/h-BN复相陶瓷的致密化及力学性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验用原料和制备工艺 |
| 7.3 物相及显微结构分析 |
| 7.4 致密化分析 |
| 7.5 力学性能分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的致密化及力学性能研究 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验用原料及制备工艺 |
| 8.3 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的SPS烧结致密化行为分析 |
| 8.4 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的物相分析 |
| 8.5 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的致密度 |
| 8.6 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的显微结构 |
| 8.7 Si_3N_4/h-BN复相陶瓷的力学性能 |
| 8.8 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）基于高分子网络法热压烧结制备BN-SiC复相陶瓷材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 课题研究背景 |
| 1.3 BN-SiC复合陶瓷的研究进展 |
| 1.3.1 BN-SiC复合陶瓷的结构、性能及应用 |
| 1.3.2 BN-SiC复合陶瓷的制备 |
| 1.3.3 热压烧结制备BN-SiC复合陶瓷及性能分析 |
| 1.4 热压烧结法 |
| 1.4.1 热压烧结机理 |
| 1.4.2 热压烧结制备复合陶瓷的影响因素 |
| 1.5 主要研究内容、目的及意义 |
| 第2章 实验原料、方法及实验设备 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 高分子网络法制备BN-SiC粉体 |
| 2.2.2 机械混合法制备BN-SiC复合陶瓷粉体 |
| 2.2.3 球磨混料法制备BN-SiC复合粉体 |
| 2.2.4 热压烧结BN-SiC复合陶瓷 |
| 2.3 实验仪器及设备 |
| 2.4 复合陶瓷的物理性能及力学性能检测 |
| 2.4.1 复合陶瓷的密度 |
| 2.4.2 抗弯强度测试 |
| 2.4.3 维氏硬度 |
| 2.5 复合陶瓷材料的成分分析及组织结构 |
| 2.5.1 X射线物相分析 |
| 2.5.2 扫描电镜(SEM)观察及成分EDS能谱分析 |
| 2.5.3 透射电子显微镜观察 |
| 第3章 BN-SiC复合陶瓷材料组织和力学性能的研究 |
| 3.1 烧结温度对BN-SiC复合陶瓷材料组织和性能的影响 |
| 3.1.1 烧结温度对物相组成的影响 |
| 3.1.2 烧结温度对致密度的影响 |
| 3.1.3 烧结温度对力学性能的影响 |
| 3.1.4 显微组织分析 |
| 3.2 保温时间对BN-SiC复合陶瓷材料组织和性能的影响 |
| 3.2.1 保温时间对密度的影响 |
| 3.2.2 保温时间对硬度和抗弯强度的影响 |
| 3.2.3 保温时间对微观形貌的影响 |
| 3.3 SiC含量对BN陶瓷材料组织和性能的影响 |
| 3.3.1 SiC含量对致密度的影响 |
| 3.3.2 SiC含量对力学性能的影响 |
| 3.3.3 SiC含量对组织形貌的影响 |
| 小结 |
| 第4章 高分子网络法对烧结性能的影响 |
| 第5章 BN-SiC复合陶瓷断裂强度统计分布 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学期间研究成果 |
| 致谢 |
（9）抗烧蚀C/C-SiC-ZrB2复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高温材料发展概述 |
| 1.2.1 难熔金属及其合金 |
| 1.2.2 石墨 |
| 1.2.3 超高温陶瓷及其复合材料 |
| 1.2.4 C/SiC复合材料 |
| 1.2.5 C/C复合材料 |
| 1.3 抗烧蚀C/C复合材料 |
| 1.3.1 自身结构调整 |
| 1.3.2 涂层 |
| 1.3.3 基体改性 |
| 1.4 基体改性抗烧蚀C/C复合材料的制备方法及研究现状 |
| 1.4.1 制备方法 |
| 1.4.2 研究现状 |
| 1.5 选题背景及意义 |
| 1.6 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料及设备 |
| 2.2.1 预制体 |
| 2.2.2 基体前驱体 |
| 2.2.3 其它原材料 |
| 2.2.4 实验设备 |
| 2.3 材料制备方法 |
| 2.3.1 热梯度化学气相沉积法制备热解碳 |
| 2.3.2 前驱体浸渍裂解法制备SiC、ZrB_2及ZrC |
| 2.3.3 高温石墨化热处理 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 密度测定 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 2.4.3 热物理性能测试 |
| 2.4.4 氧化 |
| 2.4.5 烧蚀性能测试 |
| 2.5 材料表征 |
| 2.5.1 物相分析 |
| 2.5.2 微观形貌分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 添加SiC对C/C复合材料性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料制备及微观结构 |
| 3.3 力学及热物理性能 |
| 3.4 不同热流密度环境中的烧蚀 |
| 3.5 单次-往复环境中的烧蚀 |
| 3.6 SiC依托于预制体结构的层状分布对烧蚀的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 添加SiC对C/C-ZrB_2复合材料性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料制备及微观结构 |
| 4.3 力学及热物理性能 |
| 4.4 不同热流密度环境中的烧蚀 |
| 4.5 往复加载环境中的烧蚀 |
| 4.6 不同加载时间环境中的烧蚀 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 ZrB_2-SiC从界面到基体中的分布对改性C/C复合材料性能的影响 |
| 5.1 概述 |
| 5.2 ZrB_2从界面到基体中的分布对改性C/C复合材料的影响 |
| 5.2.1 材料制备及微观结构 |
| 5.2.2 力学及热物理性能 |
| 5.2.3 烧蚀性能 |
| 5.3 高温热处理对ZrB_2-SiC基体改性C/C复合材料的影响 |
| 5.3.1 材料制备及微观结构 |
| 5.3.2 力学及热物理性能 |
| 5.3.3 烧蚀性能 |
| 5.4 烧蚀机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 ZrB_2-SiC的微区结构和层状偏聚对改性C/C复合材料性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同微区结构的ZrB_2-SiC对改性C/C复合材料的影响 |
| 6.2.1 材料制备及微观结构 |
| 6.2.2 力学及热物理性能 |
| 6.2.3 烧蚀性能及机理 |
| 6.3 ZrB_2-SiC的层状偏聚对改性C/C复合材料的影响 |
| 6.3.1 材料制备及微观结构 |
| 6.3.2 力学及热物理性能 |
| 6.3.3 烧蚀性能及机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的学术论文和专利 |
| 致谢 |
（10）SiCw/SiC层状结构陶瓷的制备与强韧化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 SiC结构陶瓷的强韧化 |
| 1.1.1 颗粒强韧化 |
| 1.1.2 晶须强韧化 |
| 1.1.3 纤维强韧化 |
| 1.2 层状结构陶瓷 |
| 1.2.1 层状结构陶瓷显微结构 |
| 1.2.2 层状结构陶瓷力学性能 |
| 1.2.3 层状结构陶瓷应用 |
| 1.3 层状结构陶瓷的制备工艺 |
| 1.3.1 薄片预制工艺 |
| 1.3.2 复合成型工艺 |
| 1.3.3 层状结构致密化工艺 |
| 1.4 层状结构陶瓷的强韧化 |
| 1.4.1 弱界面结合强韧化 |
| 1.4.2 强界面结合强韧化 |
| 1.4.3 延性夹层强韧化 |
| 1.4.4 叠加互补强韧化 |
| 1.5 选题依据、研究目标和主要研究内容 |
| 1.5.1 选题依据 |
| 1.5.2 研究目标 |
| 1.5.3 研究内容 |
| 第2章 材料制备与分析测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.1.1 SiC晶须和颗粒 |
| 2.1.2 化学试剂 |
| 2.1.3 先驱体 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 SiC_w浆料的制备 |
| 2.2.2 SiC_w浆料性能测试 |
| 2.2.3 SiC_w薄片的制备 |
| 2.2.4 SiC_w/SiC 层状结构陶瓷的制备 |
| 2.2.5 试样的加工 |
| 2.2.6 致密化改性 |
| 2.2.7 SiC 颗粒改性 |
| 2.3 材料性能测试 |
| 2.3.1 拉伸性能 |
| 2.3.2 弯曲性能 |
| 2.3.3 断裂韧性 |
| 2.3.4 密度与开气孔率 |
| 2.4 微结构及物相分析 |
| 第3章 SiC_w/SiC层状结构陶瓷的制备工艺研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 SiC_w浆料的制备 |
| 3.2.1 分散剂对 SiC_w浆料性能的影响 |
| 3.2.2 粘结剂对 SiC_w浆料性能的影响 |
| 3.2.3 增塑剂对 SiC_w浆料性能的影响 |
| 3.2.4 球磨时间对 SiC_w浆料性能的影响 |
| 3.2.5 SiC_w含量对 SiC_w浆料性能的影响 |
| 3.3 SiC_w/SiC 层状结构陶瓷的制备 |
| 3.3.1 流延工艺对 SiC_w/SiC 性能的影响 |
| 3.3.2 ICVI 工艺对 SiC_w/SiC 性能的影响 |
| 3.3.3 SiC_w含量对 SiC_w/SiC 性能的影响 |
| 3.3.4 TC-ICVI 的工艺特点及 SiC_w/SiC 的力学性能和显微结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 SiC_w/SiC层状结构陶瓷的热处理改性 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 SiC_w热处理改性 |
| 4.2.1 SiC_w热处理改性工艺 |
| 4.2.2 SiC_w热处理改性对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 4.2.3 SiC_w热处理改性对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 4.3 SiC_w/SiC 热处理改性 |
| 4.3.1 SiC_w/SiC 热处理改性工艺 |
| 4.3.2 热处理对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 4.3.3 热处理对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC_w/SiC层状结构陶瓷的致密化改性 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 PIP改性 |
| 5.2.1 PIP改性工艺 |
| 5.2.2 PIP改性对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 5.2.3 PIP改性对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 5.3 LSI改性 |
| 5.3.1 LSI改性工艺 |
| 5.3.2 LSI 改性对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 5.3.3 LSI 改性对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 SiC_w/SiC层状结构陶瓷的颗粒改性 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 SiC_p改性 |
| 6.2.1 SiC_p改性工艺 |
| 6.2.2 SiC_p改性对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 6.2.3 SiC_p改性对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 6.3 SiC_(np)改性 |
| 6.3.1 SiC_(np)改性工艺 |
| 6.3.2 SiC_(np)改性对 SiC_w/SiC 力学性能的影响 |
| 6.3.3 SiC_(np)改性对 SiC_w/SiC 显微结构的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 SiC_w/SiC层状结构陶瓷的强韧化机制 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.2.1 SiC_w/SiC 的断裂模型 |
| 7.2.2 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.3 热处理改性的强韧化机制 |
| 7.3.1 SiC_w热处理后 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.3.2 SiC_w/SiC 热处理的强韧化机制 |
| 7.4 致密化改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.4.1 PIP 改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.4.2 LSI 改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.5 颗粒改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.5.1 SiC_p改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.5.2 SiC_(np)改性 SiC_w/SiC 的强韧化机制 |
| 7.5.3 晶须、颗粒和层状结构协同增韧机制 |
| 7.6 层状结构陶瓷强韧化设计准则 |
| 7.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文与其他研究成果 |
| 致谢 |
四、SiC短纤维增强SiC-BN复合陶瓷（论文参考文献）
- [1]可加工氮化硼系复相陶瓷的研究发展现状和发展趋势以及应用现状分析[J]. 江涛,韩慢慢,付甲. 现代技术陶瓷, 2021(04)
- [2]SiC/SiC复合材料氧化退化研究进展[J]. 陈西辉,孙志刚,牛序铭,江荣,高希光,宋迎东. 推进技术, 2020(09)
- [3]某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究[D]. 王昭勋. 陕西科技大学, 2020(02)
- [4]反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究[D]. 刘东旭. 浙江理工大学, 2020(02)
- [5]层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势[J]. 江涛. 硅酸盐通报, 2019(08)
- [6]层状SiC复相陶瓷的制备与性能研究[D]. 纪文义. 山东理工大学, 2019(03)
- [7]六方氮化硼陶瓷的放电等离子烧结及性能研究[D]. 翟凤瑞. 北京科技大学, 2017(07)
- [8]基于高分子网络法热压烧结制备BN-SiC复相陶瓷材料的研究[D]. 刘欢. 沈阳大学, 2016(06)
- [9]抗烧蚀C/C-SiC-ZrB2复合材料研究[D]. 刘磊. 西北工业大学, 2015(01)
- [10]SiCw/SiC层状结构陶瓷的制备与强韧化[D]. 解玉鹏. 西北工业大学, 2015(07)