一、Si_3N_4/SiC_p复相陶瓷材料的研究进展（论文文献综述）
左城铭[1]（2021）在《氮化硅陶瓷基纳米复合材料的制备工艺及性能研究》文中提出氮化硅陶瓷材料是结构陶瓷材料中的超硬材料,具有强度,硬度高、蠕变小、抗氧化性好、耐磨损、耐腐蚀等优异性能,是一种理想的高温结构材料和高速切削工具材料。目前学者对于其制备工艺的研究主要集中在热压,气压等烧结方式,对于常压烧结研究较少。常压烧结适合批量化大规模工业生产,但同时带来了烧结工艺难控制、烧结试样变形严重、试样致密度差,力学性能差等问题。本文就氮化硅陶瓷基复合材料在常压烧结条件下的工艺研究以及添加适量纳米碳化硅对氮化硅基体复合材料的微观组织和各项性能的影响展开工作。本论文首先研究氮化硅在常压烧结条件下的制备工艺。选择四种不同烧结工艺参数变量:烧结温度、保温时间、烧结方式、烧结助剂含量,并研究这些变量对试样的致密度、收缩率、微观形貌、物相的影响,选出一组最佳烧结工艺参数后并在此工艺条件下,研究纳米碳化硅对基体复合材料的物理性能和力学性能的影响。结果表明:在埋粉烧结条件下,烧结温度为1680℃,保温时间为2小时,烧结助剂质量分数为12.5%时,其中烧结助剂为Y2O3和Al2O3按照质量比为2:3配制,试样致密化程度最高,致密度达96.3%,线收缩率达18.9%,β相相对含量高,晶粒相互交织缠绕,气孔少,组织致密。研究了不同质量分数纳米碳化硅对氮化硅基体材料微观组织和力学性能影响。结果表明:在碳化硅的添加量达到10%时,复合材料的综合性能最佳。碳化硅添加量未超过10%时其在晶粒间隙处钉扎晶粒,填充晶粒间隙,抑制其过分长大;超过10%后,则会促使晶粒团聚,导致力学性能变差。硬度与致密度变化规律接近,碳化硅添加量不超过10%时较为稳定,超过后明显降低。抗弯强度则是先增后减的趋势,在碳化硅的添加量达到10%时达到最佳,随后降低。
谭竞[2]（2020）在《有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究》文中研究表明随着航空航天工业的发展,高马赫数飞行器对于高温透波材料,特别是高性能透波陶瓷纤维的需求日益剧烈。BN-Si3N4复相陶瓷纤维结合了 BN纤维优异的热稳定性、介电性能和Si3N4纤维出色的力学性能的优点,是一种极具发展潜力的高温透波陶瓷纤维材料。本论文以聚环硼氮烷（PBN）和聚硅氮烷（PSZ）为前驱体,通过前驱体的复合、熔融纺丝、电子束交联和高温热解制备了具有优良力学、介电、抗氧化等综合性能的BN-Si3N4复相陶瓷纤维。论文首先考察了 PBN与PSZ前驱体的基本性质与热解过程,并研究了复合前驱体的复合效应与热解机理;研究了复合前驱体的流变性和熔融纺丝工艺,制备了优质的纤维原丝;考察了不同交联工艺对纤维不熔化处理的影响;最后经过高温烧成制备了复相陶瓷纤维,并探讨了纤维的形貌与结构对纤维性能的影响。本论文的主要研究结论如下:1、聚环硼氮烷（PBN）前驱体的热解产物为乱层t-BN,而聚硅氮烷（PSZ）前驱体的热解产物为混合的α-Si3N4与β-Si3N4。二者的热解产物中碳含量均在0.5wt%以下,说明PBN与PSZ适合作为透波陶瓷纤维的前驱体使用。2、PBN/PSZ复合前驱体的热解过程存在复合效应,复合前驱体中PSZ含量的增加能够提高热解产物中BN相的结晶度。当热解产物中Si3N4含量为25wt%时,BN晶体的结晶度达到最大值。复合前驱体热解产物中Si3N4均为无定形态。3、PBN/PSZ复合前驱体的热解过程分为无机化过程和晶体化过程。无机化过程主要通过N-H、-NHCH3、-CH3以及Si-H等基团之间的反应放出CH4、CH3NH2等小分子来完成。复合前驱体的无机化过程在1000℃完成,其热解产物中的BN相从1400℃开始出现结晶行为,在1600℃保温120min可以确保h-BN结晶过程的完成。4、PBN/PSZ复合前驱体具有优异的纺丝性能,其粘流活化能为14.20 kJ/mol。其熔体为假塑性流体,呈现剪切变稀特性,在120-150℃温度段流动指数为0.812-0.982。5、PBN/PSZ复合前驱体熔融纺丝工艺由纺丝温度、纺丝压力和收丝速度控制,三个工艺参数需要相互协调匹配,才能制备出均匀致密,直径合适的纤维原丝。本实验中合适的纺丝条件为纺丝温度110-135℃,纺丝压力0.3-0.7 MPa,收丝速度>8m/s。6、采用NH3交联与电子束交联两种方式对纤维原丝进行了不熔化处理。研究结果表明,电子束交联是更合适的不熔化处理工艺。不熔化纤维的凝胶含量为81.8wt%,热解至1000℃后,所得的陶瓷纤维均匀致密,没有缺陷。7、不熔化纤维经过1000℃、NH3处理和1600℃、N2高温热解后,陶瓷收率为40wt%,残余的碳含量约为0.2wt%,所得陶瓷纤维的组成接近化学计量比,为 BN（Si3N4）0.05。8、1600℃高温烧成的复相陶瓷纤维呈“壳芯结构”。纤维的边缘由一层结晶度较低的BN构成,而纤维的中心区域,BN晶粒发育十分完善,（002）晶面间距为0.333 nm,符合h-BN晶体的理论值,晶粒尺寸超过15nm。9、复相陶瓷纤维具有优秀的力学、介电和抗氧化性能。得到的纤维的拉伸强度和杨氏模量分别为1040 MPa和90 GPa,其介电常数和介电损耗分别为3.21和3.11×10-3。在空气中900℃和1000℃下中氧化4 h其增重率分别为2wt%和7wt%。
王辉[3]（2020）在《高性能Si3N4基陶瓷刀具材料及性能研究》文中进行了进一步梳理氮化硅陶瓷具有硬度高、抗氧化性好、耐磨、耐腐蚀、化学性能稳定和高温性能优异等优点,是一种发展潜力巨大的新型陶瓷材料。高强度、高韧性的氮化硅陶瓷材料制备的陶瓷刀具在高速切削领域应用广泛。本文以α-Si3N4粉末为基体材料,以TiC晶须和颗粒为增韧补强相,以稀土氧化物Y2O3、Al2O3和TiO2为烧结助剂,采用热压烧结工艺成功制备了综合性能优异的Si3N4基陶瓷刀具材料。研究了烧结助剂对Si3N4基陶瓷刀具材料微观结构和力学性能的影响。研究发现,烧结助剂Y2O3、Al2O3和TiO2组合使用时,通过调整复合烧结助剂Y2O3-Al2O3-TiO2中各组分的配比,可以进一步的降低烧结助剂产生的负面影响,提高材料的性能,Y2O3、Al2O3和TiO2的配比为55.0vol.%:39.2vol.%:5.8vol.%时,材料的抗弯强度和断裂韧性提升较大。而复合烧结助剂的总添加量同样对复合材料的性能和微观结构有显着影响,当复合烧结助剂的总添加量为9wt%时,材料性能较好,此时,TiC颗粒增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的抗弯强度为743.9MPa,断裂韧性为7.4MPa.m1/2。优化了Si3N4基陶瓷刀具材料的烧结温度和保温时间。在不同工艺条件下,对含有64.5vol.%Si3N4、27.7vol.%TiC、4.3vol.%Y2O3、3.0vol.%Al2O3、0.5vol.%TiO2 的复合粉末进行热压烧结。实验结果表明,烧结温度1700℃,保温时间30min,烧结压力30MPa,为TiC增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的最佳烧结工艺。在此烧结工艺条件下,TiC颗粒对材料强度和硬度的提升要优于TiC晶须,而TiC晶须对材料韧性的提升更加占有优势。TiC颗粒增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的抗弯强度和维氏硬度高达743.9 MPa和17.9 GPa,断裂韧性为7.4MPa-m1/2,TiC晶须增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的断裂韧性高达7.9 MPa.m1/2,抗弯强度和维氏硬度分别为690.6 MPa和17.4 GPa。研究了TiC增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的增韧补强机理。研究发现,TiC晶须/颗粒在裂纹扩展过程中不仅能发生拔出效应,还能使裂纹发生偏转和桥联,使裂纹难以继续扩展,提高材料的强度和韧性,影响TiC增韧Si3N4基陶瓷刀具材料的因素有晶粒形状、粒径大小与气孔率、界面特性等。
崔海超[4]（2020）在《晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究》文中研究表明TiB2陶瓷具有较高的强度和硬度,抗氧化性强等优点,但是单相的TiB2陶瓷自由扩散系数较低,烧结致密性较差,导致断裂韧性和抗弯强度较低,限制了作为陶瓷刀具材料的广泛应用和发展。在已有的烧结理论和增韧补强理论的指导下,本文采用碳热还原法合成TiC晶须,采用晶须增韧的方法,通过热压烧结工艺制备了 TiB2-TiCw复合陶瓷刀具材料。在传统的碳热法还原制备TiC晶须的理论指导下,针对所制备晶须粉末中游离碳过多的问题,提出用C6H12O6·H2O代替部分摩尔量的C作为TiC晶须制备的原材料,确定了TiC 晶须的最佳摩尔组分配比为 TiO2:C:C6H12O6·H2O:Ni:NaCl=1:2.1:0.15:0.05:0.5。优化了烧结工艺对TiC晶须产量和形貌的影响,确定了 TiC晶须的最佳制备工艺为:加热40min到1500℃,保温60min,二次升温加热5min到1600℃,保温30min。对TiC晶须的生长机制进行了分析研究,实验表明,晶须的生长过程是一种SLLS生长机理,Ni熔滴不断地消耗固体反应物,反应原材料通过NaCl自身的粘附和蒸发作用不断运输到Ni熔滴附近,从而促使TiC晶须的不断生长。分析了成功制备TiC晶须的物相组成以及影响产量和长径比的因素。实验优化了材料的组分配比和烧结工艺对其力学性能和微观结构的影响。实验研究表明,复合陶瓷刀具材料中最佳组分配比:添加相TiC晶须最佳含量为30%,烧结助剂最佳添加量为Ni6.5vol.%和Mo3.5vol.%。确定了制备TiB2-TiCw复合陶瓷刀具材料的最佳烧结方案:加热30min到1310℃,30min到1700℃,保温30min,采用热压烧结方法,其综合力学性能最佳,抗弯强度为860MPa;断裂韧性为7.9MPa·m1/2;维氏硬度为22.56GPa。对裂纹偏转、晶须拔出和晶须桥联的增韧机制进行了分析。总结分析了影响晶须增韧的主要因素:晶须的含量和长径比、晶须的排布状态以及晶须与基体的界面结合力。
安建成[5]（2020）在《矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究》文中进行了进一步梳理铝矾土是我国的战略资源,合成矾土基莫来石为我国丰富的铝矾土资源提供了综合利用的有效途径,但目前合成的矾土基均质莫来石应用过程中存在热态结合强度低、抗热震性较差以及不耐侵蚀等弱点。在莫来石材料中引入SiC,可弥补其不足,但目前采用外加SiC或碳热还原原位生成SiC的方法,存在机械混合不均匀、烧结难度大或工艺复杂、成本高、不易产业化的缺点。为此,本工作以合成矾土基均质莫来石骨料和细粉为主要原料,以酚醛树脂为结合剂,引入Si粉,利用Si高温还原气氛下原位生成非氧化物晶须的新方法来制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料,工艺简单、成本低、可实现工业化大规模生产。研究了Si粉加入量、温度以及添加物（Al、Zn和SiC粉）对复相材料组成、结构和性能的影响规律,并探讨了莫来石中杂质对Si反应和SiC晶须生长的催化机理,SiC和O’-Si Al ON在复杂体系中的生长机理,以及晶须状SiC和O’-Si Al ON对复相材料增强增韧机理等,研究结果如下:在矾土基莫来石体系中引入Si粉,在高温埋炭条件下,Si可与C、CO、N2等反应,生成非氧化物SiC和O’-Si Al ON晶须,从而制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料。SiC和O’-Si Al ON晶须填充气孔,并与莫来石直接结合,使复相材料结构致密、强度高,材料具有较好烧结性能。莫来石中的Fe2O3、Ti O2杂质可促进Si反应及催化晶须状SiC和O’-Si Al ON生长,不需外加催化剂,可形成材料内的自催化。SiC和O’-Si Al ON晶须的生长机制为VS和VLS。在引入Si粉的基础上,添加适量（1-2%）的Al、Zn和SiC粉,有助于Si反应生成晶须状SiC和O’-Si Al ON,并提高复相材料的致密度和强度。其原因在于添加物在高温下可增加试样中气相压力,促进气相传输、反应。而过量添加物使试样中气相压力过大而逸出,致使复相材料结构疏松,降低其烧结性能。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有较高的高温力学性能和优良的抗热震性,其高温强度和抗热震性分别比莫来石砖提高10倍和2倍以上,Si粉的较佳加入量为10%。高温强度和抗热震性提高的原因在于SiC和O’-Si Al ON与莫来石基体形成直接结合,起钉扎、锚固作用,增强效果显着;SiC和O’-Si Al ON晶须形成交叉连锁的网络结构,断裂时SiC和O’-Si Al ON晶须桥连、拔出以及裂纹偏转等,消耗大量断裂功,增韧效果显着。在引入Si粉的基础上,引入适量Al粉,材料中除形成晶须状SiC和O’-Si Al ON外,还生成针状Al N,且引入Al有助于非氧化物晶体发育长大,增强作用显着,高温强度提高80%。引入少量Zn（<1%）对复相材料高温机械性能影响不大,过量Zn粉会劣化材料高温性能,原由是Zn在高温下以气态逸出,破坏材料结构。引入1-5%的SiC粉,材料高温力学性能变化不大,抗热震性明显提高,主要由于SiC总量增加。矾土基莫来石砖抗碱侵蚀性较差,引入Si粉制备的复相材料具有良好的抗碱侵蚀性能。与莫来石材料相比,复相材料1100℃、1300℃碱侵蚀质量增重逐渐减小,强度增加。侵蚀层结构致密,试样内部SiC和O’-Si Al ON仍然存在,且其形貌与碱侵蚀实验前相同。再引入Al、Zn、SiC粉体后,复相材料均表现出良好的耐碱性,引入适量Al、Zn粉有助于进一步提高复相材料的抗碱侵蚀性能,而引入SiC后复相材料的抗碱侵蚀性能略有降低。碱侵蚀的过程为:在活性较高的碱介质中,莫来石、Si Al ON和SiC首先与CO反应生成刚玉和石英相,然后K或K2O再与刚玉、石英或者直接与莫来石反应生成钾霞石、白榴石和高钾玻璃相,进而使复相材料遭到侵蚀。复相材料耐碱性改善的机理是试样中的SiC和O’-Si Al ON对结构的增强作用及其体系碱侵蚀后形成的钾玻璃相使材料结构致密化,阻碍了碱进一步进入试样内部。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有优良的抗氧化性,其氧化特性为保护性氧化,即氧化时复相材料表面的O’-Si Al ON和SiC先氧化,氧化产物Si O2与莫来石中杂质形成玻璃膜,封闭气孔,阻碍氧气进入试样内部;氧化产物Si O2和Al2O3反应可形成含莫来石的致密保护层,可减少氧气进入试样。引入适量的Al、Zn和SiC粉,可提高复相材料的抗氧化性。
崔雪峰,李建平,李明星,周杰,李鑫,成来飞,刘永胜,叶昉[6]（2020）在《氮化物基陶瓷高温透波材料的研究进展》文中研究表明氮化物基陶瓷材料具有高强度、高模量、耐高温、抗热震和透波等优异的综合性能,是高温透波构件的主要候选材料,目前应用报道较少,制备工艺和性能有待进一步完善和提高。本文综述了氮化物陶瓷、氮化物复相陶瓷及氮化物陶瓷基复合材料的研究现状,发现多孔氮化硅陶瓷、BN-Si3N4复相陶瓷和BNw/Si3N4复合材料的综合性能较为优异,可达到介电常数低于5,介电损耗低于0.01,室温弯曲强度高于200 MPa的水平。本文分析了氮化物基陶瓷高温透波材料研究的现存问题,主要是力学性能与介电性能难以协同提高;最后对高温透波材料体系的选择及其制备工艺的未来发展方向进行了展望。
杨景红[7]（2019）在《复相陶瓷BN-SiO2与Nb钎焊界面结构及其形成机理》文中研究指明复相陶瓷BN-SiO2由晶态h-BN和无定形SiO2组成,因此复相陶瓷BN-SiO2兼具二者的优异性能,在航空航天领域得到了广泛的应用。Nb是一种广泛用于航空航天的金属材料。在实际应用中,常需要将复相陶瓷BN-SiO2与Nb连接以实现其优势互补。本课题以复相陶瓷BN-SiO2润湿性分析为出发点,进而对复相陶瓷BN-SiO2与Nb的焊接性进行研究。基于焊后接头残余应力较大的问题,设计SiC网络结构增强复合中间层（缩写为CINRA）缓解接头残余应力,解明CINRA对接头的增强机制。采用Ti-Ni活性钎料在复相陶瓷BN-SiO2表面进行润湿试验,对Ti-Ni钎料在复相陶瓷BN-SiO2表面的润湿铺展行为进行研究,解明活性元素Ti在反应润湿体系中的作用。结果表明:Ti-Ni钎料在复相陶瓷BN-SiO2表面的润湿铺展分为三个阶段:快速铺展阶段、稳定铺展阶段以及平衡阶段。体系最终润湿角约为42°。通过TEM手段确定Ti-Ni/复相陶瓷BN-SiO2的润湿界面的典型结构为Ti3O5+Ti5Si3+TiB2+TiN复合反应层。确定了在Ti-Ni/复相陶瓷BN-SiO2润湿体系中,TiN层会优先生成并且TiN层的形成会促进体系的润湿和铺展。此外,设计BN含量不同的三种复相陶瓷BN-SiO2的润湿体系,通过反应层的XRD图谱Rietveld精修研究最终润湿角-界面反应产物之间的关系。结果表明:液态Ti-Ni钎料在复相陶瓷BN-SiO2上的最终润湿角由界面反应产物决定。采用Ti-Ni活性钎料对复相陶瓷BN-SiO2自身以及Nb进行钎焊。通过对两层组织的衍射斑点和衍射环的标定可以确定两层反应层为Ti3O5+Ti5Si3+TiB2以及TiN层。基于Miedema模型,对Ti-Ni二元钎料体系中活性元素Ti的化学活度进行了计算。可以发现体系中活性元素Ti的化学活度为0.424。采用Koller三元几何模型,计算了Nb元素的溶解对Ti-Ni钎料中Ti元素活度的影响。计算结果表明,随着Nb元素的加入,Ti-Ni体系中Ti元素的活度增加为0.778,加剧了其与复相陶瓷BN-SiO2侧的界面反应。同时采用第一性原理计算了h-BN/Ti以及a-SiO2/Ti界面模型界面能。结果表明:与a-SiO2/Ti界面模型相对比,Ti在h-BN界面上更易于形成新相,从能量角度上解释了Ti-Ni钎料优先同h-BN发生反应的机理。采用CINRA钎焊复相陶瓷BN-SiO2与Nb,当钎焊温度1170°C、保温时间5min时,液态钎料填充SiC多孔陶瓷孔洞,同时液态钎料与SiC多孔陶瓷发生反应,在SiC多孔陶瓷表面生成了TiC+Ti5Si3反应层。此时接头的典型界面组织为复相陶瓷BN-SiO2/Ti3O5+Ti5Si3+TiB2+TiN/SiC+TiC+Ti5Si3/（Ti,Nb）-TiNi共晶+TiNi+TiNi2/Nb。随着钎焊温度的升高,SiC多孔陶瓷与钎料之间的化学反应加剧,导致SiC多孔陶瓷的骨架结构被严重的破坏。保温时间可以直接影响液态钎料在SiC多孔陶瓷中的填充情况,当保温时间较短时,液态钎料无法完全填充SiC多孔陶瓷。当钎焊温度为1170°C保温时间为5min时,接头的抗剪强度最高为102MPa。研究了中间层参数对复相陶瓷BN-SiO2/CINRA/Nb接头界面组织和性能的影响,当SiC多孔陶瓷孔隙率较小时存在闭孔结构导致钎料无法渗入;而SiC多孔陶瓷孔隙率过大时,由于毛细作用力降低也导致钎料无法填充SiC多孔陶瓷,此外骨架结构过于薄弱导致骨架容易被破坏导致接头强度降低。当SiC多孔陶瓷的厚度过厚时,在SiC多孔陶瓷中存在大量未填充区域,因此接头的力学性能急剧下降。当多孔陶瓷孔隙率为50%、厚度为2mm时,接头的抗剪强度最高为102MPa。建立CINRA子模型并深入分析了其对接头残余应力的改善机制,结果发现CINRA的添加可以改变钎焊接头内部残余应力的分布形式,具体表现为在CINRA内部残余应力分布不连续,残余应力主要集中在孔洞边缘位置,同时添加的CINRA子模型整体应力峰值较低。与复相陶瓷BN-SiO2与Nb直接钎焊接头残余应力相比,采用CINRA对复相陶瓷BN-SiO2与Nb钎焊时,陶瓷侧界面处的残余应力峰值下降了14%。研究了CINRA提高接头力学性能的机制,CINRA会将产生的主要裂纹向多个方向传递,分散了产生裂纹的主应力从而对裂纹的扩展产生了阻碍作用。通过对比发现,当裂纹沿着SiC多孔陶瓷进行扩展时阻力最小为7.43MPa,因此裂纹更易沿着SiC多孔陶瓷进行扩展。该路径具有多转折、多弯曲的特点可阻碍裂纹的扩展,最终实现接头力学性能的大幅度提升。
肖水清[8]（2019）在《TiCN基陶瓷材料烧结过程中显微结构演化研究》文中认为TiCN基陶瓷材料由于具有较高的红硬性、耐磨性和抗氧化性等优良性能,被广泛应用于制作高速切削刀具材料等,然而,难烧结、韧性差成为限制它应用的瓶颈。在国内外研究中,大部分都是以Ti（C,N）基金属陶瓷为研究对象,对TiCN基陶瓷材料的研究却很少,并且金属陶瓷中由于存在Ni、Co等金属致使其强度、耐磨性和抗氧化性等大打折扣。为了满足市场对硬质陶瓷材料和耐磨材料日益增加的需求,对TiCN基陶瓷材料的研发迫在眉捷。基于以降低烧结温度和提高致密度为目的,本文分别以TiCN基陶瓷材料和TiCN基金属陶瓷为研究对象,运用固相烧结、液相烧结和瞬时液相烧结等方法,研究它们在烧结过程中的显微结构演化规律等,通过掌握其显微组织结构演化相关理论,以便指导研发性能优良的TiCN基陶瓷材料。首先,本文选择以钇铝石榴石（Y3Al5O12,简称YAG）为添加剂,利用热压烧结工艺制备TiCN基复合陶瓷,利用场发射扫描显微镜、XRD分析、晶粒大小和致密度测试,研究TiCN基陶瓷材料的固相烧结过程中显微结构演化。研究结果表明,YAG不与TiCN发生反应,能与TiCN晶粒很好的结合,可以抑制TiCN基陶瓷晶粒长大,显着降低TiCN基陶瓷烧结温度,促进陶瓷烧结的致密化,是很好的烧结助剂。通过对TiCN基陶瓷材料的固相烧结机理的研究还发现,TiCN基陶瓷材料的固相烧结过程中晶粒生长取决于晶界的迁移、孔洞与晶界之间的反应,晶粒生长过程主要是表面扩散与晶界扩散机制起主导作用的;这样的烧结机制导致YAG-TiCN复合陶瓷基体晶粒生长过程中形成晶粒内结构和晶粒间结构的亚微米级颗粒和气孔;当添加3 wt%的YAG,YAG-TiCN复合陶瓷在较低的温度1450℃时就可达到完全致密,相对密度为99.81%。其次,本文选择添加熔点低的五氧化二铌（分子式为:Nb2O5）材料为烧结助剂,利用热压烧结工艺制备Nb2O5-TiCN复相陶瓷,采用与固相烧结过程测试方法相同的技术手段,研究TiCN基陶瓷材料在液相烧结过程中的显微结构演化。研究结果表明,Nb2O5是TiCN复合陶瓷材料的有效烧结助剂,既可降低TiCN陶瓷材料烧结温度又可抑制其晶粒长大,促进TiCN陶瓷材料的致密化。它的致密化过程分两个阶段进行,第一是固相烧结阶段,固溶在促进TiCN陶瓷材料致密化过程中起主要作用;第二是液相烧结阶段,液相出现后,加速TiCN陶瓷材料颗粒重排,溶解—沉淀—析出致密化机理起主要作用。即使添加1 wt%的Nb2O5已初显Nb2O5对于TiCN复相陶瓷的致密化和晶粒细化具有促进作用。当添加量为2 wt%的Nb205,在热压烧结工艺下,烧结温度为1450℃时就可获得99.6%的相对密度。另外,本文还选择LiYO2作为烧结助剂,研究TiCN基陶瓷材料的瞬时液相烧结过程的显微结构演化过程。研究结果表明,LiYO2也是一种很好的烧结助剂;其中,液相的量和烧结温度是决定TiCN陶瓷材料的瞬时液相烧结是否致密的主要因素。当LiYO2含量达到6 wt%,烧结温度为1400℃时,TiCN基复合陶瓷才能够致密化。最后,以Ti（C,N）基金属陶瓷为研究对象,主要从三个方面对其烧结过程中的显微结构展开研究。（1）用真空烧结方法,对60%Ti（C0.5,N0.5）-15%Co-12%Mo-12%WC-1%C 的金属陶瓷进行研究。结果表明:Ti（C,N）基金属陶瓷压坯的烧结收缩行为表现为:在1000℃—1100℃之间,压坯先膨胀;然后又开始收缩,1300℃时出现急剧收缩。固相烧结阶段形成内环相,液相烧结阶段形成外环相;根据显微结构的演化规律画出其主要演化示意图。（2）应用高温热膨胀仪研究Ti（C,N）基金属陶瓷的主烧结曲线,通过建立其主烧结曲线的方法来研究金属陶瓷的致密化过程。结果发现:Ti（C,N）基金属陶瓷的表观激活能是485 KJ/mol;可以运用主烧结曲线ρ～Θ的关系,准确预测陶瓷烧结致密化的整个过程,预测产品的相对密度和最终收缩量。（3）采用计算机模拟进行TiCN基金属陶瓷烧结行为的模型构建。通过对于Ti（C,N）基金属陶瓷的晶粒取向数、晶格细分数的选择性输入,系统能量变化等控制过程,输出晶粒生长速度、晶粒大小变化和气孔、晶界的演化模拟过程进行可视化的模拟。结果发现,晶粒随着模拟时间的增加不断长大,大约在225模拟时间步长（MCS）时趋向于亚稳态,晶粒的生长开始趋缓慢。晶粒的整体数目随着模拟时间的增加不断减少,而平均晶粒尺寸明显增大,小晶粒变小或被吞噬,大晶粒不断长大。这与Ti（C,N）基金属陶瓷烧结过程的颗粒扩散、在液相中溶解与过饱和后在大颗粒表面析出的实验观察高度吻合。
穆阳阳,涂建勇,薛继梅,叶昉,成来飞[9]（2019）在《化学气相沉积法制备吸波型SiCN陶瓷的研究进展》文中认为化学气相沉积法（chemical vapor deposition,CVD）是近几十年发展起来的制备无机材料的新技术,具有制备温度低、所得材料均匀致密、可实现近尺寸成型等优点,是制备功能材料的常用方法之一。本文综述了几种常见的CVD方法,如常压化学气相沉积（atmospheric pressure chemical vapor deposition,APCVD）、低压化学气相沉积（low pressurechemicalvapordeposition, LPCVD）、等离子体增强化学气相沉积（plasmaenhancedchemicalvapor deposition,PECVD）以及激光辅助化学气相沉积（laser assisted chemical vapor deposition,LACVD）;重点阐述了采用LPCVD在较低温度下制备SiCN陶瓷吸波剂的工艺参数,提出了LPCVD是制备新型吸波陶瓷的主要方法。
田江洲[10]（2019）在《太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究》文中研究指明第3代太阳能热发电储热陶瓷要求具有优异的抗热震性能和热导率,来实现储热系统的运行效率;SiC陶瓷所具有的优异性能较好的满足上述要求,为了进一步降低制备成本、提高热学性能,本研究通过反应烧结机理设计了原位合成SiC晶须（SiC whiskers,SiCw）作为增强相结合SiC复相陶瓷。首先系统分析了Si粉添加量和烧成温度对SiCw/SiC复相陶瓷的物理性能、显微结构、相组成的影响和变化规律,探讨了SiCw的合成机理;接着引入Fe2O3作为SiCw生长催化剂,研究Fe2O3对样品性能的影响,分析其催化机理;然后添加烧结助剂Y2O3来实现SiCw/SiC复相陶瓷的致密化改性;最后研究PCM复合SiC基复相储热陶瓷的相容性机理。通过XRD、SEM、FE-SEM等现代测试表征手段分析样品的相组成、显微结构与性能之间的关系,主要研究成果如下:（1）以级配SiC、AlN和Si粉为基体原料设计了A系列配方,通过埋粉烧成方法成功制备了SiCw/SiC复相陶瓷。结果表明,Si粉在高温下形成部分液相促进了传质,样品的致密度和抗折强度随着Si添加量的增加而改善。显微结构显示在晶粒空隙和表面密布着大量原位生长的SiCw,由于大量气体产生导致样品结构疏松。SiCw形貌影响因素主要有Si添加量和烧成温度,其适宜的添加量和烧成温度为1550℃烧成的A4样品（10.39 wt%Si）,晶须呈长直状。当烧成温度大于1550℃时,有哑铃状SiCw生成。SiCw以VS机制生长,反应中间产物SiO、CO的气-气反应控制着成核生长阶段,到调整阶段后多余的SiO沉积在SiCw表面形成了保护层。经1550℃烧成A4样品综合性能最优,Wa、Pa、D以及σb分别为:14.69%、31.54%、2.15 g/cm3、29.68 MPa;原位自组装的网状SiCw作为高导热通道提高了样品热导率,室温热导率和比热容分别为6.74 W/（m·K）,0.81 J/（g·K）,储热密度为994.50 kJ/kg（ΔT=975℃）。经30次抗热震循环（室温1000℃）后,SiCw仍稳定存在,强度增加了34.91%,达40.04 MPa。经1300℃氧化100 h后由于晶内氧化所导致的体积效应使保护膜破裂,SiCw氧化消失,氧化增重为61.43 mg/cm2。（2）在A4配方基础上引入Fe2O3作为晶须生长催化剂,设计了CF系列配方组成。结果表明,Fe2O3的引入调控和改善了SiCw的形貌和SiCw/SiC复相陶瓷的性能。Fe2O3引入后最佳烧成温度由1550℃降至1500℃,Fe2O3在还原气氛下首先被还原为单质Fe后与Si形成Fe-Si合金液滴,SiCw合成机理转变为VLS机制,继而优化SiCw形貌。随着烧成温度和Fe2O3添加量的增加,晶须直径变大,分布密度下降,弯晶增加,出现分叉生长。经1500℃烧成的CF3（1.5wt%Fe2O3）样品具有最佳综合性能,其Wa、Pa、D以及σb分别为12.87%、28.32%、2.20 g/cm3和42.38 MPa。缺陷少、大长径比的晶须显着降低了基体-晶须势垒和气孔势垒,样品热导率达13.75 W/（m·K）,提高了1.03倍,储热密度为1101.75 kJ/kg。由于Fe2O3的助烧作用进一步提高了致密度,CF4样品的热导率达18.74 W/（m·K）,但高温性能较差。样品中的单质Fe或者Fe2+在高温热处理过程中逐渐氧化为Fe3+并迁移到样品表面,形成氧化膜。样品初始抗折强度的提高和致密度的增加改善了样品的高温性能,CF3样品抗热震后强度增加了22.08%,残余强度为51.83 MPa,氧化增重为43.18 mg/cm2。（3）为了促进SiCw/SiC复相陶瓷的致密化以达到改性效果,在CF3配方基础上添加Y2O3作为烧结助剂,设计了DS系列配方。结果表明,Y2O3的添加降低了β-Sialon相的合成温度,提高了样品的致密度,样品的物理性能显着提高。XRD分析表明经1550℃烧成样品形成了YAG相。显微结构表明SiCw的形貌分化为纤维状和短柱状,晶须合成量显着减少,说明Y2O3在形成液相时消耗大量Si源,致密化的同时限制了SiCw在一维方向上的生长。综合考虑其高温性能和服役环境,选取经1525℃烧成DS3（9 wt%Y2O3）样品为最佳样品,其Wa、Pa、D以及σb分别为11.19%、26.51%、2.37 g/cm3和75.98 MPa。样品致密度的提高降低了气孔-声子散射,室温热导率提高至19.45 W/（m·K）,比热容为0.96J/（g·K）,储热密度为1121.25 kJ/kg。β-Sialon晶粒结构为玻璃相结合,不同的热处理制度形成不同的析出相,加速了β-Sialon的氧化分解,高温稳定性较差,导致样品的抗热震性能和抗氧化性能不一致。经30次抗热震实验后析出YAG,样品残余强度为69.30 MPa,强度损失率为8.70%。经1300℃氧化100 h后析出Y2Si2O7,DS2样品的抗氧化性能最优,氧化增重为50.19 mg/cm2。（4）Al-Si-Cu合金结合SiC基陶瓷储热陶瓷相容性较好,储热密度为1489.25kJ/kg。Al-Si-Cu合金主要沿着基体中孔隙在毛细管力的作用下发生渗透。NaCl结合SiC基储热陶瓷化学相容性较好,但使用温度大于NaCl熔点,导致熔融盐沿着气孔和密封盖处泄漏。
二、Si_3N_4/SiC_p复相陶瓷材料的研究进展（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、Si_3N_4/SiC_p复相陶瓷材料的研究进展（论文提纲范文）
（1）氮化硅陶瓷基纳米复合材料的制备工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氮化硅的结构、性能、及其应用 |
| 1.2.1 氮化硅的晶体结构特征 |
| 1.2.2 氮化硅的性能 |
| 1.2.3 氮化硅的应用 |
| 1.2.4 氮化硅陶瓷刀具材料的研究进展 |
| 1.3 氮化硅的制备工艺 |
| 1.3.1 反应烧结 |
| 1.3.2 无压烧结 |
| 1.3.3 热压烧结 |
| 1.3.4 热等静压烧结 |
| 1.3.5 气压烧结 |
| 1.4 烧结助剂对制备氮化硅的影响 |
| 1.4.1 稀土氧化物烧结助剂 |
| 1.4.2 金属氧化物烧结助剂 |
| 1.4.3 稀土氧化物与金属氧化物组成的复合烧结助剂 |
| 1.5 增强相对氮化硅陶瓷性能的影响研究 |
| 1.5.1 石墨烯 |
| 1.5.2 碳纳米管 |
| 1.5.3 碳化硅 |
| 1.5.4 氧化锆颗粒 |
| 1.6 氮化硅/碳化硅复相陶瓷的性能及应用 |
| 1.6.1 碳化硅的晶体结构 |
| 1.6.2 碳化硅的性能 |
| 1.6.3 碳化硅颗粒增强氮化硅陶瓷材料的性能 |
| 1.7 课题来源与论文研究目的、意义及主要内容 |
| 1.7.1 课题来源 |
| 1.7.2 研究目的与意义 |
| 1.7.3 研究内容 |
| 2 试验方法和技术路线 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 试样的成分配方设计 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.4 试样的表征和测量方法 |
| 2.4.1 试样密度和相对密度测定 |
| 2.4.2 试样线收缩率的测定 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 硬度 |
| 2.4.5 抗弯强度 |
| 2.4.6 微观形貌观察 |
| 2.5 氮化硅基复合材料制备技术路线 |
| 3 氮化硅陶瓷基纳米复合材料制备工艺研究 |
| 3.1 不同烧结方式下氮化硅陶瓷基纳米复合材料致密化及相变研究 |
| 3.1.1 不同烧结方式下试样的相对密度及线收缩率研究 |
| 3.1.2 不同烧结方式下试样的微观组织研究 |
| 3.1.3 不同烧结方式下试样的物相分析 |
| 3.2 不同烧结温度下氮化硅陶瓷基纳米复合材料致密化及相变研究 |
| 3.2.1 不同烧结温度下试样的相对密度及线收缩率研究 |
| 3.2.2 不同烧结温度下试样的微观组织研究 |
| 3.2.3 不同烧结温度下试样的相变研究 |
| 3.3 不同保温时间下氮化硅陶瓷基纳米复合材料致密化及相变研究 |
| 3.3.1 不同保温时间下试样的相对密度及线收缩率研究 |
| 3.3.2 不同保温时间下试样的微观组织研究 |
| 3.3.3 不同保温时间下试样的相变研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 添加纳米碳化硅改性氮化硅陶瓷基复合材料微观组织及力学性能研究 |
| 4.1 纳米碳化硅改性的复合材料物理性能分析 |
| 4.1.1 纳米碳化硅改性的复合材料相对密度分析 |
| 4.1.2 纳米碳化硅改性的复合材料物相分析 |
| 4.2 纳米碳化硅改性的复合材料微观组织分析 |
| 4.3 纳米碳化硅改性的复合材料力学性能分析 |
| 4.3.1 纳米碳化硅改性的复合材料显微维氏硬度研究 |
| 4.3.2 纳米碳化硅改性的复合材料抗弯强度研究 |
| 4.3.3 纳米碳化硅改性的复合材料断口形貌研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 全文结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间学术论文及科研情况 |
| 致谢 |
（2）有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 透波材料概述 |
| 1.3 透波材料的研究进展 |
| 1.3.1 有机透波材料 |
| 1.3.2 陶瓷透波材料 |
| 1.3.3 陶瓷基透波复合材料 |
| 1.4 氮化物透波陶瓷纤维的研究进展 |
| 1.4.1 Si_3N_4纤维 |
| 1.4.2 SiBN纤维 |
| 1.4.3 BN纤维 |
| 1.5 课题的提出与研究内容 |
| 第2章 实验与分析测试方法 |
| 2.1 实验原料设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 复合前驱体的制备 |
| 2.3 纤维原丝的制备 |
| 2.4 纤维原丝的不熔化处理 |
| 2.4.1 气氛交联 |
| 2.4.2 电子束辐射交联 |
| 2.5 不熔化纤维的高温热解 |
| 2.6 分析测试方法 |
| 2.6.1 组成与结构分析 |
| 2.6.2 理化性能分析 |
| 2.6.3 形貌分析 |
| 第3章 复合前驱体的热解机理研究 |
| 3.1 PBN前驱体与PSZ前驱体的基本性质与热解过程 |
| 3.1.1 PBN前驱体基本性质与热解过程 |
| 3.1.2 PSZ前驱体基本性质与热解过程 |
| 3.2 PBN前驱体与PSZ前驱体的复合效应 |
| 3.3 复合前驱体的热解过程分析 |
| 3.3.1 复合前驱体的分散状态 |
| 3.3.2 复合前驱体的无机化过程研究 |
| 3.3.3 复合前驱体的晶体化过程研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 纤维原丝的制备与不熔化处理工艺 |
| 4.1 前驱体的流变性能 |
| 4.1.1 温度对前驱体流变性能的影响 |
| 4.1.2 剪切速率对前驱体流变性能的影响 |
| 4.2 纤维的纺丝工艺研究 |
| 4.2.1 纺丝温度对纤维原丝的影响 |
| 4.2.2 纺丝压力对纤维原丝的影响 |
| 4.2.3 收丝速度对纤维原丝的影响 |
| 4.3 纤维原丝的不熔化处理工艺研究 |
| 4.3.1 氨气交联 |
| 4.3.2 电子束交联 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 复相陶瓷纤维的制备及性能研究 |
| 5.1 纤维的烧成过程研究 |
| 5.2 纤维的形貌与结构 |
| 5.3 纤维的性能表征 |
| 5.3.1 纤维的力学性能 |
| 5.3.2 纤维的介电性能 |
| 5.3.3 纤维的抗氧化性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）高性能Si3N4基陶瓷刀具材料及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 刀具材料的发展史 |
| 1.2 陶瓷刀具材料 |
| 1.3 Si_3N_4的结构及应用 |
| 1.4 氮化硅陶瓷的增韧 |
| 1.5 氮化硅陶瓷的烧结助剂 |
| 1.6 氮化硅陶瓷的烧结 |
| 1.7 颗粒/晶须增韧氮化硅陶瓷所面临的问题 |
| 1.8 本课题研究的目的、意义及主要内容 |
| 2 实验与分析检测方法 |
| 2.1 实验原料及实验设备 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 检测内容及方法 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 Si_3N_4基陶瓷刀具材料的设计 |
| 3.1 Si_3N_4陶瓷烧结机理 |
| 3.2 陶瓷复合粉末的设计原则 |
| 3.3 复合粉末组分设计 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Si_3N_4基陶瓷刀具材料烧结助剂的优化 |
| 4.1 实验选取烧结助剂 |
| 4.2 复合烧结助剂Y_2O_(3-)Al_2O_(3-)TiO_2的优化 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Si_3N_4基陶瓷刀具材料的制备及其性能研究 |
| 5.1 Si_3N_4基陶瓷刀具材料的制备 |
| 5.2 力学性能测试 |
| 5.3 Si_3N_4基陶瓷刀具材料的烧结工艺研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Si_3N_4基陶瓷刀具材料增韧补强机理研究 |
| 6.1 补强机理 |
| 6.2 增韧机理 |
| 6.3 影响增韧补强的因素 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
（4）晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具的发展概括 |
| 1.2 TiB_2基陶瓷材料的研究 |
| 1.3 高弹性模量晶须的研究现状 |
| 1.4 晶须增韧TiB_2基复合陶瓷材料需要解决的问题 |
| 1.5 本文的研究目的、意义和主要研究内容 |
| 2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1 复合陶瓷刀具材料的设计目标 |
| 2.2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料体系的设计原则 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 TiC晶须的生长机理的研究及制备 |
| 3.1 TiC晶须生长机理的研究 |
| 3.2 TiC晶须的制备方法的研究 |
| 3.3 改进的碳热还原法制备TiC晶须工艺参数的研究 |
| 3.4 TiC晶须的除杂实验 |
| 3.5 TiC晶须粉末的物相分析 |
| 3.6 影响TiC晶须产量和长径比的因素 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 晶须增韧TiB_2基复合陶瓷刀具材料的制备及力学性能研究 |
| 4.1 TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料的制备工艺 |
| 4.2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料的力学性能测试和微观组织特征 |
| 4.3 组分配比对TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料力学性能和微观组织的影响 |
| 4.4 烧结工艺对TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料力学性能和微观组织的影响 |
| 4.5 TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料的物相分析) |
| 4.6 本章小结 |
| 5 晶须增韧复合陶瓷刀具材料的增韧补强机理研究 |
| 5.1 裂纹偏转 |
| 5.2 晶须桥联 |
| 5.3 晶须拔出 |
| 5.4 影响晶须增韧的主要因素 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
（5）矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 矾土基均质莫来石 |
| 1.1.1 矾土基均质莫来石的产生背景 |
| 1.1.2 矾土基均质莫来石的研究进展 |
| 1.2 非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.2.1 非氧化物(SiC、SiAlON) |
| 1.2.2 添加SiC、SiAlON对耐火材料常规性能的影响 |
| 1.2.3 添加SiC、SiAlON对耐火材料高温力学性能的影响 |
| 1.2.4 添加SiC、SiAlON对耐火材料抗氧化和抗侵蚀性能的影响 |
| 1.3 原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.1 引入Si原位合成碳化硅的生长机理 |
| 1.3.2 Si引入原位生成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.3 添加物对原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其耐火材料性能的影响 |
| 1.4 课题的提出 |
| 2 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的制备及常温性能研究 |
| 2.1 Si粉加入量对复相材料常温性能的影响 |
| 2.1.1 实验 |
| 2.1.2 Si对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2.1 实验 |
| 2.2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.3 物相分析 |
| 2.3.1 加入Si试样的物相组成 |
| 2.3.2 加入Si/Al复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.3 加入Si/Zn复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.4 加入Si/SiC复合粉体试样的物相组成 |
| 2.4 显微结构分析 |
| 2.4.1 试样断口形貌 |
| 2.4.2 加入Si试样的显微结构 |
| 2.4.3 加入Si/Al复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.4 加入Si/Zn复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.5 加入Si/SiC复合粉试样的显微结构 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的高温机械性能研究 |
| 3.1 实验内容 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复相材料的高温抗折强度 |
| 3.2.2 复相材料的荷重软化温度 |
| 3.2.3 复相材料的抗热震性能 |
| 3.2.4 显微结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料抗碱侵蚀性能研究 |
| 4.1 实验内容 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 引入Si试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.2 引入Si复合粉体试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.3 综合讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的抗氧化性研究 |
| 5.1 实验内容 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 引入Si粉试样的抗氧化性 |
| 5.2.2 引入Si/Al复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.3 引入Si/Zn复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.4 引入Si/SiC复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.5 综合分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（7）复相陶瓷BN-SiO2与Nb钎焊界面结构及其形成机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 复相陶瓷BN-SiO_2与Nb的焊接性分析 |
| 1.2.1 复相陶瓷BN-SiO_2连接研究现状 |
| 1.2.2 复相陶瓷BN-SiO_2润湿性研究现状 |
| 1.2.3 不定形SiO2陶瓷润湿性研究及连接现状 |
| 1.2.4 BN陶瓷润湿性研究及连接现状 |
| 1.3 液态钎料与母材的相互作用 |
| 1.4 第一性原理计算方法 |
| 1.5 陶瓷连接接头残余应力的缓解方法 |
| 1.5.1 钎料设计与制备 |
| 1.5.2 中间层添加与设计 |
| 1.5.3 网络中间层添加与设计 |
| 1.6 论文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验母材 |
| 2.1.2 中间层材料 |
| 2.2 试验设备及方法 |
| 2.2.1 润湿试验设备与工艺参数 |
| 2.2.2 钎焊试验设备与工艺参数 |
| 2.3 接头组织及性能 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 第3章 复相陶瓷BN-SiO_2表面润湿机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 钎料制备及结构表征 |
| 3.3 复相陶瓷BN-SiO_2表面润湿过程研究 |
| 3.4 复相陶瓷BN-SiO_2界面润湿研究 |
| 3.5 h-BN/Ti界面第一性原理研究 |
| 3.5.1 表面原子层数的选择 |
| 3.5.2 h-BN(0001)/Ti(0001)界面模型 |
| 3.5.3 h-BN(0001)/Ti(0001)界面稳定性 |
| 3.6 a-SiO_2/Ti界面第一性原理研究 |
| 3.6.1 a-SiO_2的建模及界面选择 |
| 3.6.2 a-SiO_2/Ti(0001)界面模型 |
| 3.6.3 a-SiO_2/Ti(0001)界面稳定性 |
| 3.7 复相陶瓷BN-SiO_2体系润湿机制 |
| 3.7.1 Ti元素含量对润湿性与铺展行为的影响 |
| 3.7.2 复相陶瓷BN-SiO_2表面润湿模型 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 复相陶瓷BN-SiO_2与Nb钎焊接头界面结构研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复相陶瓷BN-SiO_2自身钎焊界面组织 |
| 4.3 复相陶瓷BN-SiO_2与Nb钎焊接头界面组织 |
| 4.4 Nb溶解对界面反应的影响 |
| 4.4.1 复相陶瓷BN-SiO_2与钎料的界面反应机制 |
| 4.4.2 Nb元素对Ti-Ni钎料体系活度的影响 |
| 4.5 复相陶瓷BN-SiO_2与Nb钎焊接头形成过程 |
| 4.5.1 钎焊工艺对接头界面组织的影响 |
| 4.5.2 钎焊工艺对接头力学性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 引入SiC多孔陶瓷中间层辅助钎焊复相陶瓷BN-SiO_2与Nb |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复相陶瓷BN-SiO_2/CINRA/Nb界面结构分析 |
| 5.3 CINRA对接头组织的影响 |
| 5.4 钎焊工艺参数对接头界面组织和性能的影响 |
| 5.4.1 钎焊工艺参数对接头界面组织的影响 |
| 5.4.2 钎焊工艺参数对接头力学性能的影响 |
| 5.5 CINRA参数对接头界面组织和性能的影响 |
| 5.5.1 CINRA孔隙率对接头界面组织及力学性能的影响 |
| 5.5.2 CINRA厚度对接头界面组织及力学性能的影响 |
| 5.6 复相陶瓷BN-SiO_2与Nb钎焊接头残余应力分析 |
| 5.6.1 有限元模拟参数的选择 |
| 5.6.2 有限元模型的建立 |
| 5.6.3 复相陶瓷BN-SiO_2/Nb钎焊接头残余应力分析 |
| 5.7 CINRA模型建立以及增强机制分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（8）TiCN基陶瓷材料烧结过程中显微结构演化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 国内外研究概况 |
| 1.2.1 研究历程 |
| 1.2.2 TiCN晶体结构 |
| 1.2.3 Ti(C,N)基金属陶瓷的显微结构 |
| 1.2.4 TiCN陶瓷材料的应用 |
| 1.2.5 TiCN基陶瓷材料性能的影响因素 |
| 1.3 烧结基本理论 |
| 1.3.1 烧结类型 |
| 1.3.2 烧结助剂的固溶体基本原理 |
| 1.3.3 晶粒生长理论 |
| 1.3.4 主烧结曲线(MSC)原理 |
| 1.3.5 蒙特卡罗模拟方法 |
| 1.4 选题意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 选题意义和目的 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验设备与方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.2.1 实验原料配方 |
| 2.2.2 样品理论密度 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 实验操作 |
| 2.4.2 烧结方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 TiCN基陶瓷材料固相烧结过程中显微结构演化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 原料与配方 |
| 3.2.2 试样的制备 |
| 3.2.3 测试与分析 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 烧结前粉体SEM图 |
| 3.3.2 物相分析 |
| 3.3.3 烧结温度对显微结构的影响 |
| 3.3.4 显微结构的演化 |
| 3.4 TiCN陶瓷材料固相烧结机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 TiCN基陶瓷材料液相烧结过程中显微结构演化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 原料与配方 |
| 4.2.2 试样的制备 |
| 4.2.3 测试与分析 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 显微结构的演化分析 |
| 4.3.3 Nb_2O_5-TiCN复相陶瓷致密化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 TiCN基陶瓷瞬时液相烧结过程中显微结构演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 LiYO_2原料制备 |
| 5.2.2 试样的制备 |
| 5.2.3 测试与分析 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 烧结前粉体SEM和XRD图 |
| 5.3.2 烧结体样品物相分析 |
| 5.3.3 显微结构演化 |
| 5.3.4 讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结过程中显微结构演化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 实验过程 |
| 6.2.2 样品的测试 |
| 6.3 实验结果与讨论 |
| 6.3.1 试样背散射下的SEM图 |
| 6.3.2 试样的断口形貌图 |
| 6.3.3 能谱成分分析 |
| 6.3.4 收缩率与密度 |
| 6.3.5 显微结构的演变 |
| 6.4 烧结过程中显微结构的演化示意图 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 应用MSC研究Ti(C,N)基金属陶瓷的致密化 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与过程 |
| 7.2.1 实验样品 |
| 7.2.2 实验过程 |
| 7.2.3 样品的理论密度 |
| 7.3 实验结果 |
| 7.3.1 粉末的SEM图 |
| 7.3.2 Ti(C,N)基金属陶瓷烧结的收缩曲线 |
| 7.4 主烧结曲线的建立 |
| 7.4.1 相对密度分布图 |
| 7.4.2 表观激活能的求解 |
| 7.4.3 MSC曲线的建立 |
| 7.5 主烧结曲线的实验验证 |
| 7.5.1 线性收缩的验证 |
| 7.5.2 MSC曲线的验证 |
| 7.6 讨论 |
| 7.7 本章小结 |
| 第八章 Ti(C,N)基金属陶瓷的晶粒长大模拟 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法 |
| 8.3 MSC数值模拟方法 |
| 8.4 晶粒长大模型 |
| 8.5 晶粒长大模拟 |
| 8.5.1 MSC数值模拟 |
| 8.5.2 Monte Carlo方法模拟 |
| 8.5.3 实验与模拟的比较 |
| 8.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表或完成的论文及专利 |
| 致谢 |
（10）太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景、目的及意义 |
| 1.2 与课题相关的国内外研究进展 |
| 1.2.1 塔式太阳能热发电及其储热材料的研究进展 |
| 1.2.2 高热导率SiC陶瓷材料研究进展 |
| 1.2.3 SiC_w/SiC制备方法研究进展 |
| 1.2.4 SiC基陶瓷的高温性能研究进展 |
| 1.3 课题研究主要内容 |
| 第2章 原位合成SiC_w/SiC复相陶瓷的制备、结构与性能 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 实验用原料 |
| 2.1.2 样品配方组成设计 |
| 2.1.3 样品制备 |
| 2.1.4 样品性能与结构表征方法 |
| 2.2 结果分析与讨论 |
| 2.2.1 影响样品烧成收缩率的因素 |
| 2.2.2 影响样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的因素 |
| 2.2.3 样品相组成分析 |
| 2.2.4 原位合成SiC_w形貌研究 |
| 2.2.5 原位合成SiC_w机理探讨 |
| 2.2.6 样品的热学性能分析 |
| 2.2.7 样品抗热震机理的研究 |
| 2.2.8 样品抗氧化机理的研究 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 Fe_2O_3 对原位合成SiC_w形貌及SiC_w/SiC复相陶瓷性能的影响 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 实验用原料 |
| 3.1.2 样品配方组成设计 |
| 3.1.3 样品制备 |
| 3.1.4 结构、性能表征方法 |
| 3.2 结果分析与讨论 |
| 3.2.1 Fe_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 3.2.2 Fe_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 3.2.3 Fe_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷相组成的影响 |
| 3.2.4 Fe_2O_3对SiC_w形貌的改善及其机理 |
| 3.2.5 Fe_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 3.2.6 Fe_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 3.2.7 Fe_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Y_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷的致密化改性研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 实验用原料 |
| 4.1.2 样品配方组成设计 |
| 4.1.3 样品制备 |
| 4.1.4 样品结构、性能表征方法 |
| 4.2 结果分析与讨论 |
| 4.2.1 Y_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 4.2.2 Y_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 4.2.3 Y_2O_3 对样品的相组成的影响 |
| 4.2.4 Y_2O_3 对样品显微结构的影响 |
| 4.2.5 Y_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 4.2.6 Y_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 4.2.7 Y_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC基复相陶瓷-PCM复合储热材料的研究 |
| 5.1 实验用原料 |
| 5.2 样品制备 |
| 5.3 热循环性能表征方法 |
| 5.3.1 热循环实验方法 |
| 5.3.2 FE-SEM测试 |
| 5.4 结果分析与讨论 |
| 5.4.1 SiC基复相陶瓷与Al-Si-Cu合金的相容性机理研究 |
| 5.4.2 SiC基复相陶瓷与Na Cl的相容性机理研究 |
| 5.4.3 显热-潜热复合储热材料储热密度分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文结论及展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及参与的科研项目 |
四、Si_3N_4/SiC_p复相陶瓷材料的研究进展（论文参考文献）
- [1]氮化硅陶瓷基纳米复合材料的制备工艺及性能研究[D]. 左城铭. 西华大学, 2021(02)
- [2]有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究[D]. 谭竞. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020(01)
- [3]高性能Si3N4基陶瓷刀具材料及性能研究[D]. 王辉. 山东科技大学, 2020(06)
- [4]晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究[D]. 崔海超. 山东科技大学, 2020(06)
- [5]矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究[D]. 安建成. 郑州大学, 2020(02)
- [6]氮化物基陶瓷高温透波材料的研究进展[J]. 崔雪峰,李建平,李明星,周杰,李鑫,成来飞,刘永胜,叶昉. 航空材料学报, 2020(01)
- [7]复相陶瓷BN-SiO2与Nb钎焊界面结构及其形成机理[D]. 杨景红. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [8]TiCN基陶瓷材料烧结过程中显微结构演化研究[D]. 肖水清. 广东工业大学, 2019(03)
- [9]化学气相沉积法制备吸波型SiCN陶瓷的研究进展[J]. 穆阳阳,涂建勇,薛继梅,叶昉,成来飞. 航空材料学报, 2019(03)
- [10]太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究[D]. 田江洲. 武汉理工大学, 2019(07)