一、制备工艺对Si_3N_4-SiC材料生坯性能影响（论文文献综述）
李晶琨[1]（2021）在《SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究》文中指出SiC/Ti层状复合材料兼具Ti的高延展性和导热性以及SiC的高硬度、耐磨性和隔热性能,具有非常高的应用价值。为了解决SiC/Ti层状复合材料界面处的应力集中问题,本文提出将SiC与Ti的成分进行梯度过渡,制备出SiC/Ti梯度材料,从而使材料获得更加优良的服役效果。针对SiC与Ti烧结温度难以匹配和材料界面应力集中等问题,提出采用热压烧结法制备SiC/Ti梯度材料。在实现SiC的低温致密化烧结,使其与Ti烧结温度匹配的基础上,选择适宜的中间过渡成分和梯度,制备出SiC/Ti梯度材料,并对反应机理和烧结动力学进行研究。针对SiC烧结温度过高的问题,提出了添加Mg合金烧结助剂进行SiC低温液相烧结的新方法,阐明了 Mg元素降低SiC烧结温度的机理,实现了SiC在1300℃低温下的致密化烧结。研究了原材料颗粒尺寸、烧结助剂种类和烧结时间对于SiC致密化过程的影响规律及机理,在1300℃的烧结温度下获得了高致密度且具有优良力学性能的SiC陶瓷。发现了 Mg合金在烧结过程中通过发生溶解-析出和塑性变形过程实现SiC陶瓷颗粒的低温致密化;SiC晶界处的孔洞可以促进晶界的运动和传质过程的进行。为了实现SiC的低温固相烧结,以Mg2Si为烧结助剂引入Mg元素,在1300℃下对SiC陶瓷进行烧结,获得了 96.86%以上的高致密度和优良的力学性能,并分别通过研究SiC与Mg2Si的组织演变,揭示了 Mg2Si对SiC低温致密化烧结的作用。在烧结过程中,Mg2Si保持着随机的取向,仅在烧结后期发生晶粒长大。Mg2Si与SiC基体之间保持着良好匹配的位向关系,（0-111）SiC与（1-11）Mg2Si、（10-10）SiC与（1-1-1）Mg2Si、（10-10）SiC与（400）Mg2Si、（10-12）SiC与（222）Mg2Si和（10-11）SiC与（311）Mg2Si之间分别存在较小的取向差。致密化过程主要发生在烧结前期,随着烧结时间的延长,烧结致密化的速率逐渐降低,最终趋于稳定。制备出了无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了其组织结构和致密化机理。无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中致密程度和孔洞分布不均匀;纯SiC和纯Ti部位较为致密,随着Ti质量分数的增加,材料中开始出现孔洞;当Ti质量分数进一步增加,材料中蕴含闭孔的数量和面积比例开始降低;当Ti质量分数达到80%后,仅有少量孔洞存在于SiC聚集区的边缘部位。SiC与Ti的反应主要传质机制为片层扩散,界面未反应生成明显的化合物层,是依靠元素扩散形成的冶金结合界面;烧结致密化的过程主要发生在升温和保温阶段。提出了加入Ni3Al提升低温烧结SiC致密度的新方法,阐明了 Ni3Al对于SiC陶瓷组织改善和性能提升的影响机理。添加10wt%的Ni3Al可以使SiC获得最佳的综合性能,相比于未添加Ni3Al的SiC陶瓷,显微维氏硬度提高174.55%;断裂韧性提高27.29%。加入Ni3Al后,Al元素均匀扩散至SiC中,富Ni区域呈岛状分布于SiC基体上;SiC颗粒结合紧密,在弯曲过程中不产生颗粒的脱落和开裂;硬度压痕引起的裂纹经过岛状富Ni区域时部分能量被吸收,裂纹扩展受到阻碍。探明了不同含量的Ni3Al与Ti的反应产物、孔洞形成机制和反应机理。随着Ni3Al含量的增加,其与Ti的反应依次形成尺寸小而密集的孔洞、尺寸小而分散的孔洞和尺寸大的孔洞。尺寸小而密集孔洞出现在Ni3Al含量高的一侧,主要是由烧结不致密导致的;尺寸小而分散的孔洞以及尺寸大的孔洞为烧结中的气孔,尺寸大的孔洞内会析出富Ti的直径几十微米的颗粒。Ni3Al与Ti反应生成Ti-Ni-Al相、Ti-Al相和少量的Ni-Ti相;随着烧结温度的升高,Ti-Ni-Al相首先形成,之后含量逐渐减少,而Ti-Al相的含量逐渐增加。制备出了含Ni3Al中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了梯度材料的组织结构与烧结致密化机理。在SiC/Ti梯度材料中,Ti元素和Si元素各自实现了梯度分布,Ni元素和Al元素在SiC与Ti成分间聚集,防止了 Si与Ti直接接触而导致过大的应力集中。梯度材料中包含四个界面,分别由Ti与Ni-Al的固液界面,Ni与Al的成分差异,Ni-Al与SiC的固液界面和Ni、Al、Si成分差异形成。烧结致密化过程是由片层扩散机制控制的,反应的激活能为184.6 kJ/mol。在以Ni3Al为中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中加入TiAl层进行SiC与Ti成分的阻隔。Ni3Al与TiAl界面存在金属间化合物层,TiAl与Ti间元素均匀过渡。随着烧结时间的延长,SiC/Ti梯度材料的致密化速率首先较低,之后陡然上升。烧结致密化过程由界面反应和扩散机制共同控制且由扩散机制主导,反应的激活能为338.28 kJ/mol。
贾鑫[2]（2021）在《仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究》文中研究指明针对陶瓷材料韧性差以及干摩擦学性能不理想的问题,基于仿生结构设计的理念,借鉴木质年轮结构的形态特征,以镍丝作为骨架,制备Si3N4基复合材料。通过对Si3N4/Ni复合材料的力学性能检测,探讨金属Ni丝的添加对陶瓷强韧性的影响并分析其增韧机理;通过多种测试分析手段对Si3N4/Ni复合材料的物相组成和相界面结合关系进行表征,着重研究界面结合处的硬度及相界面物质组成;系统研究复合材料分别与钛合金（TC4）、聚醚醚酮（PEEK）以及陶瓷配副（Si3N4）的摩擦磨损性能,探讨服役环境（大气、水、海水）和摩擦速度对其摩擦磨损性能的影响规律,揭示摩擦面上反应产物的热力学条件以及润滑膜的形成机理与减摩机制。本论文完成的主要工作如下所述。（1）利用冷压与热压烧结相结合的手段,制备获得具有年轮结构的Si3N4/Ni复合材料,通过测试分析证明其界面处产生过渡层（Ni-NiO-（NiO）2SiO2-SiO2-Si3N4）,界面结合良好;镍丝作为陶瓷材料增韧骨架时,在发生断裂时延性金属会吸收部分断裂能,使断口处的裂痕发生明显偏转,从而产生增韧效果,并使陶瓷材料强硬度基本保持不变,如:断裂韧性由纯氮化硅的6.25 MPa·m1/2提升至复合材料的7.18 MPa·m1/2,弯曲强度由纯氮化硅的812 MPa增至复合材料的832.22 MPa。（2）系统研究Si3N4/Ni复合材料与TC4、PEEK配副的摩擦学性能,结果表明,Si3N4/Ni复合材料表现出与纯Si3N4相近的摩擦因数和磨损率。其中,Si3N4/Ni与TC4配副在大气、纯水、海水中的摩擦因数分别为0.208、0.186、0.106;Si3N4/Ni与PEEK配副在大气、纯水、海水中的摩擦因数分别为0.074、0.053、0.065。由于润滑介质的冷却作用抑制了摩擦热的产生,并且磨屑在摩擦过程中易被液体介质带离摩擦界面,因此在水环境下表现出较好的摩擦学性能。总体而言,Si3N4/Ni与PEEK配副的摩擦磨损性能更为优异。（3）深入研究Si3N4/Ni复合材料与Si3N4配副时摩擦学表现,其结果表明,在水环境下,复合材料表现出与纯氮化硅较为近似的摩擦磨损性能,但在无润滑环境下,复合材料的摩擦学性能明显优于纯氮化硅陶瓷,这主要归因于复合材料摩擦表面形成保护润滑膜,该膜中含有具有润滑作用的正硅酸镍（（NiO）2SiO2）,摩擦因数由纯氮化硅自配副的0.418降至与复合材料配副的0.292,磨损率呈现出同样的下降趋势。值得注意的是,当滑动速度由300 r/min增至800 r/min,摩擦表面更加光滑,表面膜更为连续,Si3N4/Ni与Si3N4摩擦副的摩擦因数低至0.144。（4）Si3N4/Ni复合材料能够表现出较为优良的摩擦学性能主要源于摩擦表面形成的化学反应膜,基于热力学第二定律进行相关计算表明,反应产物（NiO）2SiO2符合摩擦化学反应式的热力学条件;同时,结合测试分析结果推断出,在摩擦过程中,反应产物在金属凹陷处聚集,被拖曳成膜,使摩擦副进入边界润滑的状态;基于经典摩擦粘着理论的相关计算结果显示,摩擦因数与表面膜的剪切应力呈线性关系,而表面膜的剪切应力明显低于基体材料,故摩擦副表现出较低的摩擦因数和磨损率。本论文的研究工作已然表明,具有年轮结构的Si3N4/Ni复合材料表现出良好的强韧性以及摩擦磨损性能,达到了材料强韧化与减摩耐磨的协调统一,这对于完善氮化硅陶瓷材料体系,进一步促进氮化硅陶瓷材料的推广应用,丰富摩擦学应用理论,具有重要的理论和实用价值。
吴利翔[3]（2020）在《碳化硅陶瓷的低温、低压连接与性能提升研究》文中指出碳化硅（SiC）陶瓷具有良好的室温和高温力学性能、抗腐蚀、抗中子辐照以及低中子吸收截面等优异的性能,但是其高脆性、低韧性导致加工性能较差。通过引入连接技术,实现了各种复杂形状的SiC陶瓷部件的制备,推动其广泛应用于航空航天、海洋工程和核能等领域。然而,SiC陶瓷连接仍然存在连接工艺苛刻（高温、高压）、接头性能无法满足极端服役环境需求（尤其是核能领域）等问题。针对上述问题,本论文基于纳米浸渍瞬时液相（nano-infiltration and transient eutectic-phase,NITE）、Ti金属和Al基钎料为连接层,开展了 SiC陶瓷的低温、低压连接与性能研究。具体研究内容和结果如下:（1）以NTIE相为连接层的SiC陶瓷具有优异的连接强度,但是连接工艺存在高温（≥1800℃）、高压（≥10 MPa）等问题。通过引入新型烧结助剂并结合连接层厚度的调控,开展了 SiC陶瓷的低温NITE工艺连接研究。首先探讨了 SiC-Al2O3-Ho2O3作为连接材料时,连接工艺对SiC陶瓷接头的显微结构和连接强度以及界面结合力的影响。研究结果表明,在放电等离子烧结（SPS）条件下,以SiC-Al2O3-Ho203作为连接材料在1700℃连接时,其接头的室温剪切强度达到157.8 MPa,降温到1500℃连接时,其接头室温剪切强度只有53.9 MPa,且接头的界面结合力减弱。在此基础上,以SiC-Al2O3-CeO2作为连接材料,结合连接层厚度的调控,对SiC陶瓷的连接工艺进一步优化。研究结果表明,在1700℃连接后SiC接头的室温剪切强度达到163.9 MPa,降温至1500℃连接时其SiC接头的室温剪切强度降低至57.4 MPa。然而,通过将中间连接层厚度降低一半,在1500℃连接后SiC接头室温连接强度提高了一倍,达到113.2 MPa且接头界面结合力显着增强。（2）通过上述研究,虽然将SiC陶瓷连接温度从1700℃降低到1500℃,但是连接温度仍然较高,并且需要较高的连接压力。为了降低连接温度和压力,引入Ti作为连接层,开展SiC陶瓷低温、低压连接研究。首先,探讨了连接压力和连接气氛对Ti箔固相扩散连接SiC接头的相组成、微观结构和连接强度的影响,并对其残余应力进行有限元模拟分析。研究结果表明,相比于真空环境,在Ar气氛下更有利于SiC陶瓷的连接,在30 MPa连接压力下剪切强度达到109.3±4.5 MPa;Ar气氛促进YAG相的生成的同时抑制Ti5Si3脆性相的产生,连接后SiC接头中元素分布更均匀,并有助于减小SiC接头残余应力。在此基础上,采用反应活性更强的金属Ti粉作为连接材料,开展了在低温（1200℃～1300℃）、无压条件下金属Ti粉的固相扩散连接SiC陶瓷的研究。探讨了连接工艺对SiC接头的相组成、微观结构和连接强度的影响,并分析其残余应力。研究结果表明,采用金属Ti粉作为连接材料,其高反应活性以及多孔结构促进扩散反应,可实现SiC陶瓷的低温（1200℃）、无压连接;相比于提高连接温度,适当延长保温时间更有利于界面反应的调控和剪切强度提升,在1200℃延长保温至30 min时SiC接头的剪切强度为41±4 MPa,残余应力为200.0 MPa,连接后中间层产物为Ti5Si3和TiC。（3）基于上述金属Ti连接研究,已实现了 SiC陶在1200℃、无压条件下的连接,但是连接强度较低,而且针对核用SiC陶瓷,连接温度仍然较高。为了提升连接强度,进一步降低连接温度,以Al基钎料为连接层,开展了 SiC陶瓷的低温、低压、高强度连接,并对其抗水热腐蚀性能以及接头残余应力进行分析。首先,开展了 Al-Si钎焊连接SiC陶瓷研究,在高真空连接条件下,探究Si含量对SiC接头物相组成、微观结构和性能的影响。研究结果表明,采用Al-Si钎焊在低温（1200℃）、无压条件下,通过对中间层Si粉含量的调控可实现SiC接头结构和性能的优化,当Si粉含量为30 wt%时,SiC接头性能最佳,室温剪切强度达到105.2±21.0 MPa,残余应力为369.4 MPa;1200℃的高温剪切强度为33.8±1.7 MPa,SiC接头水热腐蚀后呈增重变化,经720 h的水热腐蚀后,Al-Si钎焊连接接头发生开裂,腐蚀后中间层的产物为纤维状的SiO2和异常长大的Al2O3晶粒。在此基础上,开展了 Al空气钎焊工艺连接研究,以金属Al为连接材料,通过对中间连接层厚度、连接工艺和热处理工艺进行调控,实现了更低连接温度（900℃）和短时间热处理（10 h）下CVD-SiC陶瓷的高强连接,并对其进行残余应力分析。研究结果表明,采用双层Al箔在1200℃连接后的SiC接头在1000℃温度下进行长时间热处理,有助于中间层组分由Al单质向Al2O3转化,但是热处理时间达到100 h时开始产生Al4C3脆性相。通过将Al箔连接层厚度降至单层,可降低连接温度至900℃,同时将1000℃热处理时间减少至10 h,实现中间层A1单质向Al2O3的完全转化,其室温剪切强度达到117.0±18.7 MPa,残余应力为244.5 MPa,1200℃的高温剪切强度为13.7±1.6 MPa,SiC接头水热腐蚀720h后发生开裂。
韩磊[4]（2020）在《发泡-注凝/催化氮化制备Si3N4-SiC（BN）多孔陶瓷研究》文中认为多孔陶瓷自身特殊的孔道结构使其被广泛用作高温隔热材料、气/液过滤、净化分离及催化剂载体材料等。本文先以高纯Si粉为原料,通过发泡-注凝法及熔盐辅助发泡-注凝法合成了α-Si3N4陶瓷粉体,研究了熔盐种类和用量及氮化条件对所合成粉体的影响,并根据密度泛函理论（DFT）计算研究了Si3N4的形成过程。其次,采用发泡-注凝催化氮化及发泡-注凝原位催化氮化法分别制备了Si3N4、Si3N4/SiC及Si3N4/BN多孔陶瓷,研究了催化方式、催化剂种类及用量和反应温度等因素对所制备多孔陶瓷常规物理性能的影响,并研究了所制备Si3N4/BN多孔陶瓷的药物污水吸附性能;依据DFT计算结果,探讨了杂质Fe对低温催化氮化生成Si3N4的作用机理。最后,以三聚氰胺和硼酸为原料,通过发泡-注凝及直接注凝法分别制备了BN多孔陶瓷,并研究了掺杂剂种类及用量对BN多孔陶瓷药物污水吸附性能的影响;根据密度泛函理论构建了药物分子在BN和纳米石墨片表面的吸附模型,研究了药物的吸附机理。研究表明:（1）以高纯Si为原料,采用发泡-注凝法或熔盐辅助发泡-注凝法所制备α-Si3N4粉体的最佳工艺条件如下:发泡剂十六烷基三甲基溴化铵（CTAB）用量为0.15 wt%,氮化温度为1623 K保温7 h。所合成粉体中α-Si3N4的含量可达97.5%;DFT计算表明,当氮原子进入Si的晶胞占据其八面体空位时,形成能更低,结构最稳定,进而形成SiN4四面体,最终生成Si3N4。（2）采用发泡-注凝催化氮化法制备Si3N4多孔陶瓷的最佳工艺条件如下:以工业Si为原料,氮化温度为1473 K保温5 h。当固含量为12.5 wt%时,所制备试样的孔隙率和耐压强度分别可达93.8%和1.1 MPa,其在323 K时的热导率仅为0.074W/（m·K）。协同催化氮化法可改善试样的力学性能,且Fe的催化效果优于Fe（NO3）3·9H2O。（3）以工业Si和SiC为原料,采用发泡-注凝催化氮化法,经1473 K/2 h氮化反应后制得了Si3N4/SiC多孔陶瓷。结果表明:所制备试样的孔隙率和耐压强度分别为71.5%和12.4 MPa;DFT计算表明,N2分子吸附在Fe或FeSi催化剂上之后,其N≡N键长被拉长,结合强度被减弱,从而起到促进Si低温氮化的作用。与常规加热相比,微波加热可使Si氮化转化为Si3N4的温度至少降低100 K。（4）以Si粉、三聚氰胺和硼酸为主要原料,采用发泡-注凝催化氮化法制备Si3N4/BN多孔陶瓷的最佳工艺条件如下:工业Si粉用量为4 wt%,氮化温度为1523K保温5 h。所制备试样对药物ciprofloxacin（CIP）和atenolol（ATL）的最大吸附量分别为25.3 mg/g和21.9 mg/g。Si3N4/BN多孔陶瓷的最大吸附量主要取决于其比表面积的大小。（5）以三聚氰胺和硼酸为原料,采用发泡-注凝法所制备BN多孔陶瓷对药物CIP和ATL的单位比表面积吸附量分别为1.90 mg/m2和2.18 mg/m2,与文献中其它吸附材料相比具有相当或较佳的吸附性能。DFT计算表明,其吸附过程为BN对药物表面官能团的选择性吸附,且对羟基（-OH）和羰基（-C=O）官能团的吸附作用较强。BN掺杂多孔试样的药物污水吸附性能与掺杂剂的种类有关,其中掺杂纳米石墨片（NGP）试样的效果最佳,结合DFT计算表明可归因于掺杂剂NGP与BN的协同选择吸附。
于俊杰[5]（2019）在《基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究》文中提出氮化硅（SbN4）陶瓷因具有较高的硬度、强度和韧性及良好的热稳定性等而广泛应用于高速切削刀具和高精密轴承球等的制造。但是,如何获得高硬度高韧性兼具的Si3N4陶瓷,是制约Si3N4陶瓷产品高可靠性批量制造的关键瓶颈。本文围绕这一关键科学问题,提出通过烧结工艺和添加过渡金属硼化物等多种工艺方法,实现了Si3N4陶瓷物相和显微结构的可控,制备出兼具高硬度高韧性的Si3N4陶瓷,并进行切削实验验证。主要研究内容及研究结论如下:1)通过两步热压烧结（HP+HP）工艺,采用原料组分为Si3N4+A12O3+Y2O3,制备出界面结合完好、应力低的表层硬度高（18.1 GPa）芯部韧性高（5.5 MPa·m1/2）的Si3N4梯度陶瓷。研究结果表明,制备的Si3N4梯度陶瓷表层晶粒细小、芯部晶粒粗大为β-Si3N4相,Si3N4梯度陶瓷界面结合良好,表层硬度高于芯部、韧性和强度低于芯部。利用聚焦离子束微纳加工技术制备微悬臂梁测试的断裂强度表明,当第二步HP烧结温度为1600℃时,Si3N4梯度陶瓷表层和芯部的断裂强度相同,界面应力很低。2)为进一步提高表层的硬度和芯部的韧性,将第二步HP改为放电等离子烧结（SPS）,并且在芯部引入ββ-Si3N4晶种,进一步改善了Si3N4梯度陶瓷的表层硬度和芯部韧性,制备出界面结合完好、应力低,表层硬度更高（21.2 GP a）、芯部韧性更高（5.9 MPa·m1/2）的Si3N4梯度陶瓷。研究结果表明,经HP+SPS后,Si3N4梯度陶瓷界面结合良好;表层含有较多的α-Si3N4相,为超细等轴晶粒,芯部只含ββ-Si3N4相,双峰结构更为显着;表层硬度和耐磨性高于芯部,韧性低于芯部。利用聚焦离子束（FIB）加工技术制备微悬臂梁的断裂强度表明,当第二步SPS保温时间为3.5 min时,Si3N4梯度陶瓷表层微悬臂梁强度高于芯部,分别为7.08 GPa和4.31 GPa,界面应力很低。3)针对两步烧结法制备表硬芯韧Si3N4梯度陶瓷的工艺复杂、成本较高的问题,利用常规低温（1500℃）热压烧结工艺,引入第二相ZrB2,成功制备出长柱状β-Si3N4晶粒形态和力学性能最佳的高硬度（21.3 GPa）、高韧性（7.2 MPa m1/2）、高抗弯强度（675 MPa）Si3N4陶瓷。研究结果表明,与单相Si3N4陶瓷相比,2.5 vol.%ZrB2粉体的引入可促进α-→ββ-Si3N4的相变,促进长柱状β-Si3N4晶粒的长大,提高韧性和抗弯强度。ZrB2中所含杂质成分ZrO2会抑制α-→β-Si3N4的相变;B可促进α-→β-Si3N4的相变,但会降低密度和力学性能。4)常规低温（1500℃）热压烧结工艺时,过渡金属硼化物的熔融温度、离子半径及对O的吸附难易程度不同而使液相粘度产生差异,导致不同的硼化物对热压烧结Si3N4陶瓷显微结构和力学性能存在不同的影响。研究结果表明,与单相Si3N4陶瓷相比,七种硼化物粉体中的M4+和B2-均能与Si3N4、SiO2及MgO和Yb2O3反应形成Si-Mg-O-N-Yb-M-B液相降低液相的粘度,而促进α-到-Si3N4的相变及长柱状β-Si3N4晶粒的长大,进而提高韧性和抗弯强度;HfB2的引入可获得α-Si3N4相含量最低、长柱状β-Si3N4晶粒形态最佳的高硬（20.3 GPa）、高韧（8.2 MPa.m1/2）和高强（780 MPa）Si3N4 陶瓷;MoB2 对 α-到β-Si3N4 的促进最弱、相对密度及力学性能最低。5)初步验证研究表明,以商业Si3N4陶瓷刀具作对比,HP+HP、HP+SPS法制备的Si3N4梯度陶刀具瓷,以及引入2.5 vol.%ZrB2的常规低温热压烧结Si3N4陶瓷刀具的切削寿命均不同程度地显示出优异的耐磨性。其中,HP+SPS法制备的Si3N4梯度陶瓷刀具的切削寿命是对比试验商业刀具的三倍。
龙梦龙[6]（2019）在《高性能Si3N4-SiC耐火材料合成原理及其应用性能》文中研究说明本课题系统研究了高性能Si3N4-SiC耐火材料的合成原理和应用性能,对比了硅粉混合SiC颗粒与纯硅粉、硅粉混合氮化硅铁（Fe3Si-Si3N4）颗粒在流动氮气中烧结时Si氮化过程的差异,探索Si3N4-SiC耐火材料生产工艺的优化方向,研究了 Si3N4-SiC在不同气氛中的高温稳定性,分析了 Si3N4-SiC在不同氧分压环境中长期应用的氧化行为。纯硅粉压制成型的坯体在流动氮气中分别在1180℃和1420℃进行氮化烧结,结果表明,硅粉氮化率随温度升高而升高,但是在直接升温至目标温度的烧结制度下,硅粉难以实现完全氮化。原因是氮化产物（Si02、Si2N20、Si3N4）在硅粉表面形成致密的保护膜,隔断硅粉内部与氮气的接触。为了实现Si的完全氮化,应采用分段保温方式,不断破坏体系中达到的反应平衡,为氮化反应提供持续动力。本课题研究了 Si3N4-SiC耐火材料在氮化梭式窑内的合成原理,结果表明,Si的氮化有低氧分压下的直接氮化和高氧分压下的间接氮化两种方式。1450℃时,Si只有极低氧分压条件下才能与N2发生直接氮化反应生成柱状β-Si3N4。在纯度99.999%的流动氮气中,Si首先与O2发生氧化反应生成大量中间产物气态SiO。这一反应消耗流动氮气中的O2,降低体系中的氧分压,使Si的直接氮化可以发生。SiO与N2反应生成纤维状α-Si3N4。SiO在体系内的流动,导致α-Si3N4在Si3N4-SiC中的不均匀分布。并且SiO从砖中逸出造成物料损失,使Si3N4-SiC生产中Si的氮化率难以提高。通过研究Si-SiC生坯在碳管炉内的高温氮化和Si3N4结合氮化硅铁材料的制备,讨论了 Si3N4-SiC耐火材料生产工艺的优化。在碳管炉内,氧气几乎全部转变为CO,Si主要与N2发生直接氮化反应生成β-Si3N4。Fe3Si-Si3N4原料中的硅铁合金增加了体系内液相量,降低了液相的出现温度,有利于α-Si3N4向β-Si3N4的转变和β-Si3N4的生成。因此降低烧结气氛中的氧分压、提高氮化烧结温度、在原料中加入硅铁合金,有利于增大材料中β-Si3N4/α-Si3N4比例。此外,在Si3N4结合氮化硅铁材料生产过程中,原料中的Si3N4先于Si发生氧化,在表面生成Si2N2O。Si3N4的氧化降低了体系氧分压,使原料中的硅粉发生直接氮化,极大地减少生产过程中SiO的产量,降低了物料损失,提高了 Si的氮化率。为研究Si3N4和SiC的高温稳定性,将Si3N4-SiC耐火材料在低氧分压条件下进行了高温重烧,并将Si-SiC生坯和Si3N4-SiC材料浸碳后进行了重烧。实验结果表明,在含有碳单质的条件下,Si3N4会向SiC发生转变,Si在流动氮气不会发生氮化,而是与C反应生成SiC。Si3N4向SiC转变方式有两种:温度低于1537℃时,Si3N4通过与CO反应生成气态SiO的间接反应生成SiC;温度高于1537℃时,Si3N4直接与C反应生成SiC。1800℃时,Si3N4不稳定,会发生分解反应,生成Si蒸气和氮气,并与CO反应生成SiC。在高温条件下β-Si3N4稳定性高于α-Si3N4。将用后Si3N4-SiC匣钵砖进行分层分析,研究长期服役过程中,处于空气-氮气的渐变气氛中的Si3N4和SiC的氧化行为。研究结果表明,在匣钵砖外侧,氧分压高,Si3N4和SiC发生被动氧化,氧化产物为Si02和Si2N2O;在匣钵砖内侧氮气气氛中,Si3N4和SiC发生活性氧化生成气态SiO。使用过程中匣钵内Si氮化生成的气态SiO渗透进入匣钵砖内侧,破坏活性氧化反应平衡,与氮气反应生成纤维状α-Si3N4。在长期服役过程中纤维状α-Si3N4转变为颗粒状β-Si3N4,并填充和封闭部分开口气孔。因此用后Si3N4-SiC匣钵砖气孔率降低,体积密度升高,在接触氮气的工作面此现象更明显。匣钵砖外侧生成的大量Si02玻璃相,会影响材料的高温性能,是材料失效的重要原因。
孙逊[7]（2019）在《基于微观力学参数的氮化硅纤维增强碳化硅基复合材料微宏观力学关系构建》文中提出氮化硅（Si3N4）纤维具有优异的热稳定性、抗氧化性以及电磁性能,其增强的陶瓷基复合材料在高温电磁功能材料领域具有广阔的应用前景。但当前常见的Si3N4纤维增强陶瓷基复合材料力学性能不佳,为解决这一问题,本文开展Si3N4/SiC这一新型复合材料的制备和微宏观力学性能的研究工作,以期满足高温电磁功能材料对力学性能的要求。针对目前连续纤维增强陶瓷基复合材料（CFRCMCs）各组分微观力学性能参数研究的不足,本文以Si3N4/SiC复合材料为研究对象,采用微纳力学测试技术,首次系统表征了该复合材料中各组分的原位微观力学性能参数,包括纤维和基体的弹性模量、断裂韧性和界面结合强度,并以此为基础,构建了Si3N4/SiC复合材料微观力学性能与宏观力学性能之间的关系。本文所采用的测试表征方法和研究结果对于其他连续纤维增强陶瓷基复合材料具有普适价值。为准确获取Si3N4/SiC复合材料各组分微观力学性能参数,本文首先确定合适的测试表征方法。目前复合材料基体的微观力学性能参数可以通过常规的纳米压痕测试技术准确获取,该测试技术同样适用于纤维弹性模量和硬度的表征。但常规纳米压痕测试无法获取小尺度纤维的原位断裂韧性,本文采用微柱法成功解决了该测试问题。接着通过对比单纤维顶出和单纤维顶入的两种测试方法,确定单纤维顶入法为Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的表征方法。为解决单纤维顶入测试过程中纤维的选取问题,本文首次开展不同纤维排布状态Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的研究工作,结果表明纤维周边的环境不会影响界面结合强度测试结果的准确性。在系统研究复合材料的力学性能前,需掌握纤维组成、结构和力学性能随温度的变化规律。研究表明经1400oC热处理后,Si3N4纤维组成结构仍保持不变,呈现出良好的耐温性,且纤维在1200oC时的强度保留率仍可维持在82.45%。采用纳米压痕技术首次表征了Si3N4纤维轴向和径向的弹性模量和硬度,结果表明得益于Si3N4纤维的结构稳定性,纤维弹性模量和硬度值在800oC～1400oC没有发生明显变化,同时纤维在两个方向的弹性模量和硬度值较为接近,表明该纤维属于各向同性材料。采用PIP法制备了Si3N4/SiC复合材料,根据纤维的耐温性,制备温度选为800oC～1200oC。本文利用确定的微纳力学测试手段系统表征了Si3N4/SiC复合材料各组分微观力学性能参数。首次采用微柱法开展了Si3N4纤维原位断裂韧性的研究工作,结果表明在800oC、1000oC和1200oC纤维的断裂韧性变化较小,分别为2.08±0.21 MPa·m1/2、2.01±0.18 MPa·m1/2、1.99±0.16 MPa·m1/2。采用单纤维顶入法开展了不同温度制备的Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的研究工作,因纤维和基体在复合材料制备过程中存在界面反应,导致复合材料界面结合强度较高,均大于220.5 MPa。采用DIC技术观察到强界面结合导致复合材料裂纹直接贯穿纤维,复合材料呈脆性断裂模式,最高弯曲强度仅为112.6±8.6 MPa。为提高复合材料力学性能,在Si3N4/SiC复合材料中引入CVD-BN界面相,并研究了制备温度对Si3N4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能的影响。结果表明BN界面相的引入避免了纤维和基体之间的界面反应,有效降低了复合材料界面结合强度（<110 MPa）,从而提高了复合材料的弯曲强度,其中1000oC制备的Si3N4/BN/SiC复合材料强度最优,为165.5±8.2 MPa。采用DIC技术观察到Si3N4/BN/SiC复合材料裂纹能够偏转,表明BN界面相的引入使得复合材料由脆性断裂模式转变为韧性断裂模式,提高了复合材料宏观力学性能。最后研究了BN界面相厚度对复合材料微宏观力学性能的影响。结果显示Si3N4/SiC复合材料的界面结合强度随界面相厚度的增大而逐渐降低,界面相厚度为800 nm时,界面结合强度最低（62.5±6.7 MPa）,但复合材料弯曲强度最低,仅为138.2±9.5 MPa,这是由于界面结合相对偏弱导致载荷无法有效传递至纤维,复合材料的韧性高但强度低。界面相厚度为400 nm的复合材料界面结合强度为75.2±8.2 MPa,材料弯曲强度最高,为223.2±11.6 MPa。这表明只有当界面结合强度适中时,才能有效发挥纤维的增强增韧作用,从而提高复合材料的强度和韧性。
薛继梅[8]（2018）在《CVI SiCN陶瓷及其复合材料的微结构设计与电磁性能优化》文中研究说明SiCN陶瓷具有低密度、耐高温、抗氧化且介电性能可调等特点,以其作为基体可望制备出结构功能一体化陶瓷基复合材料。化学气相渗透法（Chemical Vapor Infiltration,CVI）制备温度低、制备工艺易调节、所得材料结构均匀致密,成为高性能陶瓷基复合材料的主要制备方法。采用CVI法制备的SiCN陶瓷是非晶态,极化损耗较低,难以在X波段（8.2～12.4GHz）实现全频RC小于-10dB的吸收（90%的电磁波被衰减）。介电型陶瓷实现全波段吸收需具有适中的介电常数目标值,这就要求材料具有一定的透吸波纳米异质界面。如何使SiCN陶瓷获得透吸波纳米异质界面是提高其吸波性能的关键,通过原位自生纳米相（碳纳米管和厚度为纳米级的BN）诱导SiCN陶瓷晶化,析出导电相并形成纳米异质界面,从而提高其吸波性能。目前,国内外主要研究CVI SiCN陶瓷制备工艺对其电磁性能的影响规律,亟待研究CVI SiCN陶瓷的微结构演变对纳米相改性SiCN陶瓷电磁性能的影响规律。本文采用热力学计算获得SiCN陶瓷的低温共沉积条件,并通过理论计算获得宽频、强吸收材料的目标电磁参数。通过对CVI SiCN陶瓷进行热处理,研究陶瓷的微结构演变对电磁性能的影响规律;通过原位自生CNTs和BN纳米相诱导SiCN陶瓷晶化来提高其电导损耗和极化损耗,研究其微结构演变对电磁性能的影响规律;将上述优化的SiCN基体与吸波型纤维复合,制备结构功能一体化SiCN陶瓷基复合材料。主要研究内容和结果如下:（1）揭示了 CVI沉积条件对SiCN陶瓷的相成分和相含量的影响规律,确定了低温共沉积SiCN陶瓷的工艺参数范围。H2稀释比的增加有利于SiC和Si3N4相的沉积;较低的沉积温度有利于C和Si3N4相的沉积,且其沉积效率较大;SiCl4足量的条件下,C3H6/（C3H6+NH3）比越大越有利于SiC和C相的沉积。要实现SiCN陶瓷的低温制备,需控制沉积条件在H2稀释比为10～50、足量SiCl4浓度（[SiC14]/（[NH3]+[C3H6]）>0.75）和C3H6/（C3H6+NH3）比值小于 0.3。（2）基于金属背板模型和传输线理论,预测了介电型吸波和屏蔽材料的目标电磁参数。通过调节介电材料的电磁参数可以实现其对电磁波吸收和屏蔽性能的调控,当介电常数实部小于20、介电损耗在0.25～1时,材料具有优异的吸收性能;当介电常数实部大于20且介电损耗大于1时,材料具有优异的电磁屏蔽效能。（3）揭示了 SiCN陶瓷晶化过程中的微结构演变对其电磁性能的影响规律,建立了透吸波纳米异质界面结构模型。以多孔Si3N4陶瓷为基体,通过CVI SiCN制备Si3N4-SiCN复相陶瓷,Si3N4和非晶SiCN均为低介低损陶瓷,导致其吸波性能差,其介电常数实部、虚部和介电损耗分别为4.52、0.16和0.036。经1600℃热处理后SiCN陶瓷完全晶化,析出β-SiC纳米晶粒、自由碳和α-Si3N4,并形成Si3N4-C和Si3N4-SiC透-吸波纳米异质界面。随着自由碳晶化程度的提高使得复相陶瓷的电导损耗增加,同时纳米异质界面的形成增加了其极化损耗。因此,完全晶化的复相陶瓷在X波段具有优异的电磁波吸收性能,反射系数最低值为-41.7dB,反射系数小于-10dB的频带宽度为3.95GHz。（4）揭示了原位自生CNTs对SiCN陶瓷的诱导晶化作用,阐明了陶瓷在热处理过程中的微结构演变对其电磁性能的影响规律。通过催化CVI法在Si3N4-SiCN复相陶瓷中原位自生纳米相CNTs。基于原位自生CNTs的诱导晶化作用,SiCN陶瓷的完全晶化温度由1600℃降低到1400℃。将CNTs引入复相陶瓷中形成导电网络,导致其电导损耗增加,由低介低损材料转化为中介中损材料,复相陶瓷的介电常数实部、虚部和介电损耗分别为7.41、7.52和1.01。复相陶瓷中CNTs的含量达到渗滤阈值,导致其吸波性能随晶化程度提高而基本不变,未经热处理复相陶瓷的反射系数最低值为-11.OdB,反射系数小于-10dB的频带宽度为1.9GHz。（5）揭示了BN纳米相对Si3N4-SiCN复相陶瓷的微结构演变和电磁波吸收性能的影响规律。通过CVI法在Si3N4-SiCN复相陶瓷中原位自生BN纳米相。非晶BN相中较多的缺陷和杂质元素,导致复相陶瓷的极化损耗提高,得到一种低介中损材料。未经热处理复相陶瓷的介电常数实部、虚部和介电损耗分别为5.26、4.01和0.76,反射系数最低值为-25.2dB,反射系数小于-10dB的频带宽度可覆盖整个X波段,具有优异的吸波性能。热处理过程中,复相陶瓷以β-SiC、C和α-Si3N4纳米晶粒的形式析出导致其极化损耗进一步增加,然而BN晶化过程中释放的氧与SiCN中的自由碳反应导致其电导损耗减小,使得复相陶瓷经1300℃热处理后具有优异的电磁波吸收性能,反射系数最低值为-47.0dB,反射系数小于-10dB的频带宽度为3.7GHz。（6）揭示了 SiCN基体的含量和性能对Al2O3f/SiCN和SiCf/SiCN复合材料的电磁性能和力学性能的影响规律。以吸波型Al2O3f和SiCf纤维为增强体,采用PIP结合CVI工艺制备Al2O3f/SiCN和SiCf/SiCN复合材料,CVI SiCN基体渗透到PIP SiCN基体形成的裂纹中,不仅提高其电磁屏蔽效能,同时提高其力学性能。Al2O3f/SiCN复合材料的总屏蔽效能为27dB和吸收屏蔽效能为22dB,弯曲强度和断裂韧性分别为279MPa和9.4 MPa·m1/2;SiCf/SiCN复合材料的总屏蔽效能和吸收屏蔽效能分别为24dB和20dB,弯曲强度和断裂韧性分别为384MPa和12.8MPa m1/2。由此可得,通过将高强吸波纤维与SiCN陶瓷基体复合,获得结构功能一体化陶瓷基复合材料。
郭亚琼[9]（2017）在《层状结构复合ZrO2陶瓷的制备及性能研究》文中研究说明本文以亚微米ZrO2为陶瓷基体相,微米Al2O3为陶瓷增强相,无水乙醇为溶剂,邻苯二甲酸二丁酯DBP为增塑剂,聚乙烯醇缩丁醛PVB为粘结剂,采用非水基流延成型技术和ZrO2叠层无压烧结的方法制备出层状结构复合ZrO2陶瓷。首先研究了变量对ZrO2以及ZrO2-Al2O3复合后的流延浆料和流延薄膜生坯性能的影响,利用扫描电镜SEM观察流延薄膜生坯的表面形貌。然后分别对ZrO2流延薄膜生坯和ZrO2-Al2O3复合流延薄膜生坯进行热重分析,确定了最佳的排胶工艺曲线。进而以ZrO2流延薄膜为基层,ZrO2-Al2O3复合薄膜为夹层,通过叠层,冷压,排胶,无压烧结工艺制备出层状结构复合ZrO2陶瓷,表征了层状结构复合ZrO2陶瓷的相对密度,硬度,抗弯强度,断裂韧性等性能,利用扫描电镜SEM分析了层状结构复合ZrO2陶瓷的层间结合情况及裂纹扩展路径,并对其增韧机理进行了深入探讨。研究结果表明:在乙醇溶剂100g中填加90g亚微米ZrO2陶瓷粉体,以聚乙烯醇缩丁醛为粘合剂、邻苯二甲酸二丁酯为增缩剂,控制粘合剂与增缩剂的质量比R为0.6,制备的流延浆料粘度为7.5Pa.s,制备的ZrO2陶瓷流延薄膜生坯体积密度3.43g/cm3,拉伸强度为9.8MPa,断裂伸长率为36.1%,性能最佳。以15wt%的Al2O3作为第二相替代ZrO2,制备的ZrO2-Al2O3复合陶瓷薄膜生坯的体积密度为2.88g/cm3,拉伸强度为8.41MPa,断裂伸长率为61.82%。利用SEM微观表面观察可以看出,在陶瓷流延薄膜中PVB均匀包覆在陶瓷粉体表面,且陶瓷粉体分布均匀。依据TG试验结果制定排胶工艺,对ZrO2流延薄膜生坯和ZrO2-Al2O3复合流延薄膜生坯排胶,通过对ZrO2陶瓷烧结工艺的优化,在烧结温度为1500℃,烧结时间为120min下制备的陶瓷颗粒细小,分布均匀,颗粒之间紧密堆积,性能最佳,ZrO2陶瓷的相对密度为98.03%,ZrO2-Al2O3复合陶瓷的相对密度为98.95%。采用无压烧结工艺制备了 ZrO2/ZrO2-Al2O3流延薄膜叠层复合陶瓷,研究复相陶瓷中Al2O3含量的变化对陶瓷性能影响中发现,当夹层中异质相Al2O3含量为10wt%时,层状结构复合ZrO2陶瓷的抗弯强度最佳,高达750MPa,此时层状结构复合ZrO2陶瓷的硬度为12.75GPa,均高于单相ZrO2陶瓷和Al2O3陶瓷;当夹层中Al2O3含量为15wt%时,层状结构复合ZrO2陶瓷的断裂韧性达最大值,为16.57MPa.m1/2,且当夹层中Al2O3含量超过15wt%时,层状结构复合ZrO2陶瓷的抗弯强度和断裂韧性都急剧下降。通过对ZrO2/ZrO2-Al2O3复合陶瓷强韧性分析发现,层状结构改变了裂纹扩展路径,对韧性改善有利,其机制在于存在强-强界面产生了残余应力,造成断裂能量的损耗,吸收和转移。另一方面在ZrO2陶瓷中填加第二相Al2O3,可以起到颗粒弥散增韧的作用。
殷刘彦[10]（2016）在《氮化硅基多孔陶瓷及双连续相复合材料的制备与性能研究》文中研究指明本文针对氮化硅基多孔陶瓷及其增强的双连续相复合材料的应用需求,分别采用蛋白质发泡法、反应烧结工艺和烧结反应烧结工艺制备氮化硅泡沫陶瓷、微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷和亚微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷,并分别对其孔隙结构和性能进行了研究。在此基础上,将氮化硅泡沫陶瓷与环氧树脂基体复合制备了Si3N4/EP双连续相复合材料;将氮化硅泡沫陶瓷与铝基体复合制备了Si3N4/Al双连续相复合材料;将微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷与铝基体复合制备了Si3N4-SiC/Al双连续相复合材料;并对这三类复合材料的热物理性能和力学性能进行了研究。将行星式球磨方法引入到蛋白质发泡制备泡沫陶瓷工艺的发泡工序中,并研究了球磨转速对泡沫陶瓷结构和性能的影响。相比于传统发泡工艺,行星球磨发泡方式可以显着缩短发泡时间,而且制备出的氮化硅泡沫陶瓷孔隙结构更加均匀,孔隙率更高。球磨转速对氮化硅泡沫陶瓷的孔隙率、开孔率、密度和弯曲强度影响较小。采用SPSS软件对氮化硅泡沫陶瓷的孔径进行统计性分析。结果表明:不同球磨转速发泡制备出的氮化硅泡沫陶瓷的孔径均服从对数正态分布。系统研究了蛋白质加入量、固相含量和烧结温度加入量对氮化硅泡沫陶瓷性能的影响。蛋白质的加入量和烧结温度对泡沫陶瓷的孔隙率、密度和压缩强度、弯曲强度影响较小。随着烧结温度的增加,氮化硅泡沫陶瓷孔壁中β-Si3N4晶粒堆积更加紧密,闭孔率增加。相比蛋白质加入量和烧结温度,固相含量对氮化硅泡沫陶瓷性能的影响较大。深入研究了泡沫浆料中气体体积分数对氮化硅泡沫陶瓷孔隙率的影响,发现:氮化硅泡沫陶瓷的孔隙率随着泡沫浆料中气体体积分数的增加而线性增加,闭孔率随着气体体积分数的增加而减小。采用疏水性环氧树脂颗粒作为造孔剂辅助蛋白质发泡法制备具有三维连通孔隙结构的氮化硅泡沫陶瓷。疏水性造孔剂能够吸附在泡沫浆料中的气---液界面,最终导致氮化硅泡沫陶瓷孔壁上分布着大量的开口气孔,而且开口气孔的数量随着造孔剂加入量的增加而增加,添加疏水性造孔剂制备出的氮化硅泡沫陶瓷在压缩测试过程中呈现出与网络状多孔陶瓷类似的破坏模式。详细研究了酚醛对硅粉氮化过程的影响,研究发现:在1350℃及以下氮化时,坯体的氮化增重率随着酚醛加入量的增加而提高;在1350℃以上氮化时,硅粉坯体的氮化增重率随着酚醛质量分数的增加而减小。分析表明:随着酚醛加入量的增加,微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷孔隙率和孔径的增加;可以通过改变酚醛加入量实现对微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷的孔隙率和孔径分布的调控。研究了烧结助剂加入量对微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷性能的影响。随着烧结助剂加入量的增加,氮化率先增加后降低,最高氮化率为97.1%。烧结助剂的加入有助于微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷弯曲强度的提升,其加入量对微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷的开孔率和密度影响较小。探索了ZrC/TaC的加入量对亚微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响。研究发现:ZrC/TaC能够显着提高氮化后产物中α-Si3N4相的比例;ZrC/TaC的加入有助于亚微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷力学性能的提升;提高ZrC/TaC的掺入量有助于制备孔隙结构更加均匀的亚微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷。微观结构分析表明:Zr、Ta元素主要以面心立方Zr-Ta-C相的形式分布在亚微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷中;Zr-Ta-C相与氮化硅晶粒的界面处并不存在无定型界面相;由芯部过渡到边缘,Zr-Ta-C相中Ta元素的含量逐渐降低,而Zr元素的含量逐渐升高。创造性地以氮化硅泡沫陶瓷为增强体制备了Si3N4/EP双连续相复合材料,对其力学性能、热物理性能和介电性能进行了研究。所制备Si3N4/EP双连续相复合材料热导率最高值达到6.718 W·m-1·K-1,是环氧树脂基体的30.8倍。所制备Si3N4/EP双连续相复合材料的弯曲强度在54.376.3 MPa范围内,弯曲模量在25.534.0 GPa范围内。Si3N4/EP双连续相复合材料弯曲测试过程中表现出“非脆性”断裂的模式,其断裂韧性最高值达到4.80 MPa·m1/2。Si3N4/EP双连续相复合材料的介电常数略高于环氧树脂基体,而介电损耗略低于环氧树脂基体。以氮化硅泡沫陶瓷为增强体首次制备了Si3N4/Al双连续相复合材料,系统研究了热物理性能和力学性能。Si3N4/Al双连续相复合材料的热导率随着氮化硅泡沫陶瓷开孔率的增加而增加,最高值达到97.917 W·m-1·K-1,对应热膨胀系数为15.3×10-6（RT150℃）,显着低于铝基体(22.6×10-6)。所制备的Si3N4/Al双连续相复合材料的弯曲强度介于172.0268.7MPa之间,弯曲模量在43.775.6 GPa范围内,弯曲测试过程中呈现出“非脆性”断裂模式。以微米级Si3N4-SiC多孔陶瓷为增强体制备了Si3N4-SiC/Al双连续相复合材料,并对其热物理性能和力学性能进行了研究。Si3N4-SiC/Al双连续相复合材料的热膨胀系数最低值为和4.64×10-6（RT150℃）,远低于铝基体。Si3N4-SiC/Al双连续相复合材料的热导率最高值达到91.548 W·m-1·K-1。Si3N4-SiC/Al双连续相复合材料的弯曲强度和弯曲模量分别介于330.9391.3 MPa和112.4118.4 GPa之间。
二、制备工艺对Si_3N_4-SiC材料生坯性能影响（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、制备工艺对Si_3N_4-SiC材料生坯性能影响（论文提纲范文）
（1）SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究目的与意义 |
| 1.2 金属/陶瓷梯度材料的发展和应用 |
| 1.2.1 金属/陶瓷梯度材料的发展 |
| 1.2.2 金属/陶瓷梯度材料的应用 |
| 1.3 热压烧结工艺研究现状 |
| 1.3.1 颗粒尺寸对致密化效果的影响 |
| 1.3.2 烧结工艺对致密化效果的影响 |
| 1.3.3 烧结过程物质迁移机制 |
| 1.3.4 烧结致密化过程 |
| 1.4 SiC热压烧结研究现状 |
| 1.4.1 SiC的热压烧结工艺 |
| 1.4.2 烧结助剂对SiC致密化的影响 |
| 1.4.3 SiC烧结的致密化机理 |
| 1.4.4 SiC烧结的温度限制 |
| 1.5 金属/陶瓷梯度材料的结构、制备与使用性能 |
| 1.5.1 金属/陶瓷层状复合材料的结构及其优化 |
| 1.5.2 金属/陶瓷梯度材料的设计方法 |
| 1.5.3 金属/陶瓷梯度材料的烧结方法 |
| 1.5.4 金属/陶瓷梯度材料的热应力分布 |
| 1.5.5 金属/陶瓷梯度材料的断裂失效行为 |
| 1.6 烧结材料表征方法研究现状 |
| 1.6.1 烧结动力学研究方法 |
| 1.6.2 组织结构观测方法 |
| 1.6.3 性能评价指标与方法 |
| 1.7 本章小结 |
| 2 研究内容与实验方案 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 以Mg为烧结助剂的SiC低温液相烧结研究 |
| 2.4.2 以Mg_2Si为烧结助剂的SiC低温固相烧结研究 |
| 2.4.3 SiC/Ti梯度材料的制备与组织结构研究 |
| 2.4.4 Ni_3Al对SiC和Ti烧结致密化的影响 |
| 2.4.5 SiC/Ti梯度材料的制备与表征 |
| 2.5 主要创新点 |
| 3 SiC低温液相烧结工艺与组织演变 |
| 3.1 多径球磨工艺快速细化SiC粉末颗粒 |
| 3.1.1 多径球磨前后SiC颗粒的变化 |
| 3.1.2 多径球磨快速细化粉末颗粒机理 |
| 3.1.3 多径球磨过程中的能量转换 |
| 3.2 SiC低温液相烧结工艺开发 |
| 3.2.1 低温液相烧结SiC陶瓷的成分与组织 |
| 3.2.2 原材料颗粒尺寸对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.3 烧结助剂对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.4 烧结时间对SiC烧结质量的影响 |
| 3.3 SiC陶瓷低温液相烧结组织演变 |
| 3.3.1 Mg合金的变形与作用机制 |
| 3.3.2 低温液相烧结SiC陶瓷的亚结构 |
| 3.3.3 孔洞在SiC低温液相烧结致密化中的作用 |
| 3.3.4 Mg与SiC的界面结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 SiC低温固相烧结工艺与组织演变 |
| 4.1 SiC低温固相烧结的组织演变与性能变化 |
| 4.1.1 SiC低温固相烧结的组织演变 |
| 4.1.2 SiC低温固相烧结的性能变化 |
| 4.2 Mg_2Si的作用与组织演变 |
| 4.2.1 Mg_2Si的组织演变规律 |
| 4.2.2 Mg_2Si的取向演变规律 |
| 4.2.3 Mg_2Si与SiC基体的界面结构 |
| 4.3 SiC的低温固相烧结动力学 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 无中间过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织结构与致密化机理 |
| 5.1 SC/Ti梯度材料的组织结构 |
| 5.1.1 SiC/Ti梯度材料的整体结构 |
| 5.1.2 SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 5.2 SiC与Ti的烧结反应机理 |
| 5.2.1 SiC/Ti梯度材料的致密化机理 |
| 5.2.2 SiC与Ti的界面反应机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Ni_3Al对SiC和Ti烧结质量的影响与反应机理研究 |
| 6.1 Ni_3Al对SiC组织与性能的影响 |
| 6.1.1 Ni_3Al对SiC陶瓷显微组织的影响 |
| 6.1.2 Ni_3Al对SiC陶瓷致密度与力学性能的影响 |
| 6.1.3 Ni_3Al对SiC陶瓷的强韧化作用机理 |
| 6.2 Ni_3Al与Ti反应的高通量研究 |
| 6.2.1 Ni_3Al/Ti梯度试样的整体结构 |
| 6.2.2 Ni_3Al/Ti梯度试样的孔洞结构与形貌 |
| 6.2.3 Ni_3Al/Ti梯度试样的显微组织与成分 |
| 6.2.4 Ni_3Al与Ti的烧结反应机理 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织与致密化机理 |
| 7.1 含Ni_3Al过渡成分的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.1.1 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.1.2 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.1.3 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.2 含Ni_3Al过渡成分与TiAl层的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.2.1 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.2.2 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.2.3 Ni_3Al/TiAl与TiAl/Ti的界面结构 |
| 7.2.4 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 典型的结构陶瓷 |
| 1.1.1 氧化铝(Al_2O_3)陶瓷 |
| 1.1.2 碳化硅(SiC)陶瓷 |
| 1.1.3 氮化硅(Si_3N_4)陶瓷 |
| 1.2 陶瓷增韧方法 |
| 1.2.1 常规陶瓷增韧方式 |
| 1.2.2 仿生结构增韧 |
| 1.3 氮化硅陶瓷机械性能的研究现状 |
| 1.3.1 氮化硅力学性能研究现状 |
| 1.3.2 氮化硅陶瓷摩擦学研究现状 |
| 1.4 本研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 试样的制备和试验方法 |
| 2.1 Si_3N_4/Ni复合材料制备 |
| 2.1.1 原料和试剂 |
| 2.1.2 Si_3N_4粉料制备工艺 |
| 2.1.3 Si_3N_4/Ni复合材料的制备和烧结 |
| 2.2 复合材料的物理力学性能测试 |
| 2.2.1 气孔率 |
| 2.2.2 密度 |
| 2.2.3 维氏硬度 |
| 2.2.4 抗弯强度 |
| 2.2.5 断裂韧性 |
| 2.3 摩擦磨损试验方法 |
| 2.3.1 摩擦试验平台的搭建 |
| 2.3.2 试验环境构建 |
| 2.3.3 配副材料 |
| 2.3.4 摩擦因数和磨损率的计算 |
| 2.4 测试分析方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Si_3N_4/Ni复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 3.1 Si_3N_4/Ni复合材料的微观组织结构 |
| 3.2 Si_3N_4/Ni复合材料的物理力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Si_3N_4/Ni复合材料分别与TC4和PEEK配副的摩擦学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4/Ni复合材料与TC4(钛合金)配副的摩擦学行为分析 |
| 4.1.1 摩擦试验结果 |
| 4.1.2 试验结果分析与讨论 |
| 4.2 Si_3N_4/Ni复合材料与聚醚醚酮(PEEK)配副的摩擦学性能研究 |
| 4.2.1 摩擦试验结果 |
| 4.2.2 试验结果分析与讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Si_3N_4/Ni复合材料与Si_3N_4配副的摩擦学性能研究 |
| 5.1 Si_3N_4/Ni复合材料与Si_3N_4配副在不同环境中的摩擦学性能研究 |
| 5.1.1 摩擦试验结果 |
| 5.1.2 试验结果分析与讨论 |
| 5.2 Si_3N_4/Ni复合材料在不同速度下的干摩擦学性能 |
| 5.2.1 摩擦试验结果 |
| 5.2.2 分析与讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 摩擦化学反应膜的形成机制与减摩机理分析 |
| 6.1 摩擦化学反应产物的热力学分析 |
| 6.2 摩擦化学反应膜形成过程的物理建模 |
| 6.3 表面膜的减摩机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（3）碳化硅陶瓷的低温、低压连接与性能提升研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 SiC陶瓷概况 |
| 1.2.1 SiC陶瓷简介 |
| 1.2.2 SiC陶瓷的制备 |
| 1.3 SiC陶瓷连接研究进展 |
| 1.3.1 以非SiC为中间层的SiC陶瓷连接研究进展 |
| 1.3.2 以SiC为中间层的SiC陶瓷连接研究进展 |
| 1.3.3 无中间层的SiC陶瓷连接研究进展 |
| 1.4 SiC接头性能评价 |
| 1.4.1 SiC接头连接强度评价 |
| 1.4.2 SiC接头的应力分析评价 |
| 1.4.3 SiC接头水热腐蚀性能评价 |
| 1.5 研究目标和主要研究内容 |
| 第二章 实验方法与测试技术 |
| 2.1 原料准备 |
| 2.1.1 SiC母材 |
| 2.1.2 SiC连接材料 |
| 2.2 SiC陶瓷连接过程 |
| 2.2.1 SiC陶瓷的NITE工艺连接 |
| 2.2.2 SiC陶瓷的金属Ti扩散连接 |
| 2.2.3 SiC陶瓷的金属钎焊连接 |
| 2.3 性能测试与表征 |
| 2.3.1 物相组成表征 |
| 2.3.2 显微结构测试 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 残余应力测试和模拟分析 |
| 2.3.5 抗水热腐蚀性能测试 |
| 第三章 在1500～1800℃压力辅助条件下NITE连接SiC陶瓷与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 无中间层连接材料的SiC连接结构和性能研究 |
| 3.3 SiC-Al_2O_3-Ho_2O_3连接材料对SiC连接结构和性能的影响 |
| 3.3.1 SiC接头的模拟物相组成分析 |
| 3.3.2 SiC接头的断面显微结构分析 |
| 3.3.3 SiC接头的连接强度和界面结合力分析 |
| 3.4 SiC-Al_2O_3-CeO_2连接材料对SiC连接结构和性能的影响 |
| 3.4.1 SiC接头的模拟物相组成分析 |
| 3.4.2 SiC接头的断面显微结构分析 |
| 3.4.3 SiC接头的连接强度和界面结合力分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 在1400℃压力辅助条件下金属T固相扩散连接SiC陶瓷与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC接头的物相组成和界面反应分析 |
| 4.3 SiC接头的界面显微结构分析 |
| 4.4 SiC接头的连接强度和断裂路径分析 |
| 4.5 SiC接头残余应力的模拟分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 在1200～1300℃无压条件下金属Ti固相扩散连接SiC陶瓷与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC接头的物相组成和界面反应分析 |
| 5.3 SiC接头的显微结构分析 |
| 5.4 SiC接头的连接性能分析 |
| 5.5 SiC接头的残余应力分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 在1200℃无压条件下Al-Si钎焊连接核用SiC陶瓷与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SiC接头的物相组成和反应热力学分析 |
| 6.3 SiC接头的显微结构分析 |
| 6.4 SiC接头的连接性能分析 |
| 6.5 SiC接头的高温强度和残余应力分析 |
| 6.6 SiC接头的抗水热腐蚀性能分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 在900℃无压条件下Al空气钎焊连接核用SiC陶瓷与性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 热处理时间对SiC接头结构和连接性能的影响 |
| 7.3 连接温度对SiC接头结构和连接性能的影响 |
| 7.4 SiC接头的残余应力和抗水热腐蚀性能分析 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的成果情况 |
| 致谢 |
（4）发泡-注凝/催化氮化制备Si3N4-SiC（BN）多孔陶瓷研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 α-Si_3N_4粉体研究进展 |
| 1.3 SiC多孔陶瓷研究进展 |
| 1.3.1 自结合SiC多孔陶瓷 |
| 1.3.2 Si_3N_4 结合Si C多孔陶瓷 |
| 1.3.3 Si OC结合Si C多孔陶瓷 |
| 1.4 Si_3N_4多孔陶瓷研究进展 |
| 1.5 BN多孔陶瓷研究 |
| 1.6 多孔陶瓷在污水处理中的应用 |
| 1.7 密度泛函理论(DFT)在材料研究中的应用 |
| 1.8 本论文的研究内容及意义 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 主要实验设备 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 发泡-注凝法制备a-Si_3N_4粉体 |
| 2.2.2 发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4多孔陶瓷 |
| 2.2.3 常规加热发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4/SiC多孔陶瓷 |
| 2.2.4 微波加热发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4及Si_3N_4/Si C多孔陶瓷 |
| 2.2.5 发泡-注凝催化氮化制备高孔隙率Si_3N_4/BN多孔陶瓷 |
| 2.2.6 发泡-注凝法及直接注凝法制备BN多孔陶瓷 |
| 2.3 检测与表征 |
| 2.3.1 物相检测 |
| 2.3.2 粉体表面性质检测 |
| 2.3.3 样品元素检测 |
| 2.3.4 显微结构表征 |
| 2.3.5 多孔陶瓷常温性能表征 |
| 2.3.6 多孔陶瓷导热性能表征 |
| 2.3.7 多孔陶瓷比表面积表征 |
| 2.3.8 多孔陶瓷药物吸附性能表征 |
| 2.3.9 密度泛函理论计算研究 |
| 第3章 熔盐辅助发泡-注凝法制备a-Si_3N_4粉体 |
| 3.1 发泡-注凝法制备a-Si_3N_4粉体 |
| 3.2 熔盐辅助发泡-注凝法制备a-Si_3N_4粉体 |
| 3.2.1 NaCl辅助发泡-注凝法制备α-Si_3N_4粉体 |
| 3.2.2 KCl辅助发泡-注凝法制备α-Si_3N_4粉体 |
| 3.3 Si_3N_4形成过程研究 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4多孔陶瓷及其常规物理性能研究 |
| 4.1 高纯Si粉为原料发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4多孔陶瓷 |
| 4.1.1 氮化温度对Si_3N_4多孔陶瓷物相及显微结构的影响 |
| 4.1.2 催化剂用量对Si_3N_4多孔陶瓷物相、显微结构及常规物理性能的影响 |
| 4.1.3 催化剂种类对Si_3N_4多孔陶瓷物相、显微结构及常规物理性能的影响 |
| 4.2 工业Si粉为原料发泡-注凝原位催化氮化制备Si_3N_4多孔陶瓷 |
| 4.2.1 氮化反应温度对Si_3N_4多孔陶瓷物相、显微结构及常规物理性能的影响 |
| 4.2.2 固含量对Si_3N_4多孔陶瓷物相、显微结构及常规物理性能的影响 |
| 4.2.3 加热方式对Si_3N_4多孔陶瓷常规物理性能的影响 |
| 4.3 工业Si粉为原料发泡-注凝协同催化氮化制备Si_3N_4多孔陶瓷 |
| 4.4 发泡-注凝催化氮化所制备Si_3N_4多孔陶瓷性能对比 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4/Si C多孔陶瓷及其常规物理性能研究 |
| 5.1 常规加热发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4/Si C多孔陶瓷性能及其常规物理性能研究 |
| 5.1.1 添加剂对Si/Si C陶瓷浆料zeta电位的影响 |
| 5.1.2 氮化温度对Si_3N_4/Si C多孔陶瓷常规物理性能及显微结构的影响 |
| 5.1.3 低温氮化机理研究 |
| 5.2 微波加热发泡-注凝催化氮化制备Si_3N_4/Si C多孔陶瓷及其常规物理性能研究 |
| 5.2.1 氮化温度及时间对Si_3N_4/Si C多孔陶瓷物相的影响 |
| 5.2.2 Si_3N_4/Si C多孔陶瓷孔径分布及显微结构 |
| 5.2.3 氮化温度及时间对Si_3N_4/Si C多孔陶瓷常规物理性能的影响 |
| 5.3 发泡-注凝催化氮化所制备Si_3N_4/Si C多孔陶瓷性能对比 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 发泡-注凝催化氮化制备高孔隙率Si_3N_4/BN多孔陶瓷及其药物污水吸附性能研究 |
| 6.1 发泡-注凝催化氮化制备高孔隙率Si_3N_4/BN多孔陶瓷性能及药物污水吸附性能研究 |
| 6.2 发泡-注凝原位催化氮化制备高孔隙率Si_3N_4/BN多孔陶瓷性能及药物污水吸附性能研究 |
| 6.3 发泡-注凝催化氮化所制备Si_3N_4/BN多孔陶瓷药物吸附性能对比 |
| 6.4 小结 |
| 第7章 发泡-注凝法及直接注凝法制备BN多孔陶瓷及其药物污水吸附性能研究 |
| 7.1 发泡-注凝制备BN多孔陶瓷及其药物污水吸附性能研究 |
| 7.1.1 发泡-注凝制备BN多孔陶瓷及其药物污水吸附性能研究 |
| 7.1.2 BN多孔陶瓷吸附机理研究 |
| 7.1.3 发泡-注凝法制备BN掺杂多孔陶瓷及其药物污水吸附性能的影响研究 |
| 7.1.4 BN掺杂多孔陶瓷吸附机理研究 |
| 7.2 直接注凝法制备BN多孔陶瓷及其药物污水吸附性能研究 |
| 7.3 发泡-注凝法与直接注凝法所制备BN多孔陶瓷吸附性能比较 |
| 7.4 小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作及发泡-注凝法制备α-Si_3N_4粉体推广经济效益展望 |
| 8.2.1 后期工作展望 |
| 8.2.2 发泡-注凝法制备α-Si_3N_4粉体推广经济效益展望 |
| 8.3 本论文的创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（5）基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Si_3N_4的晶体结构 |
| 1.2 Si_3N_4陶瓷的烧结 |
| 1.2.1 Si_3N_4陶瓷的烧结过程 |
| 1.2.2 Si_3N_4陶瓷的烧结方法 |
| 1.3 高性能Si_3N_4基陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 高硬度Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.2 高韧性Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.3 高强度Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.4 高力学性能Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.5 Si_3N_4基陶瓷的其它性能 |
| 1.4 Si_3N_4陶瓷的应用 |
| 1.5 本课题研究意义、目标及方法 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 研究背景与意义 |
| 1.5.3 研究目标与内容 |
| 第二章 实验方法与测试技术 |
| 2.1 原料选择与混料 |
| 2.1.1 原料选择 |
| 2.1.2 混料技术 |
| 2.2 材料制备与试样加工 |
| 2.2.1 样品烧结 |
| 2.2.2 样品加工 |
| 2.3 性能测试与表征 |
| 2.3.1 密度 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 显微结构分析 |
| 2.3.4 维氏硬度和断裂韧性 |
| 2.3.5 抗弯强度 |
| 2.3.6 微悬臂梁强度 |
| 2.3.7 摩擦磨损分析 |
| 2.3.8 切削实验分析 |
| 第三章 两步热压烧结法制备表硬芯韧氮化硅梯度陶瓷与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 实验原料与烧结 |
| 3.2.2 实验测试方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 HP+HP法制备Si_3N_4梯度陶瓷的物相与致密度 |
| 3.3.2 HP+HP法制备Si_3N_4梯度陶瓷的显微结构与性能 |
| 3.3.3 微悬臂梁强度与界面应力分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热压与放电等离子烧结结合法制备表硬芯韧氮化硅梯度陶瓷与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验原料与烧结 |
| 4.2.2 实验测试方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 HP+SPS结合法制备Si_3N_4梯度陶瓷的物相与致密度 |
| 4.3.2 HP+SPS结合法制备Si_3N_4梯度陶瓷的显微结构与性能 |
| 4.3.3 微悬臂梁强度与界面应力分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 硼化锆增强、增韧的低温热压烧结氮化硅陶瓷的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 实验原粉配方 |
| 5.2.2 试样烧结与测试方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 ZrB_2粉体的含量对Si_3N_4陶瓷性能的影响 |
| 5.3.2 ZrB_2粉体中的杂质对Si_3N_4陶瓷性能的影响 |
| 5.3.3 ZrB_2粉体促进Si_3N_4相变和晶粒长大的机理研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 过渡金属硼化物增强、增韧的低温热压烧结氮化硅陶瓷的制备与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.2.1 实验原粉配方 |
| 6.2.2 试样烧结与测试方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷物相与致密度的影响 |
| 6.3.2 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷显微结构的影响 |
| 6.3.3 HfB_2与MoB_2粉体促进α-到β-Si_3N_4相变的差异性研究 |
| 6.3.4 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 氮化硅陶瓷刀具的切削性能与磨损机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验过程 |
| 7.2.1 切削实验 |
| 7.2.2 测试方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 Si_3N_4陶瓷刀具的切削性能分析 |
| 7.3.2 Si_3N_4陶瓷刀具的磨损形貌与磨损机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 全文总结与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的学术成果 |
| 致谢 |
（6）高性能Si3N4-SiC耐火材料合成原理及其应用性能（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 课题背景 |
| 2.1 Si_3N_4-SiC耐火材料的结构特性 |
| 2.1.1 SiC和Si_3N_4的晶体结构及特性 |
| 2.1.2 Si_3N_4-SiC耐火材料的显微结构 |
| 2.2 Si_3N_4-SiC耐火材料中硅的氮化机理 |
| 2.2.1 Si_3N_4-SiC耐火材料的制备方法 |
| 2.2.2 Si_3N_4-SiC耐火材料中硅的氮化机理 |
| 2.3 Si_3N_4-SiC耐火材料的性能与应用 |
| 2.3.1 Si_3N_4-SiC耐火材料的高温性能 |
| 2.3.2 Si_3N_4-SiC耐火材料的应用 |
| 2.4 目前仍存在的问题及本课题的主要研究内容和方法 |
| 2.4.1 目前仍存在的问题 |
| 2.4.2 本课题的主要研究内容 |
| 2.4.3 本课题的主要研究方法 |
| 3 硅粉的氮化机理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 硅粉氮化样品的制备及测试方法 |
| 3.2.1 样品的制备方法 |
| 3.2.2 样品的测试及表征方法 |
| 3.3 硅粉氮化样品的相组成和微观结构 |
| 3.3.1 样品的相组成 |
| 3.3.2 样品的微观形貌 |
| 3.4 硅粉的氮化机理分析 |
| 3.4.1 硅粉氮化热力学 |
| 3.4.2 Si氮化过程的动力学 |
| 3.4.3 用硅粉制备Si_3N_4耐火材料的工艺选择 |
| 3.4.4 硅粉的氮化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Si_3N_4-SiC耐火材料中Si的氮化热力学分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Si_3N_4-SiC耐火材料的制备和测试方法 |
| 4.2.1 样品的制备方法 |
| 4.2.2 样品的性能测试方法 |
| 4.3 Si_3N_4-SiC耐火材料的物理性能、微观结构和相组成 |
| 4.3.1 样品的物理性能 |
| 4.3.2 样品的微观结构 |
| 4.3.3 样品的相组成 |
| 4.4 Si_3N_4-SiC耐火材料中Si的氮化机理 |
| 4.4.1 Si的氮化热力学分析 |
| 4.4.2 Si_3N_4-SiC耐火材料中Si_3N_4的不均匀分布 |
| 4.4.3 Si_3N_4-SiC耐火材料中Si的氮化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料中Si的氮化机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料的制备和测试方法 |
| 5.2.1 样品的制备方法 |
| 5.2.2 样品的性能测试方法 |
| 5.3 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料的物理性能、微观结构和相组成 |
| 5.3.1 样品的物理性能 |
| 5.3.2 样品的微观结构 |
| 5.3.3 样品的相组成 |
| 5.4 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料中Si的氮化机理 |
| 5.4.1 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料中Si的氮化热力学分析 |
| 5.4.2 Si_3N_4结合氮化硅铁耐火材料中Si的氮化过程 |
| 5.4.3 Si_3N_4结合氮化硅铁与Si_3N_4-SiC耐火材料中Si氮化率对比 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Si_3N_4-SiC耐火材料的制备工艺优化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 样品制备及测试方法 |
| 6.2.1 样品的制备方法 |
| 6.2.2 样品的测试及表征方法 |
| 6.3 Si-SiC高温烧结样品的相组成及微观结构 |
| 6.3.1 样品的相组成 |
| 6.3.2 样品的微观结构 |
| 6.4 Si-SiC生坯高温氮化原理 |
| 6.4.1 碳管炉环境分析 |
| 6.4.2 Si-SiC高温氮化热力学分析 |
| 6.4.3 Si_3N_4的高温分解 |
| 6.4.4 Si-SiC在低氧分压条件下的高温氮化过程 |
| 6.4.5 Si_3N_4-SiC耐火材料生产工艺探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Si_3N_4-SiC耐火材料中Si_3N_4和SiC的高温稳定性研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 样品的制备及测试方法 |
| 7.2.1 样品的制备方法及参数 |
| 7.2.2 样品的测试及表征方法 |
| 7.3 Si_3N_4-SiC耐火材料在低氧分压条件下的高温稳定性 |
| 7.3.1 Si_3N_4-SiC高温重烧样品的相组成和微观结构 |
| 7.3.2 Si_3N_4-SiC中Si_3N_4在高温低氧分压环境中的稳定性 |
| 7.4 Si_3N_4-SiC耐火材料在富碳高温环境中的稳定性 |
| 7.4.1 Si_3N_4-SiC浸碳后重烧样品的相组成和微观结构 |
| 7.4.2 Si-SiC浸碳后烧结样品的相组成和微观结构 |
| 7.4.3 Si_3N_4和SiC在富碳高温环境中的稳定性 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 Si_3N_4-SiC耐火材料的活性氧化与被动氧化 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 用后Si_3N_4-SiC耐火材料样品的制备和测试方法 |
| 8.2.1 样品的制备方法 |
| 8.2.2 样品的性能测试及表征方法 |
| 8.3 用后Si_3N_4-SiC耐火材料样品的物理性能、微观结构和相组成 |
| 8.3.1 样品的物理性能 |
| 8.3.2 样品的微观结构和相组成 |
| 8.4 Si_3N_4-SiC耐火材料应用过程中的氧化机理分析 |
| 8.4.1 Si_3N_4和SiC的被动氧化 |
| 8.4.2 Si_3N_4和SiC的活性氧化 |
| 8.5 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 |
（7）基于微观力学参数的氮化硅纤维增强碳化硅基复合材料微宏观力学关系构建（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 氮化硅纤维及其增强的陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 Si_3N_4纤维的研究现状 |
| 1.2.2 Si_3N_4纤维增强的陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.3 连续纤维增强陶瓷基复合材料微观力学研究进展 |
| 1.3.1 纤维和基体的弹性模量和硬度研究进展 |
| 1.3.2 纤维和基体的断裂韧性研究进展 |
| 1.3.3 界面结合强度研究进展 |
| 1.3.4 基于微观力学性能参数的CFRCMCs裂纹传播路径预判 |
| 1.4 连续纤维增强陶瓷基复合材料的界面相研究进展 |
| 1.4.1 PyC界面相 |
| 1.4.2 BN界面相 |
| 1.4.3 复合界面相 |
| 1.5 论文研究内容和创新点 |
| 1.5.1 论文研究内容 |
| 1.5.2 论文创新点 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 主要实验原料及设备 |
| 2.1.1 增强纤维 |
| 2.1.2 陶瓷基体 |
| 2.1.3 其他原料及设备 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 复合材料制备 |
| 2.2.2 CVDBN涂层的制备 |
| 2.3 组成、结构和形貌分析 |
| 2.3.1 元素组成分析 |
| 2.3.2 X射线光电子能谱(XPS)分析 |
| 2.3.3 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.3.6 核磁共振(NMR)分析 |
| 2.3.7 热重(TGA)分析 |
| 2.3.8 压痕形貌的原位成像 |
| 2.3.9 拉曼(Raman)分析 |
| 2.4 微观和宏观力学性能测试 |
| 2.4.1 纤维单丝拉伸强度测试 |
| 2.4.2 纤维与基体的弹性模量和硬度 |
| 2.4.3 纤维断裂韧性测试 |
| 2.4.4 复合材料的宏观力学性能 |
| 2.4.5 复合材料的界面结合强度 |
| 第三章 Si_3N_4纤维的特性研究 |
| 3.1 Si_3N_4纤维组成与微观结构分析 |
| 3.1.1 Si_3N_4纤维的组成分析 |
| 3.1.2 Si_3N_4纤维的微观结构分析 |
| 3.2 Si_3N_4纤维的微观和宏观力学性能研究 |
| 3.2.1 纤维的弹性模量和硬度 |
| 3.2.2 纤维的断裂韧性 |
| 3.2.3 纤维的宏观力学性能 |
| 3.3 热处理温度对Si_3N_4纤维的组成与微观结构的影响 |
| 3.3.1 热处理温度对Si_3N_4纤维组成的影响 |
| 3.3.2 热处理温度对Si_3N_4纤维微观结构的影响 |
| 3.4 热处理温度对Si_3N_4纤维微观和宏观力学性能的影响 |
| 3.4.1 热处理温度对纤维弹性模量和硬度的影响 |
| 3.4.2 热处理温度对纤维断裂韧性的影响 |
| 3.4.3 热处理温度对纤维单丝拉伸强度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Si_3N_4/SiC复合材料微宏观力学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4/SiC复合材料组成与微观结构研究 |
| 4.1.1 Si_3N_4/SiC复合材料的微观形貌分析 |
| 4.1.2 Si_3N_4/SiC复合材料的物相与微观结构分析 |
| 4.2 Si_3N_4/SiC复合材料各组元微观力学性能参数研究 |
| 4.2.1 Si_3N_4/SiC复合材料各组元弹性模量和硬度 |
| 4.2.2 Si_3N_4/SiC复合材料各组元断裂韧性 |
| 4.3 Si_3N_4/SiC复合材料的界面结合强度研究 |
| 4.3.1 Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度测试方法的选择 |
| 4.3.2 纤维排布状态对Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度的影响 |
| 4.3.3 制备温度对Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度的影响 |
| 4.4 基于微观力学性能参数的Si_3N_4/SiC复合材料宏观力学性能研究 |
| 4.4.1 Si_3N_4/SiC复合材料的宏观力学性能 |
| 4.4.2 Si_3N_4/SiC复合材料微宏观力学性能关系的构建 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微宏观力学性能研究 |
| 5.1 BN涂层的制备及其对纤维的性能影响 |
| 5.1.1 反应体系中H2对CVD BN涂层微观形貌的影响 |
| 5.1.2 沉积温度对CVDBN涂层微观形貌和结构的影响 |
| 5.1.3 沉积压强对CVDBN涂层微观形貌和性能的影响 |
| 5.2 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微观结构研究 |
| 5.2.1 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微观形貌和物相组成 |
| 5.2.2 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的界面微观结构分析 |
| 5.3 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能的影响 |
| 5.3.1 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微观力学性能的影响 |
| 5.3.2 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料宏观力学性能的影响 |
| 5.4 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能影响 |
| 5.4.1 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微观力学性能的影响 |
| 5.4.2 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料宏观力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（8）CVI SiCN陶瓷及其复合材料的微结构设计与电磁性能优化（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 雷达隐身技术 |
| 1.3 雷达吸波材料隐身原理 |
| 1.4 吸波材料理论基础 |
| 1.4.1 传输线理论 |
| 1.4.2 传输线理论在单层吸波体中的应用 |
| 1.4.3 传输线理论在多层吸波体中的应用 |
| 1.5 高温电磁波吸收材料 |
| 1.5.1 碳材料 |
| 1.5.2 SiC吸波剂 |
| 1.5.3 SiCN吸波剂 |
| 1.6 高温复相吸波材料的设计 |
| 1.6.1 A/B型吸波材料 |
| 1.6.2 A/B/C型吸波材料 |
| 1.6.3 高温结构复合型吸波材料 |
| 1.7 本文选题依据 |
| 1.7.1 选题依据 |
| 1.7.2 研究目标 |
| 1.8 研究思路和内容 |
| 1.8.1 研究思路 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料 |
| 2.2.1 制备多孔Si_3N_4陶瓷基片的原材料 |
| 2.2.2 制备SiCN陶瓷基体的原材料 |
| 2.2.3 增强纤维 |
| 2.2.4 制备BN界面的原材料 |
| 2.2.5 制备CNTs的原材料 |
| 2.3 制备工艺 |
| 2.3.1 多孔Si_3N_4陶瓷的制备 |
| 2.3.2 CVI SiCN陶瓷的制备 |
| 2.3.3 Si_3N_4-CNTs-SiCN复相陶瓷的制备 |
| 2.3.4 Si_3N_4-BN-SiCN复相陶瓷的制备 |
| 2.3.5 PDC SiCN陶瓷基体的制备 |
| 2.3.6 CVI SiCN陶瓷基体的制备 |
| 2.4 分析与测试方法 |
| 2.4.1 热力学分析 |
| 2.4.2 基本性能 |
| 2.4.3 力学性能 |
| 2.4.4 热物理性能 |
| 2.4.5 电阻率与电磁性能 |
| 第3章 CVI SiCN陶瓷的热力学计算及性能优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热化学数据分析 |
| 3.3 热力学相图 |
| 3.3.1 反应物浓度的影响 |
| 3.3.2 体系总压的影响 |
| 3.3.3 稀释比的影响 |
| 3.4 沉积效率图 |
| 3.4.1 反应物浓度的影响 |
| 3.4.2 SiCl_4浓度和体系总压的影响 |
| 3.5 CVI SiCN陶瓷的实验验证 |
| 3.6 SiCN基材料的电磁参数优化 |
| 3.6.1 吸波材料的电磁参数优化 |
| 3.6.2 屏蔽材料的电磁参数优化 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 CVI SiCN陶瓷的晶化行为和电磁性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiCN陶瓷的制备工艺 |
| 4.3 SiCN陶瓷的晶化行为 |
| 4.3.1 表面形貌 |
| 4.3.2 晶化过程 |
| 4.4 SiCN陶瓷的电磁性能 |
| 4.4.1 介电性能 |
| 4.4.2 吸波性能 |
| 4.4.3 吸波机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 原位自生CNTs改性CVI SiCN陶瓷的晶化行为及其电磁性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CNTs改性SiCN陶瓷的制备工艺 |
| 5.2.1 CNTs的制备工艺 |
| 5.2.2 CNTs改性SiCN陶瓷的制备 |
| 5.3 CNTs改性SiCN陶瓷的晶化行为 |
| 5.3.1 微结构演变 |
| 5.3.2 晶化机理 |
| 5.4 CNTs改性SiCN陶瓷的电磁性能 |
| 5.4.1 介电性能 |
| 5.4.2 吸波性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 BN改性CVI SiCN陶瓷的晶化行为及其电磁性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 BN改性SiCN陶瓷的制备工艺 |
| 6.3 BN改性SiCN陶瓷的晶化行为 |
| 6.3.1 微结构演变 |
| 6.3.2 晶化机理 |
| 6.4 BN改性SiCN陶瓷的性能 |
| 6.4.1 常温介电性能 |
| 6.4.2 常温吸波性能 |
| 6.4.3 高温介电性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 CVI SiCN基复合材料的微结构和性能 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Al_2O_3纤维的微结构和性能 |
| 7.2.1 微结构变化 |
| 7.2.2 介电性能 |
| 7.2.3 拉伸性能 |
| 7.3 SiCN基复合材料的微结构 |
| 7.3.1 复合材料的制备 |
| 7.3.2 复合材料的微结构 |
| 7.4 SiCN基复合材料的电磁性能 |
| 7.4.1 Al_2O_(3f)/SiCN复合材料的介电性能 |
| 7.4.2 Al_2O_(3f)/SiCN复合材料的屏蔽性能 |
| 7.4.3 SiC_f/SiCN复合材料的介电性能 |
| 7.4.4 SiC_f/SiCN复合材料的屏蔽性能 |
| 7.5 SiCN基复合材料的力学性能 |
| 7.5.1 复合材料的热物理性能 |
| 7.5.2 复合材料的力学性能 |
| 7.6 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及申请专利 |
| 致谢 |
（9）层状结构复合ZrO2陶瓷的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的目的和意义 |
| 1.2 ZrO_2陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 ZrO_2陶瓷的晶体结构与性能 |
| 1.2.2 ZrO_2陶瓷粉体的制备 |
| 1.2.3 ZrO_2陶瓷生坯成型 |
| 1.2.4 ZrO_2陶瓷的烧结 |
| 1.2.5 ZrO_2陶瓷的增韧方法及增韧机理 |
| 1.3 层状结构增韧陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 层状结构增韧陶瓷的制备工艺 |
| 1.3.2 层状结构增韧陶瓷的韧化机制 |
| 1.4 流延成型技术的研究进展 |
| 1.4.1 流延成型技术的研究现状 |
| 1.4.2 流延成型工艺的分类 |
| 1.5 论文的主要研究内容 |
| 第2章 材料体系和研究方法的设计 |
| 2.1 实验原料与实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验仪器设备 |
| 2.2 流延薄膜生坯制备方案的设计 |
| 2.2.1 流延浆料的制备工艺的设计 |
| 2.2.2 流延薄膜生坯制备工艺的设计 |
| 2.3 层状结构复合ZrO_2陶瓷制备方案的设计 |
| 2.3.1 叠层工艺 |
| 2.3.2 冷压成型工艺 |
| 2.3.3 排胶工艺 |
| 2.3.4 烧结工艺 |
| 2.4 性能的表征 |
| 2.4.1 流延浆料的性能表征 |
| 2.4.2 流延薄膜生坯的性能表征 |
| 2.4.3 层状结构复合ZrO_2陶瓷的性能表征 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 ZrO_2流延薄膜的制备工艺及性能研究 |
| 3.1 ZrO_2流延浆料性能的研究 |
| 3.1.1 ZrO_2粉体含量对流延浆料粘度的影响 |
| 3.1.2 PVB含量对ZrO_2流延浆料粘度的影响 |
| 3.1.3 R值对ZrO_2流延浆料粘度的影响 |
| 3.2 ZrO_2流延薄膜生坯性能的研究 |
| 3.2.1 ZrO_2粉体含量对流延薄膜生坯性能的影响 |
| 3.2.2 PVB含量对ZrO_2流延薄膜生坯性能的影响 |
| 3.2.3 R值对ZrO_2流延薄膜生坯性能的影响 |
| 3.3 ZrO_2流延薄膜生坯排胶工艺的研究 |
| 3.4 ZrO_2流延薄膜烧结工艺及其性能的研究 |
| 3.4.1 ZrO_2流延薄膜烧结工艺的研究 |
| 3.4.2 ZrO_2流延薄膜性能的研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜制备及性能研究 |
| 4.1 第二相Al_2O_3选用的理论依据 |
| 4.2 ZrO_2-Al_2O_3复合流延浆料和流延薄膜生坯的性能研究 |
| 4.2.1 ZrO_2-Al_2O_3复合流延料性能的研究 |
| 4.2.2 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜生坯性能的研究 |
| 4.3 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜生坯排胶工艺的研究 |
| 4.4 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜烧结工艺的研究 |
| 4.4.1 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜生坯烧结工艺的确定 |
| 4.4.2 ZrO_2-Al_2O_3复合流延薄膜性能的研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 层状结构复合ZrO_2陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.1 层状结构复合ZrO_2陶瓷的叠层工艺及其性能研究 |
| 5.2 层状结构复合ZrO_2陶瓷的冷压工艺及其性能研究 |
| 5.3 层状结构复合ZrO_2陶瓷的排胶工艺及其性能研究 |
| 5.4 层状结构复合ZrO_2陶瓷的烧结工艺及其性能研究 |
| 5.4.1 层状结构复合ZrO_2陶瓷烧结体的密度研究 |
| 5.4.2 层状结构复合ZrO_2陶瓷烧结体的层间显微结构的研究 |
| 5.5 层状结构复合ZrO_2陶瓷的力学性能及增韧机理研究 |
| 5.5.1 层状结构复合ZrO_2陶瓷的力学性能研究 |
| 5.5.2 增韧机理的研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（10）氮化硅基多孔陶瓷及双连续相复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 缩略语表 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 多孔陶瓷的研究进展 |
| 1.2.1 制备工艺 |
| 1.2.2 氮化硅多孔陶瓷 |
| 1.3 双连续相复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 聚合物基双连续相复合材料 |
| 1.3.2 金属基双连续相复合材料 |
| 1.4 选题依据和研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程和研究方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 原材料及试剂 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 材料制备 |
| 2.4.1 氮化硅泡沫陶瓷的制备 |
| 2.4.2 微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备 |
| 2.4.3 亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备 |
| 2.4.4 双连续相复合材料的制备 |
| 2.5 组成、结构与形貌分析 |
| 2.5.1 孔径分布 |
| 2.5.2 X射线光电子能谱仪(XPS) |
| 2.5.3 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.5.4 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.5.5 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 密度、孔隙率 |
| 2.6.2 弯曲强度 |
| 2.6.3 断裂韧性 |
| 2.6.4 压缩强度 |
| 2.6.5 热膨胀系数 |
| 2.6.6 热导率 |
| 2.6.7 介电性能 |
| 第三章 氮化硅泡沫陶瓷的制备与性能研究 |
| 3.1 蛋白质发泡法制备氮化硅泡沫陶瓷成型工艺研究 |
| 3.1.1 浆料制备 |
| 3.1.2 发泡方式 |
| 3.1.3 排胶工艺 |
| 3.2 蛋白质加入量对氮化硅泡沫陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.2.1 蛋白质加入量对浆料流变性能的影响 |
| 3.2.2 蛋白质加入量对泡沫浆料流变性能的影响 |
| 3.2.3 蛋白质加入量对氮化硅泡沫陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3 发泡工序中球磨转速对氮化硅泡沫陶瓷结构和性能的影响 |
| 3.3.1 球磨转速对氮化硅泡沫陶瓷孔隙结构的影响 |
| 3.3.2 球磨转速对氮化硅泡沫陶瓷性能的影响 |
| 3.4 烧结温度对氮化硅泡沫陶瓷结构与性能的影响 |
| 3.4.1 烧结温度对泡沫陶瓷孔隙结构的影响 |
| 3.4.2 烧结温度对泡沫陶瓷性能的影响 |
| 3.5 泡沫陶瓷孔隙率调控技术研究 |
| 3.5.1 泡沫浆料中气体体积分数对氮化硅泡沫陶瓷孔隙结构的影响 |
| 3.5.2 泡沫浆料中气体体积分数对氮化硅泡沫陶瓷性能的影响 |
| 3.6 疏水性颗粒辅助造孔工艺研究 |
| 3.6.1 疏水性造孔剂对氮化硅泡沫陶瓷孔隙结构的影响 |
| 3.6.2 疏水性造孔剂对氮化硅泡沫陶瓷性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备与性能研究 |
| 4.1 微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备工艺 |
| 4.1.1 模压压力 |
| 4.1.2 碳化工艺 |
| 4.1.3 坯体的氮化过程 |
| 4.2 氮化温度对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响 |
| 4.2.2 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷孔隙结构的影响 |
| 4.2.3 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷性能的影响 |
| 4.3 酚醛加入量对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响 |
| 4.3.1 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷物相组成的影响 |
| 4.3.2 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷孔隙结构的影响 |
| 4.3.3 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷性能的影响 |
| 4.4 烧结助剂加入量对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构与性能的影响 |
| 4.4.1 对硅粉氮化过程的影响 |
| 4.4.2 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构的影响 |
| 4.4.3 对微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备及性能研究 |
| 5.1 亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的制备工艺摸索 |
| 5.1.1 碳化工艺 |
| 5.1.2 氮化工艺摸索 |
| 5.2 氮化温度对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响 |
| 5.2.1 氮化温度对物相组成的影响 |
| 5.2.2 氮化温度对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷孔隙结构的影响 |
| 5.2.3 氮化温度对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷性能的影响 |
| 5.3 ZrC/TaC对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的结构和性能的影响 |
| 5.3.1 氮化产物中α-Si_3N_4相比例调控 |
| 5.3.2 ZrC/TaC对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷性能的影响 |
| 5.3.3 含ZrC/TaC亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷的微观结构分析 |
| 5.4 烧结助剂对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响 |
| 5.4.1 烧结助剂对氮化产物物相组成的影响 |
| 5.4.2 烧结助剂对亚微米级Si_3N_4-SiC多孔陶瓷结构和性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 双连续相复合材料的性能研究 |
| 6.1 Si_3N_4/EP双连续相复合材料的性能 |
| 6.1.1 Si_3N_4/EP双连续相复合材料热物理性能 |
| 6.1.2 Si_3N_4/EP双连续相复合材料力学性能 |
| 6.1.3 Si_3N_4/EP双连续相复合材料介电性能 |
| 6.2 Si_3N_4/Al双连续相复合材料的性能 |
| 6.2.1 Si_3N_4/Al双连续相复合材料的热物理性能 |
| 6.2.2 Si_3N_4/Al双连续相复合材料的力学性能 |
| 6.3 Si_3N_4-SiC/Al双连续相复合材料的结构与性能研究 |
| 6.3.1 Si_3N_4-SiC/Al双连续相复合材料的热物理性能 |
| 6.3.2 Si_3N_4-SiC/Al双连续相复合材料的力学性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
四、制备工艺对Si_3N_4-SiC材料生坯性能影响（论文参考文献）
- [1]SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究[D]. 李晶琨. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究[D]. 贾鑫. 陕西科技大学, 2021(09)
- [3]碳化硅陶瓷的低温、低压连接与性能提升研究[D]. 吴利翔. 广东工业大学, 2020(05)
- [4]发泡-注凝/催化氮化制备Si3N4-SiC（BN）多孔陶瓷研究[D]. 韩磊. 武汉科技大学, 2020(01)
- [5]基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究[D]. 于俊杰. 广东工业大学, 2019(03)
- [6]高性能Si3N4-SiC耐火材料合成原理及其应用性能[D]. 龙梦龙. 北京科技大学, 2019(07)
- [7]基于微观力学参数的氮化硅纤维增强碳化硅基复合材料微宏观力学关系构建[D]. 孙逊. 国防科技大学, 2019(01)
- [8]CVI SiCN陶瓷及其复合材料的微结构设计与电磁性能优化[D]. 薛继梅. 西北工业大学, 2018(02)
- [9]层状结构复合ZrO2陶瓷的制备及性能研究[D]. 郭亚琼. 哈尔滨工程大学, 2017(07)
- [10]氮化硅基多孔陶瓷及双连续相复合材料的制备与性能研究[D]. 殷刘彦. 国防科学技术大学, 2016(01)