一、Si_2ON_2-SiC复合材料制备研究（论文文献综述）
江涛,韩慢慢,付甲[1]（2021）在《Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用》文中研究表明Mo-Si金属间化合物材料具有很多优质性能,其主要包括Mo3Si,Mo5Si3,MoSi2。将Mo-Si金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能,良好的耐磨损性能、抗高温氧化性能、耐腐蚀性能等。本文阐述了Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状、制备工艺、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗高温氧化性能等,并对其未来发展趋势进行了分析和预测。
韦泽麒[2]（2021）在《SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究》文中研究说明连续SiC纤维增强Ti基复合材料是新一代理想的高温结构材料,其比模量、比强度高,耐腐蚀和疲劳等性能突出,在航空发动机领域有着广阔的应用前景。Ti2AlNb合金是一种能在600℃～750℃范围内使用的O相合金,以Ti2AlNb合金为基体的SiCf/Ti2AlNb复合材料,有望成为航空发动机的传动轴、整体叶环、风扇叶片等结构件的候选材料。本论文采用磁控溅射先驱丝法并结合热等静压工艺制备了SiCf/Ti2AlNb复合材料,对其界面反应及热稳定性,室、高温拉伸性能,室、高温疲劳性能及其损伤机制进行了综合研究。主要研究结论如下:（1）SiCf/Ti2AlNb复合材料在热等静压成型过程中,元素的互扩散在界面处形成了Ti C反应层。在650℃、700℃、750℃和800℃分别进行25h、100h、200h、300h热暴露处理后,Ti C反应层的厚度随着热暴露温度和时间的增加而增加,且由于元素扩散在界面层形成了Ti Si2、Nb Si2相。SiCf/Ti2AlNb复合材料的界面长大激活能为24.27k J/mol,表明在700℃及以下温度中界面能够保持持久的稳定性。（2）SiCf/Ti2AlNb复合材料的室温、高温的拉伸性能优异,纤维发挥了良好的强化作用。室温拉伸时,基体优先产生裂纹,随着载荷的增加,基体中的裂纹长度和裂纹数量增加。随后,纤维和基体断裂形成断裂面,复合材料内部的损伤逐渐加剧,多个断面交汇导致复合材料瞬间断裂。室温拉伸断裂机制为:C涂层/反应层界面开裂、纤维一次断裂和纤维二次断裂、基体多次断裂、纤维拔出、纤维桥连。SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温拉伸断口形貌特征及断裂机制与室温时具有较大的区别,高温拉伸断裂机制为:反应层多次断裂、纤维多次断裂、纤维拔出、W芯“拔出”、纤维/基体界面脱粘、基体断裂。（3）SiCf/Ti2AlNb复合材料的室温和高温疲劳寿命随着循环加载应力的增加而下降。复合材料的疲劳裂纹萌生位置主要包括包套表面裂纹萌生、纤维裂纹萌生、基体裂纹萌生、纤维和基体界面裂纹萌生。室温下,在循环加载应力σmax≥1300MPa时,复合材料的疲劳失效由纤维断裂主导;在中等循环应力（1000～1200MPa）时,复合材料的失效由纤维断裂、基体断裂共同主导;在σmax≤900MPa时复合材料的疲劳失效由纤维桥连机制主导。高温下,复合材料的疲劳失效机制主要是纤维累积损伤断裂。
张敬宝[3]（2021）在《基于双复合结构的ZrB2基高温陶瓷刀具研制及性能研究》文中认为本文针对传统陶瓷刀具在高速下切削硬且导热系数较低的工件时,由于较高的切削温度降低切削寿命的难题。将利用喷雾干燥技术制备的陶瓷颗粒添加到陶瓷粉体材料中制备出双复合结构的高温陶瓷刀具材料,有效的提高了刀具材料在高温下的力学性能。双复合结构高温陶瓷刀具提高了在高速切削下刀具的切削寿命和加工后的工件表面质量。采用喷雾干燥技术制备了ZrB2/SiC陶瓷颗粒,并确定了最佳喷雾干燥参数,其中进料速度、进口温度、出口温度和固体含量分别为12±2m L/min、400℃、120℃和40%。将制备的陶瓷颗粒进行排胶和烧结处理,并通过能谱和XRD分析发现各相之间分布均匀,且无新相的生成。采用放电等离子烧结技术制备了不同ZrB2粒径（100nm、3μm和10μm）的ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料,测试结果显示烧结温度和力学性能有着明显的差异,其中ZrB2粒径为3μm的刀具材料在最佳烧结温度为1775℃时的力学性能分别为:硬度为18.8GPa、抗弯强度为543.8MPa和断裂韧性为4.60MPa·m1/2。随着ZrB2粒径的增加,刀具材料的烧结难度增加,但刀具材料的整体硬度大幅度升高。为了解决ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料烧结温度过高和断裂韧性较低的问题,分析了分别添加Si3N4、WC和Y2O3对ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料的烧结温度和力学性能的影响。实验结果显示Si3N4的添加使刀具材料的抗弯强度和断裂韧性分别增加到567.7MPa和5.36MPa·m1/2;WC的添加对刀具材料抗弯强度改善效果最显着,相对于ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料提高了7%;Y2O3的添加有效的降低了刀具材料的烧结温度。通过放电等离子烧结制备出添加ZrB2/SiC陶瓷颗粒的ZrB2/SiC/Si3N4双复合结构高温陶瓷刀具材料,其室温下的力学性能分别为:硬度为18.0GPa、抗弯强度为589.0MPa和断裂韧性为5.93MPa·m1/2。双复合结构高温陶瓷刀具材料在300℃、600℃、900℃、1000℃和1100℃下的断裂韧性分别为5.81MPa·m1/2、6.03MPa·m1/2、6.12MPa·m1/2、6.21MPa·m1/2和6.10MPa·m1/2,与ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料相比,分别提高了45%、57.9%、74.3%、93.8%和103.3%。双复合结构高温陶瓷刀具材料中陶瓷颗粒在高温下具有较高的断裂韧性,当裂纹穿过陶瓷颗粒过程中消耗大量的断裂能,因此这种较高断裂韧性的陶瓷颗粒影响了裂纹在扩展过程中的路径,从而提高了刀具材料的断裂韧性。Si3N4的添加有效改善了刀具材料在高温下硬度和抗弯强度。研究了分别添加Si3N4和WC对ZrB2/SiC高温陶瓷刀具材料抗氧化性的影响。氧化实验表明,Si3N4的添加有效提高了刀具材料的抗氧化性能,其中在氧化温度1300℃下氧化层厚度、氧化增重和氧化后抗弯强度分别为8.476μm、1.436mg·cm-2和891.1MPa。通过分析氧化层形貌、各氧化层物相和氧化表面得知,Si3N4的添加有效增加了氧化层的形成以及氧化层的完整性。氧化层有效阻止了氧气进入刀具材料内部,防止了刀具材料进一步被氧化。研究了双复合结构高温陶瓷刀具对40Cr淬火钢的切削性能。实验结果表明,在高速切削下双复合结构高温陶瓷刀具的切削性能优于ZrB2/SiC高温陶瓷刀具。当切削速度为400m/min时,切削温度超过1100℃,此时双复合结构高温陶瓷刀具的有效切削距离超过4000m,相比于ZrB2/SiC高温陶瓷刀具增加了超过500m。在切削过程中ZrB2/SiC高温陶瓷刀具的磨损形式为粘结磨损和磨粒磨损,同时在前刀面中出现了崩刃现象,在后刀面中出现了较深的划痕和破损带。但双复合结构高温陶瓷刀具以粘结磨损为主,且后刀面磨损较浅和面积较小。
李鑫海[4]（2021）在《Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究》文中指出Ti3SiC2是一种新型陶瓷材料,兼有金属和陶瓷的许多优异性能,具有较高的耐高温强度,良好的抗高温氧化性能,较高的导热和导电性能,硬度低,易于加工等优点,在很多方面具有着广阔的应用前景,有望成为最有发展前途的新型陶瓷材料之一。将Ti3SiC2与SiC复合,制备Ti3SiC2-SiC复合材料以其提高材料强韧性和可塑性,并获得综合性能较好的Ti3SiC2-SiC复相陶瓷。本实验通过无压烧结法制备高纯度Ti3SiC2-SiC复合材料。本实验采用无压烧结方法,以Si粉、TiC粉、Al粉末为原材料,制备Ti3SiC2/SiC复合材料。采用X射线衍射分析法、矢量网络分析仪、扫描电子显微镜、微控电子万能试验机等检测手段和方法,对所制得的Ti3SiC2/SiC复合材料的微观结构与力学性能进行了分析与研究,主要研究内容如下:（1）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:0.2,在氩气气氛中,1400℃、1500℃、1600℃的温度下,所合成的复合材料以TiC为主晶相,并含有少量的Ti3SiC2相和SiC相,表明Ti3SiC2和SiC相能在此固态置换原位反应中生成,从XRD衍射图中可观察到:随着温度的升高,高温促使生成物中的Ti3SiC2迅速分解,从而形成TiC（固体）,同时Si从复合材料中挥发。该复合材料气孔率较高,具有松散的微观结构。其中在1400℃可得到相对密度为44.32%的复合材料。其断裂韧性与抗弯强度分别达到1.78 MPa·m1/2和145.62 MPa。Ti3SiC2/SiC试样的介电性能与Ti3SiC2含量有关,随着复合材料中Ti3SiC2含量的增多,复介电常数的实部与虚部均表现出升高的趋势。（2）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:1=3:2:0.2/0.5/1/2/3,在氩气气氛中,1400℃的温度下,所合成的复合材料随着烧结助剂Al含量的增加,Ti3SiC2和SiC逐渐成为Ti3SiC2/SiC复合材料的主要相;当原料摩尔配比为TiC:Si:Al=3:2:1时,复合材料主要相为Ti3SiC2,第二相为SiC,X射线衍射仪未检测到TiC的衍射峰,表明复合材料中基本消除TiC。结果表明,Al的适量加入能促进Ti3SiC2和SiC的大量生成,气孔率降低,材料组织的致密度升高。随着材料致密性的提高,其断裂韧性与抗弯强度得到进一步增强,分别达到2.21 MPa·m1/2和192.56 MPa,Ti3SiC2/SiC样品的复介电常数随Ti3SiC2含量的增多而逐渐升高。（3）以原料摩尔配比TiC:Si:Al=3:2:1=3:1.8/2.0/2.2/2.4/2.6:1,在氩气气氛中,1400℃的温度下,所合成的复合材料随着Si含量的增加,在TiC:Si:Al=3:2.2:1时,X射线衍射检测到复合材料中Ti3SiC2衍射峰最强,主要相为Ti3SiC2,第二相为SiC;通过扫描电镜观察到,Ti3SiC2为片层状,SiC为颗粒状,平均晶粒尺寸在1μm左右的SiC分散在平均晶粒尺寸约为5μm的Ti3SiC2矩阵中,原位合成制备出大量具有良好塑韧性的Ti3SiC2,材料致密度进一步提高,相对密度达到67.75%,其断裂韧性和抗弯强度分别为2.59 MPa·m1/2和230.35 MPa,Ti3SiC2/SiC的复介电常数最高,样品的介电性能最佳。
张浩[5]（2021）在《高性能含锆碳化硅陶瓷纤维的制备与性能研究》文中研究表明先驱体转化法制备的连续碳化硅（SiC）纤维具有高强度、高模量、耐高温、抗氧化、耐腐蚀等优异的性能,在航空航天和民用领域都有着广泛的应用前景。通过对纤维组成和微结构的持续优化,SiC纤维使用温度不断得到提高,目前世界范围内已经发展了三代SiC纤维。其中,在SiC纤维中引入少量异质元素,如锆、钛、铝、硼等元素,在高温处理过程中可起到助烧结作用或抑制晶粒长大的作用,有利于提高SiC纤维的抗蠕变和抗氧化性能。立足于此,本论文采用实验室自主研发的含锆陶瓷先驱体聚锆碳硅烷（PZCS）为原料,通过在纤维制备过程中引入硼元素,制备得到SiC-ZrC和SiC-ZrB2两种复相陶瓷纤维,重点研究了这两种复相陶瓷纤维的制备过程及其对纤维的组成、形貌、结构与性能的影响。主要的研究内容和结论如下:（1）通过先驱体预处理、熔融纺丝、电子束交联、纤维热解、1500℃高温烧结制备得到SiC-ZrC纳米复相陶瓷纤维。SiC-ZrC复相陶瓷纤维由SiC、ZrC、自由碳和少量SiCxOy无定型态组成,化学组成为SiC1.26O0.06Zr0.01,纤维中的硅、锆元素分布均匀,C/（Si+Zr）为1.25。纤维中的自由碳主要为乱层结构和石墨结构两种存在形式,SiC的平均晶粒尺寸为9.8 nm,纤维拉伸强度可以达到2.7 GPa,模量达到266 GPa。（2）SiC-ZrC复相陶瓷纤维表现出优异的耐热性能和抗氧化性能。纤维经过1600℃或1800℃保温1小时处理以后,纤维的结构仍可以保持致密。1600℃处理后,SiC-ZrC复相纤维的模量基本保持不变,但强度下降至1.5 GPa,SiC的晶粒尺寸长大达到23.5 nm;1800℃处理后,纤维的模量提高至286 GPa,强度下降至1.1 GPa,SiC的晶粒尺寸达到33.9nm。1100～1400℃氧化以后,纤维表面出现致密的SiO2-ZrO2氧化层,有效地减缓了纤维的进一步氧化,而氧化后纤维内部的SiC晶粒尺寸和自由碳的结构没有出现明显的变化。通过实验与分析计算,SiC-ZrC复相陶瓷纤维在1100～1400℃的氧化活化能为162.9～179.4kJ/mol,抗氧化性能优于Hi-Nicalon纤维。（3）通过改变纤维的交联方式,有效地引入硼元素,并在高温处理过程中硼与锆结合转化为硼化锆,制得SiC-ZrB2复相陶瓷纤维。详细比较了 NO2/BCl3、BCl3/NH3和电子束/BCl3三种交联方式的交联效果。结果显示交联能力为:NO2/BCl3>电子束/BCl3>BC13/NH3。（4）通过电子束/BCl3、纤维热解、1800℃高温烧结制备得到耐温性能优异的SiC-ZrB2复相陶瓷纤维。结果表明,纤维的表面存在80nm的富碳层,纤维拉伸强度达到2.0 GPa,杨氏模量达到380 GPa,性能接近第三代SiC纤维。SiC-ZrB2复相陶瓷纤维表现出优异的高温性能,在1500℃氧化1小时后,纤维的强度仍可以保持1.5 GPa。纤维在1200℃～1500℃的抗蠕变性能优于Hi-Nicalon S、KD-S和Tyranno SA纤维等商品化SiC纤维。（5）在热解过程中引入氢气可以有效降低SiC纤维中自由碳的含量,氢气脱碳温区为400℃～1000℃。自由碳的脱除主要依赖于在高温状态下氢自由基（H·）的产生,通过控制温度和氢气的浓度可调节H·的浓度。不同氢气浓度处理后所得的SiC-ZrB2复相陶瓷纤维脱碳程度不同,在氢气浓度分别为0%、25%、50%、75%和100%的条件下处理后,复相陶瓷纤维中C/Si比分别为1.35、1.2、1.13、1.06 和 0.92。（6）不同氢气浓度处理后所得的SiC-ZrC复相陶瓷纤维,经过1400℃热处理以后,纤维结构仍可以保持致密,纤维中SiC晶粒尺寸接近。经过1500℃处理以后,在纤维的表面出现了 SiC的大晶粒,75%和100%氢气浓度处理后的纤维出现了纳米级的气孔。经过1600℃处理以后,经0%、25%、50%、75%和100%氢气浓度处理后的纤维SiC平均晶粒尺寸分别为18.3 nm、18.7 nm、24.2 nm、25.6 nm和34.4 nm,纤维中存在的自由碳可抑制SiC的晶粒粗化。由于硼的烧结作用,经过1800℃处理以后,SiC-ZrB2纤结构比1600℃处理后的纤维更加致密。（7）在SiC-ZrB2复相陶瓷纤维中存在着乱层结构和石墨结构两种热解碳,热处理温度不同,两种热解碳的比例不同。而随着纤维热处理温度的提高,热解碳的石墨结构比例增大,纤维中自由碳由乱层结构碳向石墨结构过渡。
刘雨蒙[6]（2021）在《C/C复合材料ZrB2基陶瓷涂层的制备及抗氧化性能研究》文中研究表明C/C复合材料是一种重要的高温结构材料,具有密度低、热膨胀系数低、比强度高、抗热震性能优异等特点,可以应用于航空航天、医学等多种领域,是最具有发展前途的高温材料之一。但是C/C复合材料在温度高于450℃的有氧环境中会被快速氧化,导致机械性能大大下降,从而限制了它们作为高温结构材料的使用。涂层改性是提高C/C复合材料抗氧化性最有效的技术手段,以ZrB2为代表的超高温陶瓷（UHTCs）具有熔点高、化学稳定性好、抗热震及抗氧化性好等优点,被广泛地用作C/C复合材料抗氧化烧蚀涂层。包埋法和大气等离子喷涂法是两种常用的涂层制备方法,能够制备粘结性较好成分均匀的涂层试样,多用于陶瓷涂层制备中。本论文以C/C复合材料作为基体材料,SiC粘结层主要用来缓解ZrB2基陶瓷涂层与C/C复合材料之间的热失配问题。采用包埋法在C/C基体表面制备ZrB2-SiC涂层,研究不同包埋工艺（成分和温度）对涂层物相、结构、形貌、性能影响;采用大气等离子喷涂法制备了不同成分改性的ZrB2基陶瓷涂层（ZrB2-SiC、ZrB2-Ti B2）,研究不同成分对ZrB2基陶瓷涂层形貌结构影响及其在1200℃的氧化失效行为。研究表明:Si含量分别为5 wt.%、10 wt.%、15 wt.%的Zr、Si、B4C混合粉末在1800℃条件下制备的涂层表面形貌相似,由灰色?-SiC颗粒和白色团簇网状ZrB2颗粒组成,当Si含量为10 wt.%时制备的涂层抗氧化性能最好,在1200℃等温氧化1 h后失重率为5.43 wt.%;而在1600℃和1700℃制备的Si含量为10 wt.%的ZrB2-SiC涂层形貌发生了变化,生成了灰色团聚β-SiC相和弥散分布的白色ZrB2相,1700℃制备的涂层最为均匀致密,抗氧化性能最好,氧化1 h后失重率为1.43 wt.%。总的来说,包埋法制备ZrB2-SiC涂层工艺简单,但制备的涂层成分不均、致密性差,且涂层较薄,难以有效覆盖基体表面,较难发挥ZrB2-SiC涂层的抗氧化能力。采用大气等离子喷涂法制备的不同成分改性的ZrB2基陶瓷涂层,在1200℃等温氧化5 h后,ZrB2-SiC涂层仍有2.62 wt.%增重量,涂层抗氧化性能大幅度提升,主要由于SiC的添加降低了涂层热膨胀系数,缓解热失配,提升了涂层结合强度;而且氧化后形成致密的硼硅酸盐熔融玻璃表面,填充了涂层裂缝、孔洞,为基材提供更为优异的抗氧化防护。而ZrB2-Ti B2涂层表现出较差的抗氧化性,氧化5 h后,失重量达到18.76 wt.%,ZrB2-Ti B2涂层极差的抗氧化性是因为Ti B2的引入改变了涂层的形貌,氧化后形成疏松多孔的组织结构,无法有效隔绝氧气。
刘林[7]（2021）在《MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究》文中进行了进一步梳理铌基高温合金基于高熔点、低密度、良好的高温力学性能等优点受到了更广泛的研究。然而铌合金高温抗氧化性能不足成为限制其应用的主要因素。在高温氧化过程中,MoSi2表面氧化形成连续致密并有一定自愈能力的SiO2氧化膜,是超高温合金表面防护的理想材料。因此,在铌合金基体表面沉积MoSi2涂层可以有效阻止基体在高温下被氧化腐蚀。目前MoSi2涂层应用过程中存在几个问题:（1）不同涂层制备工艺制备的MoSi2涂层抗氧化性能差别巨大;（2）MoSi2涂层低温氧化过程中发生“PEST”现象。虽然关于“PEST”现象的研究报道比较早,但目前仍没有形成一个令人信服的氧化机理;（3）MoSi2涂层韧性不足,以及与基体的热膨胀系数不匹配,导致涂层当中存在裂纹;（4）MoSi2在高温条件下使用时,涂层中Si元素快速扩散,导致MoSi2涂层向低硅化物相转变,从而降低涂层的抗氧化能力。针对以上问题,本文采用两步法制备MoSi2涂层和W改性MoSi2涂层:首先采用电弧离子镀技术在铌合金基体表面沉积Mo和MoW层,然后通过包埋法渗Si制备MoSi2和（Mo,W）Si2涂层。对涂层样品分别在500℃、800℃、1000℃、1200℃、1350℃和1500℃进行恒温氧化以及在1500℃进行热震实验。主要得出以下结论:研究了电弧离子镀工艺参数对沉积Mo层组织结构的影响规律,采用电弧电流120A、Ar气压强1.5Pa、直流偏压-50V、脉冲偏压-100V作为电弧离子镀沉积工艺参数,制备的Mo层既有良好的表面形貌,也有较高的沉积速率。MoSi2涂层在500℃和800℃低温氧化过程中,涂层表面不能形成致密SiO2氧化膜,所以不能进行选择性氧化,导致涂层氧化失重。MoSi2涂层在大于1000℃的氧化过程中,能够在涂层表面形成连续致密的SiO2氧化膜,在氧化膜与涂层界面处能发生选择性氧化,氧化膜具备良好的抗氧化能力。恒温氧化过程中,当MoSi2涂层表面形成保护性SiO2保护膜之后,涂层的抗氧化性能将取决于裂纹附近涂层的抗氧化能力与涂层的退化速率。本文通过对比两种不同结构涂层的抗氧化性能,发现在氧化膜与涂层界面处发生不同的选择性氧化反应,当存在扩散阻挡作用因素时,涂层中Si元素扩散较慢,涂层退化速率变慢。MoSi2涂层与基体热膨胀系数不匹配,热应力超过MoSi2涂层强度,会在涂层中产生裂纹。1500℃恒温氧化过程中,Si元素快速向涂层表面扩散氧化形成SiO2,向基体扩散形成低硅化物相,导致MoSi2涂层退化过快,氧化10 h之后涂层表面退化为Mo3Si相,使抗氧化性能降低。MoSi2涂层1500℃热震100次之后,涂层中存在大量裂纹。对比研究了添加不同W含量的（Mo,W）Si2涂层抗氧化性能,和MoSi2涂层抗氧化性能相比主要有以下特点:（Mo,W）Si2涂层500℃恒温氧化过程中,形成结构更稳定的（Mo,W）O3·SiO2氧化膜,氧化产物在柱状晶晶界和裂纹处聚集,导致涂层中产生较大应力,氧通过氧化膜在裂纹尖端产生氧脆,加速裂纹扩展,导致“PEST”灾难性氧化。（Mo,W）Si2涂层1000℃恒温氧化过程中发生涂层退化,退化方向:（Mo,W）Si2→（Mo,W）5Si3→（Mo,W）3Si。（Mo,W）Si2涂层 1200℃恒温氧化时,Si元素优先在晶界处扩散,低硅化物相也优先在晶界处形核和长大。（Mo,W）Si2涂层1500℃恒温氧化16 h,涂层表面退化为（Mo,W）5Si3相,远低于MoSi2涂层的退化速率。氧化之后（Mo,W）Si2涂层中存在大尺寸裂纹,在裂纹处交替进行选择性氧化导致涂层材料损失变薄,降低涂层的抗氧化性能。（Mo,W）Si2涂层1500℃热震100次之后,涂层中产生孔洞,提高了涂层韧性,涂层中的平均裂纹数量远低于MoSi2涂层热震后的平均裂纹数量。
张路平[8]（2020）在《SiC包覆改性碳质纤维复合材料的制备及吸波性能研究》文中研究指明近年来,随着无线通讯和电子设备的广泛使用,电磁辐射污染日益严重。恶化的电磁环境不仅会影响人类的健康,而且会干扰电子仪器设备的正常工作。因此,具有薄厚度、低密度、宽频带、强吸收、耐高温等优良性能的新型吸波材料的研发迫在眉睫。SiC涂覆碳质纤维复合材料充分利用了纤维优异的高温力学性能和SiC的优异介电性能,在日常电子设备和军事战略武器等方面具有广泛的应用前景,是目前最有发展前途的高温结构功能一体化吸波材料之一。本文以Si粉为硅源,葡萄糖为碳源,采用水热反应–高温烧结两步法在碳质纤维表面合成不同结构和厚度的SiC涂层,最终制得碳质纤维/SiC复合吸波材料。研究了催化剂种类、硫脲含量、烧结温度和MoSi2增强相等对复合吸波材料结构及性能的影响。（1）首先,以碳纤维为原料,分别以Fe、Ni为催化剂,通过高温烧结法合成了Cf/SiC复合材料。结果发现,以Ni为催化剂的Cf/SiC复合材料（Cf/SiC–II）的Cf表面覆盖的SiC纳米线较疏松且分布不均匀;材料厚度为1.5 mm时,在8.20GHz处最小反射损耗为–14.61 dB,有效吸收带宽仅为0.23 GHz。以Fe为催化剂的Cf/SiC复合材料（Cf/SiC–I）的Cf表面紧密包裹大量SiC阵列,分布均匀,有序排列;材料厚度为1.3～1.8 mm时,最小反射损耗均小于–20 dB,最小值为–40.65dB,有效吸收带宽最大可达2.42 GHz,极大地改善了复合材料的结构和吸波性能。（2）然后,仍以碳纤维为原料,先采用水热法在碳纤维表面生成MoS2反应中间相,再将其浸泡于葡萄糖溶液,以Ni为催化剂通过高温烧结法在不同烧结温度和硫脲含量下制备了Cf/MoSi2/SiC复合材料。结果表明,烧结温度低于1450℃的碳纤维表面紧密包裹Si层,基本没有生成SiC,但在1450℃烧结形成的SiC纳米线致密且分布均匀,当硫脲含量为93%,材料厚度为1.5 mm时,在12.40 GHz处最小反射损耗为–19.10 dB,有效吸收带宽仅为0.78 GHz;厚度为2.0 mm时,在9.10 GHz处最小反射损耗降至–34.14 dB,有效吸收带宽增加到2.18 GHz（8.20～10.38 GHz）,可在较薄的厚度下实现最小反射损耗和最大吸收带宽,吸波性能更优异。（3）最后,用竹原纤维代替碳纤维,通过水热反应–高温烧结两步法在不同硫脲含量下成功制备了竹原纤维/MoSi2/SiC复合材料。竹原纤维表面都均匀覆盖一层结合紧密的SiC涂层,并随硫脲含量增加,SiC由颗粒状逐渐生长为纳米线状。硫脲含量为87%制备的竹原纤维/MoSi2/SiC复合材料在厚度为2.5 mm时,在10.76GHz处获得最低反射损耗–18.09 dB,有效吸收带宽为1.89 GHz（9.37～11.26 GHz）。
易旭阳[9]（2020）在《钼合金高温抗氧化涂层的制备研究》文中认为钼及钼合金被广泛应用于矿业、化工、航空航天、核工业等诸多领域。但其在高温有氧环境中易氧化,应用受限。因此,研究并改善钼及钼合金的高温抗氧化能力有着重要的意义。本文采用磁控溅射技术,以具有良好抗氧化能力的SiC、MoSi2和ZrB2陶瓷作靶材,通过改变溅射工艺参数（偏压、基底温度、功率及时间）在钼合金表面制备了SiC、MoSi2和ZrB2单成分抗氧化涂层;在研究溅射工艺参数与涂层相结构关系基础上,进而采用共溅射技术,通过控制SiC的溅射功率,制备了不同SiC掺杂量的MoSi2-SiC和ZrB2-SiC复合涂层,并最终制备了以MoSi2-SiC为内层、ZrB2-SiC为外层的复合陶瓷抗氧化涂层。采用场发射扫描电子显微镜（FESEM）、X射线衍射仪（XRD）及能谱仪（EDS）对涂层的表面及截面微观形貌、相结构和组织成分进行表征与分析检测,探究了成分及工艺参数对涂层的表（截）面形貌、沉积速率及微观结构的影响;并采用原子力显微镜（AFM）对沉积时间分别为30min、120min的MoSi2涂层进行检测以探究其生长特性,以及采用纳米压痕仪对不同偏压下MoSi2涂层进行检测以探究偏压对涂层力学性能的影响。单成分涂层的表面形貌表明,不同成分的涂层与基体结合效果与形貌差异较大。SiC涂层与钼基体结合效果较差,涂层易发生剥离和脱落,表面出现裂纹;MoSi2、ZrB2涂层与钼基体结合效果较好,涂层没有脱落且表面没有出现裂纹、坑点等缺陷。表面形貌分析发现,SiC涂层最光滑,表面没有观察到明显的起伏结构;ZrB2涂层次之,涂层表面充满微小的颗粒状结构;MoSi2涂层则比较粗糙,涂层表面存在微小的颗粒状结构呈岛状聚集。另外,ZrB2和MoSi2表面的颗粒状结构都随着沉积时间和溅射功率的增加而呈现一定程度的增大,表明涂层粗糙程度具有增大的趋势。复合成分涂层的表面形貌研究发现,SiC的掺杂能使MoSi2涂层和ZrB2涂层表面的颗粒状结构减小,并减少MoSi2涂层表面颗粒状结构的岛状聚集效应;且随着SiC掺杂溅射功率增加,效果越明显。当SiC的掺杂溅射功率达到140 W时,ZrB2涂层表面已经观察不到颗粒状结构。单成分涂层的截面形貌表明,随着沉积时间和溅射功率的增加,SiC和MoSi2涂层的厚度呈现线性增长;而ZrB2的沉积速率随着沉积时间和溅射功率的增加,先呈线性增长然后趋缓。偏压的增加使MoSi2及ZrB2涂层的厚度先增加后减少。当磁控溅射功率为140 W,基底偏压-100 V,沉积时间90 min时,SiC、MoSi2、ZrB2的沉积速率分别约为3.9 nm/min、20.8 nm/min、9.1nm/min。能谱成分表明,经过磁控溅射沉积得到的涂层成分原子数量比值发生了不同程度的变化。其中,在SiC涂层中C原子数量比例略微升高,在MoSi2涂层中Si的原子数量比值降低,在ZrB2涂层中B原子数量比例升高。涂层的XRD结果表明,沉积得到的MoSi2、ZrB2成分涂层衍射峰具有明显的非晶峰特征,结晶程度较低。
张东洋[10]（2020）在《多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究》文中指出高超声速飞行器鼻锥和翼前缘等热端部件在飞行过程面临超过1800℃、大温度梯度和强氧化环境,为保持飞行器的维型和机动性能及精确打击性能,对热端部件用热防护材料提出了长时间超高温非烧蚀的需求。传统的难熔金属、石墨、C/C和C/SiC复合材料等高温材料已不能满足热防护的要求,超高温陶瓷材料因其高熔点、优异的力学性能和出色的抗氧化烧蚀性能而备受关注。然而,超高温陶瓷材料较低的断裂韧性和较差的抗热冲击性能制约了该材料的工程化应用,且采用传统的增韧手段提升超高温陶瓷材料的可靠性已趋于极限。碳纤维由于具备优异的室温和高温力学性能,被认为是超高温陶瓷材料当前最具潜力、最有效的增韧方法。短切碳纤维引入虽能提高超高温陶瓷材料的断裂韧性,但其增韧幅度有限,难以从根本上解决陶瓷材料的本征脆性;连续碳纤维引入能够大幅度提升陶瓷材料的破坏应变和断裂功,彻底改变超高温陶瓷材料的脆性断裂模式。然而,连续碳纤维与超高温陶瓷基体的非均匀复合化及碳纤维结构损伤难题制约了连续碳纤维增韧超高温陶瓷材料的发展和工程化应用。本文首先采用浆料刷涂工艺实现碳纤维束与超高温陶瓷基体的均匀复合,并借助纳米ZrB2粉体高烧结活性实现二维Cf/ZrB2-SiC复合材料的低温热压制备。但二维Cf/ZrB2-SiC复合材料采用叠层结构,在应力作用下易分层开裂,应用可靠性较差。随后采用三维碳纤维编织体替代碳纤维束,并结合振动辅助浆料浸渍/热压烧结等工艺实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的制备,系统研究三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的力学性能、热冲击性能及抗氧化烧蚀性能。值得注意的是,热压烧结过程中将不可避免导致三维编织体z向纤维变形或翘曲,阻碍复合材料致密化而削弱其综合性能。借鉴建筑学理念,采用振动辅助注浆/真空浸渍手段实现超高温陶瓷浆料在三维碳纤维编织体内部的均匀填充,并基于前驱体低温补给烧结实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的无压致密化,攻克了连续碳纤维与超高温陶瓷基体非均匀复合难题,解决了z向纤维翘曲或变形问题,实现了碳纤维损伤抑制,为三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的工程化应用奠定了基础。采用纳米浆料刷涂/热压烧结组合技术实现二维Cf/ZrB2-SiC（0/90°）复合材料的低温烧结致密化,并研究了碳纤维预处理温度对复合材料微结构和力学性能的影响。碳纤维束经500℃预处理后制备的二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料的断裂韧性和断裂功达到最高值,分别为6.15±0.12 MPa·m1/2和1368 J/m2,归因于热处理降低碳纤维表面反应活性,弱化了纤维/陶瓷界面结合力,促进了纤维桥联和纤维拔出等增韧机制。同时碳纤维预处理能显着提升二维Cf/ZrB2-SiC复合材料的抗热冲击性能,二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料的临界热震温差为764℃。二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料经1950℃/1000s氧乙炔考核后整体保持维型,但其层状结构导致表面氧乙炔冲刷区域出现氧化层剥落的现象,难以满足工程化对非烧蚀热防护材料的应用需求。采用振动辅助浆料浸渍/热压烧结工艺（VSI+HP）实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的可控制备,三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料的断裂韧性和断裂功分别为5.34±0.13 MPa·m1/2和1104 J/m2,较浆料浸渍/热压烧结制备的Cf/ZrB2-SiC（SI+HP）复合材料分别提升了25%和90%,归因于断裂过程中的裂纹偏转、裂纹分叉、纤维桥联和纤维拔出等多重机制的耦合效应。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料经水淬热冲击试验后临界热冲击温差为788℃,高于传统超高温陶瓷材料热震温差值（?Tc?500℃）。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料经1500℃/1h静态氧化后结构保持完整且表面由致密Si O2玻璃层密实包覆,表现出优异的抗氧化性能。复合材料经1800℃/1000s氧乙炔考核后结构完整,线烧蚀率低至-1.70×10-4 mm/s,Zr O2颗粒对熔融Si O2相的钉扎效应缓解了Si O2氧化层挥发,避免复合材料进一步发生氧化烧蚀,揭示了三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的烧蚀机理。采用机械振动辅助注浆/真空浸渍/前驱体低温补给组合工艺实现三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的高陶瓷含量均匀引入及无压制备。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料表现出优异的室温及高温力学性能,室温弯曲强度为385±74MPa,断裂功为3723 J/m2,1400℃和1800℃高温弯曲强度分别为420±28 MPa和129±31 MPa,优异的力学性能归因于断裂过程中裂纹偏转、裂纹分叉、纤维桥联、成束纤维拔出和界面脱粘等多重增韧机制的耦合效应。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的临界热冲击温差ΔT为962℃,残余强度保留率为70%,大幅度提升了ZrB2基超高温陶瓷材料的损伤容限。考核三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的抗氧化和耐烧蚀性能。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料经1400℃和1500℃静态氧化后表现出非烧蚀特性,表面均由致密Si O2氧化层紧密包覆。复合材料经2250℃/60s氧乙炔考核后结构保持完整,表面由Si O2包覆的Zr O2核壳式结构覆盖,线烧蚀率为-2.33×10-3mm/s。2250℃/360s氧乙炔考核后,复合材料表面氧化层整体出现剥落,但复合材料整体保持维型,线烧蚀率增加到-3.06×10-4mm/s。氧化层剥落后复合材料由多孔Zr O2层包覆,且Zr O2晶粒长大弥合颗粒间的间隙及碳纤维氧化后残留的孔隙,一定程度抑制三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料内部的氧化烧蚀。
二、Si_2ON_2-SiC复合材料制备研究（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_2ON_2-SiC复合材料制备研究（论文提纲范文）
（1）Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术 |
| 2 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 2.1 Mo-Si/Si3N4复合材料的研究发展现状 |
| 2.2 Mo-Si/Si C复合材料的研究发展现状 |
| 2.3 Mo-Si/Zr B2复合材料的研究发展现状 |
| 2.4 Mo-Si/Al2O3复合材料的研究发展现状 |
| 2.5 Mo-Si/Zr C复合材料的研究发展现状 |
| 2.6 Mo-Si/Ti C复合材料的研究发展现状 |
| 3 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展趋势及其应用 |
| 4 结论与展望 |
（2）SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiC纤维增强体与钛合金基体 |
| 1.2.1 连续SiC纤维发展现状 |
| 1.2.2 钛合金基体 |
| 1.3 TMCs的制备 |
| 1.3.1 预制体制备 |
| 1.3.2 复合成型 |
| 1.4 TMCs的界面反应、拉伸性能与疲劳性能 |
| 1.4.1 TMCs的界面反应 |
| 1.4.2 TMCs的拉伸性能 |
| 1.4.3 TMCs的疲劳性能 |
| 1.5 论文研究意义与研究内容 |
| 第二章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的制备和表征 |
| 2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的表征 |
| 2.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料界面结构及界面稳定性的表征 |
| 2.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料拉伸性能表征与断裂机理研究 |
| 2.2.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料疲劳性能表征 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的界面结构及其热稳定性研究 |
| 3.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料热等静压后的界面结构 |
| 3.1.1 显微结构 |
| 3.1.2 界面元素分布 |
| 3.1.3 界面结构 |
| 3.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料热暴露后的界面结构 |
| 3.2.1 界面元素扩散 |
| 3.2.2 界面结构 |
| 3.2.3 界面反应生长动力学 |
| 3.2.4 界面反应机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料纵向拉伸性能与断裂行为研究 |
| 4.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的室温拉伸性能及断裂行为 |
| 4.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温断裂形貌 |
| 4.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温拉伸断口形貌 |
| 4.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温断口纵截面形貌 |
| 4.2.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的室温定载荷拉伸形貌 |
| 4.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的高温拉伸性能及断裂行为 |
| 4.3.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料和Ti_2AlNb合金的高温拉伸性能 |
| 4.3.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料的高温断口形貌 |
| 4.3.3 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温拉伸断口纵截面形貌 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料疲劳性能与损伤机制研究 |
| 5.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳性能与断裂机理 |
| 5.1.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳性能 |
| 5.1.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料室温疲劳断口形貌与断裂机制 |
| 5.1.3 室温疲劳裂纹的萌生与扩展 |
| 5.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳性能与断裂机理 |
| 5.2.1 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳性能 |
| 5.2.2 SiC_f/Ti_2AlNb复合材料高温疲劳断口形貌与断裂机制 |
| 5.2.3 高温疲劳裂纹的萌生和扩展 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 6.3 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
（3）基于双复合结构的ZrB2基高温陶瓷刀具研制及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具材料的研究现状 |
| 1.1.1 陶瓷刀具材料的发展与应用 |
| 1.1.2 陶瓷刀具材料的增韧方式与机理 |
| 1.2 高温陶瓷材料的研究现状 |
| 1.2.1 ZrB_2高温陶瓷材料 |
| 1.2.2 ZrB_2复合陶瓷材料的室温力学性能研究 |
| 1.2.3 ZrB_2复合陶瓷的高温力学性能研究 |
| 1.3 陶瓷材料烧结方式的研究 |
| 1.3.1 热压烧结 |
| 1.3.2 放电等离子烧结 |
| 1.4 本课题研究的目的、意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 研究目的及意义 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第2章 双复合结构陶瓷颗粒制备与表征 |
| 2.1 陶瓷刀具材料的设计方案 |
| 2.1.1 结构设计 |
| 2.1.2 双复合结构的制备 |
| 2.1.3 双复合结构高温陶瓷刀具的材料选用 |
| 2.2 实验原料及陶瓷颗粒制备工艺 |
| 2.2.1 实验试剂与仪器 |
| 2.2.2 制备工艺 |
| 2.3 陶瓷颗粒分析与表征 |
| 2.3.1 固体含量对颗粒形貌的影响 |
| 2.3.2 ZrB_2/SiC陶瓷颗粒的排胶和烧结 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 ZrB_2/SiC/Si_3N_4高温陶瓷刀具材料制备与室温力学性能研究 |
| 3.1 刀具材料的制备 |
| 3.1.1 实验原料 |
| 3.1.2 实验仪器 |
| 3.1.3 组分配比 |
| 3.1.4 制备工艺 |
| 3.2 刀具材料力学性能测试方法 |
| 3.2.1 试样制备 |
| 3.2.2 测试方法 |
| 3.3 双复合结构高温陶瓷刀具陶瓷粉体的研究 |
| 3.3.1 二硼化锆粒径 |
| 3.3.2 增强相与烧结助剂 |
| 3.3.3 Si_3N_4和WC含量对刀具材料力学性能的影响 |
| 3.4 双复合结构高温陶瓷刀具材料的制备 |
| 3.4.1 制备工艺 |
| 3.4.2 力学性能 |
| 3.4.3 微观结构 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 ZrB_2/SiC/Si_3N_4高温陶瓷刀具材料的高温性能研究 |
| 4.1 高温力学性能 |
| 4.1.1 高温维氏硬度 |
| 4.1.2 高温抗弯强度 |
| 4.1.3 高温断裂韧性 |
| 4.1.4 双复合结构高温陶瓷刀具材料高温下的增韧机理 |
| 4.2 高温抗氧化性能 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 氧化温度和氧化时间对高温陶瓷刀具材料的影响 |
| 4.2.3 高温氧化对高温陶瓷刀具材料微观结构的影响 |
| 4.2.4 抗氧化机理 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 双复合结构高温陶瓷刀具的切削性能研究 |
| 5.1 切削试验方法 |
| 5.2 高温陶瓷刀具切削性能研究 |
| 5.2.1 切削速度的影响 |
| 5.2.2 进给量的影响 |
| 5.2.3 背吃刀量的影响 |
| 5.2.4 切削力的影响 |
| 5.3 刀具磨损形式 |
| 5.3.1 前刀面磨损 |
| 5.3.2 后刀面磨损 |
| 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 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间主要研究成果 |
（4）Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Ti_3SiC_2 |
| 1.2.1 Ti_3SiC_2的结构 |
| 1.2.2 Ti_3SiC_2材料的性质与性能 |
| 1.2.3 Ti_3SiC_2陶瓷的应用前景 |
| 1.3 SiC |
| 1.3.1 SiC的晶体结构 |
| 1.3.2 SiC材料的性能和用途 |
| 1.4 Ti_3SiC_2及其复合材料 |
| 1.4.1 制备方法 |
| 1.4.1.1 CVD法 |
| 1.4.1.2 压制烧结法 |
| 1.4.1.3 SHS法 |
| 1.4.1.4 多步骤合成工艺法 |
| 1.4.1.5 电弧焰化法 |
| 1.4.1.6 放电等离子合成 |
| 1.4.1.7 热压成型法 |
| 1.4.1.8 固态置换原位反应合成法 |
| 1.4.2 国内外研究进展 |
| 1.5 研究目的、意义和内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第2章 实验部分 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.1.1 原料 |
| 2.1.2 实验仪器 |
| 2.1.3 制备工艺 |
| 2.2 性能测试和微观结构分析 |
| 2.2.1 显气孔率与体积密度的测定 |
| 2.2.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.3 抗弯试验 |
| 2.2.4 断裂韧性试验 |
| 2.2.5 能谱分析 |
| 2.2.6 电镜扫描显微结构分析 |
| 2.2.7 电磁参数测试 |
| 第3章 烧结温度对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 相组成分析 |
| 3.3 产生TiC相分析结果讨论 |
| 3.4 体积密度和显气孔率 |
| 3.5 显微组织分析 |
| 3.6 抗弯强度和断裂韧性 |
| 3.7 介电性能 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 不同原料摩尔配比对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同Al含量对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 相组成分析 |
| 4.2.2 体积密度和显气孔率 |
| 4.2.3 显微组织分析 |
| 4.2.4 抗弯强度和断裂韧性 |
| 4.2.5 介电性能 |
| 4.3 不同Si含量对Ti_3SiC_2/SiC复合材料性能的影响 |
| 4.3.1 相组成分析 |
| 4.3.2 体积密度和显气孔率 |
| 4.3.3 显微组织分析 |
| 4.3.4 抗弯强度和断裂韧性 |
| 4.3.5 介电性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及科研成果 |
| 致谢 |
（5）高性能含锆碳化硅陶瓷纤维的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 符号说明 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 碳化硅纤维的制备方法 |
| 1.2.1 化学气相沉积法 |
| 1.2.2 活性碳纤维碳热还原法 |
| 1.2.3 微粉烧结法 |
| 1.2.4 先驱体转化法 |
| 1.3 连续碳化硅纤维发展现状 |
| 1.3.1 第一代碳化硅纤维 |
| 1.3.2 第二代碳化硅纤维 |
| 1.3.3 第三代碳化硅纤维 |
| 1.3.4 国内碳化硅纤维研究进展 |
| 1.4 SiC陶瓷基复合材料研究进展及应用前景 |
| 1.4.1 航天航空热结构材料 |
| 1.4.2 先进核能材料 |
| 1.5 本论文研究内容 |
| 第2章 材料制备与分析测试方法 |
| 2.1 实验原料及实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 复相陶瓷纤维制备 |
| 2.2.1 先驱体处理 |
| 2.2.2 熔融纺丝 |
| 2.2.3 不熔化处理 |
| 2.2.4 纤维热解 |
| 2.2.5 纤维高温烧结 |
| 2.3 材料性能表征与分析 |
| 2.3.1 理化性质表征与分析 |
| 2.3.2 物相组成形貌表征与电子分析 |
| 2.3.3 纤维力学性能测试 |
| 第3章 SiC-ZrC陶瓷纤维的制备与性能研究 |
| 3.1 SiC-ZrC陶瓷纤维的制备 |
| 3.1.1 聚锆碳硅烷先驱体的预处理 |
| 3.1.2 熔融纺丝 |
| 3.1.3 电子束交联 |
| 3.1.4 纤维热解 |
| 3.1.5 纤维烧结 |
| 3.2 SiC-ZrC陶瓷纤维组成与结构表征 |
| 3.2.1 化学组成分析 |
| 3.2.2 AES和EMPA分析 |
| 3.2.3 XRD分析 |
| 3.2.4 XPS分析 |
| 3.2.5 Raman分析 |
| 3.3 SiC-ZrC陶瓷纤维热稳定性能 |
| 3.3.1 热处理后纤维形貌变化 |
| 3.3.2 热处理后纤维的组成与结构 |
| 3.3.3 热处理后纤维力学性能 |
| 3.4 SiC-ZrC陶瓷纤维抗氧化性能 |
| 3.4.1 高温氧化后纤维形貌和组成分析 |
| 3.4.2 高温氧化后纤维结构分析 |
| 3.4.3 SiC-ZrC纤维高温氧化力学性能分析 |
| 3.4.4 SiC-ZrC纤维高温氧化动力学分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiC-ZrB_2陶瓷纤维的制备与性能研究 |
| 4.1 不同交联方式对含锆碳化硅纤维的影响 |
| 4.1.1 NO_2/BCl_3交联 |
| 4.1.2 BCl_3/NH_3交联 |
| 4.1.3 电子束/BCl_3交联 |
| 4.2 SiC-ZrB_2复相陶瓷纤维性能研究 |
| 4.2.1 SiC-ZrB_2复相陶瓷纤维成分、组成与结构 |
| 4.2.2 SiC-ZrB_2复相陶瓷纤维高温抗蠕变性能 |
| 4.2.3 SiC-ZrB_2复相陶瓷纤维高温抗氧化性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC-ZrB_2纤维的脱碳与性能研究 |
| 5.1 聚锆碳硅烷纤维在氢气中的热解 |
| 5.2 SiC-ZrB_2复相陶瓷纤维在不同温度下的热处理 |
| 5.2.1 1400 ℃热处理 |
| 5.2.2 1500 ℃热处理 |
| 5.2.3 1600 ℃热处理 |
| 5.2.4 1800 ℃热处理 |
| 5.3 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 |
（6）C/C复合材料ZrB2基陶瓷涂层的制备及抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 C/C复合材料 |
| 1.1.1 C/C复合材料概述及发展历程 |
| 1.1.2 C/C复合材料的性能及应用 |
| 1.2 C/C复合材料的抗氧化技术 |
| 1.2.1 C/C复合材料的氧化过程 |
| 1.2.2 热防护技术 |
| 1.2.3 抗氧化涂层的制备 |
| 1.3 ZrB_2的特性及氧化行为 |
| 1.3.1 ZrB_2的结构和性质 |
| 1.3.2 ZrB_2陶瓷的氧化行为 |
| 1.3.3 ZrB_2基陶瓷涂层的改性与制备 |
| 1.4 研究目的与意义 |
| 2 实验 |
| 2.1 实验原料和实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 ZrB_2基陶瓷涂层制备 |
| 2.2.1 SiC粘结层制备 |
| 2.2.2 ZrB_2-SiC涂层制备 |
| 2.2.3 ZrB_2基改性涂层制备 |
| 2.3 涂层试样的表征和测试 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针显微分析 |
| 2.3.4 抗氧化性能测试 |
| 3 C/C复合材料表面包埋法制备ZrB_2-SiC涂层性能研究 |
| 3.1 SiC粘结层形貌表征 |
| 3.2 成分组成对ZrB_2-SiC涂层的结构、形貌及性能影响 |
| 3.2.1 ZrB_2-SiC涂层的相组成及微观形貌 |
| 3.2.2 ZrB_2-SiC涂层的抗氧化性能分析 |
| 3.3 制备温度对ZrB_2-SiC涂层的结构、形貌及性能影响 |
| 3.3.1 ZrB_2-SiC涂层的相组成及微观形貌 |
| 3.3.2 ZrB_2-SiC涂层抗氧化性能分析 |
| 3.4 小结 |
| 4 C/C复合材料表面大气等离子喷涂法制备ZrB_2基改性涂层及性能研究 |
| 4.1 ZrB_2基涂层改性剂的选择 |
| 4.2 不同改性剂对ZrB_2基涂层的结构、形貌及性能影响 |
| 4.2.1 ZrB_2基涂层复合粉末表征 |
| 4.2.2 ZrB_2基涂层相组成及微观形貌 |
| 4.2.3 ZrB_2基涂层抗氧化性能分析 |
| 4.3 小结 |
| 结论 |
| 下一步工作建议 |
| C/C复合材料抗氧化涂层存在的问题及发展展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（7）MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铌及铌合金的基本性质 |
| 1.2.1 铌的物理化学性能 |
| 1.2.2 铌基高温合金 |
| 1.2.3 纯铌的抗氧化性能 |
| 1.2.4 抗氧化铌合金 |
| 1.3 高温防护涂层的基本要求 |
| 1.4 铌合金高温防护涂层体系 |
| 1.5 涂层常用制备方法 |
| 1.6 铌合金硅化物涂层体系 |
| 1.6.1 Nb-Si系涂层 |
| 1.6.2 Si-Cr-Ti(Fe)系涂层 |
| 1.6.3 Mo-Si系硅化物 |
| 1.7 MoSi_2涂层研究现状 |
| 1.7.1 MoSi_2涂层制备方法 |
| 1.7.2 MoSi_2涂层应用问题 |
| 1.7.3 改性MoSi_2涂层 |
| 1.8 本文研究思路和内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 电弧离子镀 |
| 2.2.2 包埋渗 |
| 2.3 高温氧化实验 |
| 2.3.1 恒温氧化实验 |
| 2.3.2 热震实验 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 第三章 MoSi_2涂层制备 |
| 3.1 电弧离子镀沉积Mo层 |
| 3.1.1 电弧电流对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.2 直流偏压对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.3 脉冲偏压对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.4 Ar气压强对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.5 电弧离子镀沉积Mo层工艺参数 |
| 3.2 包埋法渗Si制备MoSi_2涂层 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 MoSi_2涂层抗氧化性能 |
| 4.1 MoSi_2抗氧化性能概述 |
| 4.2 MoSi_2涂层500℃抗氧化性能 |
| 4.2.1 抗氧化测试结果 |
| 4.2.2 抗氧化机制 |
| 4.3 MoSi_2涂层800℃抗氧化性能 |
| 4.3.1 抗氧化测试结果 |
| 4.3.2 抗氧化机制 |
| 4.4 MoSi_2涂层1000℃抗氧化性能 |
| 4.4.1 抗氧化测试结果 |
| 4.4.2 抗氧化机制 |
| 4.5 MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.5.1 type(a)MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.5.2 type(b)MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.6 MoSi_2涂层1350℃抗氧化性能 |
| 4.7 MoSi_2涂层1500℃抗氧化性能 |
| 4.7.1 恒温抗氧化性能 |
| 4.7.2 热震性能 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 W改性MoSi_2涂层制备及性能研究 |
| 5.1 (Mo,W)Si_2涂层制备 |
| 5.2 (Mo,W)Si_2涂层500℃抗氧化性能 |
| 5.2.1 抗氧化测试结果 |
| 5.2.2 抗氧化机制 |
| 5.3 (Mo,W)Si_2凃层800℃抗氧化性能 |
| 5.3.1 抗氧化测试结果 |
| 5.3.2 抗氧化机制 |
| 5.4 (Mo,W)Si_2涂层1000℃抗氧化性能 |
| 5.4.1 抗氧化测试结果 |
| 5.4.2 抗氧化机制 |
| 5.5 (Mo,W)Si_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 5.6 (Mo,W)Si_2涂层1350℃抗氧化性能 |
| 5.7 (Mo,W)Si_2涂层1500℃抗氧化性能 |
| 5.7.1 恒温抗氧化性能 |
| 5.7.2 热震性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）SiC包覆改性碳质纤维复合材料的制备及吸波性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 吸波材料及吸波机理 |
| 1.3 C_f/SiC复合吸波材料的研究现状 |
| 1.3.1 碳纤维及其在吸波材料中的应用 |
| 1.3.2 碳化硅及其在吸波材料中的应用 |
| 1.3.3 C_f/SiC复合材料吸波性能的主要影响因素 |
| 1.4 二硅化钼的概述 |
| 1.5 竹原纤维的简述 |
| 1.6 课题创新性及研究内容 |
| 1.6.1 课题创新性 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 实验与检测方法 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验仪器与设备 |
| 2.1.3 工艺流程 |
| 2.2 检测方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.2 扫描电子显微镜分析(SEM) |
| 2.2.3 拉曼光谱分析(Raman) |
| 2.2.4 傅里叶红外光谱分析(FT–IR) |
| 2.2.5 吸波性能检测分析 |
| 第3章 C_f/SiC复合材料的结构及吸波性能 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 样品制备 |
| 3.1.2 性能表征 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 微观结构分析 |
| 3.2.3 吸波性能分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 C_f/MoSi_2/SiC复合材料的制备及吸波性能 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 样品制备 |
| 4.1.2 性能表征 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 物相分析 |
| 4.2.2 微观结构分析 |
| 4.2.3 SiC纳米线的生长机理 |
| 4.2.4 C_f/MoSi_2/SiC复合材料的拉曼光谱分析 |
| 4.2.5 C_f/MoSi_2/SiC复合材料的红外光谱分析 |
| 4.2.6 硫脲的含量对C_f/MoSi_2/SiC复合材料的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 竹原纤维/MoSi_2/SiC复合材料的制备及吸波性能 |
| 5.1 实验 |
| 5.1.1 样品制备 |
| 5.1.2 性能表征 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 微观结构分析 |
| 5.2.2 吸波性能分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术成果 |
| 致谢 |
（9）钼合金高温抗氧化涂层的制备研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 钼合金抗氧化涂层要求 |
| 1.3 钼合金高温抗氧化涂层的研究进展 |
| 1.3.1 涂层成分 |
| 1.3.2 制备方法 |
| 1.3.3 涂层结构 |
| 1.4 磁控溅射法制备抗氧化涂层 |
| 1.4.1 磁控溅射原理 |
| 1.4.2 磁控溅射技术特点 |
| 1.5 研究目的、意义和主要内容 |
| 第2章 样品的制备与检测方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 涂层的制备方法 |
| 2.2.2 涂层的制备过程 |
| 2.3 表征测试方法 |
| 2.3.1 涂层形貌及成分的检测 |
| 2.3.2 晶体结构及力学性能表征 |
| 第3章 碳化硅涂层的制备与表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 工艺参数的选择 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 基底温度对SiC涂层形貌结构的影响 |
| 3.3.2 沉积时间对SiC涂层形貌结构的影响 |
| 3.3.3 优化的SiC涂层物相及成分分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 二硅化钼涂层的制备与表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 工艺参数的选择 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 基底偏压对MoSi_2涂层形貌及力学性能的影响 |
| 4.3.2 溅射功率对MoSi_2涂层形貌结构的影响 |
| 4.3.3 沉积时间对MoSi_2涂层形貌结构的影响 |
| 4.3.4 优化的MoSi_2涂层物相及成分分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 二硼化锆涂层的制备与表征 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 工艺参数的选择 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 基底偏压对ZrB_2涂层形貌结构的影响 |
| 5.3.2 溅射功率对ZrB_2涂层形貌结构的影响 |
| 5.3.3 沉积时间对ZrB_2涂层形貌结构的影响 |
| 5.3.4 优化的ZrB_2涂层物相及成分分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 复合涂层的制备与表征 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 复合涂层的制备 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 MoSi_2-SiC复合涂层的制备 |
| 6.3.2 ZrB_2-SiC复合涂层的制备 |
| 6.3.3 MoSi_2-SiC/ZrB_2-SiC复合涂层的制备 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间的研究成果 |
（10）多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 超高温陶瓷材料的强韧化方法 |
| 1.2.1 颗粒增韧 |
| 1.2.2 晶须增韧 |
| 1.2.3 软相增韧 |
| 1.2.4 纤维增韧 |
| 1.3 连续纤维增韧超高温陶瓷材料的制备工艺 |
| 1.3.1 前驱体浸渍裂解法 |
| 1.3.2 反应熔渗法 |
| 1.3.3 化学气相沉积法 |
| 1.3.4 浆料渗透法 |
| 1.3.5 注射辅助真空浸渍法 |
| 1.4 碳纤维增韧超高温陶瓷材料抗热冲击性能及抗氧化烧蚀性能 |
| 1.4.1 抗热冲击性能 |
| 1.4.2 抗氧化烧蚀性能 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验材料制备方法 |
| 2.2.1 浆料刷涂/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.2 振动辅助浆料浸渍/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.3 浆料渗透/前驱体浸渍/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.4 振动辅助注浆/真空浸渍/前驱体补给工艺制备C_f/ZrB_2-SiC材料 |
| 2.3 材料组织结构及性能分析 |
| 2.3.1 材料组成与微结构分析 |
| 2.3.2 物理性能测试及表征 |
| 2.3.3 力学性能测试及表征 |
| 2.3.4 抗热冲击性能和氧化烧蚀性能 |
| 第3章 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的微结构与性能调控 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料微结构和力学性能的影响 |
| 3.2.1 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料微结构的影响 |
| 3.2.2 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能和抗烧蚀性能 |
| 3.3.1 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 3.3.2 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗烧蚀性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热压制备及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热压制备及微结构演变 |
| 4.2.1 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的振动辅助浸渍/热压制备及微结构演变 |
| 4.2.2 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的浆料-前驱体浸渗/热压制备及微结构演变.. |
| 4.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 振动辅助浆料浸渍/热压制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.2 浆料-前驱体浸渗/热压制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.4 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 4.5 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗氧化烧蚀性能 |
| 4.5.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的静态抗氧化性能 |
| 4.5.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的动态耐烧蚀性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料无压制备及强韧化与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的无压制备及微结构调控 |
| 5.2.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的无压制备 |
| 5.2.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的微结构控制 |
| 5.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的室温力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的室温力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热学性能 |
| 5.4 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 5.5 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗氧化烧蚀性能 |
| 5.5.1 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的静态氧化行为 |
| 5.5.2 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的氧乙炔烧蚀行为 |
| 5.6 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 |
四、Si_2ON_2-SiC复合材料制备研究（论文参考文献）
- [1]Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用[J]. 江涛,韩慢慢,付甲. 中国陶瓷工业, 2021(05)
- [2]SiCf/Ti2AlNb复合材料界面及力学性能研究[D]. 韦泽麒. 广西大学, 2021(02)
- [3]基于双复合结构的ZrB2基高温陶瓷刀具研制及性能研究[D]. 张敬宝. 齐鲁工业大学, 2021(09)
- [4]Ti3SiC2-SiC复合材料的制备及性能的研究[D]. 李鑫海. 吉林化工学院, 2021(01)
- [5]高性能含锆碳化硅陶瓷纤维的制备与性能研究[D]. 张浩. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2021(01)
- [6]C/C复合材料ZrB2基陶瓷涂层的制备及抗氧化性能研究[D]. 刘雨蒙. 大连理工大学, 2021(01)
- [7]MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究[D]. 刘林. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [8]SiC包覆改性碳质纤维复合材料的制备及吸波性能研究[D]. 张路平. 西安建筑科技大学, 2020
- [9]钼合金高温抗氧化涂层的制备研究[D]. 易旭阳. 河南科技大学, 2020(06)
- [10]多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究[D]. 张东洋. 哈尔滨工业大学, 2020(02)