一、C/C复合材料的高温抗氧化研究进展（论文文献综述）
刘雨蒙[1]（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。
任岩[2]（2021）在《石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究》文中研究表明随着航空航天技术的飞速发展,飞行器的服役环境日趋严酷。为满足在超高温（大于1600℃）环境中长时间（大于1800 s）服役的要求,必须发展更先进的超高温结构材料。碳材料因具有高熔点、低密度、良好的抗热震性能以及优异的高温力学性能被认为是一种理想的超高温结构材料。然而碳材料在高温有氧环境中发生剧烈氧化和烧蚀,严重地限制了其在航空航天领域的应用。为了提高碳材料的抗氧化/烧蚀性能,需要在碳材料表面施加防护涂层。随着高超声速飞行器的快速发展,其锐形结构设计导致鼻锥和翼缘等尖端部位驻点温度急剧升高,同时承受复杂应力和热冲击作用。严酷的超高温极端环境对热防护涂层的综合性能也提出了更高的要求,为满足碳及其复合材料在这些小曲率半径部位的使用要求,需要开发在超高温条件下兼具良好抗氧化性能、抗热震性能和抗烧蚀性能的新型防护涂层。碳材料表面防护涂层的组成与微观结构是决定其综合性能的主要因素。本论文工作选用高强石墨作为基体材料,首先采用包埋渗硅法在其表面制备SiC过渡层,然后在渗硅石墨表面制备ZrB2-SiC基超高温防护涂层。使用过渡族金属硅化物和稀土氧化物对ZrB2-SiC基涂层进行改性,并结合多种涂层制备方法修饰涂层微观结构,以提高防护涂层的综合性能。采用料浆涂刷法在渗硅石墨表面制备了 TaSi2改性的ZrB2-SiC涂层,研究了涂层在1700℃下空气中的抗氧化性能。结果表明,添加TaSi2有助于形成具有较低的氧扩散速度的氧化层,有利于提高ZrB2-SiC涂层的抗超高温氧化性能。考虑到涂层氧化过程中氧化产物的形态多样性及挥发性,采用氧化消耗厚度这一参数来评价涂层的抗氧化性能较常规的单位面积增重更为合理。采用料浆涂刷法结合后续气态渗硅处理在渗硅石墨表面制备了致密的ZrB2-SiC-TaSi2-Si涂层,研究了涂层在1500℃下空气中的长时间抗氧化性能以及在1500℃与室温之间循环过程中的抗热震性能。结果表明,气态渗硅处理后,原始料浆涂层内部的孔隙被硅填充。涂层中硅的存在减少了氧向内扩散的通道,降低了涂层整体的热膨胀系数,改善了涂层的致密性,提高了涂层与基体间的结合强度,赋予了涂层自愈合能力,使该涂层具有良好的抗高温氧化性能和抗热震性能。采用料浆涂刷法结合后续包埋处理在渗硅石墨表面制备了 La2O3改性的ZrB2-SiC涂层,该涂层呈双层结构（ZrB2-SiC-La2O3内层和SiC外层）。研究了涂层在1800℃下空气中的抗氧化性能以及在1500℃与室温之间循环过程中的抗热震性能。结果表明,添加La2O3有助于形成连续均匀并且具有低氧扩散速度的氧化层,有利于提高ZrB2-SiC涂层的抗超高温氧化性能。此外,添加La2O3可以降低ZrB2-SiC涂层在热震过程中的热应力,有利于提高其抗热震性能。对比研究了 ZrB2-SiC-La2O3/SiC双层涂层在1800℃下不同空气压力条件下的抗氧化性能。结果表明,随着气压的降低,涂层的抗氧化性能逐渐变差。随着气压的降低,SiC的氧化形式由惰性氧化转变为活性氧化,活性氧化生成的气态产物SiO的挥发也越来越剧烈,导致涂层表面原本连续、稳定、具有保护性的氧化层变得不连续、多孔、失去保护性。对比研究了 ZrB2-SiC-La2O3/SiC双层涂层在不同烧蚀条件下的抗烧蚀性能。结果表明,随着烧蚀温度的升高,涂层的SiC外层的有效防护时间逐渐缩短,后期的抗烧蚀性能主要由超高温陶瓷ZrB2-SiC-La2O3内层提供。随着烧蚀温度的升高,SiC外层氧化产物SiO2的蒸气压逐渐升高,黏度逐渐降低,导致SiO2的挥发越来越剧烈,也更容易被火焰冲刷而流动。
高远[3]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中认为随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
汪金铭[4]（2021）在《C/C复合材料表面耐高温涂层的制备与工艺研究》文中进行了进一步梳理C/C复合材料具有低密度、高比模量、高比强度、高韧性、耐烧蚀及耐热冲击、低热膨胀、抗热震等优点,且在高温的情况下力学性能较好,被认为是最有发展前途的高温材料之一。但C/C复合材料抗氧化性能较差,在有氧情况下370℃左右开始氧化,480℃以上开始燃烧。一般采用耐高温氧化涂层或掺杂改变基体的方法来改善C/C复合材料的抗氧化性能。本论文以C/C复合材料作为基材,分别采用电镀和磁控溅射方法制备Ni与ZrN的复合涂层。研究不同工艺参数对Ni涂层和ZrN涂层的物相组成、微观形貌和力学性能的影响。对Ni-ZrN复合涂层进行耐高温氧化检测并分析。涂层的物相分析和微观形貌研究表明:制备Ni涂层时,在55℃左右的镀液中电镀镍其衍射峰较“尖锐”,说明结晶较好。显微电镜下观察发现,涂层由球型颗粒状组成,表面几乎没有缺陷。制备ZrN涂层时,当氮气流量增加时,衍射峰以（200）为择优取向且有转向非晶态的趋势,涂层表面不致密的大颗粒物增多。涂层硬度研究表明:制备Ni涂层时,镀液提高一定温度有益于增加硬度,但温度一直上升硬度反而会降低,镀液温度为45℃测得硬度最大为284.1HV。制备ZrN涂层时,发现所测复合涂层的硬度相对单一Ni涂层提高了25%左右,最大为358.3HV。涂层耐磨性研究表明:电镀镍层后的试样磨损率远小于C/C复合材料基材本身,而磁控溅射ZrN后的复合涂层磨损率几乎都小于单一涂层。证明复合涂层可以有效地提高C/C复合材料的耐磨性。综合Ni涂层和复合涂层的性能检测以及磁控溅射ZrN涂层设计的正交实验,可得出本实复合涂层的最佳参数。电镀镍:电压1.70V,电流0.10A,电镀时间15min,镀液温度50℃。磁控溅射氮化锆:溅射气压2Pa,溅射功率160W,氮气流量25sccm,负偏压120V,溅射温度250℃。分别采取热震测试和静态氧化测试两种方法对复合涂层的抗氧化能力进行检测。经热震实验测试,在800℃的情况下试样可承受住热循环35次以上,在1000℃的情况下试样在热循环28次左右涂层开始失效,各温度下有涂层试样的热震失重率都远小于无涂层试样;经静态氧化测试,在高温有氧情况下复合涂层阶梯失效,可有效保护C/C复合材料,涂层试样的失重率比无涂层试样降低60%左右。
孙宇[5]（2020）在《SiOC改性低密度C/C复合材料的制备与性能研究》文中提出随着飞行器综合性能的不断提升,对长时、中低热流环境下的飞行器防/隔热材料性能提出了越来越高的要求,不仅要求材料具有低密度、低热导、耐高温和长时间耐烧蚀等特性,还应具备良好的电磁波吸收性能。低密度C/C复合材料（ρ<1.0g/cm3）具有优异的高温力学性能、隔热性能、抗热冲击性能以及良好的电磁波吸收性能,在飞行器热防护系统中具有广泛的应用前景。然而,C/C复合材料在高温有氧环境中极易被氧化,这在很大程度上限制了该类材料在工程上的应用。在酚醛树脂结构中引入B元素是提高其残碳率及耐热性的主要途径,而以硼酚醛树脂为基体制备的C/C复合材料中,SiOC陶瓷相的引入可显着提升其抗氧化烧蚀性能。因此,以硼酚醛树脂为基体,开展SiOC陶瓷改性低密度C/C复合材料的制备与性能研究具有重要意义。本文通过调整材料制备工艺参数,实现了SiOC改性低密度C/C复合材料微结构的可调控,通过对该材料关键性能表征,揭示了微结构与性能的关联关系,阐明了材料性能提升的原因。所提出的SiOC改性低密度C/C复合材料具有优异的综合性能,为助推该类材料在航天飞行器热防护系统中的应用提供了理论和技术支撑。首先,用硼酸钾为催化剂合成了硼酚醛树脂,采用实验分析的方法确定了合成硼酚醛树脂的最佳工艺参数。通过该工艺合成的硼酚醛树脂经高温裂解后,残碳率显着高于传统的酚醛树脂残碳率。探讨了硼酚醛树脂的固化机理,分析了硼酚醛树脂溶液的表面张力及其影响因素,阐明了其表面张力随着温度和溶液浓度的升高而降低的机制。其次,以硼酚醛树脂为先驱体,采用先驱体真空浸渍裂解（PIP）工艺制备了低密度C/C复合材料,在此基础上制备了SiOC改性低密度C/C复合材料。研究了浸渍时间和浸渍裂解次数对复合材料密度和微结构的影响规律。表征了二者在室温至1000℃空气和氩气气氛中的高温抗氧化性能和热稳定性。再次,研究了环境温度的改变对低密度C/C及SiOC改性低密度C/C复合材料力学行为的影响,分析了两种复合材料在室温至1200℃条件下的抗压缩、抗弯曲力学性能及其损伤演化破坏机理。实验表征了浸渍裂解次数对两种材料在X/Y方向（平行于无纬布）及Z方向（垂直于无纬布）抗压缩性能的影响,揭示了压缩强度随温度升高的变化规律。通过研究两种材料不同温度下的抗弯曲性能及断裂韧性,给出了两种典型破坏模式产生的原因。针对SiOC改性低密度C/C复合材料抗弯曲性能,以宏观机械损伤为参量,进行了数值模拟并与实验结果进行了对比分析,得到了不同温度下的损伤分布及其演化规律。最后,研究了低密度C/C、SiOC改性低密度C/C复合材料的抗氧化烧蚀性能和电磁波吸收性能。通过静态、动态高温氧化实验,分别考察了二者质量损失率及线烧蚀率,揭示了后者具有优异抗氧化烧蚀性能的成因。对SiOC改性低密度C/C复合材料电磁波吸收性能进行了实验测试研究,考察了二者在特定波段（2～18GHz）范围内电磁波衰减特性,阐明了SiOC改性低密度C/C复合材料电磁波吸收性能显着提高的机理。
程源[6]（2020）在《Cf/ZrC-SiC复合材料的强韧化与抗氧化性能研究》文中进行了进一步梳理超高温陶瓷及其复合材料具有极高的熔点（>3000℃）和优异的抗氧化烧蚀性能,被认为是高速飞行器热防护系统的重要候选材料。碳纤维具备优异的力学性能,“超高温陶瓷与碳纤维复合化”已逐渐成为国内外的发展趋势和研究热点。实现碳纤维增韧超高温陶瓷复合材料的强韧化与抗氧化协同是目前面临的关键科学问题,其中最为突出和紧要的难点在于:现有制备方法容易对碳纤维造成微结构损伤和性能退化、超高温陶瓷的引入难以实现组分和含量的大范围调控、陶瓷相与纤维难以实现双连续分布、形成的氧化层与基体材料之间结合性较差。本课题围绕上述问题,开展Cf/ZrC-SiC复合材料的强韧化与抗氧化性能研究,考察了热压制备的Cf/ZrC-SiC复合材料微结构与强韧化性能,提出了高频振动辅助注浆引入陶瓷的新方法,创新性地借助液相SiC前驱体的浸渍裂解补给,将3D Cf/ZrC-SiC的制备条件从1900℃以上/高压降低到1300℃/无压,研究了低温无压制备的3D Cf/ZrC-SiC复合材料微结构、强韧化、抗热冲击以及抗氧化烧蚀性能。研究了热压制备的ZrC-SiC、短切Cf/ZrC-SiC、层状Cf/ZrC-SiC以及3D Cf/ZrC-SiC复合材料微结构和强韧化性能。对Cf/ZrC-SiC复合材料进行解耦,分析了高温加压烧结过程中ZrC-SiC陶瓷的烧结致密化行为,阐明了SiC陶瓷颗粒的引入主要通过抑制ZrC晶粒长大、增强烧结活性来提升ZrC-SiC陶瓷的致密度、弯曲强度以及断裂韧性。通过球磨混合-放电等离子热压烧结制备了短切Cf/ZrC-SiC复合材料,短切碳纤维拔出长度有限,断裂韧性提升不明显(4.65±0.32MPa?m1/2)。利用辊压轧制-热压烧结实现了层状Cf/ZrC-SiC的制备,埋入基体中的纤维长度明显增大,纤维拔出和桥联的长度明显提升（>50μm）,沿纤维排布方向的断裂韧性提高至5～6MPa?m1/2,但是由于z向缺少碳纤维,制约了z向强韧化性能的发挥(断裂韧性为4.31±0.24MPa?m1/2)。采用浆料浸渍-热压烧结获得了3D Cf/ZrC-SiC,揭示了高温加压烧结过程中纤维化学腐蚀（颗粒腐蚀和表面腐蚀）、纤维表面陶瓷颗粒镶嵌以及z向纤维弯曲变形等微结构损伤形式和机理,提出抑制纤维结构损伤、提升复合材料强韧化性能的制备条件为小于1500℃/无压。开展了低温无压制备3D Cf/ZrC-SiC复合材料的微结构与强韧化性能研究。提出了高频振动辅助注浆引入陶瓷的新方法,将陶瓷以粉体的形式直接注入碳纤维编织体中,实现了陶瓷组分的高含量引入（>30vol.%）,相比于无振动辅助增加50%以上。在振动辅助注浆引入ZrC陶瓷的基础上,创新性地利用液相SiC前驱体的浸渍裂解,革新了超高温陶瓷复合材料传统的热压烧结制备方法,将制备条件从1900℃/高压降低到1300℃/无压,揭示了3D Cf/ZrC-SiC复合材料的低温无压烧结机制,原位裂解的纳米SiC陶瓷凭借其优良的烧结活性和优异的力学性能,在低温环境下有效填补ZrC陶瓷颗粒之间以及碳纤维编织体内的间隙,实现ZrC超高温陶瓷颗粒之间及ZrC超高温陶瓷与碳纤维之间的高强度粘结。在无界面层保护的条件下,低温无压制备新方法有效抑制了碳纤维的微结构损伤,在纤维拔出数量（成束）和纤维拔出长度（>200μm）等方面表现突出,断裂功（3046J/m2）和断裂韧性(11.12±1.25MPa?m1/2)实现了量级提升,同时弯曲强度和破坏应变分别达到313MPa和1.35%,解决超高温陶瓷材料本征脆性这一难题。考察了低温无压制备3D PyC-Cf/ZrC-SiC复合材料的力学-抗热冲击-抗氧化烧蚀性能。在PyC界面层的影响下,复合材料在弯曲强度表现良好的同时（251±27MPa）,破坏应变从1.35%增加至1.5～2%,断裂韧性得到进一步提升(13.05±1.72MPa?m1/2)。研究了3D PyC-Cf/ZrC-SiC复合材料从室温到1200℃不同温度下的抗热冲击性能,最大临界热冲击温差为875℃,较传统的陶瓷材料提升3倍以上。分析了3D PyC-Cf/ZrC-SiC复合材料的静态氧化行为以及动态抗氧化烧蚀性能,通过Zr B2浆料-液相SiC陶瓷前驱体的自然吸附和1300℃/无压裂解,与表面孔隙形成原位“钉扎”,实现了3D PyC-Cf/ZrC-SiC复合材料的表面致密化处理,在1800℃/300s氧乙炔考核环境下表现为近零烧蚀,真正意义上实现了强韧化与抗氧化协同,为超高温陶瓷复合材料工程化应用奠定了理论基础和技术支撑。
曾波[7]（2020）在《AlSiB-ZrC-C/C耗散防热复合材料的制备及烧蚀性能研究》文中研究表明本文通过先驱体浸渍裂解和压力浸渗两种方法联合,采用耗散防热的设计理念,制备了不同密度、不同碳纤维预制体类型的耗散防热复合材料。采用碳碳复合材料高温抗氧化的常用基体改性化合物—ZrC及耗散防热设计思路中常用的AlSiB三元合金作为协同的耗散剂,研究两种化合物协同作用下复合材料的烧蚀性能。同时针对耗散剂浸渗前后复合材料弯曲强度、压缩强度和弯曲模量的变化研究了耗散剂对复合材料力学性能的影响;通过材料分析测试方法对耗散防热复合材料烧蚀前后的物相组织,微观形貌分析研究,针对烧蚀产物、温度等烧蚀试验的特征来推理烧蚀过程材料微观组织演变、烧蚀行为,结合烧蚀反应热力学动力学阐明耗复合材料耐烧蚀机理。对基体抗烧蚀性能、耗散剂类型、碳纤维预制体类型和烧蚀方向等因素进行控制变量比较分析对烧蚀性能的影响。通过先驱体浸渍裂解法引入Zr元素,压力浸渗法浸渗Al、Si、B合金,两种方法对碳碳复合材料浸渗穿透,浸渍液与耗散剂在基体中沿着纤维束和孔隙均匀分布,AlSiB耗散剂以Al、Si、B单质形式存在,Zr元素以单斜、四方两种氧化锆和ZrC形式存在,浸渗AlSiB耗散剂的复合材料的弯曲强度提升16.85%-38.81%,ASB-ZrC弯曲强度提升31.08%-82.47%,最高达到267.46MPa,同时Z向压缩强度和材料的弯曲模量也有一定提高,复合材料浸渗耗散剂后的力学性能更为优异。氧乙炔烧蚀实验结果说明,碳碳基体抗烧蚀性能与耗散剂浸渗量是影响耗散防热复合材料烧蚀性能的关键,在相同耗散剂类型下,密度为1.64的碳碳复合材料兼具了基体强度与浸渗耗散剂的增重率,线烧蚀率总体偏低。细编穿刺因Z向纤维束相较于针刺纤维束贯穿结合力好抵抗剥蚀能力强,线烧蚀率最优,三维编织层间结合力较弱,面内力学性能差,线烧蚀率最高。耗散剂在烧蚀过程中于材料表面形成的烧蚀产物主要为Al2O3、Si O2、Zr O2、B2O3等氧化物,氧化膜的存在对C/C基体起到保护作用,XY向烧蚀明显优于Z向烧蚀,复合材料线烧蚀率可低至10.37um/s,Zr O2能够很好遮蔽基体材料使得质量烧蚀率降低,同时也极大地降低了热传导,一定时间内保护基体免受高温影响。通过Comsol移动边界层烧蚀模型的建立模拟了碳碳复合材料的C扩散对流过程与温度场分布,计算了边界推移情况得到理想状态的线烧蚀率。
张东洋[8]（2020）在《多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究》文中认为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。
王琦[9]（2020）在《耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究》文中研究说明能源电力的快速发展对材料的高温性能提出了更高的要求,传统的高温金属和合金的最高使用温度只有1000℃左右,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃,鉴于此,新型耐高温材料对电力行业的发展具有十分重要的意义。本文采用全新的热压烧结工艺（2400℃-2600℃/50MPa/10min）制备了 xZrB2-NbMo（x=0,15,30,45,60vol.%）和x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo（x=15,30,45,60vol.%）两个系列的耐高温难熔金属-陶瓷复合材料,采用电子显微镜、X射线衍射仪和其他性能检测设备对复合材料的组织结构、室温力学性能、高温压缩力学性能和高温抗氧化性能进行了测试,对其在室温及高温条件下的变形行为、强韧化机理和断裂机制做了详细的研究。组织结构分析表明,xZrB2-NbMo系列复合材料中形成的硼化铌相的种类由Nb和B的初始比例决定,30vol.%ZrB2-NbMo的微观组织最为均匀细小,在添加了 45vol.%和60 vol.%ZrB2的复合材料中有未反应的ZrB2剩余且尺寸较大。x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo复合材料中生成相的种类取决于陶瓷相的添加量,仅在添加了1 5vol.%（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）的复合材料中发现了共晶组织的存在,在添加60 vol.%（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）的复合材料中有未反应的ZrB2剩余且尺寸较大。xZrB2-NbMo致密度均达到94%以上,最高的致密度出现在30vol.%ZrB2-NbMo 中,达到99.63%,x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo 系列复合材料的致密度最高值达到98.69%,出现在x=30vol.%的复合材料中。两个系列复合材料的室温断裂韧性值都与ZrB2添加量成负相关。SiC的添加可以在ZrB2的基础上进一步提高复合材料中NbMo固溶体的显微硬度。xZrB2-NbMo系列复合材料的最高室温抗压强度出现在 60vol.%ZrB2-NbMo 样品中,为 1 635.91MPa,x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo 复合材料的最高室温抗压强度出现在陶瓷相添加量为 15vol.%的样品中,为1053.30MPa。室温下,在四种添加了ZrB2的xZrB2-NbMo系列复合材料中,铌钼固溶体的最佳ZrB2含量为30vol.%,ZrB2与铌钼固溶体反应的最大浓度在30vol.%-45vol.%范围内,高ZrB2含量样品中的ZrB2残余改变了相组成并且降低了力学性能。高温下,加入ZrB2可显着提高xZrB2-NbMo复合材料的抗压强度。在1100℃以下,含有30vol.%ZrB2的复合材料综合高温力学性能最佳,包括强度和韧性,归功于其细小的晶粒。在800℃和1000℃的空气气氛下进行压缩实验时30vol.%ZrB2-NbMo的抗压强度分别约为不添加ZrB2的纯铌钼合金的6倍和14倍。高温压缩实验及分析表明,xZrB2-NbMo系列复合材料高温下的韧脆转变温度与ZrB2含量成正相关,其主要影响因素是铌钼固溶体中溶质元素的含量、孔隙以及间隙溶质原子的存在。就宏观断裂机制而言,对于不含ZrB2或ZrB2含量低的样品高温压缩的最终失效模式是由与压缩方向成45°角方向上的剪切失效主导的。但对于ZrB2含量较高的复合材料而言,大多数样品的断裂模式则是以沿着与压缩方向平行的方向上的劈裂为主。高温氧化实验及分析表明,在700℃氧化时,xZrB2-NbMo和x（70vol.%ZrB2-30vol.%SiC）-NbMo两个系列的复合材料都出现了不同程度的“粉化”现象,陶瓷相的添加对该温度下NbMo基体的抗氧化性有一定程度的提高。xZrB2-NbMo复合材料在900℃和1100℃氧化时,添加ZrB2可以有效提高纯NbMo基复合材料的抗氧化性,原因是生成的ZrO2和完整致密的外层B2O3保护膜增多,但在1200℃时,B2O3因大量挥发而失去保护作用,此温度下,可以在添加ZrB2的基础上添加SiC,通过生成B2O3和SiO2的复合氧化膜来提高铌钼基复合材料的抗氧化性。
邹雪[10]（2020）在《碳基复合材料性能调控及抗氧化涂层研究》文中研究指明耐高温碳基复合材料（碳纤维增强碳基复合材料:C/C）作为一种高性能结构材料在航空航天以及民用高技术领域内极具应用潜力。然而,过强的纤维-基体界面结合会使碳基复合材料发生脆性断裂。同时,碳基复合材料易氧化的缺点严重制约了其在高温氧化环境下的长时间使用。为了改善碳基复合材料的力学性能及抗氧化性能,本文以操作简单、经济可调的方式制备了C/C复合材料,通过对碳纤维热处理改变了纤维-基体界面结合强度,从而实现了对力学性能的调控,同时制备了抗氧化涂层并对其抗氧化性能进行了研究。主要结果概括如下:（1）在不同温度下（RT-1500℃）对碳纤维进行了热处理,采用处理的纤维作为增强体,以酚醛树脂为碳基体先驱体,利用PIP工艺制备了C/C复合材料。微观形貌观察发现纤维热处理能够改变C/C（经过一次裂解后）复合材料的孔隙尺寸及分布模式。力学性能测试表明随着热处理温度提高,C/C复合材料的力学性能不断提高。相比于未处理纤维增强的复合材料,1200℃热处理纤维增强材料的弯曲强度及层间剪切强度分别提高了158%和121%,同时其脆性断裂模式改变为假塑性断裂模式。抗氧化性能测试发现C/C约在600℃发生明显氧化,600℃热处理纤维增强材料的抗氧化性能提升,而更高的温度处理纤维会降低材料的抗氧化性能。力学性能的显着改善主要是由于热处理降低了纤维表面的反应活性,使得其增强的C/C复合材料获得了结合适宜的纤维-基体界面,但是界面结合强度的下降不利于抗氧化性能的提升。（2）以1200℃热处理碳纤维增强碳基复合材料为基底,采用浆料涂刷法制备了ZrB2-SiC涂层,发现涂层中存在较多裂纹,裂纹产生的原因是C/C与涂层热膨胀系数不匹配引发了热应力。为缓解热应力,采用浆料涂刷法和包埋法两种工艺制备了SiC过渡涂层,为加强SiC过渡涂层与C/C的结合,对C/C基底进行了预氧化,为加强SiC过渡涂层与外涂层的结合,在SiC过渡涂层表面制备了SiC纳米纤维。获得的ZrB2-SiC外涂层均匀致密,在1300℃高温大气环境下,涂层表面形成了具有良好流动性的熔融态SiO2保护膜,该保护膜抑制了氧扩散进材料内部,保护膜中镶嵌的ZrSiO4提高了其稳定性。引入SiC过渡涂层后,外涂层中的裂纹明显减少,涂层的抗氧化性能得到了提高,相比于涂刷法,包埋法制备SiC过渡涂层操作简单,对C/C损伤小,且更显着地提高了试样抗氧化性能。SiC纳米纤维除了加强内外涂层的结合,还缓解了热应力,并对涂层进行了增强增韧,进一步地提高了涂层的抗氧化性能。增加外涂层厚度可有效提高涂层的抗氧化性能,1300℃氧化60分钟后质量增加仅为0.24%。
二、C/C复合材料的高温抗氧化研究进展（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、C/C复合材料的高温抗氧化研究进展（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳材料表面防护涂层 |
| 1.2.1 防护涂层基本要求 |
| 1.2.2 防护涂层类别 |
| 1.2.3 防护涂层制备技术 |
| 1.3 碳材料表面防护涂层性能评价 |
| 1.3.1 抗高温/超高温氧化性能 |
| 1.3.2 抗热震性能 |
| 1.3.3 抗烧蚀性能 |
| 1.4 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 涂层的超高温氧化测试 |
| 2.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 2.3 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与表征 |
| 2.3.1 基体前处理 |
| 2.3.2 SiC过渡层的制备工艺 |
| 2.3.3 涂层的制备工艺 |
| 2.3.4 涂层的相组成与形貌 |
| 2.4 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化性能 |
| 2.4.1 氧化动力学 |
| 2.4.2 氧化层相组成 |
| 2.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 2.5 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化机理 |
| 2.5.1 氧化反应的热力学分析 |
| 2.5.2 涂层的抗超高温氧化机理 |
| 2.5.3 表面裂纹形成及其对涂层防护性能的影响 |
| 2.6 使用氧化消耗量评价涂层的抗氧化性能 |
| 小结 |
| 第3章 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的制备与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 3.2.1 实验原材料 |
| 3.2.2 涂层的高温氧化测试 |
| 3.2.3 涂层的热震测试 |
| 3.2.4 涂层的裂纹自愈合测试 |
| 3.2.5 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 3.3 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的制备与表征 |
| 3.3.1 涂层的制备工艺 |
| 3.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 3.4 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的抗高温氧化性能 |
| 3.4.1 氧化动力学 |
| 3.4.2 氧化层相组成 |
| 3.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 3.4.4 涂层的抗高温氧化机理 |
| 3.5 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的抗热震性能 |
| 3.5.1 质量变化曲线 |
| 3.5.2 氧化层表面与截面形貌 |
| 3.5.3 涂层的裂纹自愈合性能 |
| 3.5.4 涂层的抗热震机理 |
| 小结 |
| 第4章 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 4.2.1 实验原材料 |
| 4.2.2 涂层的超高温氧化测试 |
| 4.2.3 涂层的热震测试 |
| 4.2.4 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 4.3 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与表征 |
| 4.3.1 涂层的制备工艺 |
| 4.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 4.4 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化性能 |
| 4.4.1 氧化动力学 |
| 4.4.2 氧化层相组成 |
| 4.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 4.4.4 涂层的抗超高温氧化机理 |
| 4.5 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的抗热震性能 |
| 4.5.1 质量变化曲线 |
| 4.5.2 氧化层表面与截面形貌 |
| 4.5.3 涂层的抗热震机理 |
| 小结 |
| 第5章 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的抗氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 5.2.1 实验原材料 |
| 5.2.2 涂层在低压空气中的氧化测试 |
| 5.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 5.3 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的制备与表征 |
| 5.3.1 涂层的制备工艺 |
| 5.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 5.4 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的氧化行为 |
| 5.4.1 氧化动力学 |
| 5.4.2 氧化层相组成 |
| 5.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 5.5 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的抗氧化机理 |
| 5.5.1 SiC的活性氧化 |
| 5.5.2 涂层体系在氧化环境中的热稳定性分析 |
| 5.5.3 不同空气压力下涂层的抗氧化机理 |
| 小结 |
| 第6章 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 6.2.1 实验原材料 |
| 6.2.2 涂层的烧蚀测试 |
| 6.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 6.3 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的制备与表征 |
| 6.3.1 涂层的制备工艺 |
| 6.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 6.4 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀性能 |
| 6.4.1 不同条件下样品的烧蚀率 |
| 6.4.2 烧蚀后涂层表面宏观照片 |
| 6.4.3 烧蚀后涂层表面相组成 |
| 6.4.4 烧蚀后涂层表面与截面形貌 |
| 6.5 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀机理 |
| 6.5.1 烧蚀过程中的氧化反应 |
| 6.5.2 氧化产物的蒸气压 |
| 6.5.3 不同条件下涂层的抗烧蚀机理 |
| 小结 |
| 第7章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（3）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）C/C复合材料表面耐高温涂层的制备与工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/C复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 C/C复合材料的简介 |
| 1.2.2 C/C复合材料的制备 |
| 1.2.3 C/C复合材料的性能及应用 |
| 1.3 抗高温氧化涂层制备方法 |
| 1.3.1 包埋法 |
| 1.3.2 化学气相沉积(CVD) |
| 1.3.3 等离子喷涂法 |
| 1.3.4 溶胶—凝胶法 |
| 1.3.5 刷涂法 |
| 1.4 ZrN性质与应用 |
| 1.4.1 ZrN性质及制备 |
| 1.4.2 ZrN的应用 |
| 1.5 磁控溅射 |
| 1.5.1 磁控溅射原理 |
| 1.5.2 磁控溅射分类 |
| 1.5.3 磁控溅射制备ZrN涂层现状 |
| 1.6 研究内容及意义及创新 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 研究意义 |
| 1.6.3 研究创新点 |
| 第2章 实验内容及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 前期处理设备 |
| 2.2.2 电镀设备 |
| 2.2.3 磁控溅射设备 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.3.1 基体预处理 |
| 2.3.2 基体快速金属化 |
| 2.3.3 ZrN涂层的制备 |
| 2.4 涂层性能表征 |
| 2.4.1 物相分析(XRD) |
| 2.4.2 微观组织结构分析 |
| 2.4.3 硬度性能测试 |
| 2.4.4 耐磨性能测试 |
| 2.4.5 磨损形貌分析 |
| 2.4.6 热震性能测试 |
| 2.4.7 静态氧化测试 |
| 第3章 Ni涂层结构与性能 |
| 3.1 基体机械预处理 |
| 3.1.1 表面宏观形貌 |
| 3.1.2 表面粗糙度 |
| 3.2 基体快速金属化可行性 |
| 3.2.1 不同基材磁控溅射表面形貌 |
| 3.2.2 C/C复合材料电镀截面金相显微观形貌 |
| 3.3 镀液温度对涂层物相结构及形貌成分的影响 |
| 3.3.1 镀液温度对金属Ni涂层物相结构的影响 |
| 3.3.2 镀液温度对金属Ni涂层形貌和成分的影响 |
| 3.4 镀液温度对涂层沉积速率的影响 |
| 3.5 镀液温度对涂层力学性能的影响 |
| 3.5.1 镀液温度对金属Ni涂层硬度的影响 |
| 3.5.2 镀液温度对金属Ni涂层耐磨性的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 ZrN涂层结构和性能 |
| 4.1 磁控溅射参数的正交实验 |
| 4.1.1 正交实验设计 |
| 4.1.2 正交实验结果分析 |
| 4.2 氮气流量对ZrN涂层物相结构及形貌成分的影响 |
| 4.2.1 氮气流量对ZrN涂层物相结构的影响 |
| 4.2.2 氮气流量对ZrN涂层形貌和成分的影响 |
| 4.3 氮气流量对ZrN涂层沉积厚度的影响 |
| 4.4 氮气流量对涂层力学性能的影响 |
| 4.4.1 氮气流量对涂层硬度的影响 |
| 4.4.2 氮气流量对涂层耐磨性的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni-ZrN复合涂层抗高温氧化性研究 |
| 5.1 Ni-ZrN复合涂层的热震性能研究 |
| 5.1.1 Ni-ZrN复合涂层的热震失重分析 |
| 5.1.2 Ni-ZrN复合涂层的热震物相分析 |
| 5.1.3 Ni-ZrN复合涂层的热震形貌和成分分析 |
| 5.2 Ni-ZrN复合涂层的静态氧化性能研究 |
| 5.2.1 Ni-ZrN复合涂层的静态氧化失重分析 |
| 5.2.2 Ni-ZrN复合涂层的静态氧化物相分析 |
| 5.2.3 Ni-ZrN复合涂层的静态氧化形貌和成分分析 |
| 5.3 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 |
（5）SiOC改性低密度C/C复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 热防护材料国内外研究现状 |
| 1.2.1 热防护材料制备 |
| 1.2.2 热防护复合材料的力学性能 |
| 1.2.3 热防护复合材料的烧蚀机理与评价 |
| 1.2.4 碳类材料的电磁波吸收性能 |
| 1.3 本文主要研究内容 |
| 第2章 硼改性酚醛树脂的制备与表征 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 硼改性酚醛树脂的表征方法 |
| 2.3 硼酚醛树脂的合成 |
| 2.3.1 甲醛/苯酚的摩尔比对硼酚醛树脂残碳率的影响 |
| 2.3.2 硼酸钾/苯酚摩尔比和反应时间对硼酚醛树脂残碳率的影响 |
| 2.4 硼酚醛树脂的表征 |
| 2.4.1 硼酚醛树脂的TG分析 |
| 2.4.2 硼酚醛树脂的红外光谱测试 |
| 2.4.3 硼酚醛树脂的TEM分析 |
| 2.5 硼酚醛树脂的固化机理研究 |
| 2.6 硼酚醛树脂溶液表面张力的测定 |
| 2.7 硼酚醛树脂溶液与碳纤维之间的润湿性 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 低密度C/C复合材料的制备与力学性能表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 低密度C/C复合材料的制备与表征方法 |
| 3.2.1 低密度C/C复合材料的制备方法 |
| 3.2.2 低密度C/C复合材料的表征手段 |
| 3.2.3 低密度C/C复合材料微结构及成分分析 |
| 3.3 低密度C/C复合材料准静态压缩行为 |
| 3.3.1 准静态压缩试验 |
| 3.3.2 实验结果分析 |
| 3.3.3 高温压缩损伤演化方程 |
| 3.4 低密度C/C复合材料弯曲及断裂行为 |
| 3.4.1 材料弯曲性能 |
| 3.4.2 不同温度下材料断裂韧性测试 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SiOC改性低密度C/C复合材料的制备与力学性能表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiOC改性低密度C/C复合材料的制备与表征方法 |
| 4.2.1 SiOC改性低密度C/C复合材料的制备 |
| 4.2.2 分析测试方法 |
| 4.2.3 SiOC改性低密度C/C复合材料微结构调控 |
| 4.2.4 SiOC改性低密度C/C复合材料微结构与成分分析 |
| 4.3 SiOC改性低密度C/C复合材料压缩及弯曲性能 |
| 4.3.1 准静态压缩试验 |
| 4.3.2 压缩强度 |
| 4.3.3 压缩模量 |
| 4.4 SiOC改性低密度C/C复合材料抗高温弯曲性能及数值模拟 |
| 4.4.1 弯曲试验及分析 |
| 4.4.2 SiOC改性低密度C/C复合材料弯曲有限元模拟 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SiOC改性低密度C/C复合材料抗氧化烧蚀与吸波性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验过程 |
| 5.2.1 抗氧化烧蚀试验 |
| 5.2.2 电磁波吸收试验 |
| 5.3 低密度C/C及SiOC改性低密度C/C复合材料静态氧化性能 |
| 5.3.1 静态氧化质量损失行为 |
| 5.3.2 静态氧化后材料微结构分析 |
| 5.4 低密度C/C及SiOC改性低密度C/C复合材料动态氧化性能 |
| 5.4.1 烧蚀参数及烧蚀率 |
| 5.4.2 烧蚀后材料物相分析 |
| 5.4.3 烧蚀后材料微结构分析 |
| 5.5 低密度C/C复合材料电磁波吸收性能 |
| 5.5.1 低密度C/C复合材料电磁参数 |
| 5.5.2 低密度C/C复合材料电磁波衰减特性 |
| 5.5.3 低密度C/C复合材料的极化弛豫现象 |
| 5.6 SiOC改性低密度C/C复合材料电磁波吸收性能 |
| 5.6.1 SiOC改性低密度C/C复合材料的电磁参数及其极化弛豫现象 |
| 5.6.2 SiOC改性低密度C/C复合材料的电磁波衰减特性 |
| 5.7 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 |
（6）Cf/ZrC-SiC复合材料的强韧化与抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 超高温非烧蚀热防护材料 |
| 1.2.1 难熔金属及其合金材料 |
| 1.2.2 超高温陶瓷及其复合材料 |
| 1.2.3 抗氧化改性的碳/碳复合材料 |
| 1.2.4 抗氧化改性的C/SiC复合材料 |
| 1.3 ZrC基超高温陶瓷复合材料 |
| 1.3.1 ZrC陶瓷的基本性能 |
| 1.3.2 ZrC陶瓷的烧结致密化 |
| 1.3.3 ZrC陶瓷的强韧化技术 |
| 1.4 碳纤维增韧ZrC超高温陶瓷复合材料的制备方法 |
| 1.4.1 球磨混合与热压烧结法 |
| 1.4.2 浆料刷涂与热压烧结法 |
| 1.4.3 浆料浸渍法 |
| 1.4.4 前驱体浸渍裂解法 |
| 1.4.5 反应熔体浸渗法 |
| 1.4.6 复合方法 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验用原材料及制备方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 材料制备 |
| 2.2 测试及表征 |
| 2.2.1 成分与微结构表征 |
| 2.2.2 物理性能测试及表征 |
| 2.2.3 力学性能测试及表征 |
| 2.2.4 热冲击性能测试 |
| 2.2.5 抗氧化烧蚀性能测试 |
| 第3章 热压制备C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构与强韧化性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ZrC-SiC陶瓷的烧结致密化行为及其力学性能分析 |
| 3.2.1 ZrC-SiC陶瓷的烧结致密化行为 |
| 3.2.2 ZrC-SiC陶瓷的裂纹扩展与断口形貌分析 |
| 3.2.3 ZrC-SiC陶瓷的力学性能分析 |
| 3.3 短切C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构和强韧化性能研究 |
| 3.3.1 短切C_f/ZrC-SiC复合材料的制备及微观结构分析 |
| 3.3.2 短切C_f/ZrC-SiC复合材料的裂纹传递形貌分析 |
| 3.3.3 短切C_f/ZrC-SiC复合材料的断口形貌分析 |
| 3.3.4 短切C_f/ZrC-SiC复合材料的强韧化性能研究 |
| 3.4 层状C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构与强韧化性能研究 |
| 3.4.1 层状C_f/ZrC-SiC复合材料的轧制-热压制备方法 |
| 3.4.2 陶瓷粉体在纤维束内的微观分布分析 |
| 3.4.3 层状C_f/ZrC-SiC的宏微观结构分析 |
| 3.4.4 层状C_f/ZrC-SiC的裂纹传递与断口形貌分析 |
| 3.4.5 层状C_f/ZrC-SiC的强韧化性能研究 |
| 3.5 3D C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构与强韧化性能研究 |
| 3.5.1 3D C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构研究 |
| 3.5.2 3D碳纤维在热压烧结下的微结构损伤机理分析 |
| 3.5.3 3D C_f/ZrC-SiC的断口及裂纹传递形貌研究 |
| 3.5.4 3D C_f/ZrC-SiC的强韧化性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 低温无压制备3D C_f/ZrC-SiC复合材料的微结构与强韧化性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 3D C_f/ZrC-SiC复合材料的低温无压制备方法 |
| 4.3 ZrC陶瓷在3D碳纤维内的振动辅助注浆引入 |
| 4.3.1 振动辅助注浆方法 |
| 4.3.2 振动辅助对陶瓷粉体引入与分布微观结构的影响 |
| 4.3.3 振动辅助机制分析 |
| 4.4 3D C_f/ZrC-SiC复合材料的低温无压烧结 |
| 4.4.1 液相碳化硅陶瓷前驱体的热重及物相分析 |
| 4.4.2 低温无压烧结过程中复合材料的微结构演变行为研究 |
| 4.4.3 低温无压烧结对碳纤维的损伤抑制 |
| 4.4.4 复合材料低温无压烧结机制 |
| 4.4.5 低温无压制备的复合材料裂纹传递与断口形貌研究 |
| 4.4.6 低温无压制备的复合材料强韧化性能分析 |
| 4.5 PyC界面层对3D C_f/ZrC-SiC微结构及强韧化性能的影响研究 |
| 4.5.1 3D PyC-C_f/ZrC-SiC复合材料宏微观结构分析 |
| 4.5.2 PyC界面层对断口与裂纹传递微观形貌的影响研究 |
| 4.5.3 PyC界面层对强韧化性能的影响研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 3D PyC-C_f/ZrC-SiC复合材料的抗热冲击与抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 3D PyC-C_f/ZrC-SiC复合材料的抗热冲击性能研究 |
| 5.2.1 临界热冲击温差 |
| 5.2.2 热冲击后复合材料表面微结构分析 |
| 5.3 复合材料静态氧化行为研究 |
| 5.3.1 静态氧化后表面微观结构分析 |
| 5.3.2 静态氧化剖面的微观结构分析 |
| 5.4 复合材料动态抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.4.1 有无PyC界面层时烧蚀试样的温升曲线及宏观形貌分析 |
| 5.4.2 烧蚀试样的表面微观形貌分析 |
| 5.4.3 表面致密化处理后的抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.5 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他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）AlSiB-ZrC-C/C耗散防热复合材料的制备及烧蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 热防护材料的研究现状及分析 |
| 1.2.1 难熔金属材料 |
| 1.2.2 超高温陶瓷材料 |
| 1.2.3 碳碳复合材料 |
| 1.2.4 树脂基复合材料 |
| 1.2.5 耗散防热材料 |
| 1.2.6 研究现状分析 |
| 1.3 热防护材料烧蚀模型与数值模拟现状分析 |
| 1.3.1 烧蚀过程分析与模型建立 |
| 1.3.2 Comsol软件介绍 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料与设备 |
| 2.2 试验研究方法 |
| 2.2.1 耗散防热复合材料的制备方法 |
| 2.2.2 微观形貌观察及成分分析 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 氧乙炔烧蚀实验 |
| 第3章 AlSiB-ZrC-C/C的制备及其微观组织和力学性能研究 |
| 3.1 耗散防热复合材料的制备 |
| 3.1.1 耗散剂的选取 |
| 3.1.2 耗散防热复合材料的制备 |
| 3.2 耗散防热复合材料的微观组织与形貌 |
| 3.2.1 复合材料中耗散剂的物相组成 |
| 3.2.2 耗散剂的浸渗分布情况 |
| 3.3 耗散防热复合材料的力学性能研究 |
| 3.3.1 耗散防热复合材料的弯曲强度和压缩强度 |
| 3.3.2 耗散防热复合材料弯曲断口观察及断裂机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 AlSiB-ZrC-C/C的烧蚀性能研究与机理分析 |
| 4.1 烧蚀热力学与动力学 |
| 4.2 耗散防热复合材料烧蚀性能研究 |
| 4.2.1 烧蚀性能影响因素研究 |
| 4.2.2 烧蚀产物分析与微观组织演变 |
| 4.2.3 复合材料烧蚀方向对烧蚀性能影响研究 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 氧乙炔烧蚀试验模型建立与Comsol模拟 |
| 5.1 移动边界层烧蚀模型的建立 |
| 5.2 Comsol模拟计算过程与结果 |
| 5.2.1 模型的建立 |
| 5.2.2 物理场参量输入 |
| 5.2.3 物理场计算结果 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）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 |
（9）耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 耐高温材料研究现状 |
| 1.2.1 金属间化合物 |
| 1.2.2 难熔金属及其合金 |
| 1.2.3 C/C复合材料 |
| 1.2.4 超高温陶瓷材料 |
| 1.2.5 金属陶瓷复合材料及分类 |
| 1.2.6 超高温难熔金属陶瓷复合材料及研究现状 |
| 1.2.7 耐高温材料制备方法 |
| 1.3 耐高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.3.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.3.2 垃圾焚烧发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.3.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.4 实验材料的选择及其性质 |
| 1.4.1 基体和增强体材料的选择 |
| 1.4.2 铌及其合金的性质 |
| 1.4.3 钼及其合金的性质 |
| 1.4.4 二硼化锆的性质 |
| 1.4.5 碳化硅的性质 |
| 1.5 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 材料制备工艺和原材料 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD物相分析 |
| 2.2.2 SEM观察 |
| 2.2.3 密度测定 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 显微硬度测定 |
| 2.3.2 弹性模量测定 |
| 2.3.3 断裂韧性测定 |
| 2.3.4 常温压缩实验 |
| 2.3.5 高温压缩实验 |
| 2.4 抗氧化性能测试 |
| 第3章 xZrB_2-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料的组织结构分析 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM分析 |
| 3.2.3 密度分析 |
| 3.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 3.3.1 显微硬度分析 |
| 3.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 3.3.3 断裂韧性分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的组织结构及室温力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的组织结构分析 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM分析 |
| 4.2.3 密度分析 |
| 4.3 复合材料的室温力学性能分析 |
| 4.3.1 显微硬度分析 |
| 4.3.2 常温压缩和弹性模量分析 |
| 4.3.3 断裂韧性分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbMo复合材料的高温压缩变形行为及强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 空气气氛下材料的高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.3 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.1 高温压缩峰值应力 |
| 5.3.2 ZrB_2含量对峰值应力的影响 |
| 5.3.3 实验温度对峰值应力的影响 |
| 5.4 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.1 高温压缩塑性应变 |
| 5.4.2 ZrB_2含量对塑性应变的影响 |
| 5.4.3 实验温度对塑性应变的影响 |
| 5.5 高温压缩后微观组织 |
| 5.6 高温压缩断口的微观形貌和宏观形貌 |
| 5.7 1700℃真空环境下材料的压缩应力-应变曲线 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbMo和x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料的高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.2.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.2.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.2.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.2.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.2.5 xZrB_2-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.3 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料高温氧化行为 |
| 6.3.1 复合材料在700℃的氧化行为 |
| 6.3.2 复合材料在900℃的氧化行为 |
| 6.3.3 复合材料在1100℃的氧化行为 |
| 6.3.4 复合材料在1200℃的氧化行为 |
| 6.3.5 x(70vol.%ZrB_2-30vol.%SiC)-NbMo复合材料氧化机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）碳基复合材料性能调控及抗氧化涂层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 C/C复合材料综述 |
| 1.2 C/C复合材料结构设计 |
| 1.3 C/C复合材料纤维-基体界面改性 |
| 1.4 C/C复合材料制备工艺 |
| 1.5 C/C复合材料高温环境性能 |
| 1.6 C/C复合材料抗氧化措施 |
| 1.6.1 基体改性 |
| 1.6.2 抗氧化涂层 |
| 1.7 选题思路及主要研究内容 |
| 2 C/C复合材料制备及表征方法 |
| 2.1 C/C复合材料制备 |
| 2.2 C/C复合材料性能测试方法 |
| 2.2.1 C/C复合材料孔隙率 |
| 2.2.2 C/C复合材料力学性能 |
| 2.2.3 C/C复合材料抗氧化性能 |
| 2.3 C/C复合材料微观组织结构表征方法 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 C/C复合材料微观组织结构及性能 |
| 3.1 C/C复合材料孔隙率分析 |
| 3.2 C/C复合材料微观形貌分析 |
| 3.3 C/C复合材料力学性能分析 |
| 3.3.1 C/C复合材料弯曲性能 |
| 3.3.2 C/C复合材料层间剪切性能 |
| 3.3.3 C/C复合材料断口形貌分析 |
| 3.4 C/C复合材料抗氧化性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 抗氧化涂层的制备及表征方法 |
| 4.1 抗氧化涂层制备 |
| 4.1.1 C/C基底预氧化 |
| 4.1.2 SiC过渡涂层制备 |
| 4.1.3 SiC纳米纤维制备 |
| 4.1.4 ZrB_2-SiC陶瓷涂层制备 |
| 4.2 抗氧化涂层性能测试方法 |
| 4.3 抗氧化涂层微观组织结构表征方法 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 抗氧化涂层组织结构及抗氧化性能 |
| 5.1 抗氧化涂层组织结构分析 |
| 5.1.1 SiC过渡涂层组织结构分析 |
| 5.1.2 SiC纳米纤维组织结构分析 |
| 5.1.3 ZrB_2-SiC外涂层组织结构分析 |
| 5.2 涂层抗氧化性能分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
四、C/C复合材料的高温抗氧化研究进展（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究[D]. 任岩. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [3]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [4]C/C复合材料表面耐高温涂层的制备与工艺研究[D]. 汪金铭. 沈阳理工大学, 2021(01)
- [5]SiOC改性低密度C/C复合材料的制备与性能研究[D]. 孙宇. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [6]Cf/ZrC-SiC复合材料的强韧化与抗氧化性能研究[D]. 程源. 哈尔滨工业大学, 2020(06)
- [7]AlSiB-ZrC-C/C耗散防热复合材料的制备及烧蚀性能研究[D]. 曾波. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [8]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)
- [9]耐高温陶瓷-金属复合材料制备及性能研究[D]. 王琦. 华北电力大学(北京), 2020(06)
- [10]碳基复合材料性能调控及抗氧化涂层研究[D]. 邹雪. 大连理工大学, 2020(02)