一、新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展（论文文献综述）
杜昆,陈麒好,孟宪龙,王力泉,裴祥鹏,焦英辰,李华容,刘存良[1]（2022）在《陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分析研究进展》文中研究指明陶瓷基复合材料（CMC）具有密度低、耐高温的优异特性而被视为新一代航空发动机的战略热结构材料,其制备工艺、性能设计及其在燃烧室和涡轮等热端部件的应用已成为现阶段航空发动机研究领域的热点。然而,由于编织特征导致的各向异性特性,给CMC在热端部件的应用和加工带来巨大挑战。本文总结了有关陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件上的应用研究现状和存在的挑战,提出未来CMC热端部件精细化热分析发展建议。
王晓博,李璐璐,赵波,宋超胜[2]（2021）在《陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展》文中研究表明综述了陶瓷基复合材料的传统机械加工、超声辅助加工、激光加工、多能场复合加工等加工方式的研究进展,并简述了几种加工方式的优缺点。对陶瓷基复合材料的表面及亚表面损伤机制进行了总结和分析,包括材料表面亚表面损伤形式、材料表面亚表面理论及模型研究。提出了传统的陶瓷基复合材料加工技术需要进一步优化刀具材料、开发新的刀具结构、优化工艺参数等,以减少加工缺陷。研究了复合加工中材料去除率最大条件下的损伤容限条件、材料加工后的性能保持性等,同时探究了高效高质量的多能场复合加工新方法及其应用理论,以及研究探索了在复杂载荷及动载荷（如动态切削力、高温切削及超声动态冲击载荷）耦合作用下陶瓷基复合材料的内在损伤机理及演化问题。
王亮,刘帅,钟汉萍,肖鹏,张利峰,王剑,赵志伟,金银龙,薛刚[3]（2021）在《力学性能测试中试验夹具对持久蠕变试验的影响》文中提出在力学性能测试中,持久夹具已从原来的金属夹具发展到现在的陶瓷夹具。在900℃以上试验中,夹具设计为台肩夹具,当试验温度超过1000℃时,金属夹具易被氧化而出现细小毛刺,同时出现高温受力后夹具变形等情况,这会产生试验同轴度偏差,导致试验数据异常。目前,班组进行的高温试验均采用SiC陶瓷夹具。
魏子涵,彭雨晴,康治伟,李志伟,李爱军,李照谦[4]（2021）在《聚碳硅烷转化碳化硅陶瓷吸波性能的研究进展》文中进行了进一步梳理聚合物转化碳化硅（PDCs-SiC）陶瓷具有低密度、高强度、高温抗氧化等优异特性,且介电性能可调节,是极具潜力的高温雷达吸波材料,也是新型武器装备隐身的重要材料。首先,阐述了电磁波的吸收原理;其次,介绍了PDCs-SiC陶瓷的微观结构随热解温度的演变及其对SiC陶瓷吸波性能的影响,为了提高PDCs-SiC陶瓷的吸波性能,重点从磁损耗和介电损耗的机制两方面综述了PDCs-SiC陶瓷的改性研究现状;最后,提出了PDCs-SiC陶瓷材料在吸波方面未来的发展方向。
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》文中提出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。
张坤[6]（2021）在《基于SLS和PIP的SiCp/SiC陶瓷基复合材料成型机理及其性能研究》文中提出随着航空航天事业的发展,防热材料成为高超声速飞行器飞行安全成败的关键,迫切需要能够满足高温工作环境的先进材料。碳化硅（Silicon Carbide,SiC）陶瓷基复合材料凭借其优良的性能,成为高超声速飞行器高温结构部件的首选材料之一。然而,SiC陶瓷存在硬度高、脆性大、烧结难等问题。本文针对SiC陶瓷材料传统制备方法存在的加工周期长、成本高、难以成型复杂结构的问题,提出将选择性激光烧结（Selective Laser Sintering,SLS）与陶瓷前驱体浸渍裂解（Precursor Impregnation and Pyrolysis,PIP）相结合制备SiCP/SiC陶瓷基复合材料的新方法。开展了SiCP/SiC陶瓷基复合材料试样的成型效果、精度和致密化程度及性能的研究。研究不同平均粒径粉体对于SLS成型SiC陶瓷初坯质量的影响,运用正交设计试验分析方法优化SLS工艺参数。结果表明:随粉体平均粒径逐渐变大,SiC陶瓷初坯的孔隙率逐渐降低,密度逐渐升高,弯曲强度逐渐变大。采用高温脱脂和PIP工艺对SLS成型SiC陶瓷初坯进行致密化后处理,研究脱脂和PIP工艺对于成型试件孔隙率、密度、尺寸精度和微观形貌的影响,在此基础上开展了SLS成型过程中打印方向和树脂含量对成型件性能影响的研究。结果表明:经8个周期PIP工艺致密化后,试件的增重率小于1%,开孔率为5.05%,总孔隙率为24.32%,密度达到了2.45 g/cm3。采用沿横向和纵向两种打印方向制备SiC陶瓷初坯,PIP致密化后,沿纵向打印试样的强度比横向高12.05%。随树脂含量的增加,试件的孔隙率呈现先升高后降低的趋势,密度趋势正相反,5%树脂含量成型试件的性能最优。通过优化后SLS与PIP相结合方法制备出SiCP/SiC陶瓷基复合材料,研究了氧化对于SiCP/SiC陶瓷基复合材料性能的影响,对氧化机理进行表征与分析。结果表明:随着氧化温度的升高,试件的质量损失先升高后降低,弯曲强度逐渐增大。当氧化温度为1600℃时,材料的弯曲强度为85.90 MPa,为室温弯曲强度的57%。采用SLS与PIP相结合方法设计制备了SiCP/SiC陶瓷基点阵复合材料夹层结构,试验研究了细观构型与环境温度对其力学性能的影响。结果表明:SiCP/SiC陶瓷基点阵复合材料夹层结构的压缩强度和弹性模量随芯子杆倾斜角的增加而增加,随温度的升高而降低。当温度从1400℃升高到1800℃时,试件的抗压强度和模量分别下降34.30%和44.82%。在1800℃环境下SiCP/SiC陶瓷基点阵复合材料压缩曲线表现出明显的非线性。采用SLS与PIP相结合的方法制备了短切碳纤维增强SiCP/SiC陶瓷基复合材料,研究碳纤维含量和尺寸对所制备SiCP/SiC陶瓷基复合材料微观结构与力学性能的影响。研究发现:随着碳纤维含量的增加,试样的弯曲强度呈现逐渐降低趋势,断裂韧性呈现先升高后降低趋势。相同碳纤维含量下,添加尺寸较长碳纤维的SiCP/SiC陶瓷基复合材料性能更优。与未添加碳纤维的SiCP/SiC陶瓷基复合材料相比,添加200目和300目8%含量的碳纤维可分别将SiCP/SiC陶瓷基复合材料断裂韧性提高33.33%和20.39%。
江舟,倪建洋,张小锋,何兵,王超,董琳,邓春明,邓畅光,刘敏[7]（2020）在《陶瓷基复合材料及其环境障涂层发展现状研究》文中研究说明陶瓷基复合材料（Ceramic Matrix Composites,CMC）具有耐高温、低密度、抗氧化、抗腐蚀、耐磨损等一系列优越性能,被视为新一代高推重比航空发动机高温部件的首选材料。但CMC在应用环境中存在抗水汽氧化性能不足等问题,需要在环境障涂层（Environmental Barrier Coatings,EBCs）的保护下长期服役。首先介绍了陶瓷基复合材料和环境障涂层的整体发展现状,其次分别对陶瓷基复合材料和环境障涂层进行详细论述;综述了陶瓷基体、纤维、界面层和陶瓷基复合材料的研究进展、应用情况以及近些年国内外学者新的研究成果;同时介绍了环境障涂层的研究进展、制备方法,并综述了其失效机理的研究进展;总结了陶瓷基复合材料和环境障涂层当前存在的问题,并对今后研究工作的重点作出了展望。
程源[8]（2020）在《Cf/ZrC-SiC复合材料的强韧化与抗氧化性能研究》文中研究表明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。
周琴[9]（2020）在《航空航天用碳化物先进陶瓷材料专利分析研究》文中认为进入21世纪以来,世界各国高度重视先进材料,其中碳化物先进陶瓷材料具有高熔点、高强度、特殊的电、磁等优异性能,广泛在航空航天领域的超高温、高真空等极端苛刻环境中得到使用,但是中国高品质碳化物先进陶瓷产能低下,致使我国在航空航天领域的发展受到限制,研发碳化物先进陶瓷制品已迫在眉睫,从专利分析角度对航空航天用碳化物先进陶瓷材料专利进行分析研究,对探明全球航空航天用碳化物先进陶瓷技术信息,改变我国航空航天用碳化物先进陶瓷的发展现状,指导我国航空航天用碳化物先进陶瓷技术未来发展具有重要意义。本论文通过可视化分析法、专利引证分析法等研究方法,首先,对全球和中国的发展态势、重点创新主体等方面进行专利分析;其次,对热点材料C/SiC复合材料和SiC/SiC复合材料的技术功效、技术路线等进行分析;最后对重点创新主体赛峰集团进行专利引证分析。主要研究结果如下:（1）从全球和中国专利分析来看,全球专利技术发展趋势处于增长态势,美国是研究最早的国家,日本、法国等国家紧随其后,近十多年来,中国是影响全球专利量增长的主要因素;技术构成可分为碳化物涂层、SiC增韧相、碳化物陶瓷以及碳化物陶瓷复合材料;就专利申请量而言,碳化物涂层和碳化物陶瓷复合材料是全球研究重点;全球技术来源国家主要为中国、美国和日本;国内主要技术创新地区主要集中在陕西、湖南、北京、江苏省市;我国的专利较多集中在技术改进和研发上,国外的专利较多集中在具体部件应用与改进上。（2）从热点材料C/SiC复合材料和SiC/SiC复合材料的专利分析来看,C/SiC复合材料改进的技术方向主要集中在工艺改进、基体改性以及界面改性上,近五年的研究热点主要集中在提高力学性能、耐高温性能、抗氧化性能、抗烧蚀性能方面,技术难点在于提高耐高温性能和抗氧化性能;SiC/SiC复合材料技术热点的改进主要集中在工艺改进和界面改进上,近五年的研究热点主要集中在降低成本、简化工艺以及提高力学性能等方面,当前需要解决的难题是降低成本、延长使用寿命。（3）从重点创新主体的专利引证分析来看,挖掘出赛峰集团在本领域的核心专利US5965266A,追踪到该项技术的发展源头为20世纪80年代末90年代初;揭示了引证对象主要包括Carolyn Dry、通用电气公司、霍尼韦尔国际公司、联合技术公司等,且存在竞争关系;自引证专利布局主要为从单对材料的保护发展到对具体部项的保护,对于碳化物陶瓷在涡轮机上的研究较为深入;最后通过引证网络分析了整个技术领域的技术扩散、延伸和发展情况。
刘东旭[10]（2020）在《反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究》文中提出碳化硅陶瓷因其密度低、强度高、耐高温和抗氧化等优异性能,广泛应用于安全防护、航空航天与电子等领域。但因脆性大、可靠性差等缺点,限制其作为高温结构材料的应用。通常在碳化硅陶瓷中引入晶须、纤维等增强体制备成碳化硅陶瓷基复合材料提高其力学性能。本文采用碳化硅纳米晶须（SiCnw）和碳化硅纳米纤维（SiCnf）两种增强体,利用反应熔渗法制备SiCnw/SiCnf增强SiC陶瓷基复合材料。主要研究工作如下:（1）SiCnw/5iCnf增强体的PyC/BN包覆,采用硼酸和尿素浸渍反应工艺对SiCnw/SiCnf进行BN包覆。研究结果表明:层状的BN界面相在SiCnw/SiCnf表面形成,其厚度约几十至几百纳米。采用酚醛树脂高温炭化裂解对SiCnw/SiCnf进行裂解碳（PyC）包覆。研究结果表明:PyC包覆后,BN包覆SiCnw/SiCnf表面又形成一层均匀且粗糙的PyC界面相,其厚度约几百纳米。（2）制备了 SiCnw/SiC复合材料,研究了炭黑含量对SiCnw/SiC复合材料力学性能和显微结构的影响,并分析SiCnw/SiC复合材料强韧化机理。研究结果表明:当炭黑含量为12 wt%时,抗弯强度和断裂韧性达到最高值分别为273 MPa和4.3 MPa·m1/2,相比于SiC陶瓷抗弯强度提高了 20%,断裂韧性提高了 15%;当炭黑含量超过12wt%时,由于炭黑的团聚和分布不均匀,制约其力学性能的进一步提高;SiCnw/SiC复合材料断口处有明显的SiCnw拔出,说明对SiCnw进行PyC/BN包覆能避免其在高温反应熔渗过程中受到硅的侵蚀;SiCnw/SiC复合材料力学性能的提高主要归因于晶须脱粘、晶须桥连、裂纹偏转和晶须拔出等机制,这些机制都需要消耗大量的断裂能,因而起到增强增韧作用。（3）制备了 SiCnf/SiC复合材料。基于SiCnw/SiC复合材料的研究,优化和改进制备工艺。研究了不同含量酚醛树脂为C源包覆SiCnf对SiCnf/SiC复合材料力学性能和显微结构的影响,并分析SiCnf/SiC复合材料强韧化机理。研究结果表明:当酚醛树脂含量为16 wt%时,抗弯强度达到最高值为294MPa相比于SiC陶瓷提高了 29%;当酚醛树脂的含量为12 wt%时,断裂韧性达到最高值为4.74MPa·m1/2相比于SiC陶瓷提高了 22%;当酚醛树脂含量为16 wt%时,由于PyC界面结合强度高,导致SiCnf不易脱粘、拔出,进而复合材料的断裂韧性降低;SiCnf/SiC复合材料力学性能的提高主要归因于纤维脱粘、纤维桥连、裂纹偏转和纤维拔出等机制,上述机制都需要吸收断裂能,因而起到增强增韧的作用。总之,相比于SiCnw,采用SiCnf作为增强体制备成复合材料的力学性能更加优异,强度、韧性明显提升。同时研究还存在以下问题待改进:对SiCnw/SiCnf包覆PyC/BN复合界面相,可以避免其在高温反应熔渗过程中受到硅的侵蚀,但采用硼酸和尿素浸渍反应工艺以及酚醛树脂高温炭化裂解对SiCnw/SiCnf进行PyC/BN包覆,因其界面结合强度难以调节,进而包覆效果不够理想。此外,SiCnw/SiCnf易团聚难以分散均匀,以及在分散过程中容易破坏SiCnw/SiCnf的形貌使纤维变短,这些因素制约了复合材料力学性能的进一步提高。
二、新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展（论文提纲范文）
（1）陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分析研究进展（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 陶瓷基复合材料特性 |
| 3 陶瓷基复合材料热端部件应用 |
| 3.1 燃烧室及火焰筒 |
| 3.2 涡轮叶片和端壁 |
| 3.3 涡轮盘和涡轮外环 |
| 3.4 喷管调节片/密封片和混合段 |
| 4 航空发动机部件级流动传热实验研究 |
| 4.1 合金热端部件流动传热实验研究模化方法 |
| 4.2 CMC热端部件流动传热实验研究方法 |
| 5 结论 |
（2）陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展（论文提纲范文）
| 1 陶瓷基复合材料传统加工技术研究进展 |
| 1.1 传统机械加工工艺 |
| 1.2 激光加工 |
| 1.3 超声加工 |
| 1.4 水射流加工 |
| 1.5 电火花加工 |
| 2 陶瓷基复合材料多能场复合加工技术研究现状 |
| 2.1 水射流激光复合加工技术 |
| 2.2 超声电火花复合加工技术 |
| 2.3 其他类复合加工技术 |
| 2.4 小结 |
| 3 陶瓷基复合材料表面亚表面损伤机制 |
| 3.1 损伤形式 |
| 3.2 理论及模型 |
| 4 结语 |
（3）力学性能测试中试验夹具对持久蠕变试验的影响（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 金属夹具使用情况 |
| 3 设计高温持久蠕变试验用陶瓷夹具 |
| 4 陶瓷材料碳化硅夹具的研制 |
| 4.1 使用陶瓷夹具进行探索性试验 |
| 4.2 陶瓷夹具在持久试验中的应用 |
| 4.3 陶瓷夹具在蠕变试验中的应用 |
| 5 实施效果 |
| 5.1 持久试验实施效果 |
| 5.1.1 Si Cf/Si C复合材料1350℃持久试验 |
| 5.1.2 Si Cf/Si C复合材料1400℃持久试验 |
| 5.1.3 试验效果 |
| 5.2 蠕变试验实施效果 |
| 6 结论 |
（4）聚碳硅烷转化碳化硅陶瓷吸波性能的研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 电磁波的吸收原理 |
| 2 聚合物转化SiC陶瓷的微观结构 |
| 3 聚合物转化SiC陶瓷吸波材料的改性 |
| 3.1 磁材料改性碳化硅陶瓷的吸波性能 |
| 3.2 电材料改性碳化硅陶瓷的吸波性能 |
| 3.2.1 添加高吸波剂 |
| 3.2.2 原位生长纳米线/纳米管 |
| 3.2.3 与碳化硅纤维复合 |
| 4 总结与展望 |
（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）基于SLS和PIP的SiCp/SiC陶瓷基复合材料成型机理及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究目的和意义 |
| 1.2 SiC陶瓷材料研究现状 |
| 1.3 SLS成型陶瓷材料研究现状 |
| 1.4 PIP工艺制备SiC陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验用原材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 制备工艺技术路线 |
| 2.4 物相与微观组织表征方法 |
| 2.5 物理与力学性能测试方法 |
| 第3章 SiC陶瓷初坯的SLS成型工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合粉体的制备 |
| 3.2.1 SiC粉体的选择 |
| 3.2.2 粘结剂的选择 |
| 3.2.3 SiC/E-12复合粉体的制备 |
| 3.3 SiC陶瓷初坯的SLS成型工艺 |
| 3.3.1 SiC陶瓷初坯的SLS成型原理 |
| 3.3.2 SiC陶瓷初坯的SLS成型工艺参数 |
| 3.4 SiC陶瓷初坯的SLS成型工艺优化 |
| 3.4.1 粉体粒径对SiC陶瓷初坯成型工艺的影响与优化 |
| 3.4.2 工艺参数对SiC陶瓷初坯成型工艺的影响与优化 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 SLS成型SiC陶瓷初坯的后处理与致密化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 脱脂工艺对SLS成型SiC陶瓷初坯性能的影响 |
| 4.2.1 脱脂工艺原理与工艺过程 |
| 4.2.2 脱脂工艺对SiC陶瓷初坯尺寸精度的影响 |
| 4.2.3 脱脂后SiC试件的孔隙率、密度和微观形貌 |
| 4.3 SiC_P/SiC陶瓷基复合材料的致密化 |
| 4.3.1 PIP工艺流程与原理 |
| 4.3.2 致密化SiC_P/SiC陶瓷基复合材料的表征 |
| 4.4 打印方向对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料性能的影响 |
| 4.4.1 打印方向设计 |
| 4.4.2 打印方向对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料性能的影响 |
| 4.5 树脂含量对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料性能的影响 |
| 4.5.1 树脂含量对材料成型性的影响 |
| 4.5.2 树脂含量对材料尺寸精度的影响 |
| 4.5.3 树脂含量对材料孔隙率和密度的影响 |
| 4.5.4 树脂含量对材料强度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的高温性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的氧化机理与力学性能 |
| 5.2.1 SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的高温氧化机理 |
| 5.2.2 氧化温度对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 SiC_p/SiC陶瓷基点阵复合材料的力学性能 |
| 5.3.1 SiC_p/SiC陶瓷基点阵复合材料试件的制备 |
| 5.3.2 SiC_p/SiC陶瓷基点阵复合材料试件的室温与高温力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的制备与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料初坯成型工艺 |
| 6.2.1 复合粉体的制备与初坯成型 |
| 6.2.2 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料初坯微观形貌 |
| 6.3 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的微观结构与物理性能 |
| 6.3.1 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的微观形貌表征 |
| 6.3.2 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的物理性能 |
| 6.4 短切碳纤维增强SiC_p/SiC陶瓷基复合材料的力学性能 |
| 6.4.1 短切碳纤维对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料弯曲强度的影响 |
| 6.4.2 短切碳纤维对SiC_p/SiC陶瓷基复合材料断裂韧性的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 主要创新成果 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 攻读学位期间发表的专利 |
| 致谢 |
（7）陶瓷基复合材料及其环境障涂层发展现状研究（论文提纲范文）
| CMC |
| 1 陶瓷基体 |
| 1.1 基本介绍 |
| 1.2 制备方法 |
| 2 增强纤维 |
| 2.1 基本介绍 |
| 2.2 研究现状 |
| 2.3 制造方法 |
| 3 界面层 |
| 3.1 基本介绍 |
| 3.2 研究进展 |
| 4 CMC的制备工艺 |
| 4.1 CVI法 |
| 4.2 PIP法 |
| 4.3 MI法 |
| 4.4 研究进展 |
| 5 CMC的性能研究 |
| 6 CMC的应用 |
| 环境障涂层 |
| 1体系 |
| 2制备方法 |
| 3失效机理研究进展 |
| 结论 |
（8）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 |
（9）航空航天用碳化物先进陶瓷材料专利分析研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 专利分析研究现状 |
| 1.3 研究内容和方法 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 研究方法 |
| 1.4 创新点 |
| 2 基本概述与数据处理 |
| 2.1 专利分析概述 |
| 2.1.1 相关研究的发展 |
| 2.1.2 专利情报分析的方法 |
| 2.2 航空航天用碳化物先进陶瓷材料研究概述 |
| 2.2.1 发展现状 |
| 2.2.2 主要应用需求 |
| 2.3 数据处理 |
| 2.3.1 技术分解表 |
| 2.3.2 专利数据的范围和处理 |
| 2.3.3 相关事项和约定 |
| 3 航空航天用碳化物先进陶瓷材料专利概况分析 |
| 3.1 全球专利分析 |
| 3.1.1 全球专利技术发展趋势分析 |
| 3.1.2 技术来源国家分析 |
| 3.1.3 专利技术构成分析 |
| 3.1.4 创新主体分析 |
| 3.2 中国专利分析 |
| 3.2.1 中国专利技术发展趋势分析 |
| 3.2.2 中国申请区域分析 |
| 3.2.3 法律状态分析 |
| 3.2.4 创新主体分析 |
| 3.3 小结 |
| 4 航空航天用碳化物先进陶瓷热点材料专利分析 |
| 4.1 C/SiC复合材料专利分析 |
| 4.1.1 C/SiC复合材料技术功效分析 |
| 4.1.2 C/SiC复合材料技术发展脉络分析 |
| 4.1.3 C/SiC复合材料重点专利分析 |
| 4.2 SiC/SiC复合材料专利分析 |
| 4.2.1 SiC/SiC复合材料技术功效分析 |
| 4.2.2 SiC/SiC复合材料技术发展脉络分析 |
| 4.2.3 SiC/SiC复合材料重点专利分析 |
| 4.3 小结 |
| 5 重点创新主体的专利引证分析 |
| 5.1 赛峰的专利引证情况分析 |
| 5.2 赛峰的核心专利分析 |
| 5.2.1 后向引证分析 |
| 5.2.2 前向引证分析 |
| 5.3 小结 |
| 6 总结与建议 |
| 6.1 总结 |
| 6.1.1 全球及中国专利分析结论 |
| 6.1.2 热点材料分析结论 |
| 6.1.3 重要创新主体分析结论 |
| 6.2 建议 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录:攻读硕士学位期间的研究成果 |
（10）反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳化硅陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 SiC_w/SiC复合材料 |
| 1.2.2 C_fSiC、SiC_f/SiC复合材料 |
| 1.3 碳化硅陶瓷基复合材料制备工艺的研究现状 |
| 1.3.1 CVI工艺 |
| 1.3.2 PIP工艺 |
| 1.3.3 RMI工艺 |
| 1.3.4 NITE工艺 |
| 1.4 SiC基体-纤维界面相 |
| 1.4.1 界面相热解碳(PyC) |
| 1.4.2 界面相BN |
| 1.4.3 复合界面相 |
| 1.5 课题研究的主要意义和内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验内容及测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 界面相的设计 |
| 2.3.2 组分的设计 |
| 2.3.3 混料 |
| 2.3.4 造粒 |
| 2.3.5 模压成型 |
| 2.3.6 干燥 |
| 2.3.7 排胶 |
| 2.3.8 反应熔渗 |
| 2.3.9 后处理 |
| 2.4 性能测试及分析 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 弯曲强度测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 2.4.5 物相分析 |
| 2.4.6 金相分析 |
| 2.4.7 微观形貌分析 |
| 第三章 反应熔渗法制备碳化硅纳米晶须增强碳化硅陶瓷基复合材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiC_(nw)的PyC/BN包覆 |
| 3.2.1 SiC_(nw)的BN包覆工艺 |
| 3.2.2 SiC_(nw)的PyC/BN包覆工艺 |
| 3.3 不同体积密度素坯SiC_(nw)/SiC复合材料的制备 |
| 3.3.1 不同体积密度素坯SiC_(nw)/SiC复合材料的制备方法 |
| 3.3.2 素坯体积密度对SiC_(nw)/SiC复合材料体积密度的影响 |
| 3.4 不同含量炭黑SiC_(nw)/SiC复合材料的制备 |
| 3.4.1 不同含量炭黑SiC_(nw)/SiC复合材料的制备方法 |
| 3.4.2 SiC_(nw)/SiC复合材料的体积密度、显微硬度和相的组成 |
| 3.4.3 SiC_(nw)/SiC复合材料的力学性能 |
| 3.4.4 SiC_(nw)/SiC复合材料的显微结构 |
| 3.4.5 SiC_(nw)/SiC复合材料的断口形貌和强韧化机理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 反应熔渗法制备碳化硅纳米纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiC_(nf)的PyC/BN包覆 |
| 4.2.1 SiC_(nf)的BN包覆工艺 |
| 4.2.2 SiC_(nf)的PyC/BN包覆工艺 |
| 4.3 以不同含量酚醛树脂为C源包覆的SiC_(nf)制备SiC_(nf)/SiC复合材料 |
| 4.3.1 SiC_(nf)/SiC复合材料的制备方法 |
| 4.3.2 SiC_(nf)/SiC复合材料体积密度、显微硬度和相的组成 |
| 4.3.3 SiC_(nf)/SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.4 SiC_(nf)/SiC复合材料的显微结构 |
| 4.3.5 SiC_(nf)SiC复合材料的断口形貌和强韧化机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 硕士期间学术成果 |
| 致谢 |
四、新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展（论文参考文献）
- [1]陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分析研究进展[J]. 杜昆,陈麒好,孟宪龙,王力泉,裴祥鹏,焦英辰,李华容,刘存良. 推进技术, 2022(02)
- [2]陶瓷基复合材料加工技术及其表面亚表面损伤机制研究进展[J]. 王晓博,李璐璐,赵波,宋超胜. 表面技术, 2021(12)
- [3]力学性能测试中试验夹具对持久蠕变试验的影响[J]. 王亮,刘帅,钟汉萍,肖鹏,张利峰,王剑,赵志伟,金银龙,薛刚. 工程与试验, 2021(04)
- [4]聚碳硅烷转化碳化硅陶瓷吸波性能的研究进展[J]. 魏子涵,彭雨晴,康治伟,李志伟,李爱军,李照谦. 陶瓷学报, 2021(04)
- [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]基于SLS和PIP的SiCp/SiC陶瓷基复合材料成型机理及其性能研究[D]. 张坤. 哈尔滨理工大学, 2021(01)
- [7]陶瓷基复合材料及其环境障涂层发展现状研究[J]. 江舟,倪建洋,张小锋,何兵,王超,董琳,邓春明,邓畅光,刘敏. 航空制造技术, 2020(14)
- [8]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)
- [9]航空航天用碳化物先进陶瓷材料专利分析研究[D]. 周琴. 景德镇陶瓷大学, 2020(02)
- [10]反应熔渗法碳化硅纳米晶须/纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备及性能研究[D]. 刘东旭. 浙江理工大学, 2020(02)