一、温度对碳热还原合成SiC晶须的影响（论文文献综述）
张露月[1]（2021）在《ZrB2-ZrC复相陶瓷中原位生长SiC晶须的控制机理研究》文中研究说明ZrB2-ZrC复相陶瓷因其优异的高温性能,在航空航天领域等热端部件具有广泛的应用,但是仍然存在断裂韧性不高、可靠性低、抗热冲击性能差等问题。采用晶须（w）、纳米线（nw）等第二相增强是改善陶瓷材料固有的脆性的有效途径,而实现晶须的原位生长,解决其引入及分散均匀性问题,成为该领域研究的重点。为了解决ZrB2-ZrC复相陶瓷中SiC晶须/纳米线的引入及分散均匀性问题,获得高性能SiC（w,nw）-ZrB2-ZrC复相陶瓷粉体的快速、低成本及可控制备,本文采用前驱体转化法原位生长得到了 SiC（w,nw）、ZrB2-ZrC、ZrB2-ZrC-SiC 及 ZrB2-ZrC-SiCw、ZrB2-ZrC-SiCnw 系列陶瓷粉体,系统地研究了 ZrB2-ZrC复相陶瓷中原位生长SiC晶须/纳米线的工艺条件、反应机制,揭示了其控制机理,为进一步制造高性能SiC纤维增强陶瓷基复合材料奠定了实验与理论基础。所得到的研究结果总结如下:（1）以SiC溶胶为前驱体,采用前驱体转化法成功制备了形貌、尺度可控的SiC晶须,揭示了 SiC晶须的原位生长规律。研究表明,随着热处理温度从1400℃升高到1600℃,SiC纤维的长度从几百微米降低到几微米;在1600℃下,缩短保温时间到0.5 h,可以得到纯的SiC陶瓷颗粒,随着保温时间的延长,SiC晶须的长径比增加,当保温时间为1.5 h时,得到直径约100 nm,长度约几十微米的SiC晶须。延长保温时间到2 h,生成了直径约200 nm,长度约5 μm左右的三棱锥状SiC晶须;继续提高碳源含量,三棱锥状SiC晶须长度增长到约10 μm左右,平均直径增加到了 800 nm。（2）以ZrB2-ZrC溶胶为前驱体,采用前驱体转化法成功制备了超细ZrB2-ZrC陶瓷粉体并揭示了其形成机制。研究表明,随着热处理温度的逐渐升高氧化物逐渐转变为纯ZrB2-ZrC陶瓷相。随着硼锆摩尔比n（B）/n（Zr）的逐渐增大,陶瓷产物从单一的ZrC相,逐渐形成ZrB2-ZrC两相,最后过量硼源形成单一 ZrB2相。随着碳源含量的逐渐增大,氧化物相逐渐消失,得到纯的ZrB2-ZrC两相。在1600℃下保温 2h,n（B）/n（Zr）=1.5,n（C）/n（Zr+B）=3 时得到平均粒径在 50-100 nm之间无明显团聚的超细ZrB2-ZrC陶瓷颗粒。（3）以ZrB2-ZrC-SiC溶胶为前驱体,采用前驱体转化法成功制备了 ZrB2-ZrC-SiCw陶瓷粉体并揭示其形成机制。研究表明,前驱体在1300℃下热解得到无定形SiO2,ZrO2,B2O3和碳。在1400℃时,优先生成ZrB2和SiC。1500℃时可完全转化为ZrC,ZrB2和SiC陶瓷相。前驱体中碳源含量的增加,可显着地细化陶瓷颗粒,并促进碳热还原反应的进行,获得的陶瓷颗粒的平均粒径小于50 nm,同时,SiC晶须形貌由竹节状逐渐转变为线状,产量也逐渐增多。随着硅源含量的增加,陶瓷颗粒逐渐均匀细化,平均粒径约100 nm,纳米线由链状形貌逐渐变为线状,直径在100-150 nm之间,长度超过100μm。（4）为进一步优化前驱体的组成及制备工艺,通过热解浸渍了B-Si-Zr的前驱体溶胶的聚氨酯海绵成功制备了 SiCnw均匀分散的ZrB2-ZrC-SiCnw陶瓷复合粉体,并揭示了原位生长SiCnw的控制机理。研究表明,在1500℃下,将n（Si）/n（Zr）=10的前驱体热处理2h后,获得的ZrB2-ZrC-SiCnw陶瓷粉末具有均匀且细小的粒径,粒径尺寸约为100 nm,SiCnws的直径接近100nm,通过增加前驱体中的硅含量,SiCnws长度可控制在几十到几百微米不等。而且,所制备的SiCnws具有高纯度,能够均匀地分散在杂化纳米陶瓷粉体中,为优化SiC纤维增强陶瓷基复合材料的制备工艺开辟了新途径。
罗扬[2]（2020）在《碱活化粉煤灰制备结构陶瓷应用基础研究》文中研究表明我国粉煤灰年排放量约达5.6亿吨,由于其利用率仅70%,导致粉煤灰堆积总量已超过30亿吨,给我国带来了巨大的环境压力。粉煤灰主要组分为Si02和Al2O3,与传统陶瓷原料在化学成分和物相组成上具有相似性,且其粒径细小,与传统陶瓷原料粒度相当,可作为潜在的优质新型陶瓷原料。本论文首先分析了粉煤灰与传统陶瓷原料的理化性质和烧结性能差异,研究了粉煤灰在建筑陶瓷基体中微观作用机制与碱活化机理,在此基础上开展了全煤灰建筑陶瓷制备工艺研究。基于碱介质物相重构思路,又进一步开展先进氧化物结构陶瓷和先进非氧化物结构陶瓷制备新工艺等的开发研究,为粉煤灰高值化利用提供了新思路。本论文取得如下创新性结果:（1）通过解析粉煤灰微观结构特性及元素赋存规律,揭示了其不同赋存形式在陶瓷基体中的作用机制。褐煤灰颗粒按照化学成分和烧结作用可划为三类:（Ⅰ）富含酸性氧化物（SiO2和Al2O3）的不规则大颗粒,作用类似于陶瓷配方中黏土;（Ⅱ）不规则石英大颗粒,作用类似于陶瓷配方中石英;（Ⅲ）富含碱性氧化物（特别是CaO,MgO和Fe2O3）的球形微珠,作用类似于陶瓷配方中长石。（2）阐明了碱活化对粉煤灰杂质相剥离、物相重构、表面结构改性和硅酸盐结构激活的作用机制。碱活化过程中,三类颗粒经历不同反应历程:Ⅰ类和Ⅱ类颗粒发生脱硅反应,使晶体骨架作用得到改善;Ⅲ类颗粒表面被新生成的羟基方钠石和P沸石相包覆,使助熔作用得到提升。同时,羟基被接枝到粉煤灰颗粒表面,使得颗粒之间产生氢键作用,粉煤灰由脊性料转变为塑性料。另外,粉煤灰硅酸盐网络逐渐解聚,部分Al（Ⅵ）转化为Al（Ⅳ）并置换[SiO4]中Si4+,使其硅酸盐结构得到激发,反应活性显着提升。（3）开发了新型全煤灰建筑陶瓷制备技术。通过控制碱活化深度制备了两种类型的活化粉煤灰:均匀P沸石相包覆的类黏土活化灰和均一羟基方钠石相的类长石活化灰。通过原始粉煤灰与Ⅰ类和Ⅱ类活化灰复配可制备全煤灰陶瓷砖,粉煤灰掺入量达100%。新型全煤灰建筑陶瓷性能远优于国标GB/T 4100-2015要求,烧成温度比陶瓷工业常规烧结温度低100℃左右,烧结温度窗口宽达100℃,无重金属浸出和放射性风险。（4）提出了粉煤灰碱介质物相重构制备先进氧化物结构陶瓷（硅灰石、莫来石）新思路。以褐煤灰为硅源在NaOH碱介质中合成了纳米纤维状托贝莫来石晶须,纤维直径小于200 nm,且大部分纤维长径比大于25,是制备硅灰石陶瓷的优质原料。托贝莫来石晶须烧结活性高,且其微观形貌经高温烧结后仍有效保留;铝硅置换效应可以促进托贝莫来石晶须生长,晶须长径比提高,有利于提高硅灰石陶瓷力学性能。研究同时发现,碱活化过程可以调控高铝灰化学成分,使其与莫来石成分接近,且可在高铝灰颗粒表面形成P沸石包覆相,促进陶瓷烧结和莫来石晶粒生长,两阶段表观活化能分别仅为90.39 kJ/mol和168.86 kJ/mol,低于文献报道值。硅灰石陶瓷最优烧结温度仅为900℃,产品抗折强度为52.47 MPa,体积密度为2.15 g/cm3。莫来石陶瓷最优烧结温度仅为1300℃,产品相对密度为90.85%,抗折强度为109.67 MPa。（5）建立了水玻璃碱活化粉煤灰制备SiC基先进陶瓷新方法。在碱活化反应中,褐煤灰硅酸盐结构和水玻璃网络通过[AlO4]交联形成具有许多局部缺陷的更大网络结构。碳热还原时,褐煤灰中活性Al2O3和Fe2O3可以诱导莫来石中间相形成,从而促进SiC晶须生长。晶须产品结晶度和纯度高,平均长径比达18.26,产率超过70%。并在此基础上开发了高性能SiCw/SiC复合陶瓷。SiCw交替进行H2O2氧化/HF酸洗改性后形貌更加均匀,且长径比增加了39.10%。再经Al2O3包覆后,纤维具备SiC-SiO2-Al2O3三层芯壳结构,Al2O3壳层和SiO2壳层在热压烧结中可形成莫来石界面相,发挥出显着的增韧作用。产品相对密度为93.8%,抗折强度为533.30MPa,断裂韧性可达13.60MPa·m1/2,维氏硬度为20.60 GPa。
崔海超[3]（2020）在《晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究》文中指出TiB2陶瓷具有较高的强度和硬度,抗氧化性强等优点,但是单相的TiB2陶瓷自由扩散系数较低,烧结致密性较差,导致断裂韧性和抗弯强度较低,限制了作为陶瓷刀具材料的广泛应用和发展。在已有的烧结理论和增韧补强理论的指导下,本文采用碳热还原法合成TiC晶须,采用晶须增韧的方法,通过热压烧结工艺制备了 TiB2-TiCw复合陶瓷刀具材料。在传统的碳热法还原制备TiC晶须的理论指导下,针对所制备晶须粉末中游离碳过多的问题,提出用C6H12O6·H2O代替部分摩尔量的C作为TiC晶须制备的原材料,确定了TiC 晶须的最佳摩尔组分配比为 TiO2:C:C6H12O6·H2O:Ni:NaCl=1:2.1:0.15:0.05:0.5。优化了烧结工艺对TiC晶须产量和形貌的影响,确定了 TiC晶须的最佳制备工艺为:加热40min到1500℃,保温60min,二次升温加热5min到1600℃,保温30min。对TiC晶须的生长机制进行了分析研究,实验表明,晶须的生长过程是一种SLLS生长机理,Ni熔滴不断地消耗固体反应物,反应原材料通过NaCl自身的粘附和蒸发作用不断运输到Ni熔滴附近,从而促使TiC晶须的不断生长。分析了成功制备TiC晶须的物相组成以及影响产量和长径比的因素。实验优化了材料的组分配比和烧结工艺对其力学性能和微观结构的影响。实验研究表明,复合陶瓷刀具材料中最佳组分配比:添加相TiC晶须最佳含量为30%,烧结助剂最佳添加量为Ni6.5vol.%和Mo3.5vol.%。确定了制备TiB2-TiCw复合陶瓷刀具材料的最佳烧结方案:加热30min到1310℃,30min到1700℃,保温30min,采用热压烧结方法,其综合力学性能最佳,抗弯强度为860MPa;断裂韧性为7.9MPa·m1/2;维氏硬度为22.56GPa。对裂纹偏转、晶须拔出和晶须桥联的增韧机制进行了分析。总结分析了影响晶须增韧的主要因素:晶须的含量和长径比、晶须的排布状态以及晶须与基体的界面结合力。
安建成[4]（2020）在《矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究》文中研究说明铝矾土是我国的战略资源,合成矾土基莫来石为我国丰富的铝矾土资源提供了综合利用的有效途径,但目前合成的矾土基均质莫来石应用过程中存在热态结合强度低、抗热震性较差以及不耐侵蚀等弱点。在莫来石材料中引入SiC,可弥补其不足,但目前采用外加SiC或碳热还原原位生成SiC的方法,存在机械混合不均匀、烧结难度大或工艺复杂、成本高、不易产业化的缺点。为此,本工作以合成矾土基均质莫来石骨料和细粉为主要原料,以酚醛树脂为结合剂,引入Si粉,利用Si高温还原气氛下原位生成非氧化物晶须的新方法来制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料,工艺简单、成本低、可实现工业化大规模生产。研究了Si粉加入量、温度以及添加物（Al、Zn和SiC粉）对复相材料组成、结构和性能的影响规律,并探讨了莫来石中杂质对Si反应和SiC晶须生长的催化机理,SiC和O’-Si Al ON在复杂体系中的生长机理,以及晶须状SiC和O’-Si Al ON对复相材料增强增韧机理等,研究结果如下:在矾土基莫来石体系中引入Si粉,在高温埋炭条件下,Si可与C、CO、N2等反应,生成非氧化物SiC和O’-Si Al ON晶须,从而制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料。SiC和O’-Si Al ON晶须填充气孔,并与莫来石直接结合,使复相材料结构致密、强度高,材料具有较好烧结性能。莫来石中的Fe2O3、Ti O2杂质可促进Si反应及催化晶须状SiC和O’-Si Al ON生长,不需外加催化剂,可形成材料内的自催化。SiC和O’-Si Al ON晶须的生长机制为VS和VLS。在引入Si粉的基础上,添加适量（1-2%）的Al、Zn和SiC粉,有助于Si反应生成晶须状SiC和O’-Si Al ON,并提高复相材料的致密度和强度。其原因在于添加物在高温下可增加试样中气相压力,促进气相传输、反应。而过量添加物使试样中气相压力过大而逸出,致使复相材料结构疏松,降低其烧结性能。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有较高的高温力学性能和优良的抗热震性,其高温强度和抗热震性分别比莫来石砖提高10倍和2倍以上,Si粉的较佳加入量为10%。高温强度和抗热震性提高的原因在于SiC和O’-Si Al ON与莫来石基体形成直接结合,起钉扎、锚固作用,增强效果显着;SiC和O’-Si Al ON晶须形成交叉连锁的网络结构,断裂时SiC和O’-Si Al ON晶须桥连、拔出以及裂纹偏转等,消耗大量断裂功,增韧效果显着。在引入Si粉的基础上,引入适量Al粉,材料中除形成晶须状SiC和O’-Si Al ON外,还生成针状Al N,且引入Al有助于非氧化物晶体发育长大,增强作用显着,高温强度提高80%。引入少量Zn（<1%）对复相材料高温机械性能影响不大,过量Zn粉会劣化材料高温性能,原由是Zn在高温下以气态逸出,破坏材料结构。引入1-5%的SiC粉,材料高温力学性能变化不大,抗热震性明显提高,主要由于SiC总量增加。矾土基莫来石砖抗碱侵蚀性较差,引入Si粉制备的复相材料具有良好的抗碱侵蚀性能。与莫来石材料相比,复相材料1100℃、1300℃碱侵蚀质量增重逐渐减小,强度增加。侵蚀层结构致密,试样内部SiC和O’-Si Al ON仍然存在,且其形貌与碱侵蚀实验前相同。再引入Al、Zn、SiC粉体后,复相材料均表现出良好的耐碱性,引入适量Al、Zn粉有助于进一步提高复相材料的抗碱侵蚀性能,而引入SiC后复相材料的抗碱侵蚀性能略有降低。碱侵蚀的过程为:在活性较高的碱介质中,莫来石、Si Al ON和SiC首先与CO反应生成刚玉和石英相,然后K或K2O再与刚玉、石英或者直接与莫来石反应生成钾霞石、白榴石和高钾玻璃相,进而使复相材料遭到侵蚀。复相材料耐碱性改善的机理是试样中的SiC和O’-Si Al ON对结构的增强作用及其体系碱侵蚀后形成的钾玻璃相使材料结构致密化,阻碍了碱进一步进入试样内部。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有优良的抗氧化性,其氧化特性为保护性氧化,即氧化时复相材料表面的O’-Si Al ON和SiC先氧化,氧化产物Si O2与莫来石中杂质形成玻璃膜,封闭气孔,阻碍氧气进入试样内部;氧化产物Si O2和Al2O3反应可形成含莫来石的致密保护层,可减少氧气进入试样。引入适量的Al、Zn和SiC粉,可提高复相材料的抗氧化性。
陈思彤[5]（2019）在《基于糖—碳转化法构筑抗氧化C/C-ZrC-SiC复合材料及其性能研究》文中研究表明C/C复合材料一直以其重量轻、高比强度、高比模量、高热导、低热膨胀系数及耐磨损等优良的特性,被广泛应用于火箭的发动机喷管和导弹鼻锥等部份。但C/C复合材料在450℃以上的氧化气氛中就开始发生氧化,使结构完整性发生破坏,限制了其在航天技术中的发展与应用。为了改善C/C复合材料的力学性能及高温抗氧化性能,相较于传统的沥青碳,树脂碳等采用大分子碳源,本文以小分子糖作为碳源,采用溶胶凝胶法制备低密度C/C复合材料,合成了ZrC粉体,随后使用前驱体浸渍裂解法（PIP）进行基体改性,最终获得C/C-ZrC-SiC复合材料,并考核相关性能。通过溶胶-凝胶法制得不同密度C/C复合材料,研究了制备过程中的工艺参数对材料的影响,优化了制备过程中的工艺参数,探究材料密度和力学性能的相互关系,分析了C/C复合材料的断裂机制。随着C/C复合材料密度的提高,其力学性能呈不断上升的趋势。由于碳纤维预制体不同方向纤维束含量的差异性,相比于x/y方向,z方向上弯曲性能更高,压缩强度更低。设计合成了ZrC粉体。研究了制备过程中C/Zr摩尔比,碳热还原温度,保温时间对合成纯相ZrC粉体的影响。结果表明,C含量越低,反应活性就越低,所需反应温度越高,但C/Zr摩尔比越高,糖碳转化占据时间也越长,当C/Zr摩尔比为5:1时,最易获得纯相的ZrC,在碳热还原工艺中增加1200℃下2h的保温后,可将碳热还原所需温度从1600℃降低为1500℃。利用前驱体浸渍裂解法制备了C/C-ZrC复合材料,探究ZrC含量对C/C复合材料力学性能的影响,C/C-ZrC复合材料的力学性能相比于之前有了显着的提高。其中,x/y方向上的弯曲强度由原来的79.01MPa提高到154.79MPa,z方向上由原来的92.18MPa提高到158.31MPa;x/y方向上的压缩强度由53.42MPa提高到147.13MPa,z方向上由28.92MPa提高到106.09MPa。C/C-ZrC复合材料的力学性能随ZrC前驱体浸渍次数的增加而增大。随后以聚碳硅烷（PCS）作为前驱体,采用PIP法进一步提高C/C-ZrC复合材料的致密度,构筑C/C-ZrC-SiC抗氧化复合材料,并研究SiC的加入对材料微观形貌及力学性能的影响。SiC加入后,可以使复合材料的力学性能进一步的提升,其中x/y方向上的弯曲强度增长为176.81MPa,z方向增长为184.39MPa。压缩强度x/y方向增加为197.40MPa,z方向增加为144.53MPa。此外,SiC引入前后两个复合材料的力学性能提高的强度差相近,相比于ZrC的引入提升幅度较低。对C/C-ZrC-SiC复合材料进行静态氧化测试,探索在不同氧化温度,不同氧化时间的条件下复合材料的宏观形貌,微观形貌,失重率和物相变化等特性,实验结果表明,氧化时间越久,氧化温度越高,SiC含量越多,反应形成的氧化膜越厚,不同组分的复合材料都表现出了良好的抗氧化性。在氧化时间较短时,两不同组分比例的样品所表现出的抗氧化性相近,当氧化时间达到15mins以上,SiC完全转化为SiO2,ZrC含量更多的ZrC-9.52%的材料表现出了更好的抗氧化性。
田江洲[6]（2019）在《太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究》文中认为第3代太阳能热发电储热陶瓷要求具有优异的抗热震性能和热导率,来实现储热系统的运行效率;SiC陶瓷所具有的优异性能较好的满足上述要求,为了进一步降低制备成本、提高热学性能,本研究通过反应烧结机理设计了原位合成SiC晶须（SiC whiskers,SiCw）作为增强相结合SiC复相陶瓷。首先系统分析了Si粉添加量和烧成温度对SiCw/SiC复相陶瓷的物理性能、显微结构、相组成的影响和变化规律,探讨了SiCw的合成机理;接着引入Fe2O3作为SiCw生长催化剂,研究Fe2O3对样品性能的影响,分析其催化机理;然后添加烧结助剂Y2O3来实现SiCw/SiC复相陶瓷的致密化改性;最后研究PCM复合SiC基复相储热陶瓷的相容性机理。通过XRD、SEM、FE-SEM等现代测试表征手段分析样品的相组成、显微结构与性能之间的关系,主要研究成果如下:（1）以级配SiC、AlN和Si粉为基体原料设计了A系列配方,通过埋粉烧成方法成功制备了SiCw/SiC复相陶瓷。结果表明,Si粉在高温下形成部分液相促进了传质,样品的致密度和抗折强度随着Si添加量的增加而改善。显微结构显示在晶粒空隙和表面密布着大量原位生长的SiCw,由于大量气体产生导致样品结构疏松。SiCw形貌影响因素主要有Si添加量和烧成温度,其适宜的添加量和烧成温度为1550℃烧成的A4样品（10.39 wt%Si）,晶须呈长直状。当烧成温度大于1550℃时,有哑铃状SiCw生成。SiCw以VS机制生长,反应中间产物SiO、CO的气-气反应控制着成核生长阶段,到调整阶段后多余的SiO沉积在SiCw表面形成了保护层。经1550℃烧成A4样品综合性能最优,Wa、Pa、D以及σb分别为:14.69%、31.54%、2.15 g/cm3、29.68 MPa;原位自组装的网状SiCw作为高导热通道提高了样品热导率,室温热导率和比热容分别为6.74 W/（m·K）,0.81 J/（g·K）,储热密度为994.50 kJ/kg（ΔT=975℃）。经30次抗热震循环（室温1000℃）后,SiCw仍稳定存在,强度增加了34.91%,达40.04 MPa。经1300℃氧化100 h后由于晶内氧化所导致的体积效应使保护膜破裂,SiCw氧化消失,氧化增重为61.43 mg/cm2。（2）在A4配方基础上引入Fe2O3作为晶须生长催化剂,设计了CF系列配方组成。结果表明,Fe2O3的引入调控和改善了SiCw的形貌和SiCw/SiC复相陶瓷的性能。Fe2O3引入后最佳烧成温度由1550℃降至1500℃,Fe2O3在还原气氛下首先被还原为单质Fe后与Si形成Fe-Si合金液滴,SiCw合成机理转变为VLS机制,继而优化SiCw形貌。随着烧成温度和Fe2O3添加量的增加,晶须直径变大,分布密度下降,弯晶增加,出现分叉生长。经1500℃烧成的CF3（1.5wt%Fe2O3）样品具有最佳综合性能,其Wa、Pa、D以及σb分别为12.87%、28.32%、2.20 g/cm3和42.38 MPa。缺陷少、大长径比的晶须显着降低了基体-晶须势垒和气孔势垒,样品热导率达13.75 W/（m·K）,提高了1.03倍,储热密度为1101.75 kJ/kg。由于Fe2O3的助烧作用进一步提高了致密度,CF4样品的热导率达18.74 W/（m·K）,但高温性能较差。样品中的单质Fe或者Fe2+在高温热处理过程中逐渐氧化为Fe3+并迁移到样品表面,形成氧化膜。样品初始抗折强度的提高和致密度的增加改善了样品的高温性能,CF3样品抗热震后强度增加了22.08%,残余强度为51.83 MPa,氧化增重为43.18 mg/cm2。（3）为了促进SiCw/SiC复相陶瓷的致密化以达到改性效果,在CF3配方基础上添加Y2O3作为烧结助剂,设计了DS系列配方。结果表明,Y2O3的添加降低了β-Sialon相的合成温度,提高了样品的致密度,样品的物理性能显着提高。XRD分析表明经1550℃烧成样品形成了YAG相。显微结构表明SiCw的形貌分化为纤维状和短柱状,晶须合成量显着减少,说明Y2O3在形成液相时消耗大量Si源,致密化的同时限制了SiCw在一维方向上的生长。综合考虑其高温性能和服役环境,选取经1525℃烧成DS3（9 wt%Y2O3）样品为最佳样品,其Wa、Pa、D以及σb分别为11.19%、26.51%、2.37 g/cm3和75.98 MPa。样品致密度的提高降低了气孔-声子散射,室温热导率提高至19.45 W/（m·K）,比热容为0.96J/（g·K）,储热密度为1121.25 kJ/kg。β-Sialon晶粒结构为玻璃相结合,不同的热处理制度形成不同的析出相,加速了β-Sialon的氧化分解,高温稳定性较差,导致样品的抗热震性能和抗氧化性能不一致。经30次抗热震实验后析出YAG,样品残余强度为69.30 MPa,强度损失率为8.70%。经1300℃氧化100 h后析出Y2Si2O7,DS2样品的抗氧化性能最优,氧化增重为50.19 mg/cm2。（4）Al-Si-Cu合金结合SiC基陶瓷储热陶瓷相容性较好,储热密度为1489.25kJ/kg。Al-Si-Cu合金主要沿着基体中孔隙在毛细管力的作用下发生渗透。NaCl结合SiC基储热陶瓷化学相容性较好,但使用温度大于NaCl熔点,导致熔融盐沿着气孔和密封盖处泄漏。
张兆甫[7]（2019）在《微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究》文中进行了进一步梳理近年来,随着推进技术的发展,高超声速飞行器尖锐的翼缘及前端面临更严峻的超高温、氧化及离子侵蚀的极端环境,这种极端环境对结构材料提出极其苛刻的要求。超高温陶瓷,特别是ZrB2陶瓷具有高熔点、高热导率、高硬度、高化学稳定性及较好的高温强度等优异性能,使得其成为高超声速飞行器鼻锥和翼前缘等关键部位的理想候选材料。而ZrB2-SiC超高温陶瓷体系由于具有比单体ZrB2陶瓷更好的抗氧化能力和力学性能,因此在超高温材料研究领域受到了广泛的关注。对于ZrB2-SiC陶瓷体系,采用纳米尺寸SiC颗粒,不仅利于材料的致密化,而且可以细化烧结材料的晶粒尺寸,从而显着提高该材料体系的综合性能。但纳米SiC颗粒面临难以均匀分散的挑战。进一步,ZrB2-SiC陶瓷具有典型的陶瓷脆性特征,其损伤容限小,抵抗裂纹扩展能力较差,这限制了 ZrB2-SiC陶瓷材料的工程化应用。因此,研究纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC基复合材料制备工艺及其增韧技术对推动ZrB2-SiC基复合材料工程化应用具有十分重要的意义。本论文首先利用固相化学反应合成了纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC复合粉体,通过研究自合成粉体的热压烧结过程,优化出了原位反应热压烧结一步制备ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的工艺技术。在此基础上,通过引入短切碳纤维（Csf）及碳化硅纳米线（SiCnw）分别对ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷进行微纳尺度强韧化,并进一步探究构筑Csf与SiCnw微-纳多尺度协同强韧体对该类材料力学性能的改善作用。最终对比分析了原位互锁结构自强韧、Csf增韧、SiCnw增韧以及Csf-SiCnw微纳多尺度协同增韧四种方法对ZrB2-SiC-ZrSi2基复合材料强韧性影响的差异。本文的主要实验内容与结果如下:（1）以ZrSi2、B4C及C为反应原料,合成了纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC复合粉体,并通过热压烧结工艺探究了复合粉体的烧结性能。研究发现,反应合成的ZrB2颗粒呈现出片状结构,而各向等大的纳米SiC颗粒大量附着于ZrB2颗粒表面;ZrB2与SiC晶粒尺寸随合成温度升高而增加,且ZrB2晶粒生长速度明显大于SiC;当反应温度为1200 ℃时,复合粉体中SiC颗粒尺寸约40 nm,而ZrB2颗粒尺寸约300 nm;复合粉体中的纳米SiC能够显着促进ZrB2-SiC陶瓷的热压烧结致密化,配合1Svol%含量ZrSi2作为烧结助剂时,可在1550 ℃热压烧结制备相对密度为97.7%的ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷。（2）将粉体反应合成与致密化过程一步完成,通过反应热压烧结工艺制备了 ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷,探究了材料微结构变化对其力学性能的影响机制。研究发现,反应热压烧结过程中ZrB2晶粒各向异性生长为片状晶粒,并在垂直于压力方向的平面内取向排布,而随ZrSi2含量的增加,片状ZrB2晶粒的取向度显着增加;当引入ZrSi2体积含量高于20%时,材料中形成了原位自生互锁微结构,这种互锁结构显着提高了 ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的强韧性,但材料破坏依然表现出典型的脆性断裂特征。（3）为改善ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷脆性破坏的缺陷,引入短切碳纤维（Csf）作为增韧相制备了 Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料。研究发现,Csf的引入显着改变了 Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料的破坏模式,使材料破坏由典型的脆性断裂转变为准韧性断裂;对比于纯基体陶瓷,纤维含量为20vol%时,Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料断裂功提高了 76.7%,并且具有更大的临界裂纹尺寸。（4）以自合成SiC纳米线（SiCnw）和SiCnw-Csf多尺度协同体作为增韧相,分别制备了 SiCnw/ZrB2-SiC-ZrSi2 及 SiCnw-Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2 复合材料。研究发现,SiCnw 在复合材料中表现出了显着的增韧补强效果,可以改善Csf增韧相造成的复合材料弯曲强度下降问题;SiCnw-Csf微纳协同强韧体有效延缓了裂纹由纳米向微米并向宏观尺度的快速扩展,增大了材料抵抗裂纹扩展能力,使复合材料表现出更为明显的准韧性断裂行为;对比 20vol%Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2 材料,20vol%Csf-5vol%SiCnw/ZrB2-SiC-ZrSi2 材料的弯曲强度、断裂韧性及断裂功分别提高了 19.8%、13.5%及26%。（5）通过微纳尺度增韧ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的断裂性能对比分析得出:片状ZrB2晶粒及互锁微结构具有优异的自强韧效果,而SiCnw可以对复合材料产生增韧补强作用,两者可以显着提高ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的强韧性,但都不能改变复合材料的脆性破坏特征;Csf虽引起了 ZrB2-SiC-ZrSi2基复合材料弯曲强度的下降,但其可以显着提高复合材料的断裂功和临界裂纹尺寸,使材料表现出准韧性断裂特征;而以SiCnw与Csf作为多尺度协同强韧体,不仅可以改善Csf引起的复合材料弯曲强度下降的缺点,还可以进一步提高材料的断裂韧性及断裂功,使复合材料表现出更明显的准韧性断裂破坏特征,避免灾难性破坏。
王慧芳[8]（2018）在《低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究》文中进行了进一步梳理β-SiC结合SiC耐火材料（自结合SiC耐火材料,下同）具有优异的机械性能,热震稳定性及化学稳定性,被广泛应用于钢铁及有色冶炼行业的关键部位。但传统的向结合SiC耐火材料存在着制温度高和难结合的问题。本文首先以膨胀石墨和Si粉为原料,以原位生成的Fe、Co及Ni过渡金属纳米颗粒为催化剂,以Isobam-104为保护剂,采用低温催化反应的方法合成了 3C-SiC（Cubic-SiC,即β-SiC,下同）粉体,研究了反应温度、催化剂种类及加入量、保护剂加入量和膨胀石墨墨/Si摩尔比等对合成3C-SiC粉体的影响,应用第一性原理计算探讨了催化剂催化膨胀石墨与Si反应合成3C-SiC的机理。接下来,又以膨胀石墨和正硅酸乙酯（TEOS）为原料,以Fe、Co及Ni的过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,采用低温催化碳热还原反应工艺合成了3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体,研究了反应温度、催化剂种类及加入量和膨胀石墨/SiO2摩尔比等对合成3C-SiC粉体的影响,对所合成粉体的水润湿性能进行了表征,并探索了一步合成3C-SiC/多层石墨烯复合粉体在结构陶瓷及SiC耐火材料中的应用。最后,采用原位低温催化反应制备了自结合SiC耐火材料,研究了催化剂的加入对其高温性能的影响。得出的主要结论如下:（1）以膨胀石墨和Si粉为原料,加入1wt%的Fe或者3wt%的Co或Ni催化剂时,3C-SiC的完全反应温度可降低至1573K 并且可以在膨胀石墨上原位生成粒径在20nm以下的纳米催化剂颗粒,而相同条件下无催化剂的试样只生成了50wt%的3C-SiC。第一性原理的计算表明,过渡金属纳米颗粒与反应物之间强的相互作用削弱了反应物中C-C键、Si-O键及C-O键自身的结合强度,从而促进了3C-SiC的成核和生长。（2）先以膨胀石墨为碳源,以过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,以TEOS为SiO2前驱体制备了含催化剂前驱体和膨胀石墨的SiO2干凝胶,然后再经碳热还原催化反应一步合成了3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体。Fe、Co和Ni催化剂的引入对膨胀石墨和SiO2碳热还原反应合成3C-SiC粉体均有明显的催化作用。加入0.5wt%的Fe或1wt%的Co（或Ni）为催化剂时,膨胀石墨和SiO2完全反应生成3C-SiC的温度可以降低到1673K,而相同条件下无催化剂的试样中仅生成了9wt%的3C-SiC。原料中膨胀石墨适当过量时,复合粉体中原位生成的多层石墨烯的厚度约为3.5nm;与石墨相比,其与水的润湿性有显着提高;加入催化剂时所制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷和3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料的性能优于无催化剂加入的试样,且多层石墨烯未见团聚。（3）以Si粉、膨胀石墨和不同粒度的SiC颗粒为原料,过渡金属硝酸盐为催化剂前驱体,在Ar气氛下,经1473～1773K催化反应后制备了自结合SiC耐火材料。催化剂的加入可使其完全反应温度降低至1573K,该温度比无催化剂时降低了约100K。以Fe为催化剂且结合相3C-SiC的原料（膨胀石墨与Si粉）加入量为1 5wt%时,1573K/3h反应后所得试样的力学性能最优,是相同条件下无催化剂时试样的2倍以上。以Ni和Co为催化剂时的结果与以Fe为催化剂时相似。（4）加入催化剂时所制备自结合SiC耐火材料的高温抗折强度和弹性模量是无催化剂时试样的2倍左右;氧化前期和氧化中期的氧化反应表观活化能是无催化剂时的1.5倍左右;当热震温差为1075K时,加入催化剂时自结合SiC耐火材料的残余强度保持率是无催化剂时试样的2倍以上。催化剂的加入在降低反应温度的同时也有利于3C-SiC晶须的生成。原位生成的3C-SiC晶须交叉分布,形成网络状结构,提高了自结合SiC耐火材料的性能。
王军凯[9]（2018）在《碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用》文中研究说明本文先分别以Fe、Co及Ni单/双金属纳米颗粒为催化剂,采用催化热解酚醛树脂的方法制备了碳纳米管,研究了温度、催化剂种类和用量及升温速率等对碳纳米管生长的影响,并采用密度泛函理论（DFT）计算了主要碳源乙烯分子（C2H4）在Fe、Co及Ni单/双金属纳米团簇上的带电量和键长变化、碳纳米管生长过程中的化学势变化和碳纳米管与Fe、Co及Ni单/双金属纳米团簇的结合能;同时采用分子动力学（MD）计算了Fe和Ni纳米团簇的熔点,并依据DFT和MD的计算结果,探讨了实验条件下碳纳米管的生长机理。而后,又以Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,分别采用常规加热和微波加热两种方法催化Si粉碳化制备了碳化硅粉体,研究了温度、催化剂种类和用量、保温时间及硅源等对制备碳化硅粉体的影响,并依据DFT的计算结果探讨了Fe、Co及Ni纳米颗粒催化Si粉和SiO2转化为Si C的机理。最后,又以Fe、Co及Ni为催化剂,采用原位催化的方法制备了碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料,并研究了其常温物理性能和高温力学性能。研究结果表明:（1）以酚醛树脂为原料,以硝酸铁、硝酸钴及硝酸镍为催化剂前驱体,催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的最佳工艺条件为:Fe催化剂的用量为0.751.00wt%,静态氩气氛,10731273K热解3h。所生成碳纳米管的长度可达几十至几百微米。DFT和MD的计算结果表明,Fe、Co和Ni催化剂纳米团簇会向碳源C2H4分子转移电子,促进C2H4的分解,进而促进碳纳米管的生长;在碳纳米管的生成过程中,最难的步骤是碳5元环的形成,之后其合成过程将自发进行。Fe纳米团簇的熔点比Co及Ni高,是制备高长径比碳纳米管的最佳催化剂。（2）以酚醛树脂为原料,以含Fe、Co及Ni的双金属纳米颗粒为催化剂,在静态氩气氛下,催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的最佳工艺条件如下:加入0.751.00wt%的Fe50Co50双金属为催化剂,10731273K热解3h。所生成碳纳米管的数量优于相应的单金属催化剂。DFT计算结果表明,FeCo、FeNi和Co Ni双金属催化剂均可促进C2H4的分解,最终促进碳纳米管的生长。高温下Fe Co纳米催化剂催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的效果优于FeNi及Co Ni催化剂。（3）以酚醛树脂为碳源、硅粉为硅源,Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,常规加热催化碳化反应制备碳化硅超细粉体的最佳工艺条件为:1523K反应3h,加入1.5wt%的Co或Fe为催化剂。所合成β-SiC粉体的粒径约为100nm。催化剂的加入使硅粉完全碳化的温度降低了50100K。β-Si C晶须的生成主要遵循固–液–气–固生长机制,晶须的直径约为几十纳米,长度可达数微米。（4）以硅藻土代替Si粉,以酚醛树脂为碳源,采用Fe、Co及Ni纳米颗粒催化碳热还原反应制备碳化硅粉体的最佳工艺条件为:以1.0wt%的Fe为催化剂,1673K反应3h,所合成β-Si C粉体的粒径均在纳米或微米级。该合成温度比传统的碳热还原工艺至少降低了200K。DFT计算结果表明,Fe、Co及Ni纳米催化剂的存在促进了Si-O键的断裂,加快了SiC的生成。（5）以酚醛树脂为碳源、硅粉为硅源,Fe、Co及Ni纳米颗粒为催化剂,微波加热催化碳化反应合成碳化硅纳米粉体的最佳工艺条件为:加入2.0wt%的Fe为催化剂,1373K反应0.5h。与常规加热相比,微波加热可使碳化硅的合成温度降低100150K,反应时间缩短2.5h。Fe纳米颗粒的催化效果优于Co和Ni。DFT计算结果表明,Fe、Co及Ni纳米颗粒催化剂首先会与Si形成合金,进而促进Si粉的解离;另外,催化剂的加入也促进了C原子在Si粉上的吸附。DFT的计算结果与实验结果完全吻合。（6）以掺入Fe、Co及Ni催化剂的酚醛树脂为结合剂,以不同粒度的氧化镁颗粒、硅粉及鳞片石墨为原料,在氩气气氛下,原位催化热解酚醛树脂制备了碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料。催化剂Fe的引入促进了碳纳米管和碳化硅晶须的生成,显着地提高了耐火材料的力学性能。当Fe催化剂的加入量为0.50wt%时,试样的抗折强度和耐压强度最大,分别为10.1MPa和70.7MPa。相比之下,未加入催化剂制备的低碳MgO-C耐火材料的抗折强度和耐压强度则分别为8.5MPa和60.5MPa。所制备耐火材料的高温抗折强度在1473K时达到最大,约为14.4MPa,比相同条件下未加催化剂的试样高19.0%。
朱振鹏[10]（2018）在《晶须增韧硼化钛基陶瓷刀具材料研究》文中研究指明TiB2陶瓷具有高硬度、高熔点和良好导电性等优点,但是其断裂韧性低、脆性大限制了其进一步发展和应用。本文采用晶须增韧的方法改善TiB2基陶瓷刀具材料的断裂韧性和抗弯强度。根据复合陶瓷刀具材料的物理和化学相容性原则,选择TiC晶须作为增韧相,Ni和Mo作为金属相。根据复合陶瓷材料的增韧机理、烧结机理,采用液相热压烧结工艺,成功研制了新型TiB2-TiCw复合陶瓷刀具材料。选用Ti02、C、NaCl和Ni作为碳热还原法合成TiC晶须的原材料。研究了碳热还原合成TiC晶须的生长机理,其中Ni熔滴作为触媒相起引导晶须生长的作用,NaCl作为传质相,可以通过粘附作用和自身蒸发输送原材料给Ni熔滴,保证晶须的不断生长。对晶须的制备工艺进行了优化设计,确定TiC晶须的最佳生长工艺是1500℃保温60min,然后1Omin升温到1650℃保温30min,短时间高温灼烧有助于减少晶须中游离的碳等杂质。分析了晶须的宏观缺陷及其产生原因,并对影响晶须产量和长径比的因素进行了分析。研究了 TiB2陶瓷烧结的驱动力,其表面能的减少为烧结致密化提供推动力。研究了 TiB2陶瓷的固相烧结机理、液相烧结机理和热压烧结致密化机理。分析了影响TiB2陶瓷刀具材料烧结的因素,并对其烧结特性进行了研究。研究了晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料复合粉末的制备工艺,确定了材料的实验方案。采用机械搅拌加超声震动的方法分散TiC晶须。对材料的组分和烧结工艺进行优化,并对其力学性能和显微结构进行分析。在烧结温度为1700℃、保温时间为30min、烧结压力为32MPa的烧结工艺下,TiB2复合陶瓷刀具材料的综合力学性能最好,其抗弯强度、断裂韧性和维氏硬度分别为832Mpa、7.42 MPa·m1/2、23.12GPa。提出TiC晶须与TiC颗粒协同增韧TiB2陶瓷刀具材料。研究了 TiC晶须的增韧补强机理,并对其增韧补强机制进行了分析。
二、温度对碳热还原合成SiC晶须的影响（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、温度对碳热还原合成SiC晶须的影响（论文提纲范文）
（1）ZrB2-ZrC复相陶瓷中原位生长SiC晶须的控制机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 超高温陶瓷 |
| 1.2 超高温陶瓷的强韧化 |
| 1.2.1 颗粒增强 |
| 1.2.2 纤维增强 |
| 1.2.3 晶须/纳米线增强 |
| 1.3 ZrB_2基复相陶瓷粉体的制备方法 |
| 1.3.1 原位反应法 |
| 1.3.2 硼热/碳热还原法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 前驱体转化法 |
| 1.4 选题依据及研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.4.3 创新点 |
| 2 实验和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验药品及仪器 |
| 2.2.1 实验药品与试剂 |
| 2.2.2 实验所用其他材料 |
| 2.2.3 实验仪器与设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 SiC晶须的制备 |
| 2.3.2 ZrB_2-ZrC复相陶瓷粉体的制备 |
| 2.3.3 ZrB_2-ZrC-SiCw复相陶瓷粉体的制备 |
| 2.3.4 ZrB_2-ZrC-SiCnw复相陶瓷粉体的制备 |
| 2.4 材料分析与表征方法 |
| 2.4.1 组成结构分析 |
| 2.4.2 热重分析 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 微观组织形貌观察 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 SiC晶须的制备及可控生长机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiC溶胶的制备及表征 |
| 3.3 热处理温度对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 3.4 保温时间对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 3.5 碳源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 ZrB_2-ZrC复相陶瓷粉体制备及形成机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ZrB_2-ZrC溶胶的制备及表征 |
| 4.3 热处理温度对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 4.4 硼源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 4.5 碳源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 4.6 ZrB_2-ZrC复相陶瓷的形成机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 ZrB_2-ZrC-SiCw杂化陶瓷粉体的制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ZrB_2-ZrC-SiC溶胶的制备及表征 |
| 5.3 ZrB_2-ZrC-SiC复相陶瓷前驱体的陶瓷化机制 |
| 5.4 碳源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 5.5 硅源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 ZrB_2-ZrC-SiCnw复相陶瓷粉体的制备及可控生长机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 复相陶瓷粉体的制备及微观结构表征 |
| 6.3 热处理温度对陶瓷产物组成及微观形貌的影响机制 |
| 6.4 保温时间对陶瓷产物组成及微观形貌的影响机制 |
| 6.5 硅源含量对陶瓷产物组成及微观形貌的影响机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及专利成果 |
（2）碱活化粉煤灰制备结构陶瓷应用基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 符号说明 |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景与选题意义 |
| 1.2 粉煤灰概况 |
| 1.2.1 粉煤灰产生与分类 |
| 1.2.2 粉煤灰危害 |
| 1.2.3 粉煤灰基本物性 |
| 1.2.4 我国粉煤灰综合利用现状 |
| 1.2.5 我国粉煤灰利用面临的挑战 |
| 1.2.6 粉煤灰利用新趋势 |
| 1.3 结构陶瓷和我国结构陶瓷产业概况 |
| 1.3.1 建筑陶瓷 |
| 1.3.2 典型先进结构陶瓷 |
| 1.4 粉煤灰基结构陶瓷研究进展 |
| 1.4.1 建筑陶瓷进展 |
| 1.4.2 先进结构陶瓷进展 |
| 1.5 目前粉煤灰制备陶瓷技术存在的问题 |
| 1.6 本论文研究思路与内容 |
| 1.6.1 研究思路 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 粉煤灰基础性质研究 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验材料与仪器 |
| 2.2.2 实验过程 |
| 2.2.3 分析方法 |
| 2.3 典型褐煤粉煤灰基础性质研究 |
| 2.3.1 褐煤灰整体统计性质分析 |
| 2.3.2 粒度对粉煤灰颗粒化学成分影响规律 |
| 2.3.3 不同粒度粉煤灰颗粒在陶瓷砖中作用机制 |
| 2.4 特色高铝粉煤灰基础性质研究 |
| 2.4.1 高铝灰整体统计性质分析 |
| 2.4.2 高铝灰元素赋存规律 |
| 2.5 粉煤灰作为结构陶瓷原料局限性 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 碱活化机理研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验材料与仪器 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 分析方法 |
| 3.3 碱活化对不同粒度粉煤灰颗粒改性效应 |
| 3.4 碱活化对粉煤灰陶瓷性能提升机制 |
| 3.5 碱活化对粉煤灰颗粒表面改性和可塑性调控 |
| 3.6 碱活化对粉煤灰硅酸盐结构激活效应 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 新型全煤灰建筑陶瓷制备 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验材料与仪器 |
| 4.2.2 实验过程 |
| 4.2.3 分析方法 |
| 4.3 不同类型碱活化粉煤灰表征 |
| 4.3.1 物相和微观结构特征 |
| 4.3.2 热行为 |
| 4.4 全煤灰建陶表征 |
| 4.4.1 物理力学性能 |
| 4.4.2 物相及微观结构特征 |
| 4.4.3 重金属浸出和放射性测试 |
| 4.5 碱活化对全煤灰陶瓷性能提升机制 |
| 4.5.1 生坯强度(可塑性)提升机制 |
| 4.5.2 烧成制品物理力学性能提升机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 先进氧化物结构陶瓷制备 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 实验材料与仪器 |
| 5.2.2 实验过程 |
| 5.2.3 分析方法 |
| 5.3 硅灰石陶瓷 |
| 5.3.1 托贝莫来石水热合成机理 |
| 5.3.2 水热合成托贝莫来石表征 |
| 5.3.3 前驱体烧结性能及新型硅灰石陶瓷表征 |
| 5.3.4 托贝莫来石微观形貌对陶瓷性能影响规律 |
| 5.3.5 铝硅置换效应对陶瓷性能影响规律 |
| 5.4 莫来石陶瓷 |
| 5.4.1 碱活化高铝粉煤灰表征 |
| 5.4.2 莫来石陶瓷性能和结构表征 |
| 5.4.3 烧结动力学 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 先进非氧化物结构陶瓷制备 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 实验材料与仪器 |
| 6.2.2 实验过程 |
| 6.2.3 分析方法 |
| 6.3 碱活化粉煤灰制备碳化硅晶须 |
| 6.3.1 水玻璃与粉煤灰间硅酸盐网络交联反应 |
| 6.3.2 晶须性能与生长方向 |
| 6.3.3 碳热还原反应机理 |
| 6.3.4 晶须生成机理 |
| 6.4 SiC_w/SiC复合陶瓷结构设计与制备 |
| 6.4.1 SiC_w氧化动力学及改性效果 |
| 6.4.2 SiC_w表面Al_2O_3包覆机理及效果 |
| 6.4.3 SiC_w/SiC复合陶瓷结构与性能表征及增韧机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具的发展概括 |
| 1.2 TiB_2基陶瓷材料的研究 |
| 1.3 高弹性模量晶须的研究现状 |
| 1.4 晶须增韧TiB_2基复合陶瓷材料需要解决的问题 |
| 1.5 本文的研究目的、意义和主要研究内容 |
| 2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1 复合陶瓷刀具材料的设计目标 |
| 2.2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料体系的设计原则 |
| 2.3 本章小结 |
| 3 TiC晶须的生长机理的研究及制备 |
| 3.1 TiC晶须生长机理的研究 |
| 3.2 TiC晶须的制备方法的研究 |
| 3.3 改进的碳热还原法制备TiC晶须工艺参数的研究 |
| 3.4 TiC晶须的除杂实验 |
| 3.5 TiC晶须粉末的物相分析 |
| 3.6 影响TiC晶须产量和长径比的因素 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 晶须增韧TiB_2基复合陶瓷刀具材料的制备及力学性能研究 |
| 4.1 TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料的制备工艺 |
| 4.2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料的力学性能测试和微观组织特征 |
| 4.3 组分配比对TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料力学性能和微观组织的影响 |
| 4.4 烧结工艺对TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料力学性能和微观组织的影响 |
| 4.5 TiB_2-TiCw复合陶瓷刀具材料的物相分析) |
| 4.6 本章小结 |
| 5 晶须增韧复合陶瓷刀具材料的增韧补强机理研究 |
| 5.1 裂纹偏转 |
| 5.2 晶须桥联 |
| 5.3 晶须拔出 |
| 5.4 影响晶须增韧的主要因素 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
（4）矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 矾土基均质莫来石 |
| 1.1.1 矾土基均质莫来石的产生背景 |
| 1.1.2 矾土基均质莫来石的研究进展 |
| 1.2 非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.2.1 非氧化物(SiC、SiAlON) |
| 1.2.2 添加SiC、SiAlON对耐火材料常规性能的影响 |
| 1.2.3 添加SiC、SiAlON对耐火材料高温力学性能的影响 |
| 1.2.4 添加SiC、SiAlON对耐火材料抗氧化和抗侵蚀性能的影响 |
| 1.3 原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.1 引入Si原位合成碳化硅的生长机理 |
| 1.3.2 Si引入原位生成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.3 添加物对原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其耐火材料性能的影响 |
| 1.4 课题的提出 |
| 2 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的制备及常温性能研究 |
| 2.1 Si粉加入量对复相材料常温性能的影响 |
| 2.1.1 实验 |
| 2.1.2 Si对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2.1 实验 |
| 2.2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.3 物相分析 |
| 2.3.1 加入Si试样的物相组成 |
| 2.3.2 加入Si/Al复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.3 加入Si/Zn复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.4 加入Si/SiC复合粉体试样的物相组成 |
| 2.4 显微结构分析 |
| 2.4.1 试样断口形貌 |
| 2.4.2 加入Si试样的显微结构 |
| 2.4.3 加入Si/Al复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.4 加入Si/Zn复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.5 加入Si/SiC复合粉试样的显微结构 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的高温机械性能研究 |
| 3.1 实验内容 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复相材料的高温抗折强度 |
| 3.2.2 复相材料的荷重软化温度 |
| 3.2.3 复相材料的抗热震性能 |
| 3.2.4 显微结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料抗碱侵蚀性能研究 |
| 4.1 实验内容 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 引入Si试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.2 引入Si复合粉体试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.3 综合讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的抗氧化性研究 |
| 5.1 实验内容 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 引入Si粉试样的抗氧化性 |
| 5.2.2 引入Si/Al复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.3 引入Si/Zn复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.4 引入Si/SiC复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.5 综合分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）基于糖—碳转化法构筑抗氧化C/C-ZrC-SiC复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景与意义 |
| 1.2 超高温C/C复合材料国内外研究现状 |
| 1.2.1 C/C复合材料的制备 |
| 1.2.2 C/C复合材料的改性 |
| 1.2.3 C/C复合材料的应用 |
| 1.3 C/C复合材料陶瓷化基体改性国内外研究现状 |
| 1.3.1 陶瓷化基体改性制备方法 |
| 1.3.2 单相基体改性C/C复合材料 |
| 1.3.3 多相基体改性C/C复合材料 |
| 1.4 本课题的主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料与制备流程 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 实验设备 |
| 2.2.3 材料制备流程 |
| 2.3 材料的测试与表征 |
| 2.3.1 材料物相分析与微观结构表征 |
| 2.3.2 材料物理性能的测试与表征 |
| 2.3.3 材料力学性能的测试表征 |
| 2.3.4 材料抗氧化性能的测试 |
| 第3章 C/C-ZrC-SiC复合材料的制备工艺 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 材料体系结构设计 |
| 3.3 C/C复合材料的制备 |
| 3.3.1 C源的选择 |
| 3.3.2 低密度C/C复合材料的制备工艺研究 |
| 3.4 C/C-ZrC复合材料的制备 |
| 3.4.1 ZrC粉体的制备 |
| 3.4.2 C/C-ZrC复合材料的制备工艺 |
| 3.5 C/C-ZrC-SiC复合材料的制备 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 C/C-ZrC-SiC复合材料的力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同密度的低密度C/C复合材料力学性能 |
| 4.2.1 弯曲强度 |
| 4.2.2 压缩强度 |
| 4.3 ZrC改性C/C复合材料的力学性能研究 |
| 4.3.1 ZrC对 C/C复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.2 ZrC不同浸渍次数对C/C-ZrC复合材料力学性能影响 |
| 4.3.3 ZrC改性不同密度C/C复合材料的力学性能测试分析 |
| 4.4 C/C-ZrC-SiC复合材料的力学性能研究 |
| 4.4.1 SiC对 C/C-ZrC复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.2 SiC/ZrC改性不同密度C/C复合材料的力学性能测试分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 C/C-ZrC-SiC复合材料抗氧化性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同温度下C/C-ZrC-SiC复合材料氧化行为 |
| 5.2.1 静态氧化前后材料的物相变化 |
| 5.2.2 不同温度下C/C-ZrC-SiC复合材料的失重情况 |
| 5.2.3 不同温度材料氧化后的宏观与微观形貌 |
| 5.3 不同比例C/C-ZrC-SiC复合材料氧化行为 |
| 5.3.1 静态氧化前后材料的物相变化 |
| 5.3.2 不同比例的C/C-ZrC-SiC复合材料的静态氧化后的失重情况 |
| 5.3.3 不同比例材料氧化后的宏观与微观形貌 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景、目的及意义 |
| 1.2 与课题相关的国内外研究进展 |
| 1.2.1 塔式太阳能热发电及其储热材料的研究进展 |
| 1.2.2 高热导率SiC陶瓷材料研究进展 |
| 1.2.3 SiC_w/SiC制备方法研究进展 |
| 1.2.4 SiC基陶瓷的高温性能研究进展 |
| 1.3 课题研究主要内容 |
| 第2章 原位合成SiC_w/SiC复相陶瓷的制备、结构与性能 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 实验用原料 |
| 2.1.2 样品配方组成设计 |
| 2.1.3 样品制备 |
| 2.1.4 样品性能与结构表征方法 |
| 2.2 结果分析与讨论 |
| 2.2.1 影响样品烧成收缩率的因素 |
| 2.2.2 影响样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的因素 |
| 2.2.3 样品相组成分析 |
| 2.2.4 原位合成SiC_w形貌研究 |
| 2.2.5 原位合成SiC_w机理探讨 |
| 2.2.6 样品的热学性能分析 |
| 2.2.7 样品抗热震机理的研究 |
| 2.2.8 样品抗氧化机理的研究 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 Fe_2O_3 对原位合成SiC_w形貌及SiC_w/SiC复相陶瓷性能的影响 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 实验用原料 |
| 3.1.2 样品配方组成设计 |
| 3.1.3 样品制备 |
| 3.1.4 结构、性能表征方法 |
| 3.2 结果分析与讨论 |
| 3.2.1 Fe_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 3.2.2 Fe_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 3.2.3 Fe_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷相组成的影响 |
| 3.2.4 Fe_2O_3对SiC_w形貌的改善及其机理 |
| 3.2.5 Fe_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 3.2.6 Fe_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 3.2.7 Fe_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Y_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷的致密化改性研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 实验用原料 |
| 4.1.2 样品配方组成设计 |
| 4.1.3 样品制备 |
| 4.1.4 样品结构、性能表征方法 |
| 4.2 结果分析与讨论 |
| 4.2.1 Y_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 4.2.2 Y_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 4.2.3 Y_2O_3 对样品的相组成的影响 |
| 4.2.4 Y_2O_3 对样品显微结构的影响 |
| 4.2.5 Y_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 4.2.6 Y_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 4.2.7 Y_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC基复相陶瓷-PCM复合储热材料的研究 |
| 5.1 实验用原料 |
| 5.2 样品制备 |
| 5.3 热循环性能表征方法 |
| 5.3.1 热循环实验方法 |
| 5.3.2 FE-SEM测试 |
| 5.4 结果分析与讨论 |
| 5.4.1 SiC基复相陶瓷与Al-Si-Cu合金的相容性机理研究 |
| 5.4.2 SiC基复相陶瓷与Na Cl的相容性机理研究 |
| 5.4.3 显热-潜热复合储热材料储热密度分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文结论及展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及参与的科研项目 |
（7）微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体合成方法 |
| 1.2.1 自蔓延高温合成 |
| 1.2.2 热还原反应合成 |
| 1.2.3 溶胶-凝胶法合成 |
| 1.3 ZrB_2-SiC陶瓷致密化方法 |
| 1.3.1 无压烧结 |
| 1.3.2 热压烧结 |
| 1.3.3 放电等离子烧结 |
| 1.3.4 反应烧结 |
| 1.4 ZrB_2-SiC陶瓷强韧化 |
| 1.4.1 微结构设计强韧化ZrB_2-SiC基复合材料 |
| 1.4.2 增韧相强韧化ZrB_2-SiC基复合材料 |
| 1.5 本文主要研究思路与内容 |
| 2 ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体制备及其烧结性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 纳米ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体制备及形貌分析 |
| 2.2.1 实验过程 |
| 2.2.1.1 复合粉体合成原理 |
| 2.2.1.2 复合粉体制备工艺 |
| 2.2.1.3 复合粉体测试与表征 |
| 2.2.2 结果与讨论 |
| 2.2.2.1 温度对合成复合粉体微观形貌的影响 |
| 2.2.2.2 合成温度对复合粉体物相组成的影响 |
| 2.2.2.3 温度对合成复合粉体晶粒尺寸的影响 |
| 2.2.2.4 反应机理分析 |
| 2.3 ZrB_2-SiC复合粉体的热压烧结性能 |
| 2.3.1 实验过程 |
| 2.3.1.1 原料粉配制及复合粉体合成 |
| 2.3.1.2 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷热压烧结 |
| 2.3.1.3 复合材料测试与表征 |
| 2.3.2 结果与讨论 |
| 2.3.2.1 复合粉体微观形貌及相成分 |
| 2.3.2.2 热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷相对密度及微观形貌 |
| 2.3.2.3 热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷力学性能及断口形貌 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 反应热压烧结ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 原料粉体配制 |
| 3.2.2 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷反应热压烧结 |
| 3.2.3 复合材料测试与表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷的反应热压烧结特性 |
| 3.3.2 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷相成分 |
| 3.3.3 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷部分织构化微观结构 |
| 3.3.4 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷力学性能 |
| 3.3.5 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷强韧化机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 短切C纤维对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 复合材料坯体制备及烧结 |
| 4.2.3 复合材料测试与表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 短切碳纤维对复合材料密实行为的影响 |
| 4.3.2 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的物相变化 |
| 4.3.3 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的微观形貌 |
| 4.3.4 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 C_(sf)-SiC_(nw)微纳多尺度强韧体对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 碳化硅纳米线制备 |
| 5.2.2 复合材料坯体制备及烧结 |
| 5.2.3 复合材料测试与表征 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 自合成碳化硅纳米线XRD表征及微观形貌 |
| 5.3.2 复合材料的物相变化及微观形貌 |
| 5.3.3 复合材料力学性能及强韧化机理 |
| 5.3.4 不同增韧相对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 SiC晶须的制备 |
| 1.2.1 气-固-液法合成SiC晶须 |
| 1.2.2 气-固法合成SiC晶须 |
| 1.2.3 液相法制备SiC晶须 |
| 1.3 β-SiC结合SiC耐火材料的研究进展 |
| 1.4 SiC材料的高温性能 |
| 1.4.1 SiC材料的高温抗氧化性能 |
| 1.4.2 SiC材料的抗热震性能 |
| 1.4.3 SiC材料的抗冰晶石侵蚀性能 |
| 1.5 第一性原理计算及其在材料中的应用 |
| 1.6 本论文的目的、意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验 |
| 2.1 实验原料及主要设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验主要设备 |
| 2.2 实验制备过程及工艺研究 |
| 2.2.1 过渡金属纳米颗粒低温催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 2.2.2 过渡金属纳米颗粒低温催化膨胀石墨/SiO_2溶胶合成3C-SiC粉体 |
| 2.2.3 放电等离子烧结一步制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷 |
| 2.2.4 一步法制备3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料 |
| 2.2.5 膨胀石墨/Si粉原位催化反应制备自结合SiC耐火材料 |
| 2.3 3C-SiC粉体和3C-SiC/多层石墨烯粉体的表征 |
| 2.4 第一性原理计算过渡金属催化反应合成SiC粉体的催化机理 |
| 2.5 自结合SiC耐火材料的常温性能表征 |
| 2.5.1 常温物理性能 |
| 2.5.2 常温耐压强度和抗折强度 |
| 2.5.3 断裂韧性的测量和断裂表面能的计算 |
| 2.5.4 陶瓷材料维氏硬度的测量 |
| 2.6 自结合SiC耐火材料的高温性能表征 |
| 2.6.1 自结合SiC耐火材料不同温度下的高温抗折强度 |
| 2.6.2 自结合SiC耐火材料不同温度下的应力-位移曲线及弹性模量.. |
| 2.6.3 自结合SiC耐火材料的抗氧化性能 |
| 2.6.4 自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 2.6.5 自结合SiC耐火材料的抗冰晶石侵蚀性能 |
| 第3章 过渡金属纳米颗粒催化膨胀石墨/Si粉反应合成SiC粉体 |
| 3.1 无催化剂时以膨胀石墨和Si粉为原料反应合成3C-SiC |
| 3.2 硝酸镍为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 3.2.1 膨胀石墨和Si粉的TG-DTA及硝酸镍分解产物的显微形貌 |
| 3.2.2 保护剂Isobam-104的加入量对镍纳米颗粒粒径的影响 |
| 3.2.3 Ni纳米颗粒用量对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.2.4 反应温度对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.2.5 Ni纳米颗粒低温催化膨胀石墨/Si粉反应生成3C-SiC晶须的机理 |
| 3.2.6 Ni纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.3 硝酸铁为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成SiC粉体 |
| 3.3.1 Fe纳米颗粒用量对催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的影响 |
| 3.3.2 膨胀石墨/Si摩尔比对催化膨胀石墨/Si粉合成3C-SiC的影响 |
| 3.3.3 反应温度对催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 3.3.4 Fe纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.4 硝酸钴为前驱体催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体 |
| 3.4.1 催化剂Co对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC粉体的工艺研究.. |
| 3.4.2 Co纳米团簇催化膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的机理研究 |
| 3.5 催化剂种类对膨胀石墨/Si粉反应合成3C-SiC的影响对比 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 过渡金属催化膨胀石墨/SiO_2低温碳热还原反应合成3C-SiC粉体及3C-SiC/多层石墨烯复合粉体 |
| 4.1 无催化剂时膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成3C-SiC粉体 |
| 4.2 Ni催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.2.1 C-SiO_2-Ni体系的热力学分析 |
| 4.2.2 加入硝酸镍后SiO_2和膨胀石墨的TG-DSC分析 |
| 4.2.3 Ni加入量对膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成SiC粉体的影响.. |
| 4.2.4 反应温度对Ni催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 4.2.5 膨胀石墨/SiO_2摩尔比对Ni催化膨胀石墨/SiO_2干凝胶碳热还原反应合成3C-SiC粉体的影响 |
| 4.3 Co催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.4 Fe催化膨胀石墨/SiO_2碳热还原反应低温合成3C-SiC粉体 |
| 4.5 催化剂种类对膨胀石墨/SiO_2反应合成3C-SiC的影响 |
| 4.6 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的水润湿性能和分散性能 |
| 4.6.1 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的沉降性能 |
| 4.6.2 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的水润湿角 |
| 4.6.3 3C-SiC/多层石墨烯复合粉体的Zeta电位 |
| 4.7 SPS一步制备3C-SiC/多层石墨烯复合陶瓷材料 |
| 4.8 一步法制备原位3C-SiC/多层石墨烯结合SiC耐火材料 |
| 4.9 本章小结 |
| 第5章 膨胀石墨/Si粉原位低温催化反应制备自结合SiC耐火材料及其常温物理性能 |
| 5.1 无催化剂时反应温度对原位自结合SiC耐火材料常温性能的影响 |
| 5.2 Fe纳米颗粒为催化剂制备自结合SiC耐火材料及其常温性能 |
| 5.2.1 3C-SiC结合相原料加入量的影响 |
| 5.2.2 膨胀石墨/Si摩尔比的影响 |
| 5.2.3 反应温度的影响 |
| 5.3 Ni和Co纳米颗粒为催化剂制备自结合SiC耐火材料及其常温性能 |
| 5.4 自结合SiC耐火材料的断裂韧性与断裂表面能 |
| 5.4.1 催化剂种类对断裂韧性和断裂表面能的影响 |
| 5.4.2 3C-SiC结合相原料加入量对断裂韧性和断裂表面能的影响 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 自结合SiC耐火材料的高温性能 |
| 6.1 自结合SiC耐火材料的高温力学性能 |
| 6.1.1 无催化剂时自结合SiC耐火材料的高温力学性能 |
| 6.1.2 催化剂种类对自结合SiC耐火材料高温力学性能的影响 |
| 6.1.3 3C-SiC结合相加入量对高温力学性能的影响 |
| 6.2 自结合SiC耐火材料的抗氧化性能 |
| 6.2.1 自结合SiC耐火材料氧化过程的热力学分析 |
| 6.2.2 自结合SiC耐火材料的热重曲线分析 |
| 6.2.3 自结合SiC耐火材料氧化后试样的物相与显微结构 |
| 6.2.4 自结合SiC耐火材料的等温氧化动力学研究 |
| 6.3 自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.1 无催化剂时所制备自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.2 加入不同催化剂所制备自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.3 3C-SiC结合相加入量不同时自结合SiC耐火材料的抗热震性能 |
| 6.3.4 自结合SiC耐火材料抗热震参数的计算 |
| 6.4 自结合SiC耐火材料抗冰晶石侵蚀及渗透性能 |
| 6.5 催化剂种类对自结合SiC耐火材料结构与性能的影响 |
| 6.6 小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 7.3 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 |
（9）碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 碳纳米管增强碳复合耐火材料的研究进展 |
| 1.2.1 直接加入碳纳米管 |
| 1.2.2 原位生成碳纳米管 |
| 1.3 SiC增强碳复合耐火材料的研究进展 |
| 1.3.1 SiC增强MgO-C耐火材料 |
| 1.3.2 SiC增强Al_2O_3-C耐火材料 |
| 1.4 密度泛函理论(DFT)和分子动力学(MD)在材料研究中的应用 |
| 1.4.1 密度泛函理论(DFT) |
| 1.4.2 分子动力学(MD) |
| 1.5 本论文的研究内容 |
| 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 实验制备及工艺研究 |
| 2.2.1 Fe、Co及Ni单金属催化酚醛树脂热解制备碳纳米管 |
| 2.2.2 Fe/Co、Fe/Ni及Co/Ni双金属催化酚醛树脂热解制备碳纳米管 |
| 2.2.3 Fe、Co及Ni催化Si粉碳化反应制备碳化硅粉体 |
| 2.2.4 Fe、Co及Ni催化硅藻土碳热还原制备碳化硅粉体 |
| 2.2.5 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C耐火材料的制备 |
| 2.3 检测与表征 |
| 2.3.1 物相检测 |
| 2.3.2 晶粒度计算 |
| 2.3.3 石墨化度计算 |
| 2.3.4 质谱分析 |
| 2.3.5 显微结构 |
| 2.3.6 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C试样的常温性能测试 |
| 2.3.7 碳纳米管/碳化硅增强低碳MgO-C试样的高温性能测试 |
| 2.4 密度泛函理论(DFT)计算 |
| 2.4.1 Fe、Co及Ni金属纳米团簇催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的DFT计算 |
| 2.4.2 FeCo、FeNi及CoNi双金属纳米团簇催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的DFT计算 |
| 2.4.3 Fe、Co及Ni催化Si粉碳化反应生成SiC的DFT计算 |
| 2.4.4 Fe、Co及Ni金属纳米团簇催化硅藻土碳热还原制备SiC的机理 |
| 2.5 分子动力学(MD)计算Fe、Co及Ni金属纳米团簇的熔点 |
| 第3章 Fe、Co和Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.1 无催化剂时温度对热解酚醛树脂的影响 |
| 3.2 Fe催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.2.1 Fe-O-C体系的热力学分析 |
| 3.2.2 温度对Fe催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.3 催化剂Fe加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.4 升温速率对Fe催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.2.5 酚醛树脂孔结构对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.2.6 流通气氛对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.2.7 溶剂种类对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响 |
| 3.3 Co催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.3.1 Co-O-C体系的热力学分析 |
| 3.3.2 温度对Co催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.3.3 催化剂Co加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 3.4 Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 3.5 Fe、Co和Ni催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的机理 |
| 3.6 催化剂种类对催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的影响及机理 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 Fe/Co/Ni双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.1 FeCo双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.1.1 温度对FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.2 FeCo双金属加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.3 升温速率对FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.4 Fe:Co摩尔比对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.1.5 FeCo双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的TEM表征 |
| 4.2 FeNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.2.1 温度对FeNi双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.2 FeNi双金属加入量对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.3 Fe:Ni摩尔比对催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的影响 |
| 4.2.4 Fe:Ni双金属催化热解酚醛树脂生成碳纳米管的TEM表征 |
| 4.3 CoNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管 |
| 4.4 FeCo、FeNi和CoNi双金属催化热解酚醛树脂制备碳纳米管的机理 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 以酚醛树脂为碳源低温催化反应合成SiC超细粉体 |
| 5.1 硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.1 无催化剂时常规加热合成碳化硅粉体 |
| 5.1.2 以Ni为催化剂常规加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.3 以Co为催化剂常规加热催化硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.4 以Fe为催化剂常规加热催化硅粉碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 5.1.5 催化剂种类对催化硅粉碳化反应合成SiC粉体的影响 |
| 5.1.6 SiC晶须的形成机理 |
| 5.2 以硅藻土为硅源碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.1 无催化剂条件下温度对硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 5.2.2 以Ni为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.3 以Co为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.4 以Fe为催化剂催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体 |
| 5.2.5 Fe、Co及Ni催化硅藻土碳热还原反应合成碳化硅粉体的机理 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 微波加热低温催化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.1 无催化剂时微波加热合成碳化硅粉体 |
| 6.1.1 无催化剂时,反应温度对合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.1.2 无催化剂时所合成碳化硅粉体的显微结构 |
| 6.2 以Co为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.2.1 反应温度对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.2 Co加入量对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.3 保温时间对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.2.4 合成碳化硅粉体的显微结构表征 |
| 6.3 以Ni为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.3.1 反应温度对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.2 Ni加入量对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.3 保温时间对碳化反应合成碳化硅粉体的影响 |
| 6.3.4 碳化硅粉体的显微结构表征 |
| 6.4 以Fe为催化剂微波加热碳化反应合成碳化硅粉体 |
| 6.5 催化剂种类对催化硅粉合成碳化硅的影响 |
| 6.6 Fe、Co及Ni纳米颗粒催化Si粉碳化反应制备SiC的机理 |
| 6.7 小结 |
| 第7章 催化热解酚醛树脂制备碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料及其高温力学性能 |
| 7.1 碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能研究 |
| 7.1.1 催化剂种类对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能的影响 |
| 7.1.2 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料常温物理性能的影响 |
| 7.2 碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料高温抗折强度和应力-位移曲线的研究 |
| 7.2.1 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料高温抗折强度的影响 |
| 7.2.2 催化剂Fe加入量对碳纳米管/碳化硅复合低碳MgO-C耐火材料应力-位移曲线的影响 |
| 7.3 小结 |
| 第8章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（10）晶须增韧硼化钛基陶瓷刀具材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 陶瓷刀具的发展概况 |
| 1.2 TiB_2基陶瓷刀具材料的研究 |
| 1.3 高弹性模量晶须的研究 |
| 1.4 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料需要解决的问题 |
| 1.5 本课题研究的目的、意义及主要内容 |
| 2 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料的设计 |
| 2.1 晶须增韧TiB_2陶瓷刀具材料研究的目的 |
| 2.2 晶须增韧陶瓷刀具材料的设计原则 |
| 2.3 晶须的选择 |
| 2.4 金属相的选择 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 TiC晶须的制备及生长机理研究 |
| 3.1 TiC晶须的生长机理研究 |
| 3.2 碳热还原合成TiC晶须材料体系设计 |
| 3.3 TiC晶须制备工艺的优化 |
| 3.4 影响晶须产量和长径比的因素 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 TiB_2陶瓷的烧结机理研究 |
| 4.1 TiB_2陶瓷烧结驱动力的研究 |
| 4.2 TiB_2陶瓷的烧结机理 |
| 4.3 影响TiB_2陶瓷材料烧结的因素 |
| 4.4 TiB_2陶瓷刀具材料的烧结特性 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料的制备及力学性能研究 |
| 5.1 TiB_2陶瓷刀具材料的制备工艺 |
| 5.2 TiB_2基复合陶瓷刀具材料的性能测试 |
| 5.3 TiC晶须含量对材料力学性能和显微结构的影响 |
| 5.4 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料烧结助剂组分优化 |
| 5.5 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料烧结工艺研究 |
| 5.6 不同添加相对TiB_2基陶瓷刀具材料力学性能的影响 |
| 5.7 晶须增韧TiB_2基陶瓷刀具材料的增韧补强机理研究 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间取得的主要成果 |
| 学位论文数据集 |
四、温度对碳热还原合成SiC晶须的影响（论文参考文献）
- [1]ZrB2-ZrC复相陶瓷中原位生长SiC晶须的控制机理研究[D]. 张露月. 陕西科技大学, 2021(09)
- [2]碱活化粉煤灰制备结构陶瓷应用基础研究[D]. 罗扬. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020
- [3]晶须增韧TiB2基陶瓷刀具材料研究[D]. 崔海超. 山东科技大学, 2020(06)
- [4]矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究[D]. 安建成. 郑州大学, 2020(02)
- [5]基于糖—碳转化法构筑抗氧化C/C-ZrC-SiC复合材料及其性能研究[D]. 陈思彤. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [6]太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究[D]. 田江洲. 武汉理工大学, 2019(07)
- [7]微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究[D]. 张兆甫. 大连理工大学, 2019(01)
- [8]低温催化反应制备β-SiC结合SiC耐火材料及其高温性能研究[D]. 王慧芳. 武汉科技大学, 2018(08)
- [9]碳纳米管/碳化硅原位催化制备、机理及其在MgO-C耐火材料中的应用[D]. 王军凯. 武汉科技大学, 2018(10)
- [10]晶须增韧硼化钛基陶瓷刀具材料研究[D]. 朱振鹏. 山东科技大学, 2018(03)