一、不同结构的Si_3N_4/BN纤维独石陶瓷的力学性能（论文文献综述）
张天翔[1]（2021）在《孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究》文中研究指明随着高超声速飞行器的发展,天线罩必须在更高的工作温度和更恶劣的环境中承受更大的负载和热冲击,同时需要具有更好的电磁波传输特性和更低的瞄准误差,具备全天候工作能力,因此,对透波材料的选择和电结构的设计提出了更为严格的要求。本课题针对耐高温高性能透波天线罩制备材料的迫切需求,优化复合材料的制备工艺,开展孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷制备与表面致密化研究,获得孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷的热、力和电学性能。通过调控各成分比例和烧结工艺,制备出孔隙可控氮化硅基陶瓷材料;设计制备了孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷,并对其进行了表面致密化处理,研究了复合材料力学、热学及电学性能;最后制备了孔隙梯度化结构氮化硅基天线罩,通过无损检测、耐热试验、静力试验以及电性能测试,评价了透波材料及天线罩的耐温性、结构强度及透波性能。首先采用液相溶胶替代部分陶瓷粉体,同时将造孔剂与粉体枝接等方式对原料进行预处理,并制备试样,在对材料孔隙率与介电性能的影响较小情况下,有效提高了多孔氮化硅的力学性能,其弯曲强度可提升21.7%。氮化硅坯体在烧结过程中经历了生成烧结助剂液相、α-Si3N4向β-Si3N4转变及烧结致密化过程。研究发现在1650℃保温可以有效使Yb2Si2O7结晶,经过结晶处理后试样的高温强度提升了68.9%。研究结果表明,材料的力学性能随着孔隙的增加而变差,而孔隙率增加有助于材料透波性能的提升,课题通过改变各工艺参数,实现了材料孔隙率在30.1%～80.3%间的可控调节。通过建立梯度氮化硅基陶瓷材料数学模型,进行多层结构的优化设计,确定选择梯度化结构材料的层数为5,厚度为5.8mm,选择孔隙率为30.1%、介电常数为4.8的氮化硅基陶瓷材料作为高致密层,选用孔隙率为80.3%、介电常数为1.3的氮化硅基陶瓷材料作为最内层,控制冷冻胶凝成型温度为-196℃,制备了梯度氮化硅基陶瓷平板试件。电性能测试表明,在8～40GHz的工作频率范围内,材料的透波率均大于70%。采取等离子体射频磁控反应溅射法制备多孔氮化硅表面致密层,沉积温度为500℃时,试样表面沉积层均匀性较好。表面致密化处理后的材料弯曲强度为287.7MPa,介电常数为4.97。基于上述梯度氮化硅基陶瓷平板试件制备工艺,确定了冷冻反应时间为15min,通过先脱除阳模再脱除阴模的脱模控制,有效改善了坯体因收缩不匀、受力不均等因素而造成的变形和表面开裂现象,制备出较大尺寸的梯度氮化硅基陶瓷天线罩样件。采用无损检测技术验证了天线罩型面完整,壁厚均匀,内部无危险裂纹或缺陷。通过静力试验考核了天线罩的承载性能,试验中,加载到150%载荷时,驻点位移为3.155mm,根部位移为0.275mm,试验后,天线罩无破坏、无损伤。通过静热试验考核了天线罩的耐热性能,天线罩外表面最高温度达到780℃,最高温度点出现在距离顶点0.15m的截面上,试验后,天线罩无破坏、无损伤。最后,测试了天线罩的透波性能,其最低透波率为71.5%。
谭竞[2]（2020）在《有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究》文中提出随着航空航天工业的发展,高马赫数飞行器对于高温透波材料,特别是高性能透波陶瓷纤维的需求日益剧烈。BN-Si3N4复相陶瓷纤维结合了 BN纤维优异的热稳定性、介电性能和Si3N4纤维出色的力学性能的优点,是一种极具发展潜力的高温透波陶瓷纤维材料。本论文以聚环硼氮烷（PBN）和聚硅氮烷（PSZ）为前驱体,通过前驱体的复合、熔融纺丝、电子束交联和高温热解制备了具有优良力学、介电、抗氧化等综合性能的BN-Si3N4复相陶瓷纤维。论文首先考察了 PBN与PSZ前驱体的基本性质与热解过程,并研究了复合前驱体的复合效应与热解机理;研究了复合前驱体的流变性和熔融纺丝工艺,制备了优质的纤维原丝;考察了不同交联工艺对纤维不熔化处理的影响;最后经过高温烧成制备了复相陶瓷纤维,并探讨了纤维的形貌与结构对纤维性能的影响。本论文的主要研究结论如下:1、聚环硼氮烷（PBN）前驱体的热解产物为乱层t-BN,而聚硅氮烷（PSZ）前驱体的热解产物为混合的α-Si3N4与β-Si3N4。二者的热解产物中碳含量均在0.5wt%以下,说明PBN与PSZ适合作为透波陶瓷纤维的前驱体使用。2、PBN/PSZ复合前驱体的热解过程存在复合效应,复合前驱体中PSZ含量的增加能够提高热解产物中BN相的结晶度。当热解产物中Si3N4含量为25wt%时,BN晶体的结晶度达到最大值。复合前驱体热解产物中Si3N4均为无定形态。3、PBN/PSZ复合前驱体的热解过程分为无机化过程和晶体化过程。无机化过程主要通过N-H、-NHCH3、-CH3以及Si-H等基团之间的反应放出CH4、CH3NH2等小分子来完成。复合前驱体的无机化过程在1000℃完成,其热解产物中的BN相从1400℃开始出现结晶行为,在1600℃保温120min可以确保h-BN结晶过程的完成。4、PBN/PSZ复合前驱体具有优异的纺丝性能,其粘流活化能为14.20 kJ/mol。其熔体为假塑性流体,呈现剪切变稀特性,在120-150℃温度段流动指数为0.812-0.982。5、PBN/PSZ复合前驱体熔融纺丝工艺由纺丝温度、纺丝压力和收丝速度控制,三个工艺参数需要相互协调匹配,才能制备出均匀致密,直径合适的纤维原丝。本实验中合适的纺丝条件为纺丝温度110-135℃,纺丝压力0.3-0.7 MPa,收丝速度>8m/s。6、采用NH3交联与电子束交联两种方式对纤维原丝进行了不熔化处理。研究结果表明,电子束交联是更合适的不熔化处理工艺。不熔化纤维的凝胶含量为81.8wt%,热解至1000℃后,所得的陶瓷纤维均匀致密,没有缺陷。7、不熔化纤维经过1000℃、NH3处理和1600℃、N2高温热解后,陶瓷收率为40wt%,残余的碳含量约为0.2wt%,所得陶瓷纤维的组成接近化学计量比,为 BN（Si3N4）0.05。8、1600℃高温烧成的复相陶瓷纤维呈“壳芯结构”。纤维的边缘由一层结晶度较低的BN构成,而纤维的中心区域,BN晶粒发育十分完善,（002）晶面间距为0.333 nm,符合h-BN晶体的理论值,晶粒尺寸超过15nm。9、复相陶瓷纤维具有优秀的力学、介电和抗氧化性能。得到的纤维的拉伸强度和杨氏模量分别为1040 MPa和90 GPa,其介电常数和介电损耗分别为3.21和3.11×10-3。在空气中900℃和1000℃下中氧化4 h其增重率分别为2wt%和7wt%。
于明[3]（2020）在《Si3N4f/BN-Si3N4陶瓷基复合材料力学性能和热震损伤行为》文中认为氮化物基透波陶瓷作为一种新型结构-功能一体化材料,在航空航天、国防、通信等领域有着重要应用前景。具有类石墨结构的六方氮化硼陶瓷耐高温、机加工性和介电性能优异、热物理性能优良;氮化硅陶瓷强度高、化学稳定性好,两者优势性能互补,故对h-BN/Si3N4陶瓷基复合材料的相关研究逐步开展起来。本文采用热压烧结工艺,以Al PO4作固相烧结助剂,在1400～1600 ℃下制备了短切Si3N4f增强h-BN/Si3N4（SBS）复相陶瓷。研究了烧结温度、纤维含量及BN含量对显微组织、物相组成、力学和介电性能、热物理和抗热震性能的影响规律,并对热震损伤行为与热应力场分布等进行分析和有限元数值模拟。研究表明,在1500 ℃以下烧结时复相陶瓷成分包括α-Si3N4、h-BN、Al PO4和β-Si3N4,其中α-Si3N4为主相,而1600 ℃烧结时塞隆相成为主相。随烧结温度升高,试样气孔率降低,抗弯强度提升,介电常数和介电损耗增加。10SBS-1400的抗弯强度仅有75±2.1 MPa,断裂韧性1.2±0.11 MPa·m1/2,介电常数3.9,介电损耗角正切值（tanδ）小于2×10-3。而10SBS-1500的相关性能分别可达117±12MPa,2.1±0.53 MPa·m1/2,4.6和3×10-3。随BN体积分数由5%增至30%,材料抗弯强度由176±14 MPa降至119±18 MPa,介电常数由5.28降至4.67。另外,当烧结温度超过1500 ℃时,氮化硅纤维发生析晶现象,性能出现退化。以硼酸和尿素为原料采用浸渍-裂解法于Si3N4纤维表面合成BN非晶涂层,当浸渍液浓度为0.8 mol/L时涂层脱落现象改善,厚度适中,通过XRD、XPS分析等进一步明确了BN涂层的制备机理。纤维的单丝拉伸试验表明涂层后抗拉强度下降且呈脆性断裂。采用基于牵引-分离定律的扩展有限元法和粘性单元分别模拟了基体和界面在横向拉伸过程中的失效行为。对复相陶瓷的热物理性能进行了测试,热扩散系数随烧结温度增加而增加,随测试温度增加而降低。S20BS的平均热导率仅为2.75 W/m·K（RT～1500 ℃）,平均热膨胀系数为2.8×10-6/K（RT～1200 ℃）。依据力学性能结果预测BN体积分数5%～20%的复相陶瓷热震临界温差为456～555 ℃。实验表明BN可以提高抗热震性能,各组分试样在ΔT=900 ℃的热震试验后残余强度显着下降,强度保留率仅在19%～30%之间,热震后陶瓷表面生成的氧化膜成分主要是B2O3和Si O2。采用瞬态完全热力耦合方法模拟机械约束下热震淬火过程的宏观温度场和应力场变化,当热震温差超过575 ℃时,热应力开始大于材料的强度值,热震温差达到1175 ℃时,内部应力达400 MPa以上。对600～1200 ℃下的纤维-涂层-基体细观RVE模型进行了热应力计算,纤维主要承受轴向拉应力,基体承受压应力。
龙鑫[4]（2020）在《SiCN和SiBN纤维组成结构调控与性能研究》文中指出高性能连续陶瓷纤维是先进陶瓷基复合材料的重要组分,是航空航天推进系统、热防护系统和透波窗口等国防军工领域应用的关键原材料。SiCN和SiBN等连续氮化物纤维是结构功能一体化的高性能陶瓷纤维,其组成、结构与性能尚未得到系统研究,制约了相关装备的设计与应用选材。本文采用先驱体转化方法制备出SiCN纤维和SiBN纤维,并对这两类氮化物纤维的组成结构进行了宽域调控。通过系统的组成、结构和性能表征,分别研究了SiCN纤维和SiBN纤维的组成结构与耐高温性能的构效关系,探讨了这两类纤维的组成结构与介电性能的关系,为SiCN纤维和SiBN纤维的性能优化及其在高温吸波/透波部件中的应用提供科学依据。研究了SiCN纤维的组成结构调控方法,系统分析了不同组成SiCN纤维的微结构特征及其形成机理。采用电子束辐照交联的聚碳硅烷（EB-PCS）纤维为起始原料,通过氨气介入有机-无机转化过程的氮化脱碳方法,制备出连续SiCN纤维,并通过氨气流量大小和温度等工艺参数控制,使碳含量在1.86 wt%-37.5 wt%范围内调控,拉伸强度为2.0 GPa左右,弹性模量为168-233 GPa,平均直径为12μm。SiCN纤维具有Si3N4、SiC/C和梯度SiCxNy等组成相共存的微结构特征,这三种组成相的含量与SiCN纤维元素组成相关:碳含量小于15.7 wt%的SiCN纤维主要组成为Si3N4,碳含量在15.7 wt%-22.8 wt%范围内会形成大量的梯度SiCxNy,碳含量大于22.8 wt%则主要组成为SiC/C。梯度SiCxNy的形成表明了EB-PCS纤维是通过纳米通道的扩散反应机制进行氮化脱碳反应。研究了不同组成的SiCN纤维在氮气、氩气、空气中的高温结构演变行为和力学性能变化规律。在1400℃以上的惰性气氛中,非晶态Si3N4发生碳热还原和高温分解反应,导致碳含量小于15.7 wt%的SiCN纤维单丝拉伸强度快速下降,经1600℃处理后完全失去拉伸强度;碳含量大于22.8 wt%的SiCN纤维拉伸强度随温度升高下降缓慢,经1600℃处理后拉伸强度保留率大于50%,拉伸强度降低的主要原因是梯度SiCxNy的相分离和自由碳纳米簇的二维增长。SiCN纤维拉伸强度在高温氩气中的降低速度显着快于氮气气氛。同时,非晶态Si3N4在氩气中的初始结晶温度较氮气气氛低约50℃。经1200℃空气气氛处理后,SiCN纤维表面开始氧化生成无定形SiO2。经相同条件氧化处理后,碳含量较低的SiCN纤维拉伸强度保留率较低,主要是因为低碳含量SiCN纤维的孔隙率较高,氧气扩散速率不均匀造成氧化界面应力集中加剧。研究了不同组成SiBN纤维的结构特征和高温环境下的结构与性能演变规律,以及硼元素在高温结构演变中的作用机制。采用先驱体转化方法制备出硼含量在0.23 wt%-6.81 wt%的连续SiBN纤维,单丝拉伸强度在1.40 GPa左右,弹性模量为110-140 GPa,平均直径在13μm,密度为1.9-2.3 g/cm3。非晶态SiBN纤维主要由SiN4和BN3两种结构基元组成,构建了包含非晶态Si3N4、非晶态BN和二者之间的非晶态Si-N-B网络结构的结构特征。在不同硼含量SiBN纤维中,硼元素对高温结构演变的作用机制明显不同。在温度低于1600℃时,硼元素能够显着抑制SiBN纤维的高温结晶,且硼含量越高,纤维的初始结晶温度越高,1600℃处理后单丝拉伸强度保留率大于50%。经1600℃延长处理时间或进一步升高处理温度均会使SiBN纤维结晶。硼含量为3.56 wt%-5.14 wt%时,硼原子与少量氧原子形成的高温液相能够促进β-Si3N4结晶;硼含量大于6.81 wt%时,硼原子主要以固态的BN存在,阻碍了硅原子迁移,对SiBN纤维的高温结晶表现出抑制作用。研究了氮气、氩气和空气气氛对SiBN纤维高温结构与性能变化的影响规律。SiBN纤维在氮气中经1700℃处理后开始明显结晶,拉伸强度显着下降至0.5 GPa左右。同时,高温氮气具有反应活性,会在SiBN纤维表面与硼元素结合形成BN,导致硼元素呈现出纤维表层含量高而内部含量低的径向梯度分布。在氩气中,SiBN纤维经1600℃处理开始明显结晶,形成α-Si3N4、β-Si3N4和Si2N2O等结晶相,拉伸强度为0.5-1.0 GPa。SiBN纤维经高温空气处理后表现出扩散氧化的特征,其中BN和Si3N4分别氧化形成B2O3和SiO2,B2O3更易气化逸出,导致其表面氧化层形成复杂的精细结构,从表及里分为SiO2、SiO2/BN、SiBNO和扩散过渡区等四个区域。研究了SiCN纤维的组成结构与介电性能的关系。SiCN纤维的电阻率和介电常数与其碳含量和微结构密切相关。碳含量为37.5 wt%的SiCN纤维介电常数实部和虚部均大于20,电磁波主要在纤维表面发生反射作用;碳含量在28.2 wt%-15.7wt%范围内的SiCN纤维介电常数满足吸波材料的要求。其中,碳含量为28.2 wt%的SiCN纤维最小反射系数为-46.1 d B,有效吸收带宽为3.79 GHz;结合其微结构特征分析,连续的SiC/C具有电导损耗作用,梯度SiCxNy在改善纤维阻抗匹配的同时形成了SiCxNy-SiC和SiCxNy-Si3N4等异质结,通过极化损耗机制增强了吸波性能;经1400℃氮气处理后,其最小反射系数可低至-63.7 d B,有效吸收带宽增加至4.20 GHz,显示了优异的高温电磁吸波性能。研究了SiBN纤维的组成结构与介电性能的关系。SiBN纤维仅含有微量的碳元素,其介电常数和介电损耗均随硼含量的增加而明显降低,可以通过Lichtenecker对数混合定律进行解释。硼元素有利于提高纤维的电磁透波性能,主要归结于部分硼元素以低介电损耗BN的形式存在,同时Si–N–B网络结构能够抑制微结构中电子云的流动,降低了表观的介电常数和介电损耗。同时,硼元素还能有效稳定宽温域范围的介电参数,能够满足高温透波复合材料的应用要求。
叶健[5]（2020）在《介电梯度Si3N4陶瓷的宽频透波设计、制备及性能研究》文中指出随着飞行器飞行马赫数的提高、飞行距离的延长,对天线窗口材料提出了更加苛刻的要求,现有的透波材料无法满足应用需求。氮化硅基陶瓷材料由于其优异的力、热、电综合性能及良好抗热震和耐烧蚀性能,已成为继熔石英之后重点发展的新一代耐高温透波材料。但致密氮化硅材料的介电常数偏高,在拓宽天线罩工作频段与缩减瞄准误差等方面仍存在一定的局限性,多孔化是实现其介电性能优化的有效途径。因此,开展新型孔隙率连续梯度宽频透波/防隔热/承载一体化Si3N4基透波材料的研究具有重要的理论意义和应用价值。本文以多孔氮化硅基陶瓷为研究对象,采用有机流延成型技术实现均质及孔隙率梯度多孔氮化硅材料的制备。通过流延成型工艺的优化制备出高性能的流延生带,揭示了多孔Si3N4材料组织演变及其对材料力学和介电性能的影响规律,并在其基础上通过多层梯度多孔氮化硅材料介电性能的模拟计算,实现了孔隙率梯度多孔氮化硅材料的结构优化、制备与性能表征。溶剂种类、分散剂种类及含量、固相含量、粘结剂和增塑剂含量均影响Si3N4基陶瓷材料流延浆料的流变性能。聚乙烯吡咯烷酮（PVP）可有效分散Si3N4基陶瓷粉体,浆料的粘度随着固相含量和粘结剂含量的增加而增大,随其增塑剂与粘结剂比值（R值）的增大呈先减小后增加的趋势。其优化组分的配比为:以体积比1:1:1的乙醇、甲苯和NMP作为溶剂,1.5wt%PVP为分散剂,7wt%聚乙烯醇缩丁醛（PVB）为粘结剂,质量比1:1的聚乙二醇400（PEG400）和邻苯二甲酸二丁酯为复合增塑剂,R值为1,固相含量低于35vol%。阐明了造孔剂和烧结工艺对材料致密化行为、孔隙率、α→β-Si3N4的相变、β-Si3N4晶粒形貌的影响规律与机理。多孔Si3N4陶瓷材料的主要致密化机理为溶解-沉淀-析出和气-液-固（VLS）生长。气压烧结温度由1800oC提高至1900oC,促进了烧结过程中Si3N4材料的溶解-沉淀-析出和VLS生长效应,实现了α→β-Si3N4的完全相转变。气相传质促进了β-Si3N4棒晶的原位生长,且β-Si3N4棒晶的长径随造孔剂含量的增加而增加,这主要归结于高气孔率对气相传质的促进效应。多孔Si3N4陶瓷材料具有优异的力学性能,33%气孔率材料的抗弯强度和断裂韧性分别高达180MPa和3.2MPam-1/2,这主要归结于材料烧结过程中自韧化β-Si3N4棒晶的原位生成。多孔Si3N4陶瓷材料具有优异的介电性能,其介电常数随着造孔剂含量的增加不断降低,造孔剂含量由12.5vol%增加到40vol%,多孔Si3N4陶瓷介电常数由4.0降低至2.38,这主要是由于造孔剂的增加显着增加了材料的气孔率。基于电磁波传输的传输线理论,模拟计算了介电梯度多孔材料的电磁波传输效率,实现了孔隙率梯度多孔Si3N4陶瓷的结构优化设计。利用有机流延成型和气压烧结技术,制备出结构因子0.5、介电常数4.00?2.46递减的11层孔隙率梯度的多孔Si3N4基宽频透波陶瓷,其2～20GHz频段的电磁波透过率>72%,测试结果与理论计算结果吻合较好。
崔雪峰,李建平,李明星,周杰,李鑫,成来飞,刘永胜,叶昉[6]（2020）在《氮化物基陶瓷高温透波材料的研究进展》文中指出氮化物基陶瓷材料具有高强度、高模量、耐高温、抗热震和透波等优异的综合性能,是高温透波构件的主要候选材料,目前应用报道较少,制备工艺和性能有待进一步完善和提高。本文综述了氮化物陶瓷、氮化物复相陶瓷及氮化物陶瓷基复合材料的研究现状,发现多孔氮化硅陶瓷、BN-Si3N4复相陶瓷和BNw/Si3N4复合材料的综合性能较为优异,可达到介电常数低于5,介电损耗低于0.01,室温弯曲强度高于200 MPa的水平。本文分析了氮化物基陶瓷高温透波材料研究的现存问题,主要是力学性能与介电性能难以协同提高;最后对高温透波材料体系的选择及其制备工艺的未来发展方向进行了展望。
杨雪金[7]（2019）在《氮化硅纤维增强氧化硅基透波复合材料的制备与性能研究》文中认为为满足高马赫数飞行器对耐高温、低介电和抗烧蚀天线罩（窗）用透波材料的应用需求,本文以氮化硅（Si3N4）纤维为增强体,以硅溶胶为氧化硅（SiO2）基体先驱体,通过溶胶-凝胶工艺制备了单向氮化硅纤维增强氧化硅(UD Si3N4f/SiO2)复合材料和浅交弯连层连结构氮化硅纤维增强氧化硅(2.5D Si3N4f/SiO2)复合材料。开展了Si3N4纤维的耐温性能、硅溶胶的无机化过程以及氧化硅基体的强韧化等研究工作,探讨了制备工艺对复合材料微观结构和力学性能影响,研究了复合材料高温力学行为及高温失效机制,采用CVD BN和CVD Py C涂层对复合材料进行了界面改性,同时研究了复合材料的热物理性能、介电性能和抗烧蚀性能。研究了Si3N4纤维的耐温性能。在氮气气氛中,Si3N4纤维具有良好的热稳定性:经1500℃热处理3h后,纤维依然保持无定形结构,强度保留率可达49%;经1600℃热处理后,Si3N4纤维发生严重粉化和明显的α-Si3N4析晶反应,拉伸强度完全丧失。在空气气氛中,Si3N4纤维发生高温氧化反应:经1100℃热处理3h后,纤维强度保留率可达95%左右;当温度高于1200℃,纤维表面开始出现氧化,拉伸强度完全丧失;Si3N4纤维氧化活化能约为135.5 k J·mol-1。研究了制备温度和气氛对溶胶转化SiO2高温析晶、致密度和力学性能的影响。SiO2析晶起始温度为1200～1300℃,进一步升高热处理温度或者延长热处理时间均能显着提高析晶程度,并且SiO2在空气气氛中比在氮气气氛中更加容易析晶。此外,1100℃以上高温烧结能够显着提高SiO2的致密度。1400℃制备SiO2的相对密度、显微硬度和显微模量分别达到了99%、2.23 GPa和34.6 GPa,但弯曲强度和弹性模量分别仅为13.8 MPa和2.3 GPa左右。过高温度烧结引起SiO2高温析晶并诱发产生微裂纹,是导致SiO2弯曲强度过低的主要原因。研究了短切Si3N4纤维和BN增强颗粒对SiO2基体的强韧化作用。短切Si3N4纤维的存在不利于SiO2基体的烧结致密化,且短切纤维对多孔SiO2的强韧化作用不明显。相较而言,以环硼氮烷为先驱体通过PIP工艺引入BN第二相,能够显着提高SiO2基体的致密度和力学性能,并且能够有效抑制SiO2的高温析晶。1000℃制备SiO2-BN复相材料的弯曲强度可达66.0 MPa,1400℃制备的SiO2-BN复相材料依然保持无定形结构。环硼氮烷与SiO2表面发生化学反应是SiO2基体力学性能得到显着提高,以及高温析晶得到有效抑制的内在原因。通过缠绕成型和溶胶-凝胶法制备了单向Si3N4f/SiO2复合材料,研究了纤维含量和制备工艺对复合材料力学性能的影响。Si3N4纤维含量优选为37%,800～1000℃制备复合材料的力学性能较优,密度和孔隙率分别为1.68 g?cm-3和25%左右,弯曲强度和断裂韧性分别保持在166.5～174.0 MPa和7.0～7.2 MPa·m1/2。继续升高制备温度,复合材料力学性能直线下降。此外,单向Si3N4f/SiO2复合材料900℃高温弯曲强度不降反升,最高可达255.9 MPa,相比室温下提高了47%;然而,经1200℃以上较长时间氧化后,复合材料力学性能发生明显退化,弯曲强度最低降至50.0MPa左右。纤维-基体界面残余应力的释放是复合材料弯曲强度在900℃不降反升的内在原因,纤维表面氧化和纤维-基体界面结合过度强化是复合材料在1200℃力学性能下降的直接原因。研究了制备温度对2.5D Si3N4f/SiO2复合材料力学性能的影响,探究了CVD BN涂层和CVD Py C涂层对复合材料的界面改性作用。1000℃制备2.5D Si3N4f/SiO2复合材料的力学性能相对较优,弯曲强度、断裂韧性和层间剪切强度分别达到了73.3 MPa、2.1 MPa·m1/2和15.9 MPa左右。BN界面涂层未显着改善1200℃制备复合材料的力学性能,复合材料断面无明显纤维拔出;Py C界面涂层能够保护Si3N4纤维免受损伤,但也导致了纤维-基体界面结合过弱,复合材料虽呈现出韧性断裂模式,但弯曲强度低于20.0 MPa。进一步,通过PIP工艺引入BN第二相基体,复合材料力学性能得到显着提高,1200℃制备2.5D Si3N4f/Py Cc/SiO2-BN复合材料的弯曲强度最高可达77.3 MPa左右。研究了2.5D Si3N4f/SiO2复合材料的热导率、热膨胀系数、介电性能和等离子体烧蚀性能。1000℃制备复合材料的常温热导率为0.682 W?m-1?K-1,200～1100℃热膨胀系数介于（2.5～4.5）×10-6 K-1之间,200～1200℃平均介电常数和平均损耗角正切值分别为3.78和7.11×10-3（12 GHz）,线烧蚀速率和质量烧蚀率分别为0.0732mm?s-1和0.56×10-2 g?s-1。在等离子体烧蚀过程中,SiO2主要发生熔融、气化和分解,Si3N4纤维主要发生析晶粉化及高温分解。由于Si3N4纤维的耐温性能优于SiO2纤维,Si3N4f/SiO2复合材料的耐烧蚀性能明显优于SiO2f/SiO2复合材料。此外,通过引入BN第二相基体,复合材料耐烧蚀性能得到进一步提高,2.5D Si3N4f/SiO2-BN复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别仅为0.0214 mm?s-1和0.10×10-2 g?s-1。
江涛[8]（2019）在《层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势》文中进行了进一步梳理层状陶瓷复合材料是以陶瓷材料为硬夹层,以氮化硼或石墨为软夹层,并且通过烧结工艺制备出具有层状结构的陶瓷复合材料。层状陶瓷复合材料具有较高的力学性能,良好的耐磨损性能和良好的耐腐蚀性能和良好的抗高温氧化性能等。层状陶瓷复合材料主要包括以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料,还有以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料。主要综述以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料和以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料的制备技术,物相组成,显微结构,力学性能和耐磨损性能,耐腐蚀性能和抗高温氧化性能以及其他性能等。并综述以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料和以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料的研究发展现状和发展趋势,并对层状陶瓷复合材料的未来研究发展趋势进行分析和预测。
程业红[9]（2019）在《ZrB2-SiC-Graphene仿生复合微结构构建及增韧机制研究》文中研究说明在高速飞行期间,飞行器的局部热端部位温度高达2000℃以上。对热防护材料的抗氧化耐温极限、高可靠性和抗热冲击性能提出了更加苛刻的要求。传统的难熔金属、石墨、C/C、C/SiC以及SiC/SiC耐高温材料已经难以满足未来热防护系统的需求。而熔点在3000℃以上的过渡族金属的难熔硼化物和碳化物是一种非常有前途的在2000℃以上使用的非烧蚀型超高温防热材料,其中ZrB2基超高温陶瓷因具有优异抗氧化烧蚀性能,被研究地最为广泛和深入。然而ZrB2基超高温陶瓷材料的本征脆性和较差的抗热冲击性能一直是限制其工程应用的关键。国内外学者尝试在ZrB2陶瓷中引入多种添加相进行增韧和改善抗热冲击性能,但效果有限,尚不能满足极端热环境的需求。为了进一步提高ZrB2陶瓷材料的断裂韧性和抗热冲击性能,国内外研究人员在仿生层状、“砖-泥”结构和纤维独石陶瓷方面做了不少工作,但大都采用聚合物、金属或者高体积分数（>70vol.%）的二维石墨片和氮化硼作为弱界面相替代天然生物材料中的蛋白质层,严重破坏了陶瓷材料的高温性能和抗氧化烧蚀性能。此外,层状材料具有显着的面外各向异性,纤维独石结构仅在沿着纤维轴向方向具有较好的力学性能,在偏离纤维轴向性能严重衰减。针对上述问题,本文在在利用仿生微结构增韧超高温陶瓷的同时,采用高陶瓷组分的弱界面保证ZrB2超高温陶瓷材料优异的抗氧化烧蚀性能,通过微结构设计缓解仿生陶瓷的显着各向异性。最终通过多组分、跨尺度微结构设计缓解仿生陶瓷材料的各向异性,在实现多尺度增韧和改善抗热冲击性能的同时又保持了其优异的抗氧化烧蚀性能。通过调控石墨烯的含量获得了具有不同微结构和力学性能的ZrB2-SiC-Graphene陶瓷。选择高弹性模量和强度的ZrB2-20vol.%SiC作为强基体,选择具有较高断裂能和抗热冲击性能的ZrB2-20vol.%SiC-30vol.%Graphene作为弱界面。通过创新的造粒-涂覆方法制备了ZrB2-SiC-Graphene@ZrB2-SiC“砖-泥”陶瓷,表现出较小的各向异性和优异的抗热冲击性能。在微-纳尺度石墨烯可以抵抗裂纹尖端之前局部损伤引起的裂纹萌生,在宏观尺度上多组分间弹性模量的失配抑制裂纹扩展,迫使任何初始裂纹连续改变方向,从而通过裂纹偏转和分叉降低裂纹尖端应力,抑制裂纹扩展,提升断裂韧性。最终通过石墨烯拔出与桥联的微观增韧行为以及裂纹偏转与分叉的宏观增韧行为实现多尺度复合增韧的效果。通过热压无序排列的ZrB2-SiC/ZrB2-SiC-Graphene（ZS/ZSG）短纤维制备面内各向同性的非轴向排列的ZS/ZSG短纤维独石陶瓷,以克服传统轴向ZrB2纤维独石陶瓷的显着面内各向异性。研究了致密度、纤维直径对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷微观结构和力学性能的影响。随烧结温度的提高,ZS/ZSG短纤维独石陶瓷的相对密度和力学性能逐渐增加。随纤维直径减小,ZS/ZSG短纤维独石陶瓷的弯曲强度先增加后减小,断裂韧性逐渐增加。ZS/ZSG短纤维独石陶瓷经最高温度超过2150℃的氧乙炔火焰烧蚀615s后,外形保持完整,没有宏观裂纹,呈现非烧蚀特性。通过改变纤维片的排布角度获得不同微结构的ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷。轴向对齐的ZS/ZSG-0o纤维独石陶瓷沿纤维轴向具有优异的力学性能,其断裂韧性和断裂功高达10.42±0.98MPa·m1/2和737.8J/m2,但存在明显的面内各向异性。ZS/ZSG-15o、ZS/ZSG-45o和ZS/ZSG-90o纤维独石陶瓷的力学性能较ZS/ZSG-0o有所衰减,但其面内性能较为均为。ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷通过微米级到纳米级的多尺度结构中的内在和外在增韧抵抗破坏。内在增韧机制主要作用于纳米尺度,在裂纹尖端之前石墨烯可以抵抗局部损伤引起的裂纹萌生。而外部增韧机制,在微米尺度上起作用并且主要在裂纹尖端后面,当裂纹开始扩展时,裂纹偏转、分叉和石墨烯拔出等外部增韧机制降低裂纹尖端应力,抑制裂纹扩展,使ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷表现出显着上升的R曲线行为。
孙逊[10]（2019）在《基于微观力学参数的氮化硅纤维增强碳化硅基复合材料微宏观力学关系构建》文中指出氮化硅（Si3N4）纤维具有优异的热稳定性、抗氧化性以及电磁性能,其增强的陶瓷基复合材料在高温电磁功能材料领域具有广阔的应用前景。但当前常见的Si3N4纤维增强陶瓷基复合材料力学性能不佳,为解决这一问题,本文开展Si3N4/SiC这一新型复合材料的制备和微宏观力学性能的研究工作,以期满足高温电磁功能材料对力学性能的要求。针对目前连续纤维增强陶瓷基复合材料（CFRCMCs）各组分微观力学性能参数研究的不足,本文以Si3N4/SiC复合材料为研究对象,采用微纳力学测试技术,首次系统表征了该复合材料中各组分的原位微观力学性能参数,包括纤维和基体的弹性模量、断裂韧性和界面结合强度,并以此为基础,构建了Si3N4/SiC复合材料微观力学性能与宏观力学性能之间的关系。本文所采用的测试表征方法和研究结果对于其他连续纤维增强陶瓷基复合材料具有普适价值。为准确获取Si3N4/SiC复合材料各组分微观力学性能参数,本文首先确定合适的测试表征方法。目前复合材料基体的微观力学性能参数可以通过常规的纳米压痕测试技术准确获取,该测试技术同样适用于纤维弹性模量和硬度的表征。但常规纳米压痕测试无法获取小尺度纤维的原位断裂韧性,本文采用微柱法成功解决了该测试问题。接着通过对比单纤维顶出和单纤维顶入的两种测试方法,确定单纤维顶入法为Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的表征方法。为解决单纤维顶入测试过程中纤维的选取问题,本文首次开展不同纤维排布状态Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的研究工作,结果表明纤维周边的环境不会影响界面结合强度测试结果的准确性。在系统研究复合材料的力学性能前,需掌握纤维组成、结构和力学性能随温度的变化规律。研究表明经1400oC热处理后,Si3N4纤维组成结构仍保持不变,呈现出良好的耐温性,且纤维在1200oC时的强度保留率仍可维持在82.45%。采用纳米压痕技术首次表征了Si3N4纤维轴向和径向的弹性模量和硬度,结果表明得益于Si3N4纤维的结构稳定性,纤维弹性模量和硬度值在800oC～1400oC没有发生明显变化,同时纤维在两个方向的弹性模量和硬度值较为接近,表明该纤维属于各向同性材料。采用PIP法制备了Si3N4/SiC复合材料,根据纤维的耐温性,制备温度选为800oC～1200oC。本文利用确定的微纳力学测试手段系统表征了Si3N4/SiC复合材料各组分微观力学性能参数。首次采用微柱法开展了Si3N4纤维原位断裂韧性的研究工作,结果表明在800oC、1000oC和1200oC纤维的断裂韧性变化较小,分别为2.08±0.21 MPa·m1/2、2.01±0.18 MPa·m1/2、1.99±0.16 MPa·m1/2。采用单纤维顶入法开展了不同温度制备的Si3N4/SiC复合材料界面结合强度的研究工作,因纤维和基体在复合材料制备过程中存在界面反应,导致复合材料界面结合强度较高,均大于220.5 MPa。采用DIC技术观察到强界面结合导致复合材料裂纹直接贯穿纤维,复合材料呈脆性断裂模式,最高弯曲强度仅为112.6±8.6 MPa。为提高复合材料力学性能,在Si3N4/SiC复合材料中引入CVD-BN界面相,并研究了制备温度对Si3N4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能的影响。结果表明BN界面相的引入避免了纤维和基体之间的界面反应,有效降低了复合材料界面结合强度（<110 MPa）,从而提高了复合材料的弯曲强度,其中1000oC制备的Si3N4/BN/SiC复合材料强度最优,为165.5±8.2 MPa。采用DIC技术观察到Si3N4/BN/SiC复合材料裂纹能够偏转,表明BN界面相的引入使得复合材料由脆性断裂模式转变为韧性断裂模式,提高了复合材料宏观力学性能。最后研究了BN界面相厚度对复合材料微宏观力学性能的影响。结果显示Si3N4/SiC复合材料的界面结合强度随界面相厚度的增大而逐渐降低,界面相厚度为800 nm时,界面结合强度最低（62.5±6.7 MPa）,但复合材料弯曲强度最低,仅为138.2±9.5 MPa,这是由于界面结合相对偏弱导致载荷无法有效传递至纤维,复合材料的韧性高但强度低。界面相厚度为400 nm的复合材料界面结合强度为75.2±8.2 MPa,材料弯曲强度最高,为223.2±11.6 MPa。这表明只有当界面结合强度适中时,才能有效发挥纤维的增强增韧作用,从而提高复合材料的强度和韧性。
二、不同结构的Si_3N_4/BN纤维独石陶瓷的力学性能（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、不同结构的Si_3N_4/BN纤维独石陶瓷的力学性能（论文提纲范文）
（1）孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 航天透波材料应用概述 |
| 1.2.1 天线罩结构与材料需求 |
| 1.2.2 陶瓷透波材料发展 |
| 1.3 氮化硅基透波陶瓷材料 |
| 1.3.1 氮化硅基陶瓷透波材料制备 |
| 1.3.2 氮化硅基陶瓷透波材料增韧 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料与研究方法 |
| 2.1 氮化硅基陶瓷的制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 微观结构与成分分析 |
| 2.2.2 性能测试 |
| 第3章 氮化硅基陶瓷的制备工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮化硅基陶瓷材料的组成设计与优化研究 |
| 3.2.1 氮化硅基陶瓷组分分析研究 |
| 3.2.2 粉体枝接造孔剂对复相陶瓷材料性能的影响 |
| 3.3 氮化硅基陶瓷制备工艺研究 |
| 3.3.1 陶瓷粉料的均匀化分散工艺 |
| 3.3.2 氮化硅基陶瓷烧结工艺 |
| 3.4 氮化硅基陶瓷复合材料微观组织调控及性能研究 |
| 3.4.1 固相含量的影响 |
| 3.4.2 烧结温度的影响 |
| 3.4.3 烧结助剂的影响 |
| 3.4.4 造孔剂含量的影响 |
| 3.4.5 BN含量的影响 |
| 3.4.6 氮化硅纳米线的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 孔隙梯度化氮化硅基陶瓷的结构设计与制备方法优化研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 基于介电性能调控的氮化硅基陶瓷孔隙梯度化结构设计 |
| 4.2.1 多层结构透波数学模型建立 |
| 4.2.2 介电梯度结构设计 |
| 4.2.3 层间厚度及介电常数公差的影响分析 |
| 4.2.4 梯度化结构材料电性能模拟分析 |
| 4.2.5 梯度化结构材料热性能模拟分析 |
| 4.3 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷材料的制备 |
| 4.3.1 坯体胶凝反应研究 |
| 4.3.2 层间冷冻技术研究 |
| 4.3.3 梯度氮化硅基陶瓷的制备 |
| 4.3.4 梯度氮化硅基陶瓷的结构表征 |
| 4.4 氮化硅基陶瓷的表面致密化及性能研究 |
| 4.4.1 表面致密层材料的选择和制备技术 |
| 4.4.2 氮化硅基陶瓷表面致密层组成分析 |
| 4.4.3 氮化硅基陶瓷复合材料的力学性能和介电性能 |
| 4.4.4 氮化硅基陶瓷复合材料的吸水性与气密性 |
| 4.4.5 氮化硅基陶瓷复合材料的热震性能与烧蚀性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩制备研究 |
| 5.2.1 天线罩制备工艺设计 |
| 5.2.2 天线罩成型工艺控制 |
| 5.3 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩无损检测技术研究 |
| 5.4 孔隙梯度化结构氮化硅基陶瓷天线罩性能测试研究 |
| 5.4.1 天线罩力学性能研究 |
| 5.4.2 天线罩耐热性能研究 |
| 5.4.3 天线罩电性能测试 |
| 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它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 透波材料概述 |
| 1.3 透波材料的研究进展 |
| 1.3.1 有机透波材料 |
| 1.3.2 陶瓷透波材料 |
| 1.3.3 陶瓷基透波复合材料 |
| 1.4 氮化物透波陶瓷纤维的研究进展 |
| 1.4.1 Si_3N_4纤维 |
| 1.4.2 SiBN纤维 |
| 1.4.3 BN纤维 |
| 1.5 课题的提出与研究内容 |
| 第2章 实验与分析测试方法 |
| 2.1 实验原料设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 复合前驱体的制备 |
| 2.3 纤维原丝的制备 |
| 2.4 纤维原丝的不熔化处理 |
| 2.4.1 气氛交联 |
| 2.4.2 电子束辐射交联 |
| 2.5 不熔化纤维的高温热解 |
| 2.6 分析测试方法 |
| 2.6.1 组成与结构分析 |
| 2.6.2 理化性能分析 |
| 2.6.3 形貌分析 |
| 第3章 复合前驱体的热解机理研究 |
| 3.1 PBN前驱体与PSZ前驱体的基本性质与热解过程 |
| 3.1.1 PBN前驱体基本性质与热解过程 |
| 3.1.2 PSZ前驱体基本性质与热解过程 |
| 3.2 PBN前驱体与PSZ前驱体的复合效应 |
| 3.3 复合前驱体的热解过程分析 |
| 3.3.1 复合前驱体的分散状态 |
| 3.3.2 复合前驱体的无机化过程研究 |
| 3.3.3 复合前驱体的晶体化过程研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 纤维原丝的制备与不熔化处理工艺 |
| 4.1 前驱体的流变性能 |
| 4.1.1 温度对前驱体流变性能的影响 |
| 4.1.2 剪切速率对前驱体流变性能的影响 |
| 4.2 纤维的纺丝工艺研究 |
| 4.2.1 纺丝温度对纤维原丝的影响 |
| 4.2.2 纺丝压力对纤维原丝的影响 |
| 4.2.3 收丝速度对纤维原丝的影响 |
| 4.3 纤维原丝的不熔化处理工艺研究 |
| 4.3.1 氨气交联 |
| 4.3.2 电子束交联 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 复相陶瓷纤维的制备及性能研究 |
| 5.1 纤维的烧成过程研究 |
| 5.2 纤维的形貌与结构 |
| 5.3 纤维的性能表征 |
| 5.3.1 纤维的力学性能 |
| 5.3.2 纤维的介电性能 |
| 5.3.3 纤维的抗氧化性能 |
| 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 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）Si3N4f/BN-Si3N4陶瓷基复合材料力学性能和热震损伤行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 氮化硼陶瓷 |
| 1.3 氮化硅陶瓷 |
| 1.4 氮化硅纤维及其复相陶瓷研究进展 |
| 1.5 h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷研究现状 |
| 1.5.1 热等静压烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.2 热压烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.3 无压烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.4 反应烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.5 气压烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.6 放电等离子体烧结h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.5.7 浸渍-裂解法制备h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷 |
| 1.6 h-BN/Si_3N_4 复相陶瓷烧结助剂 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料制备与测试方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 Si_3N_(4f)/BN-Si_3N_4 陶瓷基复合材料制备 |
| 2.3.1 纤维预处理 |
| 2.3.2 SBS复合材料制备 |
| 2.4 PIP法制备BN涂层 |
| 2.5 表征和性能测试 |
| 2.5.1 密度 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 XPS分析 |
| 2.5.4 微观组织形貌 |
| 2.5.5 力学性能 |
| 2.5.6 介电性能 |
| 2.5.7 热物理性能 |
| 2.5.8 抗热震性能 |
| 第3章 Si_3N_(4f)/BN-Si_3N_4 陶瓷基复合材料的力学和介电性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 纤维预处理结果 |
| 3.3 SBS的物相分析 |
| 3.4 SBS的显微组织结构 |
| 3.5 SBS的致密度与力学性能 |
| 3.6 SBS的介电性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 纤维涂层制备及Si_3N_(4f)/BN-Si_3N_4 陶瓷基复合材料损伤数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 硼酸-尿素法制备BN涂层 |
| 4.2.1 涂层成分分析 |
| 4.2.2 涂层纤维微观形貌 |
| 4.2.3 涂层纤维力学性能 |
| 4.3 SBS复合材料拉伸破坏模拟 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Si_3N_(4f)/BN-Si_3N_4 陶瓷基复合材料的热物理和抗热震性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SBS陶瓷基复合材料的热物理性能 |
| 5.2.1 SBS的热导率 |
| 5.2.2 SBS的热膨胀系数 |
| 5.3 SBS陶瓷基复合材料的抗热震性能 |
| 5.3.1 SBS的抗热震断裂和损伤因子 |
| 5.3.2 SBS的残余抗弯强度 |
| 5.3.3 SBS热震后物相组成与微观形貌 |
| 5.3.4 SBS的热震过程化学机理分析 |
| 5.4 SBS复合材料热震过程数值模拟 |
| 5.4.1 本构方程 |
| 5.4.2 热震淬火过程的热-力耦合模拟 |
| 5.4.3 快速升温过程应力场分布 |
| 5.4.4 SBS复合材料界面热应力模拟 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间获得的学术成果 |
| 致谢 |
（4）SiCN和SiBN纤维组成结构调控与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 氮化物纤维研究进展 |
| 1.2.1 Si_3N_4 纤维 |
| 1.2.2 SiBN纤维 |
| 1.2.3 SiCN纤维 |
| 1.2.4 SiBCN纤维 |
| 1.3 氮化物陶瓷(纤维)组成结构与性能关系研究进展 |
| 1.3.1 氮化物陶瓷(纤维)组成结构与耐高温性能关系研究 |
| 1.3.2 氮化物陶瓷(纤维)组成结构与介电性能研究 |
| 1.4 选题依据、研究目标与研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 研究目标和研究内容 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 主要实验原料和设备 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 纤维制备 |
| 2.2.2 纤维热处理 |
| 2.3 分析表征方法 |
| 2.3.1 组成结构表征 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.3 理化性能测试 |
| 2.3.4 微观形貌观察 |
| 第三章 SiCN纤维组成结构调控与耐高温性能研究 |
| 3.1 SiCN纤维组成结构调控 |
| 3.1.1 组成调控机理研究 |
| 3.1.2 组成结构表征 |
| 3.2 SiCN纤维高温稳定性能研究 |
| 3.2.1 氮气气氛耐高温性能 |
| 3.2.2 氩气气氛耐高温性能 |
| 3.3 SiCN纤维抗高温氧化性能研究 |
| 3.3.1 氧化过程分析 |
| 3.3.2 氧化动力学研究 |
| 3.3.3 不同组成SiCN纤维高温氧化后的力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 SiBN纤维组成结构与耐高温性能研究 |
| 4.1 SiBN纤维组成结构表征 |
| 4.1.1 不同硼含量SiBN纤维的基本性能参数 |
| 4.1.2 组成结构表征 |
| 4.2 SiBN纤维高温稳定性能研究 |
| 4.2.1 氮气气氛耐高温性能 |
| 4.2.2 氩气气氛耐高温性能 |
| 4.3 SiBN纤维抗高温氧化性能和抗高温蠕变性能研究 |
| 4.3.1 抗高温氧化性能 |
| 4.3.2 抗高温蠕变性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 SiCN 纤维和SiBN 纤维介电性能研究 |
| 5.1 SiCN纤维介电性能研究 |
| 5.1.1 导电性能 |
| 5.1.2 介电性能 |
| 5.1.3 电磁吸波性能 |
| 5.1.4 高温处理对介电性能和电磁吸波性能调控 |
| 5.2 SiBN纤维介电性能研究 |
| 5.2.1 常温介电性能 |
| 5.2.2 高温介电性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（5）介电梯度Si3N4陶瓷的宽频透波设计、制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究目的与意义 |
| 1.2 耐高温透波材料的研究进展 |
| 1.2.1 耐高温透波材料的性能要求 |
| 1.2.2 耐高温透波材料发展现状 |
| 1.3 宽频透波天线罩的研究进展 |
| 1.3.1 天线罩宽频透波化的途径 |
| 1.3.2 宽频透波材料的研究现状 |
| 1.4 孔隙率梯度多孔材料的研究现状 |
| 1.4.1 溶胶凝胶结合梯度模板法 |
| 1.4.2 离心制备法 |
| 1.4.3 层铺法制备梯度多孔材料 |
| 1.4.4 有机模板浸渍法 |
| 1.4.5 流延成型制备梯度多孔材料 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 成型与烧结工艺 |
| 2.3 材料性能的分析测试方法 |
| 2.3.1 浆料流变性能 |
| 2.3.2 热重-差热分析(TG-DTA) |
| 2.3.3 材料的相对密度 |
| 2.3.4 孔结构分析 |
| 2.3.5 抗弯强度 |
| 2.3.6 断裂韧性 |
| 2.3.7 介电性能测试 |
| 2.3.8 拉伸性能测试 |
| 2.4 材料组织分析方法 |
| 2.4.1 X射线物相分析(XRD) |
| 2.4.2 扫描电子显微镜组织观察(SEM) |
| 第3章 多孔Si_3N_4基陶瓷的流延成型工艺研究 |
| 3.1 多孔Si_3N_4基陶瓷流延成型浆料的制备 |
| 3.1.1 溶剂对Si_3N_4/淀粉悬浮液粘度的影响 |
| 3.1.2 分散剂种类及含量对Si_3N_4/淀粉悬浮液分散性的影响 |
| 3.1.3 造孔剂与陶瓷比例对浆料流变性能的影响 |
| 3.1.4 固相含量对浆料流变性能的影响 |
| 3.1.5 粘结剂含量对浆料流变性能的影响 |
| 3.1.6 R值对浆料流变性能的影响 |
| 3.2 多孔Si_3N_4基陶瓷流延成型干燥工艺的优化 |
| 3.2.1 温度对流延成型干燥行为的影响 |
| 3.2.2 溶剂对流延成型干燥行为的影响 |
| 3.3 成型工艺对生带组织和力学性能的影响 |
| 3.3.1 Si_3N_4/淀粉流延生带的宏观及微观形貌 |
| 3.3.2 成型工艺对Si_3N_4/淀粉流延生带力学性能的影响 |
| 3.4 Si_3N_4/淀粉生带的排胶工艺优化 |
| 3.5 排胶后Si_3N_4坯体的孔结构分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 均质多孔Si_3N_4陶瓷的制备及组织与性能研究 |
| 4.1 成分设计及烧结工艺 |
| 4.2 造孔剂含量对Si_3N_4陶瓷致密化行为及物相的影响 |
| 4.2.1 造孔剂含量及烧结温度对材料α→β-Si_3N_4相转变的影响 |
| 4.2.2 造孔剂含量对材料致密化行为的影响 |
| 4.3 造孔剂含量对Si_3N_4陶瓷显微组织的影响 |
| 4.3.1 造孔剂含量对材料孔径分布的影响 |
| 4.3.2 造孔剂含量对Si_3N_4晶粒形貌的影响 |
| 4.4 造孔剂含量对Si_3N_4陶瓷力学性能的影响 |
| 4.5 造孔剂含量对多孔Si_3N_4陶瓷介电性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 孔隙率梯度多孔氮化硅基宽频透波材料结构设计与制备 |
| 5.1 电磁波传输的传输线理论 |
| 5.2 多孔Si_3N_4材料多层梯度宽频透波结构设计 |
| 5.3 孔隙率梯度氮化硅陶瓷材料的制备与性能表征 |
| 5.4 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 |
（7）氮化硅纤维增强氧化硅基透波复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 透波材料发展历程 |
| 1.2.1 氧化物陶瓷透波材料 |
| 1.2.2 氮化物陶瓷透波材料 |
| 1.3 纤维增强透波复合材料研究进展 |
| 1.3.1 氧化硅纤维增强透波复合材料 |
| 1.3.2 氧化铝纤维增强透波复合材料 |
| 1.3.3 氮化硅纤维增强透波复合材料 |
| 1.3.4 氮化硼纤维增强透波复合材料 |
| 1.3.5 硅硼氮纤维增强透波复合材料 |
| 1.4 纤维增强透波复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 纤维编织工艺 |
| 1.4.2 基体制备工艺 |
| 1.4.3 界面改性技术 |
| 1.5 选题依据与研究内容 |
| 1.5.1 选题依据 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 主要实验原料及试剂 |
| 2.1.1 纤维编织件 |
| 2.1.2 基体先驱体 |
| 2.1.3 其他原料 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 冷压成型工艺制备SiO_2基块体材料 |
| 2.2.2 溶胶-凝胶工艺制备SiO_2基复合材料 |
| 2.2.3 先驱体浸渍裂解工艺制备BN基复合材料 |
| 2.2.4 化学气相沉积工艺制备BN和PyC界面涂层 |
| 2.3 分析表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 密度和孔隙率测试 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 2.4.3 热物理性能测试 |
| 2.4.4 介电性能测试 |
| 2.4.5 等离子体烧蚀性能测试 |
| 第三章 氮化硅纤维及氧化硅基体性能研究 |
| 3.1 氮化硅纤维组成、结构及耐温性能研究 |
| 3.1.1 氮化硅纤维组成及结构 |
| 3.1.2 氮化硅纤维耐温性能 |
| 3.2 硅溶胶无机化过程及氧化硅力学性能研究 |
| 3.2.1 硅溶胶无机化过程研究 |
| 3.2.2 烧结温度对氧化硅力学性能的影响 |
| 3.2.3 氮化硅短切纤维对氧化硅力学性能的影响 |
| 3.2.4 氮化硼第二相增强对氧化硅力学性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 单向Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料的制备与力学性能研究 |
| 4.1 单向Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料制备工艺设计 |
| 4.1.1 缠绕工艺设计 |
| 4.1.2 排胶工艺设计 |
| 4.1.3 烧结工艺设计 |
| 4.2 单向Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料组成、结构及致密化过程 |
| 4.2.1 物相组成 |
| 4.2.2 微观结构 |
| 4.2.3 致密化过程 |
| 4.3 单向Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料力学性能 |
| 4.3.1 常温力学性能 |
| 4.3.2 高温力学性能 |
| 4.4 单向Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料高温失效分析 |
| 4.4.1 物相组成变化 |
| 4.4.2 界面结构演变 |
| 4.4.3 微观力学分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 2.5D Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料的制备及界面改性研究 |
| 5.1 2.5D Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料的制备及力学性能 |
| 5.1.1 常温力学性能 |
| 5.1.2 高温力学性能 |
| 5.2 2.5D Si_3N_(4f)/SiO_2复合材料的界面改性 |
| 5.2.1 CVD BN界面改性 |
| 5.2.2 CVD PyC界面改性 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 复合材料热物理、介电及烧蚀性能研究 |
| 6.1 热物理性能 |
| 6.1.1 热导率 |
| 6.1.2 热膨胀系数 |
| 6.2 介电性能 |
| 6.2.1 介电常数及介电损耗 |
| 6.2.2 透波性能计算分析 |
| 6.3 等离子体烧蚀性能 |
| 6.3.1 短切纤维及颗粒增强氧化硅基材料的烧蚀性能 |
| 6.3.2 连续纤维增强氧化硅基复合材料的烧蚀性能 |
| 6.3.3 复合材料烧蚀机理分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（8）层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势（论文提纲范文）
| 1 引言 |
| 2 层状陶瓷复合材料的制备技术 |
| 3 以氮化硼为夹层的层状陶瓷复合材料 |
| 3.1 Al N/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.2 Si C/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.3 Si3N4/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.4 ZrB2-Si C/BN层状陶瓷复合材料 |
| 3.5 Hf C-SiC/BN层状陶瓷复合材料 |
| 4 以石墨为夹层的层状陶瓷复合材料 |
| 4.1 Si C/石墨层状复合材料 |
| 4.2 ZrB2-Si C/石墨层状复合材料 |
| 4.3 Hf C-SiC/石墨层状复合材料 |
| 4.4 Al2O3/石墨层状复合材料 |
| 4.5 Ti B2/石墨层状复合材料 |
| 5 层状陶瓷复合材料的显微结构和性能 |
| 5.1 层状陶瓷复合材料的力学性能 |
| 5.2 层状陶瓷复合材料的抗热震性能 |
| 5.3 层状陶瓷复合材料的耐损伤性能 |
| 5.4 层状陶瓷复合材料的抗高温氧化性能 |
| 6 层状陶瓷复合材料的未来发展趋势 |
| 7 层状陶瓷复合材料需要着重研究和发展的领域和方向 |
| 8 结论与展望 |
（9）ZrB2-SiC-Graphene仿生复合微结构构建及增韧机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的和意义 |
| 1.2 ZrB_2基超高温陶瓷的增韧技术研究现状 |
| 1.2.1 添加相增韧 |
| 1.2.2 微结构增韧 |
| 1.3 ZrB_2基超高温陶瓷抗热冲击性能研究现状 |
| 1.4 ZrB_2基超高温陶瓷抗氧化烧蚀性能研究现状 |
| 1.5 国内外文献综述的简析 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验原料及制备方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 三维ZrB_2-SiC-Graphene复合泡沫的制备 |
| 2.1.3 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的制备 |
| 2.1.4 ZrB_2-SiC-Graphene@ZrB_2-SiC“砖-泥”陶瓷的制备 |
| 2.1.5 ZrB_2-SiC/ZrB_2-SiC-Graphene短纤维独石陶瓷的制备 |
| 2.1.6 ZrB_2-SiC/ZrB_2-SiC-Graphene连续纤维独石陶瓷的制备 |
| 2.2 测试及表征 |
| 2.2.1 微结构与物相表征 |
| 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 抗热冲击和抗氧化烧蚀性能测试 |
| 第3章 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的微结构及性能调控 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 三维Graphene泡沫的微结构及其性能 |
| 3.2.1 三维Graphene泡沫的微结构表征 |
| 3.2.2 三维Graphene泡沫的性能研究 |
| 3.3 三维ZrB_2-SiC-Graphene复合泡沫的微结构调控 |
| 3.4 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的微结构调控及性能研究 |
| 3.4.1 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的微结构 |
| 3.4.2 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的物相分析 |
| 3.4.3 ZrB_2-SiC-Graphene陶瓷的性能研究 |
| 3.5 仿生复合微结构及组分设计 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 ZrB_2-SiC-Graphene@ZrB_2-SiC“砖-泥”陶瓷的构建及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ZrB_2-SiC-Graphene@ZrB_2-SiC“砖-泥”陶瓷的微结构表征 |
| 4.3 ZrB_2-SiC-Graphene@ZrB_2-SiC“砖-泥”陶瓷的性能研究 |
| 4.4 ZrB_2-SiC-Graphene@ZrB_2-SiC“砖-泥”陶瓷的增韧机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 ZrB_2-SiC/ZrB_2-SiC-Graphene纤维独石陶瓷的构建及增韧机制研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 致密度对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷微观结构和性能的影响 |
| 5.2.1 致密度对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷微观结构的影响 |
| 5.2.2 致密度对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3 纤维直径对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷微观结构和性能的影响 |
| 5.3.1 纤维直径对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷微观形貌的影响 |
| 5.3.2 纤维直径对ZS/ZSG短纤维独石陶瓷力学性能的影响 |
| 5.4 ZS/ZSG短纤维独石陶瓷抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.5 ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷的微结构调控及增韧机制研究 |
| 5.5.1 ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷的微观结构 |
| 5.5.2 ZS/ZSG连续纤维独石陶瓷的力学性能及增韧机制研究 |
| 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他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）基于微观力学参数的氮化硅纤维增强碳化硅基复合材料微宏观力学关系构建（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 氮化硅纤维及其增强的陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 Si_3N_4纤维的研究现状 |
| 1.2.2 Si_3N_4纤维增强的陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.3 连续纤维增强陶瓷基复合材料微观力学研究进展 |
| 1.3.1 纤维和基体的弹性模量和硬度研究进展 |
| 1.3.2 纤维和基体的断裂韧性研究进展 |
| 1.3.3 界面结合强度研究进展 |
| 1.3.4 基于微观力学性能参数的CFRCMCs裂纹传播路径预判 |
| 1.4 连续纤维增强陶瓷基复合材料的界面相研究进展 |
| 1.4.1 PyC界面相 |
| 1.4.2 BN界面相 |
| 1.4.3 复合界面相 |
| 1.5 论文研究内容和创新点 |
| 1.5.1 论文研究内容 |
| 1.5.2 论文创新点 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 主要实验原料及设备 |
| 2.1.1 增强纤维 |
| 2.1.2 陶瓷基体 |
| 2.1.3 其他原料及设备 |
| 2.2 材料制备 |
| 2.2.1 复合材料制备 |
| 2.2.2 CVDBN涂层的制备 |
| 2.3 组成、结构和形貌分析 |
| 2.3.1 元素组成分析 |
| 2.3.2 X射线光电子能谱(XPS)分析 |
| 2.3.3 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.3.6 核磁共振(NMR)分析 |
| 2.3.7 热重(TGA)分析 |
| 2.3.8 压痕形貌的原位成像 |
| 2.3.9 拉曼(Raman)分析 |
| 2.4 微观和宏观力学性能测试 |
| 2.4.1 纤维单丝拉伸强度测试 |
| 2.4.2 纤维与基体的弹性模量和硬度 |
| 2.4.3 纤维断裂韧性测试 |
| 2.4.4 复合材料的宏观力学性能 |
| 2.4.5 复合材料的界面结合强度 |
| 第三章 Si_3N_4纤维的特性研究 |
| 3.1 Si_3N_4纤维组成与微观结构分析 |
| 3.1.1 Si_3N_4纤维的组成分析 |
| 3.1.2 Si_3N_4纤维的微观结构分析 |
| 3.2 Si_3N_4纤维的微观和宏观力学性能研究 |
| 3.2.1 纤维的弹性模量和硬度 |
| 3.2.2 纤维的断裂韧性 |
| 3.2.3 纤维的宏观力学性能 |
| 3.3 热处理温度对Si_3N_4纤维的组成与微观结构的影响 |
| 3.3.1 热处理温度对Si_3N_4纤维组成的影响 |
| 3.3.2 热处理温度对Si_3N_4纤维微观结构的影响 |
| 3.4 热处理温度对Si_3N_4纤维微观和宏观力学性能的影响 |
| 3.4.1 热处理温度对纤维弹性模量和硬度的影响 |
| 3.4.2 热处理温度对纤维断裂韧性的影响 |
| 3.4.3 热处理温度对纤维单丝拉伸强度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Si_3N_4/SiC复合材料微宏观力学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4/SiC复合材料组成与微观结构研究 |
| 4.1.1 Si_3N_4/SiC复合材料的微观形貌分析 |
| 4.1.2 Si_3N_4/SiC复合材料的物相与微观结构分析 |
| 4.2 Si_3N_4/SiC复合材料各组元微观力学性能参数研究 |
| 4.2.1 Si_3N_4/SiC复合材料各组元弹性模量和硬度 |
| 4.2.2 Si_3N_4/SiC复合材料各组元断裂韧性 |
| 4.3 Si_3N_4/SiC复合材料的界面结合强度研究 |
| 4.3.1 Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度测试方法的选择 |
| 4.3.2 纤维排布状态对Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度的影响 |
| 4.3.3 制备温度对Si_3N_4/SiC复合材料界面结合强度的影响 |
| 4.4 基于微观力学性能参数的Si_3N_4/SiC复合材料宏观力学性能研究 |
| 4.4.1 Si_3N_4/SiC复合材料的宏观力学性能 |
| 4.4.2 Si_3N_4/SiC复合材料微宏观力学性能关系的构建 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微宏观力学性能研究 |
| 5.1 BN涂层的制备及其对纤维的性能影响 |
| 5.1.1 反应体系中H2对CVD BN涂层微观形貌的影响 |
| 5.1.2 沉积温度对CVDBN涂层微观形貌和结构的影响 |
| 5.1.3 沉积压强对CVDBN涂层微观形貌和性能的影响 |
| 5.2 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微观结构研究 |
| 5.2.1 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的微观形貌和物相组成 |
| 5.2.2 Si_3N_4/BN/SiC复合材料的界面微观结构分析 |
| 5.3 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能的影响 |
| 5.3.1 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微观力学性能的影响 |
| 5.3.2 制备温度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料宏观力学性能的影响 |
| 5.4 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微宏观力学性能影响 |
| 5.4.1 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料微观力学性能的影响 |
| 5.4.2 界面相厚度对Si_3N_4/BN/SiC复合材料宏观力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
四、不同结构的Si_3N_4/BN纤维独石陶瓷的力学性能（论文参考文献）
- [1]孔隙率梯度多孔氮化硅基陶瓷及其天线罩制备与性能研究[D]. 张天翔. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [2]有机前驱体法BN-Si3N4复相陶瓷纤维的制备与性能研究[D]. 谭竞. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020(01)
- [3]Si3N4f/BN-Si3N4陶瓷基复合材料力学性能和热震损伤行为[D]. 于明. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [4]SiCN和SiBN纤维组成结构调控与性能研究[D]. 龙鑫. 国防科技大学, 2020(01)
- [5]介电梯度Si3N4陶瓷的宽频透波设计、制备及性能研究[D]. 叶健. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [6]氮化物基陶瓷高温透波材料的研究进展[J]. 崔雪峰,李建平,李明星,周杰,李鑫,成来飞,刘永胜,叶昉. 航空材料学报, 2020(01)
- [7]氮化硅纤维增强氧化硅基透波复合材料的制备与性能研究[D]. 杨雪金. 国防科技大学, 2019(01)
- [8]层状陶瓷复合材料的制备技术及其研究发展现状和趋势[J]. 江涛. 硅酸盐通报, 2019(08)
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