一、溶胶-凝胶法Al_2O_3涂层碳纤维的制备与表征（论文文献综述）
钱宏[1]（2020）在《钇硅酸盐改性轻质防隔热复合材料的制备与性能研究》文中认为随着可重复使用轨道飞行器的飞行速度不断加快,其对热防护材料提出的要求也日益严格,在这一背景下,轻质防隔热复合材料应运而生,它结合了隔热层轻质、气孔率高、热导率低和防热层耐温高、抗烧蚀性能好、抗氧化性能好的优势,实现了防隔热一体化。本文进行了多孔隔热层和致密防热层的组分优选、工艺优化和性能评价,提出了一种新型轻质防隔热复合材料的制备方法,为未来热防护系统的优化设计提供数据支撑。针对隔热层,优选了针刺碳纤维编织体作为隔热基体,并在编织体碳纤维表面制备了C/SiO2复合涂层以解决其抗氧化性能差的问题,其中SiO2涂层具有优异的抗氧化性能和较低的热导率,不仅可以在高温有氧环境中抑制碳纤维的氧化,还能降低隔热层的热导率,而C涂层则能够防止碳纤维和SiO2涂层在高温下发生碳热还原反应。本文探究了葡萄糖溶液质量分数、水热反应温度和水热反应时间对C涂层微观组织结构的影响,并据此优选了工艺参数,在碳纤维表面制备了C涂层,在此基础上,探究了TEOS质量分数、水/乙醇摩尔比和溶胶-凝胶时间对SiO2涂层微观组织结构的影响,并优化了SiO2涂层的制备工艺,最终获得了轻质、气孔率高且压缩性能较好的含C/SiO2复合涂层碳纤维编织体。对不同组分编织体的静态氧化实验结果表明,相较于原始碳纤维编织体,含C/SiO2复合涂层碳纤维编织体在1200℃有氧气氛下的失重率减少了30%,这说明引入C/SiO2复合涂层能够有效提升隔热层的抗氧化性能。针对防热层,优选了耐温高、抗烧蚀性能好和抗氧化性能好的钇硅酸盐作为致密层材料,但由于其烧结温度较高,因此为了防止碳纤维在致密层高温烧结过程中发生结构损伤,本文提出了将含SiO2涂层Y2O3粉体配制成浆料后通过浆料浸渍烧结法在碳纤维编织体表层制备钇硅酸盐致密层的方法,以降低钇硅酸盐致密层的烧结温度。本文通过工艺优化后的溶胶-凝胶法在Y2O3粉体表面制备了SiO2涂层,并探究了含SiO2涂层的Y2O3粉体烧结的影响因素,确定了钇硅酸盐的最佳烧结工艺参数,在此基础上,通过浆料浸渍烧结法在碳纤维编织体表层制备了钇硅酸盐致密层。探究了含2次和5次浆料浸渍烧结致密层的复合材料的微观组织结构、抗氧化性能和抗烧蚀性能,静态氧化分析结果表明了钇硅酸盐致密层能够大幅提升复合材料的抗氧化性能,其在1200℃有氧条件下仍然保持高达80%的质量分数,且致密层可以在有氧烧蚀环境中对编织体起到一定的防护作用,尤其是5次浆料浸渍烧结后的致密层能够在1000℃下对基材提供长达100min的有效保护。
耿广仁[2]（2020）在《氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备及其性能研究》文中进行了进一步梳理陶瓷基复合材料是一类极具潜力的可应用在航空航天领域的耐高温材料,具有高强度、抗高温、耐腐蚀等特点。其中,氧化铝陶瓷兼具优异的抗热震性能及抗氧化性能,使其在高温环境中表现出色,但氧化铝陶瓷脆性大、韧性差的致命缺点严重限制了其广泛的应用。而连续纤维增强氧化铝陶瓷基复合材料的出现则可以解决氧化铝陶瓷容易发生脆性断裂的致命问题,在航空航天等高温工程领域和热防护领域具有广阔的应用前景。本文研究了氧化铝前驱体溶胶的制备工艺,特别是AlCl3·6H2O、H2O、EtOH的用量对溶胶物化性质的影响。确定了前驱体溶胶最佳原料质量比:m（EtOH）:m（H2O）:m（AlCl3·6H2O）=5:6:7,制备的前驱体溶胶粘度为13.2 mPa·s,固含量为23.8%、陶瓷产率为13.5%。对900、1000、1100、1200oC热处理后的溶胶的物相分析发现,经过900和1000oC热处理的前驱体溶胶表现为无定型态;经过1100oC及以上温度热处理的前驱体溶胶则完全转变为α-Al2O3相,衍射峰突出,特征峰明显,结晶度好。研究了氧化铝陶瓷料浆的制备工艺,特别是Al2O3粉、H2O、PAM的用量对陶瓷料浆物化性质的影响。确定了氧化铝陶瓷料浆最佳原料配比:m（Al2O3）:m（H2O）:m（PAM）=500:150:4,制备的陶瓷料浆粘度为310 m Pa·s,质量分数为60%,pH值为10.6,且氧化铝粉体分散均匀、悬浮性好,12 h放置后未发生明显的分层现象,是用于前期提高浸渍效率理想的氧化铝陶瓷料浆。研究了两种氧化铝基陶瓷纤维预制体对氧化铝复合材料性能的影响。密度相同的针刺莫来石纤维预制体增强氧化铝复合材料（Muf/Al2O3）和三维四向铝硅纤维预制体增强氧化铝复合材料（Al-Sif/Al2O3）的弯曲强度分别为110.57 MPa和98.13 MPa,断裂韧性分别为2.21 MPa·m1/2和1.96 MPa·m1/2。结果表明,Muf/Al2O3复合材料力学性能要优于Al-Sif/Al2O3复合材料。对复合材料致密化过程的研究发现,复合材料的致密度和强度随浸渍次数的增加而明显提高,且随着循环浸渍次数的增加,复合材料的浸渍效率逐渐降低,但在浸渍次数达到25～28次时则到达上限。同时由于溶胶的陶瓷产率较低,导致复合材料的制备周期较长,需要经历长达二十几次的循环浸渍过程。由于氧化铝基纤维与氧化铝陶瓷基体的化学相容性较好,二者在高温阶段容易发生强结合现象,导致在高温应用过程中容易出现脆性断裂现象。针对此问题对氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备工艺进行优化,分别选取了PyC和LaPO4作为纤维界面,以使纤维与基体之间形成弱结合,使纤维起到增韧补强的作用。研究表明,PyC界面对复合材料力学性能的提升相较于LaPO4界面更为明显,PyC-Muf/Al2O3复合材料的密度达到2.19 g/cm3,弯曲强度为123.86 MPa,压缩强度为170.51 MPa,断裂韧性达到了6.8MPa·m1/2,且断裂时从脆性断裂行为变为韧性断裂行为,增韧效果明显。而LaPO4-Muf/Al2O3复合材料的弯曲强度、压缩强度、断裂韧性则分别为102.56 MPa、140.43MPa、5.3 MPa·m1/2,增韧幅度略低于PyC-Muf/Al2O3复合材料。虽然LaPO4界面抗氧化性更好,但在纤维包覆度、力学性能提升方面,PyC界面表现更为优异,在致密化以后基体也能对碳界面起到隔绝空气的作用,降低了氧气对PyC界面的影响。
潘洪莹[3]（2020）在《碳化硅/地质聚合物复合材料的界面调控与性能研究》文中研究指明地质聚合物（简称“地聚物”）是由硅氧四面体和铝氧四面体聚合而成的具有非晶态和准晶态特征的三维网络凝胶体,其作为一种新型绿色环保建筑材料已经得到一定的发展和应用。然而,对于地聚物的研究开发,目前还不成熟,其中在力学性能的研究还有待深入,同时其耐高温性能以及吸波性能依旧缺乏实验研究与验证。碳化硅晶须（简称SiCw）是宽带隙半导体陶瓷纤维,强度高、热稳定性好,电导率和介电性能可调可控,因此开发SiCw增韧地聚物复合材料在高温结构、室内吸波材料和墙体防护领域具有重要研究价值。针对已有的研究分析表明,目前对于SiCw/地聚物复合材料的研究主要存在几个问题:一方面,SiCw的分散和表面涂层对复合材料制备和界面调控起关键的作用,而引入界面涂层是否能有效提高地聚物复合材料的力学性能、耐高温性能,尚未见报道;另一方面,目前已有很多关于吸波材料电磁波吸收性能的研究,但更多的是针对军事国防安全方面的雷达吸波,而关于其在民用方面,包括室内吸波材料及墙体整体式结构式防护方面几乎没有,SiCw是制备吸波材料的重要组分,将SiCw应用到地聚物材料中对于其吸波性能是否有所改善仍待进行研究。本文在回顾了地聚物及纤维增韧地聚物复合材料研究现状的基础上,设计了致密、均匀的SiCw/地聚物复合材料,研究了SiCw在水介质中的分散行为,确定了其稳定分散条件;引入球磨分散工艺,制备了均匀且力学性能优越的SiCw/地聚物原料复合粉体;采用热处理和溶胶-凝胶法对SiCw进行了改性处理,进而分析SiCw/地聚物复合材料的力学性能、耐高温性能和吸波性能,研究SiCw在地聚物中的强韧化机理,揭示制备工艺-界面-性能之间的关联关系。主要研究内容及结论如下:（1）研究了SiCw掺量、分散工艺对SiCw/矿渣基地聚物复合材料显微结构以及室温力学性能的影响,同时还研究了SiCw和不同分散工艺对矿渣基地聚物早期水化反应程度、水化产物结构与组成的影响。结果表明,采用适量分散剂AMP-95并结合适当机械分散手段能够保证SiCw在水基溶液中的分散稳定性;地聚物的抗折强度随着SiCw掺量的增加先增大再减小,其中,提高复合材料弯曲性能的最佳晶须掺量为1%,同比没掺晶须的试件提高了63%;将SiCw、矿渣以及适量分散剂在球磨分散的工艺下制成混合粉体能够保证地聚物复合材料室温力学性能最优的同时,也能避免晶须的二次团聚;由于SiCw的高比表面积,SiCw作为成核点加速了复合材料的水化反应,同时SiCw的分散效果越好,越能促进复合材料的水化反应。（2）研究了SiCw改性前后的微观组织形貌、表面的化学状态以及与涂层的界面化学键合性质。结果表明,采用热处理方式（800℃-1h）对SiCw表面进行轻度氧化后发现,晶须表面Si-O键增多,而表面Si-C、C-C键相对减少,O元素均匀地分布在了晶须的表面;以尿素和硼酸为前驱体,通过溶胶-凝胶法并在850℃下成功地制备了BN涂层,得到的BN涂层为h-BN,厚度约为0.2μm;采用硝酸铝水解法制取铝溶胶来涂覆SiCw,分别在800℃和950℃下在晶须表面制备了γ-Al2O3和α-Al2O3涂层,γ-Al2O3涂层结构疏松,α-Al2O3涂层结构致密,两种涂层平均厚度为0.2～0.3μm;涂层与晶须之间的界面为化学结合,且均是通过桥氧联接的化学键结合。（3）研究了不同改性处理后的SiCw对SiCw/地聚物复合材料耐高温性能和常温时的吸波性能的影响规律及其机制。结果表明,在900℃高温后,只有SiC/GP和SiC/BN/GP这两组试样保持完整,且两组的抗折强度分别为室温时的84.8%和92.7%,可见,未改性的SiCw/地聚物复合材料和经BN涂层改性后的SiCw/地聚物复合材料至少可耐600～900℃的高温;900℃处理后地聚物力学性能下降的根本原因是地聚物的水化产物-水化硅酸钙凝胶逐渐分解,并生成片沸石等新的晶相产物;晶须的偏转、桥联和拔出作用是SiCw/地聚物复合材料的主要增韧机理,经BN涂层改性后的SiCw对地聚物的增韧效果最好,原因是BN界面实现了载荷从基体向晶须的传递,从而促进了晶须拔出作用;SiCw/地聚物复合材料具备电磁波损耗能力,相对于纯地聚物,SiCw/地聚物复合材料在X波段下对电磁波的有效吸收带宽增加了0.26～1GHz;SiCw的不同改性处理也对SiCw/地聚物复合材料的吸波性能产生影响,SiC/BN/GP试样的吸波性能最好,在X波段下,其最低反射系数为-55.4dB,有效吸收带宽为4.11GHz,相对于未改性的SiC/GP,增加了0.74GHz。
张博[4]（2020）在《Al2O3界面涂层和CNTs引入对PyC基体组织结构与性能的影响》文中认为C/C复合材料具有低密度、高比强度、高比模量,耐摩擦、耐烧蚀及超高的高温强度保持率等,被广泛应用于航空航天、军事、生物医学等领域。在具备上述优异性能的同时,C/C复合材料还存在组织结构不均匀,力学性能低等突出问题。从宏观上来讲,C/C复合材料的强度来源于增强体强度,基体强度和界面结合强度三个方面,由于实验所采用的纤维强度一定,故本论文从界面结合强度和基体强度两方面进行研究,观察其对复合材料组织结构和力学性能的影响。一方面通过高温热处理及加入Al2O3涂层对复合材料的界面进行改善,另一方面,采用石英纤维毡作为预制体制备热解碳基体,再利用CNTs对热解碳基体进行组织结构诱导及力学性能改善。采用TG-CVI法,以液化气为碳源前驱体,氮气为稀释气体制备复合材料,通过PLM、VGT、SEM、XRD等分析手段和三点弯曲、断裂韧性及拉伸等测试方法对复合材料界面和CNTs改性热解碳基体微观组织结构及力学性能的影响进行了研究,主要工作和结果如下:（1）以针刺网胎为预制体制备C/C复合材料,研究了1600℃,4h高温热处理预制体对C/C复合材料微观组织结构及性能的影响。结果表明:对于Cf/C和C1600/C复合材料,其组织结构均为SL;预制体经过热处理后其三点弯曲强度从76.89MPa下降到57.55MPa,降低了25%,但是断裂韧性从0.938MPa·m1/2上升到2.141MPa·m1/2,提高了128%。（2）在经过高温热处理预制体纤维表面涂覆Al2O3涂层后,C1600-Al2O3/C基体的组织结构变为RL,表明Al2O3涂层能够诱导热解碳基体的组织结构转变。同时Al2O3界面涂层的引入改善了复合材料的FMBS,使其断裂韧性从Cf/C的0.938MPa·m1/2增加到C1600-Al2O3/C的3.061 MPa·m1/2,提高了226%。通过界面改性及基体组织结构的诱导,C1600-Al2O3/C得到了良好的纤维与基体的界面结合强度和基体中石墨烯片层之间的结合强度。但是,抗弯强度的高低主要受C/C复合材料最终密度的影响。（3）石英纤维增强热解碳复合材料的组织结构为SL,其界面结合强度较强,复合材料和热解碳基体均表现出脆性断裂行为,且抗弯强度和抗拉强度较低。PVA改性后的石英纤维增强热解碳复合材料的组织结构为RL,同时也具有较强的界面结合强度,力学性能略有改善。与前两种复合材料相比,经过PVA分散均匀的CNTs溶液处理后的石英纤维增强热解碳复合材料具有相对较弱的界面结合强度,而且显着提升了其抗弯强度和拉伸强度。随机取向的CNTs增强的PyC微复合材料可解释伪ISO结构的生成,并有助于改善PyC基体的力学性能。（4）界面结合强度和纤维与基体之间的相对强度极大地影响了石英纤维增强的热解碳复合材料的力学性能:较低的纤维体积分数以及较强的界面结合强度导致纤维对复合材料抗弯强度的增强作用有限。相比之下,相同的纤维体积分数以及较弱的界面结合强度,使纤维能够充分发挥对复合材料抗弯强度的增强作用。（5）较高的纤维体积分数以及较弱的界面结合强度使基体具有更高的力学性能,导致纤维对复合材料抗拉强度的增强作用有限,而相同的纤维体积分数以及较强的界面结合强度,使纤维能够充分发挥对复合材料抗拉强度的增强作用。
王旭[5]（2020）在《溶胶凝胶法制备碳纤维抗氧化陶瓷涂层及复合材料研究》文中研究表明碳纤维因具有较低的密度,以及在2000℃以上的惰性气氛中仍能保持良好机械性能等优点被航空航天领域重点关注。但因其在高温有氧环境中无法发挥自身的优异性能,选择适当的方法提高碳纤维的高温抗氧化性能显得尤为重要,制备抗氧化涂层被认为是有效手段之一。文章首先对碳纤维进行了表面改性处理,后采用溶胶-凝胶法制备了SiO2涂层和SiO2/ZrO2梯度涂层,分别探究了制备过程中各工艺参数对陶瓷涂层性能的影响。最后制备了抗氧化陶瓷涂层碳纤维增强硼酚醛树脂基复合材料,并探究了陶瓷涂层对复合材料整体性能的影响。研究发现,液相氧化处理可有效增加碳纤维表面沟槽。在SiO2涂层制备过程中,酸催化更有利于涂层生成;正硅酸乙酯、水和乙醇为反应原料,最佳水酯比为1:5,该比例制得的SiO2涂层可以更加均匀连续的包覆碳纤维,同时具有更好的结晶程度,最佳醇酯比为1:1;实验表明在50℃时胶液粘度为2.55m Pa·s,在此条件下制备得到的涂层厚度为0.263μm,此时凝胶时间约为3天;乙酰丙酮作为稳定剂添加在溶液中,将SiO2涂层碳纤维的初始氧化温度由614.5℃提高至686℃。制得ZrO2涂层,确定催化剂H2O2与前驱体氧氯化锆的最佳摩尔比为6,在这一比例下溶胶的p H值为3.5,黏度为2.69 m Pa·s,最佳涂覆次数为5次,此时涂层厚度为0.352μm。制备SiO2/ZrO2梯度涂层时,TG测试结果表明分别将SiO2溶胶和ZrO2溶胶以摩尔比为1:0、3:1、1:1、1:3、0:1混合制备成梯度溶胶时制得涂层性能最佳,此时梯度涂层碳纤维的氧化失重率为47.81%。加入乙酰丙酮作为稳定剂后试样的失重率降低了17.27%,初始氧化温度提高了45℃。研究表明,乙酰丙酮作为稳定剂添加在溶胶体系中可以对烃基氧化物的功能基团进行包裹,从而降低其水解反应和凝聚作用,对溶胶-凝胶法起到改性作用。陶瓷涂层的制备有利于提升碳纤维的高温抗氧化能力,与空白碳纤维样品相比,SiO2涂层的制备将残重率提高了15%,而SiO2/ZrO2梯度涂层的制备则将残重率提高了52.96%。复合材料方面,陶瓷涂层对复合材料的抗氧化性能有较大程度的提高,且SiO2/ZrO2梯度涂层的抗氧化性能优于SiO2涂层,梯度涂层复合材料在1600℃氧化10min时仍有51.39%的残重,将该温度下复合材料的残重提高了44.16%;陶瓷涂层的制备在室温状态下会降低复合材料整体的弯曲性能,导致复合材料弯曲强度下降约6%,但在1600℃氧化后SiO2涂层复合材料有13.71MPa的弯曲强度得到保留,SiO2/ZrO2梯度涂层复合材料的弯曲强度有36.02MPa;陶瓷涂层对复合材料的烧蚀性能有较大提高,将复合材料的线烧蚀率和质量烧蚀率分别降低了42%和26%。
吴松松[6]（2019）在《添加Fe3+和h-BN对Cf/BAS复合材料结构与性能的影响》文中研究指明高超音速导弹在高马赫速度下飞行时,会与大气剧烈摩擦,在天线罩上产生较大的热梯度。导弹连接环作为连接天线罩和舱体的关键部件,紧邻天线罩,服役环境恶劣。为了保证连接可靠性,要求其在承受较大载荷的同时,具备良好的尺寸稳定性和高温热稳定性。目前使用的因瓦合金钢,密度大、耐高温性能差,已经不能满足使用要求。钡铝硅微晶玻璃（BAS）具有较好的热稳定性,通过和纤维复合可获得优异的力学性能,是一种非常有潜力的替代材料。然而目前有关连续碳纤维增强BAS微晶玻璃（Cf/BAS）复合材料的研究还非常少,本课题以此为背景开展研究。详细地探究了BAS和Cf/BAS复合材料的制备、相成分、微观结构和界面调控,取得了以下结果:将硅溶胶、勃姆石溶胶和乙酸钡水溶液混合制备出了BAS溶胶,经过600℃煅烧4 h获得BAS玻璃前驱体粉末,然后经过不同温度热处理成功获得BAS微晶玻璃。通过XRD、SEM和TEM等分析研究了Li+对BAS微晶玻璃六方相-单斜相（H-M）相变的微观演化过程,结果表明,Li+能够在低温下固溶到六方相钡霞石,升高体系能量,随后在高温析出副钡长石和钡长石。副钡长石不稳定,会转变为钡长石。Li+掺杂能够有效地促进H-M相变获得低热膨胀系数的钡长石晶体,同时也能够降低BAS玻璃体系的粘度,改善材料的烧结性能。添加2 wt.%Li+的BAS微晶玻璃的抗弯强度和断裂韧性达到82 MPa和1.36 MPa·m1/2,相较于无掺杂的BAS分别提升了30.2%和27.9%。但是BAS微晶玻璃的力学性能较低,无法满足连接环使用要求,需要强韧化处理。本文通过浆料浸渍和热压烧结法制备了碳纤维增强的微晶玻璃复合材料（Cf/BAS）,并研究了Li+的含量对Cf/BAS复合材料微观结构和力学性能的影响。无掺杂Cf/BAS复合材料主晶相为六方相钡霞石,与纤维的热失配大,力学性能低。添加Li+能够有效的提升复合材料的致密度,提高基体材料中单斜相钡长石的含量,减小BAS基体和纤维的热失配,所以2 wt.%Li+掺杂的Cf/BAS微晶玻璃复合材料强度和韧性达到373.5 MPa和6.9 MPa·m1/2,相较于无掺杂的Cf/BAS复合材料提升了25.3%和18.9%。但是过多的增加Li+含量后,BAS基体中的锂长石含量增多,会不利于Cf/BAS复合材料的高温使用性能。Cf/BAS复合材料的界面结合相对较强,不利于陶瓷基复合材料性能的提升,因此本文研究了Fe3+含量对Cf/BAS复合材料界面结构的影响。首先研究了Fe3+对BAS微晶玻璃基体烧结致密化、晶相组成和力学性能的影响。结果表明,Fe3+含量低于3 wt.%能产生液相烧结改善BAS微晶玻璃的烧结性能,但是会抑制单斜相钡长石的析出。而掺杂4 wt.%的Fe3+虽然不利于BAS基体的烧结,但是能够有效的促进单斜相在1100℃析出。所获得的BASF4试样残余应力少,抗弯强度和断裂韧性可达到87 MPa和1.5 MPa·m1/2。之后研究了不同铁离子含量对Cf/BAS复合材料界面结构、力学性能和热膨胀系数的影响。结果表明,1 wt.%的Fe3+掺杂可以使复合材料形成不连续热解碳层,弱化纤维和基体的结合,纤维的拔出明显,展现出韧性断裂的特点。Cf/BAS复合材料的力学性能提升到558 MPa和10.8MPa·m1/2。但是继续提升Fe3+的含量,Cf/BAS复合材料的强度不升反降,原因是Fe3+对碳纤维的刻蚀严重,纤维强度损失大,不能有效承载,复合材料强韧性差。研究了h-BN添加量对Cf/BAS微晶玻璃复合材料界面结构和力学性能的影响。h-BN含量超过2 wt.%后会抑制单斜相钡长石的析出,而且也不利于BAS微晶玻璃的致密化。h-BN会在烧结过程中部分氧化成氧化硼,促进BAS和Cf/BAS的烧结致密化,但是仅限于少量添加时。添加量增多时,残留在基体中h-BN较多,会增加基体的粘度,阻碍元素的扩散,不利于传质致密化过程。同时,只有h-BN添加量少于2 wt.%时,才能形成低膨胀的钡长石基体,减少复合材料中的热失配。此外,形成的B2O3会和Li2O反应生成锂硼氧相,削弱纤维和基体的结合,h-BN含量越多,该效应越明显。当h-BN含量为2 wt.%时,复合材料同时具有较低的热失配和相对弱的界面结合,展现出最高的强度和韧性,为592.6 MPa和12.7MPa·m1/2。
高家兴[7]（2019）在《Cf/Si（Zr）OC陶瓷基复合材料微结构调控及性能研究》文中提出连续碳纤维增强陶瓷基复合材料（CFRCMC）是一种理想的热防护材料,相对于传统的脆性陶瓷隔热瓦材料,它具有高孔隙率、低密度、强韧化、高可靠性和良好的高温稳定性等优点,必将成为高超声速飞行器热防护系统中重要的候选材料。本论文针对新一代高超声速飞行器对新型防隔热一体化材料的实际需求,系统研究了Cf/Si（Zr）OC陶瓷基复合材料的微结构调控及性能,提出了原位生长Si Cnw增强Cf/Si OC陶瓷基复合材料的制备方法,并在复合材料表面制备了多元Ta Si2基梯度化涂层,通过氧化烧蚀试验方法对复合材料的抗氧化性能进行了评价。考察了Si OC陶瓷先驱体及Cf/Si OC陶瓷基复合材料的制备工艺及性能。研究发现,采用分子设计理论,以甲基三甲氧基硅烷和二甲基二乙氧基硅烷作为结构单体,可以合成新型的Si OC陶瓷先驱体。当甲基三甲氧基硅烷和二甲基二乙氧基硅烷的比例为4:1时,陶瓷产率最高可达81.6%。采用先驱体浸渍-裂解（PIP）工艺,制备了不同密度的Cf/Si OC陶瓷基复合材料,研究了其力学性能和热物理性能。当浸渍裂解次数由一次增加至三次时,复合材料的压缩强度由0.99MPa增加到3.21MPa,导热系数由50°C时的0.1566W·（m·K）-1上升至1200°C时的0.5643W·（m·K）-1,热膨胀系数由200°C时的2.458×10-6/°C上升至1200°C时的2.843×10-6/°C。在空气环境下,复合材料的失重率从33.3%降低至20.2%。提出了原位生长Si Cnw增强Cf/Si OC陶瓷基复合材料的制备方法。以甲基三氯硅烷为先驱体,采用化学气相渗透工艺,在碳纤维三维编织体表面原位生长了Si Cnw,揭示了Si Cnw的生长机制,制备了Cf/Si Cnw/Si OC陶瓷基复合材料,相比Cf/Si OC陶瓷基复合材料,其力学性能和热物理性能均得到提高。当浸渍裂解次数由一次增加至三次时,Cf/Si Cnw/Si OC陶瓷基复合材料的压缩强度从2.13MPa提升至6.16MPa。相同热环境下,复合材料的热导率降低,比热容和热膨胀系数均增加。在空气环境下,复合材料的失重率从30.1%降低至18.7%。提出了在Si OC先驱体中引入Zr元素提高复合材料热稳定性的新工艺。以聚甲基氢硅氧烷和正丙醇锆为原料,合成了Si Zr OC陶瓷先驱体,揭示了其聚合机理。结果表明,将Zr元素引入Si OC陶瓷体系中,提高了先驱体陶瓷的高温稳定性,同时陶瓷产率随着Zr/Si比的增加而增加。探究了温度对Si Zr OC陶瓷裂解行为的影响,随着裂解温度的升高,Si Zr OC陶瓷的高温稳定性增强。采用浸渍-裂解工艺制备了Cf/Si Zr OC陶瓷基复合材料。研究了不同密度的Cf/Si Zr OC陶瓷基复合材料的力学性能和热物理性能,当浸渍裂解次数由一次增加至四次时,复合材料的压缩强度由24.70MPa增加到53.54MPa,热导率随浸渍-裂解次数和温度的增加而增大,失重率从43.30%降低至11.32%。在Cf/Si Zr OC复合材料表面制备了多元Ta Si2基梯度化抗氧化涂层,提高了复合材料的抗氧化性能。涂层组分以硼硅酸玻璃为粘结剂,加入具有高发射率的Ta Si2和Mo Si2,同时加入Si C晶须增韧,经过1400°C高温烧结制备而成。静态氧化温度为1500°C,氧化时间为20min～120min。经过120min考核后,复合材料的失重率为7.43%,表明涂层具有较好的抗氧化性能。氧-乙炔火焰烧蚀实验结果表明,当表面烧蚀温度分别为1400°C和1500°C,烧蚀时间1000s时,试样的质量烧蚀率分别为5.31×10-5g/（s·cm2）和5.60×10-5g/（s·cm2）,线烧蚀率分别为1.3×10-4mm/s和4.1×10-4mm/s,涂层显示出优异的抗烧蚀性能。当表面烧蚀温度为1600°C时,涂层能承受住200s的烧蚀,随着热流密度的增加,涂层表面的硼硅酸玻璃挥发严重,会出现大量的“烧蚀坑”,导致涂层表面的致密度下降。经1600°C/800s烧蚀后,质量烧蚀率和线烧蚀率分别为1.96×10-4g/（s·cm2）和4.7×10-3mm/s。
杨光远[8]（2019）在《碳纤维抗氧化涂层的制备及其增强复合材料性能的研究》文中研究表明碳纤维具备很多优良的特性,包括高比模量、高比强度,优异的抗疲劳、良好的导热性和电磁性能,且碳纤维热膨胀系数小,可作为增强相制备各种结构材料和功能材料,目前碳纤维已经被应用在化工、生物、汽车、航空航天等多个领域。但是碳纤维在高温有氧环境中的抗氧化性能较差,当氧化温度超过400 ℃时,碳纤维就开始逐渐被氧化,且随着温度升高,氧化速率急剧增加,纤维会迅速失效,这一特性限制了碳纤维在航空航天领域的应用前景。因此,提高碳纤维及其增强复合材料的抗氧化性能对于拓宽碳纤维的应用领域具有重要的意义。本文使用改性溶胶凝胶-乳液法和复合电镀法,分别在碳纤维表面制备了SiC/SiO2涂层和SiC-ZrO2-MoSi2/Ni复合涂层,对影响涂层结构和性能的制备因素及工艺进行了研究,并讨论了涂层的涂覆机理和抗氧化机理,最后使用这两种涂层碳纤维制备了碳纤维增强的酚醛树脂基复合材料,并对复合材料的力学性能和抗氧化性能进行了测试。首先,本文使用硅烷偶联剂（KH560）和N,N-二甲基甲酰胺（DMF）作为改性剂,对传统的溶胶凝胶法进行改性,通过对最佳涂覆条件和工艺的研究,制备了更加稳定的SiO2溶胶,缩短了凝胶时间,提高了涂层的抗氧性能。结果表明,采用该溶胶制备的单一SiO2涂层能将碳纤维的初始氧化温度提升70 ℃,完全氧化温度提高近100 ℃。随后,本文使用该改性溶胶、Tween80和二甲基硅油制备了改性溶胶-乳液体系,通过添加纳米碳化硅（SiC）颗粒,经过高温热成型,在碳纤维表面涂覆了SiC/SiO2复合抗氧化涂层。通过使用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、热重分析（TG）等仪器考察了溶胶质量分数、热成型温度、纳米SiC颗粒浓度等因素对SiC/SiO2复合涂层形貌、结构和性能的影响。该改性溶胶-乳液体系制备的复合涂层比单一涂层的抗氧化性能更好,SiC/SiO2复合涂层将碳纤维的初始氧化温度提高了近300 ℃,在1000 ℃恒温下氧化15 min后,带涂层碳纤维的残重率为65%,且该抗氧化涂层对碳纤维力学性能影响较小,经过800 ℃高温氧化后涂层碳纤维仍具备可观的机械性能。为了进一步的提高复合抗氧化涂层和碳纤维表面的结合强度,提高涂层碳纤维的抗氧化性能,本文使用复合电镀作为涂覆手段,在碳纤维表面制备了SiC-ZrO2-MoSi2/Ni复合抗氧化涂层,对不同反应条件下制备的复合涂层的表面形貌、纳米颗粒含量和抗氧化性能进行分析,研究了镀液中纳米颗粒的添加量、电镀温度、镀液pH值、电流密度和电镀时间对涂层结构和性能影响,并对各个制备因素的作用机理进行了讨论。随后,本文采用得到的最佳电镀条件,在碳纤维表面制备了SiC-ZrO2-MoSi2/Ni复合抗氧化涂层,对该复合涂层的表面形貌、化学成分、分子结构和抗氧化性能进行了表征。对比SiC/SiO2复合涂层,SiC-ZrO2-MoSi2/Ni涂层因为和碳纤维的界面结合能力较强,热膨胀系数和碳纤维更加接近,且在氧化过程中生成的硅酸锆（ZrSiO4）能减缓MoSi2在较低的氧化温度出现蠕性分解造成的裂纹,因此碳纤维的抗氧化性能得以进一步提升。抗氧化性能测试的结果表明,当氧化温度超过1400 ℃时,涂覆了SiC-ZrO2-MoSi2/Ni抗氧化涂层碳纤维的残重超过了67%。经过800 ℃和1000 ℃的恒温氧化处理10 min后,涂覆了该抗氧化复合涂层的碳纤维形态仍然保持完整,各项力学性能仅略有下降,这说明该复合涂层在提高碳纤维抗氧化性能的同时,还保留了碳纤维优异的力学性能。最后,本文采用这两种涂覆方式制备了带抗氧化涂层碳纤维增强酚醛树脂基复合材料,考察了这两种复合材料的抗氧化性能和力学性能。实验结果显示,当温度超过800 ℃时,无涂层碳纤维增强复合材料已迅速氧化耗尽。带SiC/SiO2涂层碳纤维增强复合材料经过1200 ℃氧化处理10 min后,其质量损失才超过50%,而带SiC-ZrO2-MoSi2/Ni涂层碳纤维增强复合材料经过1600 ℃处理10 min后,残重约为53%。两种不同手段制备的涂层碳纤维增强复合材料的弯曲性能并未大幅削减,这表明抗氧化涂层对复合材料力学性能的影响较小,涂层和硼酚醛树脂界面结合较好。带SiC/SiO2涂层碳纤维增强复合材料经过1200℃高温氧化后,抗氧化涂层从纤维上剥落导致材料的力学性能急剧下降,而SiC-ZrO2-MoSi2/Ni碳纤维增强的复合材料经过1600 ℃氧化处理10 min后,其抗氧化性能明显优于SiC/SiO2涂层,弯曲强度和弯曲弹性模量分别为43.97 MPa和3.6 GPa,说明该复合涂层与纤维的结合强度高,且仍具备一定的机械性能。
周建光[9]（2019）在《C/C复合材料抗氧化SiC涂层的制备与评价》文中提出C/C复合材料作为一种优异的高温热结构复合材料,具有比强度高、密度低、抗热震性能优异等特点,在非氧、2200℃以上的服役条件下仍能表现优异的力学性能,已成功应用于发动机热结构构件、导弹锥头等。而C/C复合材料在含氧条件下,400℃服役条件下就会发生氧化,500℃时氧化速度会显着增大,导致C/C复合材料发生灾难性破坏。因此,解决C/C复合材料高温易氧化问题是保证其在高温有氧环境中应用的前提。涂层技术是提高材料抗氧化性能的有效手段。SiC是一种高强度、抗氧化性能优异的高温陶瓷,其与C/C复合材料热膨胀系数差异小、相容性良好,可提高C/C复合材料在高温有氧环境下的服役温度。化学气相沉积法（CVD）和包埋法（PC）是制备SiC涂层的常用工艺技术,能够实现SiC涂层的制备。本论文以C/C复合材料作为基体材料,分别采用CVD和PC工艺制备SiC涂层。研究不同工艺参数对CVD-SiC涂层和PC-SiC涂层的微观结构和抗氧化性能的影响。探究了不同方法制备的SiC涂层的氧化失效形式及氧化失效机理。研究发现:采用低温CVD方法制备SiC涂层结晶度低,涂层由球形颗粒组成,致密均一,与C/C基体结合界面呈直线型,结合强度低,对C/C基体损伤小。随着沉积时间的增加,CVD-SiC涂层厚度增加且趋于一体化,抗氧化能力增强,当沉积时间为60分钟时,涂层在1200℃氧化0.5小时的氧化失重率为25.49%;而PC-SiC涂层的结晶性高,涂层由不规则的多边形颗粒组成,与C/C基体的结合界面呈镶嵌式结构,结合强度高,基体纤维有不同程度的Si腐蚀现象。随着Al2O3添加剂含量的增加,PC-SiC涂层颗粒得到细化,厚度增加,致密度和抗氧化性能得到提高,当Al2O3添加剂含量为5%时,氧化1小时的氧化失重率为10.51%。SiC涂层与C/C基体的热膨胀系数不同而产生裂纹,氧气通过裂纹扩散进入CVD-SiC涂层与基体复合材料的界面处,在此处发生C基体的氧化反应,从而使得基体失去对涂层的支撑作用,导致涂层大块剥落,涂层发生失效。而对PC-SiC涂层,其氧化反应发生在SiC涂层与C纤维的结合界面处。C纤维被氧化后在SiC涂层内部留下孔洞可作为氧快速扩散通道加速基体的氧化,从而引起材料的氧化失效。
冯潇强[10]（2019）在《ZrB2基陶瓷材料的抗氧化及电热传输机制研究》文中认为发动机尾喷管部位的雷达散射是制约飞行器全向隐身最重要的短板,尾喷管部位由于具有较高的环境温度,需要通过高温隐身实现降低RCS的目的。目前国内外在高温隐身领域的研究都以电性吸波材料为主,但电性吸波材料厚度较厚、吸波效果较差、实现难度较大,短期内难以投入应用,而将超材料设计应用到高温隐身领域则有希望解决上述问题,成为实现高温隐身的一种全新的技术途径。超材料结构中的导电图形层通常采用的金属材料无法承受尾喷管的高温环境,而只有稳定的高温导电材料才是稳定的电磁波吸收或控制源,这是实现高温吸波的最关键因素。ZrB2基超高温陶瓷材料由于具有高熔点、高电导、高热导、较好的抗氧化和抗热震等性能,是常规金属材料的最佳替代材料。ZrB2陶瓷材料在高温环境下暴露于有氧气氛中时仍然不可避免地会发生氧化反应,引起超材料隐身涂层的失效,这同时也是制约ZrB2陶瓷材料在高温领域的其他方面广泛应用的重要缺陷。而掺杂等方法在提高ZrB2陶瓷材料的抗氧化性能的同时不可避免会引起其导电性和导热性的变化,从而对RCS减缩效果产生影响。本文针对超材料高温隐身涂层的设计需求和ZrB2超高温陶瓷材料存在的主要问题,重点开展ZrB2基超高温陶瓷材料的高温氧化行为及机理,ZrB2基等离子喷涂涂层制备工艺及性能和ZrB2基超高温陶瓷材料电热传输性能及机理等方面的研究。进一步提升ZrB2基超高温陶瓷材料的抗氧化性能,应用等离子喷涂技术实现ZrB2基涂层的制备,并实现高温下ZrB2基超高温陶瓷材料电性能可调,为下一代隐身飞行器的全向隐身提供材料技术支撑。本论文主要内容如下:1.通过掺杂法对ZrB2陶瓷材料进行“响应型”保护,使其在处于高温氧化环境时可以做出响应,形成稳定的保护层,从而提升其抗氧化性能。采用放电等离子烧结工艺对ZrB2基超高温陶瓷材料进行SiC和WC共掺杂,显着增强了其抗氧化性能。通过与SiC单掺杂和WC单掺杂的ZrB2超高温陶瓷材料以及无压烧结工艺制备的ZrB2超高温陶瓷材料的氧化行为进行比较分析,得出其最优的抗氧化性能来源于多重抗氧化机制的互补效应,多重抗氧化机制包括:（1）SiC的掺杂会使材料的表面在氧化过程形成一层稳定的玻璃相保护层,起到隔绝氧气的作用;（2）WC的掺杂有助于提升氧化产物ZrO2的致密度,从而增加氧气在ZrO2层中的扩散难度;（3）SiC和WC共掺杂会显着降低ZrB2超高温陶瓷材料的气孔率,减少可供氧分子渗透的内部通道,从而提升其抗氧化性能。通过共掺杂实现多重抗氧化机制互补效应,显着提升ZrB2陶瓷材料的抗氧化性能,是本论文的创新之一。2.通过包覆法对ZrB2陶瓷材料进行“预防型”保护,在其经受高温氧化之前预先包裹一层保护层,从而提升其抗氧化性能。利用正硅酸乙酯的水解-缩聚反应,通过溶胶凝胶法在ZrB2颗粒表面包覆一层SiO2保护层,制备出ZrB2@SiO2包覆式复合粉体。利用通过化学共沉淀法在ZrB2颗粒表面包覆不易挥发流失的氧化物保护层,制备出ZrB2@MexOy（ZrB2@Al2O3、ZrB2@Y2O3和ZrB2@ZrO2）包覆式复合粉体。首次利用原位合成法,在氟化物中原位合成ZrB2颗粒,从而制备出ZrB2@MeFx（ZrB2@YF3、ZrB2@CeF3、ZrB2@SrF2和ZrB2@LaF3）包覆式复合粉体,这是本文的又一创新之处。对不同方法制备的三种包覆式陶瓷复合材料的氧化行为进行研究,其包覆层都对ZrB2陶瓷的抗氧化性能有一定的提升作用,为提高ZrB2陶瓷材料的抗氧化性能提供了一个可行的新方向。3.利用等离子喷涂工艺实现了涂层型ZrB2陶瓷材料的制备,在不锈钢基底上沉积出厚度均匀、附着力高的ZrB2涂层,验证了用于超材料隐身的ZrB2导电图形层在尾喷管部位涂装的可行性。并对其组织结构和抗氧化性能进行研究分析,发现制备的ZrB2等离子喷涂涂层结构疏松、孔隙率大,且抗氧化性能远不如与其材料组份相同的块体状样品的抗氧化性能。揭示了ZrB2等离子喷涂涂层较高的孔隙率是导致其抗氧化性能下降的主要因素。4.为提升抗氧化等性能所做的改性处理会引起ZrB2陶瓷材料微观结构的变化,进而改变其导电性和导热性,利用四探针法和闪光法对具有不同微观结构的ZrB2超高温陶瓷材料进行电阻率和热导率测试,系统研究ZrB2超高温陶瓷材料的电热传输性能与微观结构之间的关系。为提高ZrB2超高温陶瓷材料抗氧化性能所掺杂的SiC对电传输来说属于绝缘相,而对热传导来说属于良导体,因此SiC的掺杂对电导率和热导率有着截然相反的影响作用。ZrB2超高温陶瓷材料作为典型的多晶材料,其内部存在大量的界面,内部界面对于电传输和热传导都起到阻碍作用,因此界面氧化物杂质的增多和界面面积的增大都会对电热传输产生消极影响。通过调整制备工艺可以改变ZrB2超高温陶瓷材料的微观结构,实现对其电热传输性能的人为调控,从而满足不同结构和功能的超材料的设计需求。
二、溶胶-凝胶法Al_2O_3涂层碳纤维的制备与表征（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、溶胶-凝胶法Al_2O_3涂层碳纤维的制备与表征（论文提纲范文）
（1）钇硅酸盐改性轻质防隔热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 课题研究背景与目的意义 |
| 1.2 碳纤维表面C和SiO_2涂层研究现状 |
| 1.2.1 碳纤维表面C涂层研究现状 |
| 1.2.2 碳纤维表面SiO_2涂层研究现状 |
| 1.3 稀土硅酸盐致密层研究现状 |
| 1.3.1 致密层研究现状 |
| 1.3.2 稀土硅酸盐致密层研究现状 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与测试方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 碳纤维材料 |
| 2.2.2 其他材料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 材料分析测试方法 |
| 2.4.1 微观组织结构分析 |
| 2.4.2 表观密度测量分析 |
| 2.4.3 孔隙率测量计算 |
| 2.4.4 压缩性能测试 |
| 2.4.5 热重-差热分析 |
| 2.4.6 烧蚀试验测试 |
| 第3章 碳纤维表面C涂层及C/SiO_2复合涂层的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳纤维表面制备C涂层 |
| 3.2.1 碳纤维表面C涂层的制备 |
| 3.2.2 葡萄糖溶液质量分数对碳纤维表面C涂层的影响 |
| 3.2.3 水热反应温度对碳纤维表面C涂层的影响 |
| 3.2.4 水热反应时间对碳纤维表面C涂层的影响 |
| 3.3 碳纤维表面制备C/SiO_2复合涂层 |
| 3.3.1 SiO_2涂层的形成机理 |
| 3.3.2 碳纤维表面C/SiO_2复合涂层的制备 |
| 3.3.3 TEOS质量分数对含C涂层的碳纤维表面SiO_2涂层的影响 |
| 3.3.4 水/乙醇摩尔比对含C涂层的碳纤维表面SiO_2涂层的影响 |
| 3.3.5 反应时间对含C涂层的碳纤维表面SiO_2涂层的影响 |
| 3.4 含C/SiO_2复合涂层碳纤维编织体的抗氧化性能 |
| 3.5 含C/SiO_2复合涂层碳纤维编织体的压缩性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Y2O3表面SiO_2涂层的制备及工艺优化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Y_2O_3粉体表面SiO_2涂层的制备 |
| 4.3 Y_2O_3粉体表面SiO_2涂层制备工艺的优化 |
| 4.4 含SiO_2涂层的Y_2O_3粉体烧结的影响因素 |
| 4.4.1 TEOS质量分数对含SiO_2涂层的Y_2O_3粉体烧结的影响 |
| 4.4.2 烧结温度对含SiO_2涂层的Y2O3粉体烧结的影响 |
| 4.4.3 烧结时间对含SiO_2涂层的Y2O3粉体烧结的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 钇硅酸盐改性轻质防隔热复合材料的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 钇硅酸盐致密层的制备 |
| 5.3 浆料浸渍烧结次数对钇硅酸盐致密层的影响 |
| 5.3.1 2次浆料浸渍烧结致密层的微观组织结构 |
| 5.3.2 5次浆料浸渍烧结致密层的微观组织结构 |
| 5.3.3 浆料浸渍烧结次数对密度和孔隙率的影响 |
| 5.4 钇硅酸盐致密层的抗氧化性能 |
| 5.5 含钇硅酸盐致密层复合材料的抗烧蚀性能 |
| 5.5.1 2次浆料浸渍烧结致密层的抗烧蚀性能 |
| 5.5.2 5次浆料浸渍烧结致密层的抗烧蚀性能 |
| 5.5.3 烧蚀机理 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（2）氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 纤维增强陶瓷基复合材料研究进展 |
| 1.2.1 陶瓷纤维的选择 |
| 1.2.2 陶瓷基体的选择 |
| 1.2.3 纤维-基体间界面的选择 |
| 1.3 氧化铝陶瓷基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 非连续相增强氧化铝复合材料 |
| 1.3.2 连续纤维/氧化铝复合材料 |
| 1.3.3 氧化铝陶瓷基复合材料应用前景 |
| 1.4 选题依据和主要研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第二章 研究方案设计与研究方法 |
| 2.1 实验试剂、原料和实验仪器 |
| 2.1.1 实验试剂 |
| 2.1.2 纤维 |
| 2.1.3 实验仪器 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 设计思路 |
| 2.2.2 实验工艺流程 |
| 2.2.3 制备过程 |
| 2.3 样品的分析表征方法 |
| 2.3.1 扫描电镜分析 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 差热-热重分析 |
| 2.3.4 力学性能测试 |
| 2.3.5 粘度测试 |
| 2.3.6 密度及气孔率测试 |
| 第三章 Al_2O_3溶胶及陶瓷料浆的制备及其性能研究 |
| 3.1 Al_2O_3溶胶制备机理 |
| 3.2 Al_2O_3溶胶的制备 |
| 3.2.1 原料的选择 |
| 3.2.2 Al_2O_3溶胶原料配比的确定 |
| 3.3 Al_2O_3陶瓷料浆的制备 |
| 3.3.1 原料的选择 |
| 3.3.2 Al_2O_3陶瓷料浆原料配比的确定 |
| 3.4 Al_2O_3溶胶及陶瓷料浆的性能 |
| 3.4.1 Al_2O_3溶胶的表征分析 |
| 3.4.2 Al_2O_3陶瓷料浆的表征分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备及其性能研究 |
| 4.1 氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备过程 |
| 4.2 氧化铝基纤维增强体种类对复合材料性能的影响 |
| 4.2.1 莫来石纤维编织物及铝硅纤维预制体性能对比 |
| 4.2.2 氧化铝基纤维增强体种类对复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.3 氧化铝基纤维增强体种类对复合材料微观结构的影响 |
| 4.3 氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的致密化过程探究 |
| 4.3.1 浸渍次数对复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.2 浸渍次数对复合材料微观结构的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 莫来石纤维编织物/氧化铝复合材料的性能优化 |
| 5.1 热解碳界面对Muf/Al_2O_3 复合材料性能的优化 |
| 5.1.1 热解碳界面的制备 |
| 5.1.2 热解碳界面的微观结构分析 |
| 5.1.3 热解碳界面对复合材料力学性能的影响 |
| 5.1.4 热解碳界面对复合材料微观结构的影响 |
| 5.2 磷酸镧界面对Muf/Al_2O_3 复合材料性能的优化 |
| 5.2.1 磷酸镧界面的制备 |
| 5.2.2 磷酸镧界面的SEM分析及EDS分析 |
| 5.2.3 磷酸镧界面对复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.4 磷酸镧界面对复合材料微观结构的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（3）碳化硅/地质聚合物复合材料的界面调控与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 地聚合物力学性能 |
| 1.3 SiCw分散工艺研究现状 |
| 1.4 SiCw/地聚合物复合材料增韧机理 |
| 1.4.1 晶须对基体局部应力状态的影响 |
| 1.4.2 晶须与基体结晶行为之间的关系 |
| 1.5 SiCw/地质聚合物的界面研究现状 |
| 1.5.1 物理相容性 |
| 1.5.2 化学相容性 |
| 1.5.3 晶须性能 |
| 1.5.4 界面的调控 |
| 1.6 地聚合物吸波性能 |
| 1.6.1 吸波材料的工作原理 |
| 1.6.2 吸波剂填充型吸波建材研究进展 |
| 1.7 存在的问题及解决思路 |
| 1.8 研究意义、思路与内容 |
| 1.8.1 研究意义 |
| 1.8.2 研究思路 |
| 1.8.3 研究内容 |
| 第2章 实验方案与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料 |
| 2.2.1 矿渣 |
| 2.2.2 粉煤灰 |
| 2.2.3 偏高岭土 |
| 2.2.4 钠水玻璃 |
| 2.2.5 SiCw |
| 2.3 制备工艺 |
| 2.3.1 SiCw在水介质中的分散 |
| 2.3.2 SiCw/地聚物原料粉体球磨工艺 |
| 2.3.3 溶胶-凝胶工艺 |
| 2.3.4 SiCw/地聚物复合材料制备工艺 |
| 2.4 微结构与物相分析 |
| 2.4.1 形貌与微结构 |
| 2.4.2 物相组成 |
| 2.4.3 化学态及成分 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 沉降实验 |
| 2.5.2 弯曲强度 |
| 2.5.3 反应热测试 |
| 2.5.4 热重分析和热收缩变形测量 |
| 2.5.5 吸波性能 |
| 第3章 SiCw/地聚物复合材料室温性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同SiCw掺量对复合材料室温性能的影响 |
| 3.2.1 SiCw预分散处理 |
| 3.2.2 SiCw的最佳掺量 |
| 3.3 不同分散工艺对复合材料室温性能的影响 |
| 3.3.1 复合材料力学性能、晶须分散效果 |
| 3.3.2 复合材料早期水化反应及微观形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 SiCw/地聚物复合材料界面的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 二氧化硅涂层 |
| 4.3 氮化硼涂层 |
| 4.3.1 SiCw表面BN涂层的微观形貌分析 |
| 4.3.2 SiCw表面BN涂层成分分析 |
| 4.3.3 SiCw表面BN涂层物相分析 |
| 4.4 氧化铝涂层 |
| 4.5 SiCw/涂层界面结合研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 SiCw/地聚物复合材料的高温性能和电磁屏蔽性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基体材料复配研究 |
| 5.3 SiCw/地聚物的高温性能 |
| 5.3.1 SiCw改性前后对地聚物复合材料抗折强度的影响 |
| 5.3.2 SiCw改性前后对地聚物复合材料水化反应的影响 |
| 5.3.3 SiCw改性前后对地聚物复合材料物相组成的影响 |
| 5.3.4 热重分析和高温后地聚物的收缩变形 |
| 5.3.5 SiCw/地聚物复合材料的增强增韧机理 |
| 5.4 SiCw/地聚物复合材料吸波性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
| 指导教师对学位论文的学术评语 |
| 学位论文答辩委员会决议书 |
（4）Al2O3界面涂层和CNTs引入对PyC基体组织结构与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/C复合材料概述 |
| 1.2.1 C/C复合材料的发展 |
| 1.2.2 C/C复合材料结构特点 |
| 1.2.3 C/C复合材料的性能 |
| 1.2.4 C/C复合材料的应用 |
| 1.3 C/C复合材料界面改性研究现状 |
| 1.3.1 C/C复合材料界面改性方法 |
| 1.3.2 界面改性对C/C复合材料性能的影响 |
| 1.4 CNTs对纯热解碳基体改性研究 |
| 1.4.1 CNT的特性及其在复合材料中的应用 |
| 1.4.2 CNTs对热解碳基体组织结构的诱导及力学性能的影响 |
| 1.5 本文研究目的和研究内容 |
| 1.6 技术路线 |
| 第2章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 碳/碳复合材料的界面改性 |
| 2.2.2 热解碳基体的制备及CNTs改性热解碳基体 |
| 2.3 复合材料性能测试 |
| 2.3.1 复合材料密度测试 |
| 2.3.2 复合材料弯曲强度测试 |
| 2.3.3 复合材料断裂韧性测试 |
| 2.3.4 复合材料拉伸性能测试 |
| 2.4 复合材料微观结构表征 |
| 2.4.1 偏光显微结构(PLM)表征 |
| 2.4.2 复合材料X射线衍射(XRD)表征 |
| 2.4.3 复合材料SEM微观形貌表征 |
| 2.4.4 石墨烯片层可视化(VGT)形貌表征 |
| 第3章 Al_2O_3界面涂层对C/C复合材料组织结构诱导及力学性能的影响 |
| 3.1 碳纤维预制体表面形貌及XRD分析 |
| 3.2 C/C复合材料的组织结构分析 |
| 3.3 C/C复合材料密度及力学性能分析 |
| 3.4 C/C复合材料断口形貌分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 CNTs对热解碳基体组织结构诱导及力学性能的影响 |
| 4.1 石英纤维预制体的形貌 |
| 4.2 复合材料物相分析及微观组织结构分析 |
| 4.3 复合材料密度及力学性能分析 |
| 4.4 复合材料断口形貌分析 |
| 4.5 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（5）溶胶凝胶法制备碳纤维抗氧化陶瓷涂层及复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳纤维增强树脂基复合材料在航空航天领域的应用 |
| 1.2.1 CFRP在航空领域的应用 |
| 1.2.2 CFRP在航天领域的应用 |
| 1.3 聚丙烯腈基碳纤维 |
| 1.3.1 PAN基碳纤维生产工艺 |
| 1.3.2 PAN基碳纤维的结构形态 |
| 1.3.3 PAN基碳纤维的性能 |
| 1.4 碳纤维抗氧化涂层 |
| 1.4.1 碳纤维的氧化 |
| 1.4.2 碳纤维抗氧化涂层的基本要求 |
| 1.4.3 抗氧化涂层的分类及选择 |
| 1.4.4 抗氧化陶瓷涂层的制备方法 |
| 1.5 本文的研究目的及研究内容 |
| 第2章 SiO_2涂层的制备及其性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 碳纤维表面改性 |
| 2.2.1 碳纤维的选择 |
| 2.2.2 液相氧化处理 |
| 2.2.2.1 实验部分 |
| 2.2.2.2 结果与讨论 |
| 2.2.3 热解碳涂层 |
| 2.2.3.1 实验部分 |
| 2.2.3.2 结果与讨论 |
| 2.3 实验部分 |
| 2.3.1 实验原料 |
| 2.3.2 实验设备 |
| 2.3.3 实验过程 |
| 2.3.4 实验测试与表征 |
| 2.4 结果与讨论 |
| 2.4.1 催化剂选择对表面涂层的影响 |
| 2.4.2 原料配比对表面涂层的影响 |
| 2.4.3 反应温度对表面涂层的影响 |
| 2.4.4 稳定剂对表面涂层的影响 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 SiO_2/ZrO_2梯度涂层的制备及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验原料 |
| 3.2.2 实验设备 |
| 3.2.3 实验过程 |
| 3.2.4 测试与表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 催化剂对ZrO_2溶胶的影响 |
| 3.3.2 涂层厚度对ZrO_2涂层的影响 |
| 3.3.3 涂层设计对SiO_2/ZrO_2梯度涂层性能的影响 |
| 3.3.4 稳定剂对SiO_2/ZrO_2梯度涂层性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 抗氧化涂层碳纤维增强复合材料的制备及其性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.2.3 实验过程 |
| 4.2.4 测试与表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 陶瓷涂层对复合材料抗氧化性能的影响 |
| 4.3.2 陶瓷涂层对复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.3 陶瓷涂层对复合材料烧蚀性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间科研成果目录 |
（6）添加Fe3+和h-BN对Cf/BAS复合材料结构与性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的和意义 |
| 1.2 微晶玻璃的种类及制备方法 |
| 1.2.1 微晶玻璃的种类 |
| 1.2.2 微晶玻璃的制备方法 |
| 1.3 BAS微晶玻璃 |
| 1.3.1 BAS微晶玻璃晶体结构和相变 |
| 1.3.2 BAS微晶玻璃的制备方法 |
| 1.4 BAS微晶玻璃的强韧化 |
| 1.4.1 纤维增强BAS微晶玻璃 |
| 1.4.2 晶须增强BAS微晶玻璃复合材料 |
| 1.5 研究目的以及主要内容 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 主要内容 |
| 第2章 材料制备与结构性能表征 |
| 2.1 实验材料与仪器 |
| 2.2 BAS及 C_f/BAS复合材料的制备 |
| 2.2.1 混合溶胶法制备BAS微晶玻璃 |
| 2.2.2 C_f/BAS微晶玻璃复合材料的制备 |
| 2.3 BAS及 C_f/BAS复合材料的结构和性能表征 |
| 2.3.1 BAS及 C_f/BAS复合材料的结构表征 |
| 2.3.2 拉曼光谱分 |
| 2.3.3 X射线光电子能谱分析 |
| 2.3.4 BAS及 C_f/BAS复合材料的性能表征 |
| 第3章 C_f/BAS复合材料的成分与结构设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 C_f/BAS基体成分设计 |
| 3.2.1 析晶量对基体弹性模量的影响 |
| 3.2.2 基体与纤维的热匹配分析 |
| 3.3 界面强度对C_f/BAS复合材料失效形式的影响 |
| 3.4 纤维强度分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Li~+掺杂对BAS及 C_f/BAS复合材料结构和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 混合溶胶法制备的BAS的结构和性能研究 |
| 4.2.1 BAS微晶玻璃的烧结 |
| 4.2.2 混合溶胶法制备的BAS微晶玻璃的结构表征 |
| 4.2.3 烧结温度对BAS微晶玻璃力学性能的影响 |
| 4.3 锂离子对BAS微晶玻璃结构和性能的影响 |
| 4.3.1 Li~+掺杂对BAS微晶玻璃烧结性能的影响 |
| 4.3.2 Li~+掺杂对BAS微晶玻璃结构的影响 |
| 4.3.3 Li~+掺杂对BAS微晶玻璃力学性能的影响 |
| 4.3.4 Li~+掺杂BAS微晶玻璃相变机制解释 |
| 4.4 Li~+掺杂对C_f/BAS复合材料结构和性能的影响 |
| 4.4.1 无掺杂C_f/BAS微晶玻璃复合材料的结构和力学性能 |
| 4.4.2 Li~+含量对C_f/BAS微晶玻璃复合材料结构的影响 |
| 4.4.3 Li~+含量对C_f/BAS微晶玻璃复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Fe~(3+)掺杂对BASL2和C_f/BASL2 微晶玻璃结构和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe~(3+)掺杂对BASL2 微晶玻璃的影响 |
| 5.2.1 Fe~(3+)对BASL2 微晶玻璃烧结性能的影响 |
| 5.2.2 Fe~(3+)对BASL2 微晶玻璃析晶性能的影响 |
| 5.2.3 Fe~(3+)含量对BASL2 微晶玻璃微观结构的影响 |
| 5.2.4 Fe~(3+)对BASL2 微晶玻璃力学性能的影响 |
| 5.3 Fe~(3+)掺杂对C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料的影响 |
| 5.3.1 Fe~(3+)含量对C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料物相的影响 |
| 5.3.2 Fe~(3+)含量对C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料的断口形貌的影响 |
| 5.3.3 Fe~(3+)掺杂C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料的界面形貌 |
| 5.3.4 Fe~(3+)含量对C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.5 Fe~(3+)掺杂C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料的热膨胀性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 添加h-BN对 C_f/BASL2 复合材料结构和性能和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加h-BN对 BASL2 微晶玻璃结构和性能的影响 |
| 6.2.1 h-BN含量对BASL2 微晶玻璃结构的影响 |
| 6.2.2 h-BN含量对BASL2 微晶玻璃力学性能的影响 |
| 6.3 添加h-BN对 C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料的影响 |
| 6.3.1 h-BN对 C_f/BASL2 微晶玻璃复合材料结构的影响 |
| 6.3.2 h-BN含量对C_f/BASL2 复合材料力学和热学性能的影响 |
| 6.4 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）Cf/Si（Zr）OC陶瓷基复合材料微结构调控及性能研究（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 Si(M)OC陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 SiOC陶瓷的结构 |
| 1.2.2 SiOC陶瓷先驱体 |
| 1.2.3 Si(M)OC陶瓷先驱体 |
| 1.2.4 Si(M)OC陶瓷的表征手段 |
| 1.3 C_f/Si(M)OC陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 1.4 陶瓷基复合材料抗氧化涂层研究现状 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及实验方法 |
| 2.1 试验材料及制备方法 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 SiOC和 SiZrOC陶瓷先驱体及陶瓷的合成工艺 |
| 2.1.3 C_f/SiCnw复合增强体的制备方法 |
| 2.1.4 C_f/SiCnw/SiOC及 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的制备方法 |
| 2.2 测试与表征 |
| 2.2.1 化学组成及微观组织测试 |
| 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 抗氧化性能测试及表征 |
| 第3章 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的制备及性能表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SiOC陶瓷先驱体的合成及表征 |
| 3.2.1 催化剂对SiOC陶瓷先驱体合成的影响 |
| 3.2.2 单体比例对SiOC先驱体陶瓷化学组成及微观形貌的影响 |
| 3.3 SiOC陶瓷的合成及表征 |
| 3.3.1 裂解温度对SiOC陶瓷化学组成的影响 |
| 3.3.2 裂解温度对SiOC陶瓷产物微观组织形貌的影响 |
| 3.3.3 SiC纳米颗粒及纳米线的原位生长 |
| 3.4 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的制备工艺及微观组织 |
| 3.5 C_f/SiCnw/SiOC陶瓷基复合材料的制备及微观组织 |
| 3.5.1 SiCnw/C_f复合增强体的可控制备 |
| 3.5.2 SiCnw增强C_f/SiOC陶瓷基复合材料制备 |
| 3.6 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的性能研究 |
| 3.6.1 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的力学性能 |
| 3.6.2 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的热物理性能 |
| 3.6.3 C_f/SiOC陶瓷基复合材料的抗氧化性能 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料制备及结构稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 SiZrOC陶瓷先驱体的合成及表征 |
| 4.2.1 SiZrOC陶瓷先驱体的分子结构设计 |
| 4.2.2 SiZrOC陶瓷先驱体及其干凝胶的制备 |
| 4.2.3 SiZrOC陶瓷先驱体聚合物的表征 |
| 4.3 SiZrOC陶瓷的合成及表征 |
| 4.3.1 Zr含量对SiZrOC先驱体聚合物陶瓷产率的影响 |
| 4.3.2 SiZrOC陶瓷先驱体的结构演变 |
| 4.3.3 裂解温度对SiZrOC陶瓷结构的影响 |
| 4.4 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的制备及结构组成研究 |
| 4.4.1 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的制备 |
| 4.4.2 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的微观结构表征 |
| 4.5 C_f/Si Zr OC陶瓷基复合材料的性能研究 |
| 4.5.1 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的力学性能 |
| 4.5.2 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的热物理性能研究 |
| 4.5.3 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的抗氧化性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 TaSi_2基涂层的制备及抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TaSi_2基抗氧化涂层的制备 |
| 5.2.1 抗氧化涂层设计原则 |
| 5.2.2 抗氧化涂层结构设计 |
| 5.2.3 抗氧化涂层成分的选择 |
| 5.2.4 多元抗氧化梯度化涂层的制备 |
| 5.3 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的静态氧化行为 |
| 5.4 C_f/SiZrOC陶瓷基复合材料的氧乙炔烧蚀行为 |
| 5.4.1 表面烧蚀温度对复合材料氧化烧蚀行为的影响 |
| 5.4.2 烧蚀时间对复合材料氧化烧蚀行为的影响 |
| 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 |
（8）碳纤维抗氧化涂层的制备及其增强复合材料性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳纤维及其增强复合材料的应用 |
| 1.3 碳纤维的氧化 |
| 1.3.1 碳纤维的氧化机理 |
| 1.3.2 碳纤维抗氧化改性的处理方法 |
| 1.4 碳纤维抗氧化涂层的分类和制备工艺 |
| 1.4.1 碳纤维抗氧化涂层的设计要素 |
| 1.4.2 抗氧化涂层的分类 |
| 1.4.3 碳纤维抗氧化涂层的制备方法 |
| 1.5 碳纤维高温抗氧化涂层的研究进展 |
| 1.6 本文的研究目的和研究内容 |
| 第2章 SiO_2 改性溶胶最佳制备工艺条件的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验过程 |
| 2.4.1 碳纤维的预处理 |
| 2.4.2 SiO_2 改性溶胶的配制 |
| 2.4.3 SiO_2 涂层的制备 |
| 2.5 测试与表征 |
| 2.5.1 材料成分及形貌表征 |
| 2.5.2 材料性能测试 |
| 2.6 结果与讨论 |
| 2.6.1 实验原理分析 |
| 2.6.2 TEOS/水对SiO_2 溶胶性能的影响 |
| 2.6.3 添加剂对SiO_2 溶胶性能的影响 |
| 2.6.4 反应温度对SiO_2 溶胶性能的影响 |
| 2.6.5 涂覆次数对SiO_2 抗氧化涂层的影响 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 碳纤维表面SiC/SiO_2 复合抗氧化涂层的性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原料 |
| 3.3 实验设备 |
| 3.4 实验过程 |
| 3.4.1 SiC/SiO_2 溶胶-乳液体系的制备 |
| 3.4.2 碳纤维表面SiC/SiO_2 涂层的制备 |
| 3.5 测试与表征 |
| 3.5.1 扫描电镜(SEM)测试 |
| 3.5.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 3.5.3 热重分析(TG) |
| 3.5.4 抗氧化性能测试 |
| 3.5.5 力学性能测试 |
| 3.6 结果与分析 |
| 3.6.1 溶胶-乳液体系的研究 |
| 3.6.2 复合涂层的抗氧化性能分析 |
| 3.6.3 复合涂层的力学性能分析 |
| 3.6.4 SiC/SiO_2 复合涂层抗氧化机理分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 复合电镀法制备SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合抗氧化涂层的工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原料 |
| 4.3 实验仪器 |
| 4.4 实验过程 |
| 4.4.1 碳纤维和纳米颗粒的预处理 |
| 4.4.2 镀液的配制 |
| 4.4.3 电镀制备复合涂层 |
| 4.5 测试与表征 |
| 4.5.1 复合抗氧化涂层的表面形貌表征 |
| 4.5.2 纳米颗粒含量分析 |
| 4.5.3 复合涂层抗氧化性能测试 |
| 4.6 结果与分析 |
| 4.6.1 纳米颗粒添加量对涂层结构及性能的影响 |
| 4.6.2 pH值和温度对涂层结构的影响 |
| 4.6.3 电流密度对涂层结构和性能的影响 |
| 4.6.4 电镀时间对涂层结构的影响 |
| 4.6.5 搅拌速率对涂层结构的影响 |
| 4.6.6 复合电镀过程机理分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 碳纤维表面SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合涂层的性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验原料 |
| 5.3 实验仪器 |
| 5.4 实验过程 |
| 5.4.1 碳纤维和纳米颗粒的预处理 |
| 5.4.2 电镀液的配制 |
| 5.4.3 SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合涂层的制备 |
| 5.4.4 SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni涂层碳纤维/酚醛树脂烧蚀样的制备 |
| 5.5 测试与表征 |
| 5.5.1 表面形貌测试 |
| 5.5.2 结构成分分析及表征 |
| 5.5.3 抗氧化性能测试 |
| 5.5.4 力学性能测试 |
| 5.6 结果与分析 |
| 5.6.1 SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合抗氧化涂层的形貌分析 |
| 5.6.2 SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合抗氧化涂层的碳纤维的结构分析 |
| 5.6.3 涂覆了抗氧化复合涂层的碳纤维的抗氧化性能分析 |
| 5.6.4 涂覆了抗氧化复合涂层的碳纤维的力学性能分析 |
| 5.6.5 SiC-ZrO_2-MoSi_2/Ni复合抗氧化涂层的抗氧化机理分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 抗氧化涂层碳纤维增强复合材料的制备及性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原料 |
| 6.3 实验仪器 |
| 6.4 实验过程 |
| 6.4.1 带复合抗氧化涂层碳纤维预浸料的制备 |
| 6.4.2 预浸料的切割和模压成型 |
| 6.5 测试与表征 |
| 6.5.1 抗氧化性能测试 |
| 6.5.2 力学性能测试 |
| 6.5.3 试样表面形貌分析 |
| 6.6 结果与分析 |
| 6.6.1 抗氧化性能结果分析 |
| 6.6.2 复合材料的力学性能分析 |
| 6.6.3 复合材料氧化后表面及截面的形貌分析 |
| 6.7 本章小结 |
| 第7章 总结与展望 |
| 7.1 全文总结 |
| 7.2 本论文主要创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表学术成果 |
（9）C/C复合材料抗氧化SiC涂层的制备与评价（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 C/C复合材料的发展及应用 |
| 1.2 C/C复合材料在高温下的氧化行为 |
| 1.3 C/C复合材料抗氧化技术 |
| 1.3.1 基体改性技术 |
| 1.3.2 C纤维改性技术 |
| 1.3.3 涂层抗氧化技术 |
| 1.4 SiC概述及性质与应用 |
| 1.4.1 SiC概述 |
| 1.4.2 物理化学性质与应用 |
| 1.5 SiC涂层制备工艺 |
| 1.5.1 涂刷法(BM) |
| 1.5.2 溶胶-凝胶法(S-G) |
| 1.5.3 等离子喷涂法(SPS) |
| 1.5.4 电泳沉积法(EPD) |
| 1.5.5 激光诱导化学分解法(LICD) |
| 1.5.6 包埋法(PC) |
| 1.5.7 化学气相沉积法(CVD) |
| 1.6 论文的研究目的及内容 |
| 2 实验 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 SiC涂层的制备 |
| 2.3.0 原料的预处理 |
| 2.3.1 CVD-SiC涂层的制备 |
| 2.3.2 PC-SiC涂层的制备 |
| 2.4 实验表征设备 |
| 2.4.1 场发射扫描电子显微镜(FESEM) |
| 2.4.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.3 电子探针显微分析(EPMA) |
| 2.4.4 透射电子显微分析(TEM) |
| 2.4.5 抗氧化性能测试 |
| 3 CVD-SiC涂层的制备与表征 |
| 3.1 CVD-SiC涂层的反应原理 |
| 3.2 CVD-SiC涂层结构与抗氧化性能分析 |
| 3.2.1 沉积时间对CVD-SiC涂层物相成分的影响 |
| 3.2.2 沉积时间对CVD-SiC涂层表面与截面形貌的影响 |
| 3.2.3 沉积时间对CVD-SiC涂层表面元素分布的影响 |
| 3.2.4 沉积时间对CVD-SiC涂层抗氧化性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 PC-SiC涂层的制备与表征 |
| 4.1 PC-SiC涂层的反应原理 |
| 4.2 PC-SiC涂层结构和抗氧化性能分析 |
| 4.2.1 Al2O3添加剂含量对PC-SiC涂层物相成分的影响 |
| 4.2.2 Al2O3添加剂含量对PC-SiC涂层表面与截面形貌的影响 |
| 4.2.3 Al2O3添加剂含量对PC-SiC涂层抗氧化性能的影响 |
| 4.3 CVD-SiC与 PC-SiC涂层比较分析 |
| 4.4 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 |
（10）ZrB2基陶瓷材料的抗氧化及电热传输机制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 高温隐身研究进展 |
| 1.2.1 国际方面研究现状 |
| 1.2.2 国内方面研究现状 |
| 1.2.3 高温隐身技术研究中所存在的问题 |
| 1.2.4 提高高温隐身性能的途径 |
| 1.3 超高温导电材料选择依据 |
| 1.3.1 难熔金属及其合金 |
| 1.3.2 石墨材料 |
| 1.3.3 碳纤维增强碳基体复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷及其复合材料 |
| 1.4 ZrB_2基材料研究现状 |
| 1.4.1 ZrB_2的结构与基本性质 |
| 1.4.2 ZrB_2的合成 |
| 1.4.3 ZrB_2的致密化 |
| 1.4.4 ZrB_2的力学性能 |
| 1.4.5 ZrB_2的氧化性能 |
| 1.4.6 ZrB_2的电热传输性能 |
| 1.5 本文研究目标 |
| 1.6 论文特色与创新点 |
| 1.7 论文研究内容与章节安排 |
| 第二章 掺杂改性对ZrB_2基陶瓷材料氧化行为的影响及机理 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 ZrB_2基超高温陶瓷材料的氧化机理 |
| 2.2.1 ZrB_2基超高温陶瓷材料氧化热力学 |
| 2.2.2 ZrB_2基超高温陶瓷材料氧化动力学 |
| 2.3 实验原料与设备 |
| 2.4 ZrB_2基超高温陶瓷材料的制备及微观结构研究 |
| 2.4.1 ZrB_2基超高温陶瓷材料的制备工艺 |
| 2.4.2 ZrB_2基超高温陶瓷材料的烧结性能研究 |
| 2.4.3 ZrB_2基超高温陶瓷材料的微观结构研究 |
| 2.5 ZrB_2基超高温陶瓷材料的氧化行为 |
| 2.5.1 纯ZrB_2陶瓷材料的氧化行为 |
| 2.5.2 SiC掺杂ZrB_2基陶瓷材料的氧化行为 |
| 2.5.2.1 ZrB_2-SiC低于1000℃的氧化行为 |
| 2.5.2.2 ZrB_2-SiC高于1000℃的氧化行为 |
| 2.5.3 WC掺杂ZrB_2基陶瓷材料的氧化行为 |
| 2.5.4 SiC和 WC共掺杂ZrB_2基陶瓷材料的氧化行为 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 包覆改性对ZrB_2基陶瓷材料抗氧化性能的提升研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原料及设备 |
| 3.3 溶胶凝胶法制备包覆型ZrB_2@SiO_2 复合陶瓷及其抗氧化性能研究 |
| 3.3.1 包覆型ZrB_2@SiO_2 陶瓷复合粉体的制备 |
| 3.3.2 包覆型ZrB_2@SiO_2 陶瓷复合材料的烧结及抗氧化性能研究 |
| 3.4 共沉淀法制备包覆型ZrB_2@Me_xO_y复合陶瓷及其抗氧化性能研究 |
| 3.4.1 包覆型ZrB_2前驱体的制备 |
| 3.4.2 包覆型ZrB_2@Me_xO_y陶瓷复合粉体的制备 |
| 3.4.3 包覆型ZrB_2@Me_xO_y陶瓷复合材料的烧结及抗氧化性能 |
| 3.5 原位法制备包覆型ZrB_2@MeF_x复合陶瓷及其抗氧化性能研究 |
| 3.5.1 ZrB_2陶瓷材料的合成工艺研究 |
| 3.5.2 包覆型ZrB_2@MeF_x陶瓷复合粉体的制备 |
| 3.5.3 包覆型ZrB_2@MeF_x陶瓷复合粉体的抗氧化性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 涂层型ZrB_2陶瓷材料的制备及其氧化性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原料与设备 |
| 4.3 等离子喷涂ZrB_2粉末的制备工艺研究 |
| 4.3.1 烧结破碎法 |
| 4.3.2 喷雾造粒法 |
| 4.4 等离子喷涂ZrB_2-SiC涂层的制备工艺研究 |
| 4.5 等离子喷涂ZrB_2-SiC涂层的高温氧化行为 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 改性处理对ZrB_2基陶瓷材料电热传输性能的影响及机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验原料与设备 |
| 5.3 改性处理对ZrB_2陶瓷材料电传输性能的影响及机理研究 |
| 5.3.1 ZrB_2陶瓷复合材料的制备 |
| 5.3.2 ZrB_2陶瓷复合材料的微观结构及电阻率测试 |
| 5.3.2.1 不同SiC掺杂量ZrB_2陶瓷材料的微观结构及电阻率测试 |
| 5.3.2.2 不同B4C掺杂量ZrB_2陶瓷材料的微观结构及电阻率测试 |
| 5.3.2.3 不同粒径ZrB_2陶瓷材料的微观结构及电阻率测试 |
| 5.3.2.4 ZrB_2@Al_2O_3 陶瓷材料的微观结构及电阻率测试 |
| 5.3.3 温度变化对ZrB_2陶瓷复合材料电阻率的影响 |
| 5.3.4 改性处理对ZrB_2陶瓷复合材料电阻率的影响机理 |
| 5.3.4.1 ZrB_2陶瓷复合材料组成成份对其电阻率的影响 |
| 5.3.4.2 ZrB_2基陶瓷复合材料的内部界面电阻率 |
| 5.4 ZrB_2基陶瓷材料的热传输性能及机理研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 后续工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的成果 |
四、溶胶-凝胶法Al_2O_3涂层碳纤维的制备与表征（论文参考文献）
- [1]钇硅酸盐改性轻质防隔热复合材料的制备与性能研究[D]. 钱宏. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [2]氧化铝基纤维/氧化铝复合材料的制备及其性能研究[D]. 耿广仁. 济南大学, 2020(01)
- [3]碳化硅/地质聚合物复合材料的界面调控与性能研究[D]. 潘洪莹. 深圳大学, 2020(10)
- [4]Al2O3界面涂层和CNTs引入对PyC基体组织结构与性能的影响[D]. 张博. 兰州理工大学, 2020(12)
- [5]溶胶凝胶法制备碳纤维抗氧化陶瓷涂层及复合材料研究[D]. 王旭. 武汉理工大学, 2020(08)
- [6]添加Fe3+和h-BN对Cf/BAS复合材料结构与性能的影响[D]. 吴松松. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [7]Cf/Si（Zr）OC陶瓷基复合材料微结构调控及性能研究[D]. 高家兴. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [8]碳纤维抗氧化涂层的制备及其增强复合材料性能的研究[D]. 杨光远. 武汉理工大学, 2019(07)
- [9]C/C复合材料抗氧化SiC涂层的制备与评价[D]. 周建光. 大连理工大学, 2019(02)
- [10]ZrB2基陶瓷材料的抗氧化及电热传输机制研究[D]. 冯潇强. 电子科技大学, 2019(01)