一、Grinding Characteristics Of Directionally Aligned SiC Whisker Wheel - Comparison With A12O3 Fiber Wheel（论文文献综述）
熊顺进[1]（2021）在《碳化硅基陶瓷的放电等离子烧结及强韧化研究》文中研究表明SiC具有硬度高、强度大、密度低等优异性能,近年来得到了广泛的研究,是一种很有前景的高温工程应用材料,广泛应用于抗磨部件、精密密封件和轻型陶瓷装甲等领域里。虽然SiC性能优越,但SiC的断裂韧性低,需要进一步提高。本文以Al2O3和ZrO2作为复合烧结助剂,采用放电等离子（SPS）烧结,制备致密SiC陶瓷。此外,加入增韧剂以改善SiC陶瓷的断裂韧性,借助SEM和XRD等仪器分析SiC陶瓷的微观结构和物相组成,并对陶瓷样品进行力学性能测试。本文研究内容主要分为下面几个部分:（1）探究烧结温度对SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷的影响。样品XRD表明,样品的主相为β-SiC。在样品冷却过程中,当烧结温度降到950℃时,t-ZrO2开始转变为m-ZrO2。由于SPS烧结时对样品施加压应力,t-ZrO2不能全部转变为m-ZrO2,部分t-ZrO2存留在SiC基体中,因此样品检测出t-ZrO2和m-ZrO2的特征峰。样品的断裂形貌表明,随着烧结温度的升高,样品的气孔逐渐减少,致密度增高,还出现少量ZrO2晶粒拔出现象。在1800℃下制备的SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷,样品的晶粒细小均匀,晶粒尺寸为0.5μm。对比各个样品的综合性能,烧结温度为1800℃的样品表现出良好的综合性能(Hv=20.2GPa,KIC=4.12 MPa·m1/2)。（2）探究ZrO2含量对SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷的影响。随着ZrO2含量增多,SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷的残余应力增大,t-ZrO2的特征峰强度增加。随着ZrO2的增多,ZrO2晶粒拔出现象增多。所有样品都达到了94%以上的相对密度,其中ZrO2的含量为5 wt.%时,样品的相对密度最高（相对密度达到99.5%）,断裂韧性值也达到最高。由于ZrO2与SiC的热膨胀系数不同,ZrO2周围存在压应力场,裂纹扩展时遇到ZrO2颗粒,裂纹发生弯曲,材料的有效断裂能增加,从而提高了材料的抗脆性能力。综和比较不同ZrO2含量样品的力学性能,当ZrO2含量为5 wt.%时,SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷能够获得更加优秀的力学性能。（3）选择碳纳米管（CNTs）作为SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷的增韧剂,探究CNTs对样品的断裂韧性的影响。所有样品都被检测出β-SiC、m-ZrO2和t-ZrO2三种相。样品中没有出现除SiC以外的碳化物的特征峰,说明CNTs没有发生化学反应。SPS烧结保证了CNTs的化学稳定性。由于CNTs的润滑作用以及由CNTs引起的晶界钉扎现象,SiC的晶粒尺寸减小。样品的致密度和硬度都呈现一直下降的趋势,断裂韧性和抗弯强度则先上升后下降。当CNTs的含量小于1 wt.%时,团聚现象不明显,CNTs能够均匀分散在基体内。由于存在CNTs拔出、ZrO2和CNTs协同作用下导致的裂纹偏转和裂纹桥接等增韧机制,样品的韧性得到提高。CNTs的含量为0.5 wt.%时,样品的断裂韧性最高,韧性值为4.98 MPa·m1/2。当CNTs的含量大于1 wt.%时,容易发生团聚,这造成样品内部缺陷,降低样品的力学性能。（4）选择碳化硅晶须（SiCw）作为SiC-Al2O3-ZrO2陶瓷的另一种增韧剂,探究SiCw对样品的断裂韧性的影响。SiCw对SiC的晶粒生长具有阻碍作用。随着SiCw的加入,样品出现晶须拔出的现象。由于ZrO2的热膨胀系数大于SiCw,部分氧化锆受到样品基体的压应力,阻碍t-ZrO2转变为m-ZrO2,部分t-ZrO2存留在SiC基体中。随着SiCw含量的增加,衍射角在49°-51°的衍射峰有向右移动的趋势。SiCw含量的增加会导致更多的压应力,抑制t-ZrO2的相变,从而使得t-ZrO2含量随着SiCw含量的增加而增多。SiCw阻碍SiC原子的扩散能力,在烧结后期,SiC晶粒的重排能力减弱,导致样品的致密度降低。在断裂韧性和抗弯强度的方面,样品表现出先增大后减小的趋势。当SiCw含量为25 wt.%时,最高值为5.35 MPa·m1/2和650 MPa。当裂纹遇上SiCw时发生显着偏转,并伴有ZrO2周边桥接等现象,通过SiCw的添加起到晶须增韧和ZrO2协同作用,提高样品的断裂韧性。
何宏林[2]（2017）在《形貌重构砂轮的淬硬轴承钢平面磨削试验研究》文中提出淬硬轴承钢具有高强度和高硬度等特性,在工业领域应用非常广泛。磨削是淬硬轴承钢一种重要的加工方法,但是,磨削加工磨削区温度极高,极易造成零件加工热损伤,因此本文提出了一种形貌重构砂轮磨削淬硬轴承钢的新加工工艺,以降低磨削区的磨削温度、减小磨削热损伤,提高加工质量。为了深入研究这种加工工艺,本文进行了氧化铝形貌重构砂轮的淬硬轴承钢平面磨削试验,分析了形貌重构对磨削温度、磨削力和磨削损伤的影响。（1）提出了一种在砂轮表面高速高效的进行形貌重构方法,即采用金刚石纤维切削装置对砂轮实施断续切削,加工出微沟槽实现砂轮表面形貌的重构。根据砂轮形貌重构方法的分析,合理选择了砂轮转速、金刚石纤维切削刀具转速、切削深度、进给量等形貌重构的主要工艺参数,最后,进行了氧化铝砂轮表面形貌重构试验。（2）制作了夹持式的镍铬-镍硅双极可磨式人工热电偶,用制作的热电偶进行了淬硬轴承钢磨削温度测量试验,结果表明:砂轮表面形貌重构能够显着降低磨削温度,改善磨削性能。这主要是砂轮进行形貌重构以后,其加工的微沟槽能够有效的将磨削液带入磨削区,砂轮进行形貌重构以后其作用通过干湿两种磨削状态的对比试验得到了验证。（3）采用三向压电晶体测力仪测量了磨削过程中的磨削力,试验结果表明,砂轮进行形貌重构以后降低了磨削力。当重构比达到30%时,磨削力降低近30%。另外对磨削工件表面粗糙度,硬化层厚度,磨削烧伤等情况进行了观察。发现砂轮进行形貌重构有助于减少了磨削损伤。
于景业[3]（2016）在《电场作用下SiC晶须强化Al2O3涂层的制备及其性能研究》文中研究指明为了提高在冲蚀环境下服役的工业设备的性能和使用寿命,抗冲蚀陶瓷涂层在工业生产中得到了广泛应用。大气等离子喷涂陶瓷涂层呈典型层状结构,较低的涂层层间结合率影响了涂层性能的发挥。SiCw具有优异的机械性能和物理化学特性,被广泛地用作陶瓷基复合材料的增韧强化相。本文针对等离子喷涂陶瓷涂层层间存在大面积未结合区域的问题,基于晶须增韧强化机制,利用大气等离子喷涂工艺制备了Al2O3/SiCw复合涂层,在喷涂过程中通过施加静电场作用,实现了SiCw在涂层中的定向排布。利用SEM、EDS、XRD等手段观察和分析不同电场电压下制备的涂层的微观组织、元素分布和物相成分,通过测定各涂层的显微硬度、断裂韧性和抗冲蚀性能,研究在电场作用下晶须定向对涂层性能的影响机理。研究表明,喷雾造粒+烧结处理是制备适合等离子喷涂的Al2O3/SiCw复合粉末的有效方法。经等离子喷涂后,未熔的SiCw均匀地桥联或包埋于A1203扁平粒子中,随着静电场电压的升高,晶须在涂层中的定向程度有所提高,涂层孔隙率先增加后减小。喷涂中部分α-Al2O3相经等离子喷涂后转变为亚稳相γ-Al2O3,喷涂前后晶须始终以β-SiC相存在。随着电场电压增加,涂层晶粒度和残余应力先减小后增大。不同电场电压下制备的Al2O3/SiCw复合涂层显微硬度值相差不大,约为1250 HV0.1。随着电场电压增加,复合涂层断裂韧性先减小后增加,10 kV电场电压下制备的涂层的Gc值最低,约为836 J·m-2。各涂层冲蚀抗力与断裂韧性变化规律一致,涂层失重量随电场电压先增加后减小,10 kV电场电压下制备的涂层的抗冲蚀性能最差。分析认为,涂层性能的差异是由于不同电场电压下SiCw平均定向角不同,使得先前沉积到涂层中的晶须对后续熔滴的阻碍作用不同,从而导致扁平粒子的碎化程度各异。本文为等离子喷涂陶瓷涂层性能的改进和优化提供了理论支撑,为该类型涂层的工业应用奠定了试验基础。
马赟[4]（2016）在《Si-Al-O-C-N-RE（RE=Nd,Eu）系统相关系研究》文中研究指明SiC因具有高硬度、高温抗蠕变性、高温抗氧化等优点在许多领域得以广泛应用,然而SiC中的共价键及高温扩散系数低导致纯SiC很难烧结致密。稀土氧化物SiC烧结中的常用助烧结剂,其中Y2O3的应用尤为普遍。SiC粉由于表面存在的SiO2呈现弱酸性,而轻稀土氧化物（如Nd2O3,Eu2O3）比Y2O3碱性更强,因而对SiC的烧结更有帮助。前期实验结果表明:在SiC-AlN-RE2O3系统中,SiC的加入能部分取代AlN而形成RE2Al（Si）O3N（C）固溶体这一现象,仅在轻稀土元素Nd中被发现。为了研发高性能SiC陶瓷材料,寻找更多的SiC液相烧结助剂配方的角度出发,有必要对SiC-Al2O3-Nd2O3、SiC-Al2O3-Eu2O3以及SiC-AlN-Eu2O3三元相关系进行研究。本文设计了相关系统的多组配方,对各进行烧结实验,采用DSC、XRD等方法对上述各样品进行测试分析,获得系列实验相图,并据此提出了Al2O3-Nd2O3液相烧结SiC陶瓷新助剂系统以及SiC-EuAl12O19复相陶瓷制备新思路,主要创新内容如下:1、SiC-Al2O3-Nd2O3以及SiC-Nd2O3-SiO2两个三元亚固相图被提出,并据此提出了SiC-Al2O3-Nd2O3-SiO2四元亚固相图;2、Al2O3-Eu2O3二元体系共有三个中间相Eu4Al2O9、EuAlO3和EuAl12O19,随着温度升高,依次出现EuAlO3,Eu4Al2O9和EuAl12O19相,在真空烧结炉中,SiC的加入,会使得三价铕铝酸盐Eu4Al2O9、EuAlO3被还原成二价铕硅酸盐,在开放的流通保护气氛内,Eu4Al2O9、EuAlO3会稳定存在,但SiC会被完全氧化成SiO2。3、SiC会还原Eu2O3,导致AlN-Eu2O3系统中的Eu2AlO3N相转变为二价铕硅酸盐相,随着SiC与AlN含量的增加,这一氧化还原反应温度降低。本实验条件下,很难形成SiC与Eu2AlO3N两相共存,也很难获得Eu2Al（Si）O3N（C）固溶体。4、热压烧结研发Al2O3-Nd2O3助剂液相烧结SiC,当T=1850℃,Al2O3:Nd2O3=23:3（mol%）且液相助剂含量为10%时,样品致密度可达96.47%;5、采用热压烧结方式制备SiC复相陶瓷,当T=1880℃,EuAl12O19 相的含量10%时,弯曲强度为348.3-13.47+13.47MPa,断裂韧性为2.2.9-0.16+0.12MPa,当含量达到15%时,样品电导率为2.664×10-4s.cm-1。当含量达到20%时,样品相对密度可达96.73%。
李双[5]（2013）在《短纤维增强反应烧结碳化硅的制备与性能研究》文中认为随着现代光学技术的发展，航天航空等领域对大口径、轻量化光学系统的需求越来越迫切。反应烧结碳化硅是继铍、玻璃、硅、微晶玻璃后又一种综合性能优异的光学反射镜材料。然而，反应烧结碳化硅陶瓷固有的高脆性制约了材料的机械加工，降低了构件的成品率。复合化是改善单一陶瓷性能的重要途径。本课题针对反应烧结碳化硅陶瓷的高脆性，将短纤维引入SiC/C体系，经注浆成型、反应烧结制备了短纤维增强反应烧结碳化硅复合材料，研究了原料组成、成型工艺、烧结制度对材料性能的影响。短纤维增强反应烧结碳化硅基复合材料克服了反应烧结碳化硅陶瓷脆性大、断裂韧性低的缺点，同时保留了碳化硅陶瓷比刚度高、热膨胀系数低、热导率高的特点，为大口径、轻量化、高精度反射镜的发展提供了必要的保障。为了增强碳纤维的抗氧化性，首先采用溶胶-凝胶法在短切碳纤维表面涂覆致密氧化锆薄膜，研究了原料组成、制备工艺对氧化锆涂层结构与性能的影响。浸渍六次后碳纤维轴向、断口处制备均匀氧化锆涂层。采用EDS法研究了纤维表面的元素组成，表明纤维表面存在致密氧化锆涂层。采用TG-DTA法研究了短纤维的抗氧化性，采用3mol.%YSZ涂覆碳纤维的开始氧化温度提高到650℃，800℃时的氧化失重降低到20%。以双峰碳化硅、炭黑为基体材料，短切碳纤维为增强体制备了短切碳纤维增强反应烧结碳化硅复合材料。克服短切碳纤维的团聚、成球难题，实现了短切碳纤维在SiC/C浆料中的均匀化。研究了短纤维体积分数对反应烧结碳化硅材料显微结构、体积密度、力学性能的影响：短切碳纤维以碳的形式引入材料体系，短纤维的增加提高了材料的体积密度，当短纤维体积含量超过30vol.%时纤维“架桥”效应降低了材料的体积密度；短纤维的增加提高了材料的弯曲强度和断裂韧性，当短纤维体积含量为30vol.%时，弯曲强度和断裂韧性分别为416MPa、5.1MPa·m1/2，分析认为纤维拔出、界面脱粘、裂纹偏折、沿晶断裂、残余压应力是主要的强韧化机制。研究了碳短切碳纤维经反应烧结、HNO3/HF腐蚀后的形貌变化，分析了形貌变化的原因，提出了硅化纤维的双层结构模型。短切碳纤维在反应烧结时容易与液相硅反应，使增强体的强度降低、强韧化效果下降。实验中采用热稳定性较好的碳化硅晶须为增强体，经湿法球磨、注浆成型、反应烧结制备了碳化硅晶须增强反应烧结碳化硅复合材料。反应烧结后碳化硅晶须保持了表面的竹节结构及初始尺寸，具有优良的热稳定性。晶须的“架桥”效应提高了坯体的孔隙率，增加了材料中游离硅的尺寸、含量，因此材料的体积密度较短切碳纤维增强材料的体积密度低。碳化硅晶须拥有较高的弹性模量和强度，晶须含量为20wt.%时断裂韧性达到极大值4.2MPa·m1/2。材料断口处有大量的晶须拔出，表明晶须与基体间形成合适的界面结合强度，成为最有效的增韧机制。材料表面存在残余压应力，压应力抑制了表面裂纹的扩展。由于碳化硅晶须平均直径仅为1.5μm，材料力学性能的提高不大。反应烧结碳化硅发生惰性氧化后在材料表面形成致密氧化物薄膜，可以提高材料的可靠性。采用空气中微氧化法在反应烧结碳化硅表面制备致密二氧化硅薄膜，研究了二氧化硅薄膜的形成机制、形貌及对反应烧结碳化硅性能的影响。微氧化后材料表面的凹坑、裂纹、气孔等缺陷减少；游离硅的尖端熔化、尺寸减小；硅化纤维发生显着体积膨胀，显示较高的氧化活性。900℃微氧化形成无定型二氧化硅，1100℃微氧化后无定形二氧化硅发生晶化，晶态二氧化硅衍射峰强度随短纤维体积含量的增加而减少。对短碳纤维增强材料，1100℃微氧化材料的弯曲强度、断裂韧性分别提高34%、49%；对碳化硅晶须增强材料，晶须含量15wt.%、1100℃微氧化时材料断裂韧性达到5.1MPa·m1/2。碳-硅反应是制备反应烧结碳化硅的基础，针对反应物炭黑，研究了炭黑含量对短纤维增强反应烧结碳化硅陶瓷结构与性能的影响。炭黑硅化后伴随显着的体积膨胀，因此随着炭黑含量的增加，短切碳纤维增强反应烧结碳化硅材料的体积密度逐渐提高。炭黑含量的增加提高了反应烧结碳化硅中碳化硅相的含量，由于碳化硅的热膨胀系数大于硅，材料的热膨胀系数呈增加趋势。当碳纤维体积分数低于20vol.%时，材料的弯曲强度逐步极高；继续增加碳纤维体积分数，炭黑团聚引起材料结构不均匀从而降低了材料的强度。随着炭黑含量的增加，材料的断裂韧性稳步提高。炭黑团聚体反应烧结形成球状SiC-Si多孔结构，空气中微氧化后球状结构表面易于形成致密二氧化硅层。
刘绍洋[6]（2012）在《SiCw/ZrB2陶瓷复合材料的制备与性能研究》文中提出ZrB2作为一种特殊的超高温陶瓷材料，具有高的熔点、强度、硬度，良好的导电导热性、阻燃性、耐热性、抗氧化性、耐腐蚀性以及捕集中子等特点，逐渐得到了国内外科研工作者的关注。SiCw具有高强度、高弹性模量等优点，是一种应用广泛的补强材料。SiCw晶须增韧补强ZrB2陶瓷基复合材料在超高温领域具有广阔的应用前景。本文以ZrB2、SiCw为主要原料。先利用体积比为1：1的HF和浓HNO3对SiCw进行酸洗纯化，以改善晶须微观结构；采用混合溶剂对其分散处理。结果表明：经过酸洗后，结晶相成分单一，长径比适中，晶须表面光滑；配比为40vol%乙醇，60vol%PEG混合剂的分散效果最佳。将酸洗后的SiCw添加到ZrB2粉末中，通过真空热压法制备复合材料，并对SiCw/ZrB2陶瓷基复合材料的相对密度、微观结构和力学性能进行了测试和分析。通过正交试验得出最佳配方为SiCw添加量为20wt%，烧成温度为1800℃，保温时间为30min，成型压力为25MPa。可获得综合力学性能最佳的复合材料S10，并测得其抗弯强度、维氏硬度、断裂韧性分别为811.86MPa、21.24GPa和8.4MPa·m1/2，通过对样品S10的韧化机理探讨，SiCw对复合材料断裂方式为典型穿晶、沿晶混合断裂模式；主要的增韧机理为晶须桥联、晶须拔出和裂纹偏转。通过静态氧化方法研究S10在1200℃和1500℃的氧化实验，采用XRD和SEM等分析测试手段对样品氧化后的横截面进行了表征。结果表明：经高温氧化后，样品表面形成一定厚度的氧化膜；在1200℃时，样品氧化膜的厚度为9.5μm，1500℃时，氧化膜的厚度为94.2μm；这种氧化膜是一层致密的硼硅酸盐玻璃相，能有效覆盖表面，弥合孔隙，阻止氧扩散，显示复相陶瓷的良好的抗氧化性。
张玲洁[7]（2012）在《颗粒、晶须强韧化碳化硅陶瓷及在密封环中的应用》文中认为碳化硅陶瓷具有比重小、硬度高、比强度高、耐磨、耐腐蚀、耐高温、抗热震性能良好等特点,被誉为第四代机械密封材料,广泛用于各类特殊工况条件下工业设备和装置的机械密封。目前,工业化生产的碳化硅陶瓷密封环主要采用反应烧结法制备；由于游离硅的存在,反应烧结碳化硅密封环的耐高温性、耐腐蚀性较差,力学性能偏低,对应用环境和工况条件有诸多限制。而对使用温度、耐腐蚀性能等要求较高的密封环则采用无压固相烧结法制备；该烧结方法制得的密封环硬度高、弹性模量大,但抗弯强度和断裂韧性依然较低,且摩擦系数较大,自身组对时磨损量大,在使用过程中的可靠性差,工作寿命较短；此外,该烧结方法还存在烧结温度高（最高达2300℃）、能耗大等问题,较高的生产成本限制了碳化硅密封环的推广应用。由此,国内外众多学者致力于研究低温液相烧结技术制备高强度、高韧性碳化硅陶瓷,并取得一定的成效。但目前低温液相烧结技术的研究基本处于实验室阶段,尚未见其应用于碳化硅密封环的工业化生产。本文以工业级碳化硅微粉为主要原料,采用无压液相烧结技术开展碳化硅陶瓷的强韧化研究,并应用于碳化硅密封环的工业生产。通过在SiC基体中引入力学性能优异的第二相材料提高其抗弯强度和断裂韧性,以石墨颗粒为添加剂改善SiC复合陶瓷的自润滑性能,实现了高性能SiC密封环的低成本生产。主要研究结果如下：（一）以纳米和微米SiC晶须、纳米SiC、SiB6、TiN颗粒作为第二相材料,系统研究了pH值、分散剂种类及其含量对第二相材料在水介质中分散的影响机制,考察了SiC复合料浆的流变特性、喷雾造粒及复合粉体的成型性能。研究结果表明：1)pH值对微米SiC晶须、纳米SiC晶须和纳米SiC颗粒的分散有一定影响,但随着沉降时间的延长,其影响逐渐变弱；2)六偏磷酸钠对五种第二相材料均具有良好的分散效果,在一定添加量和沉降时间下,第二相材料水基悬浮液的沉降高度均在94.0%以上,六偏磷酸钠主要以提高颗粒间的静电斥力来实现晶须或颗粒的分散；3)羧甲基纤维素钠对微米SiC晶须有很好的分散效果,其添加量为4.0wt%,沉降时间为22.0h,微米SiC晶须悬浮液的相对沉降高度为98.0%,羧甲基纤维素钠主要通过增大晶须表面的亲水性和提高晶须表面的电位绝对值实现分散；4)SiC基复合料浆呈现出剪切变稀特性,具有塑性流体的特征；喷雾造粒后,SiC复合造粒粉具有良好的流动特性和成型性能。（二）分别以纳米SiB6颗粒、微米ZrB2颗粒、纳米或微米SiC晶须、纳米SiC颗粒／微米SiC晶须、纳米TiN颗粒／微米SiC晶须为第二相材料,采用无压液相烧结技术,制备出SiC/nmSiB6、SiC/μmZrB2、SiC/μmSiCw、SiC/nmSiCw、SiC/nmSiC/μmSiCw、SiC/nmTiN/μmSiCw等六种SiC复合陶瓷,分析了第二相材料对碳化硅陶瓷力学性能的影响规律。研究结果表明：1)第二相材料对碳化硅陶瓷力学性能的影响与其自身材料特性、增强相组成、添加量、烧结制度有关,且对同一陶瓷材料的不同力学性能的影响规律也不尽相同；2)添加纳米SiB6颗粒总体上提高了碳化硅陶瓷的维氏硬度和断裂韧性,而添加微米ZrB2颗粒均能在一定程度上提高抗弯强度、维氏硬度、断裂韧性；3)微米和纳米SiC晶须对碳化硅陶瓷力学性能的影响随添加量增加和烧结温度升高具有不同的变化规律,综合而言,SiC晶须能明显提高碳化硅陶瓷的维氏硬度和断裂韧性,纳米SiC晶须添加量为10wt%时,维氏硬度可达33.6GPa,而微米SiC晶须添加量为30wt%时,断裂韧性可达8.4MPa·m1/2;4)同时引入纳米SiC颗粒和微米SiC晶须后,随着纳米SiC颗粒与微米SiC晶须质量比的增加,复合陶瓷的抗弯强度和维氏硬度总体上呈增加趋势,而断裂韧性则先降低后升高；5)同时引入纳米TiN颗粒和微米SiC晶须后,复合陶瓷的抗弯强度明显提高,而维氏硬度和断裂韧性随烧结温度的升高呈现不同的变化规律,添加2.5wt%纳米TiN颗粒和2.5wt%微米SiC晶须的复合陶瓷抗弯强度可达1123MPa,断裂韧性可达8.9MPa·m1/2。（三）结合SiC/nmSiB6、SiC/μmZrB2、SiC/μmSiCw、SiC/nmSiCw、SiC/nmSiC/μmSiCw、SiC/nmTiN/μmSiCw等SiC复合陶瓷的力学性能和显微结构,探讨了颗粒、晶须对碳化硅陶瓷的强韧化机制。研究结果表明：1)单独引入纳米SiB6、TiN、SiC和微米ZrB2颗粒时,颗粒通过对基体晶界的钉扎作用,来抑制复合陶瓷晶粒异常长大,形成晶粒尺寸细小、分布均匀的显微结构,降低了陶瓷中晶粒的临界缺陷尺寸；与基体间线膨胀系数失配所产生的残余应力,有效提高了强度；同时产生裂纹偏转和裂纹桥联,提高了断裂韧性；此外合理的晶粒级配改善了晶界结构,提高了强度；2)高长径比的微米和纳米SiC晶须引入后,在基体中产生裂纹偏转和裂纹桥联,提高了断裂韧性；其与基体间弹性模量差异导致的残余应力,有效提高了强度；同时陶瓷中存在的孔隙可以吸收能量,提高了断裂韧性；3)纳米TiN/微米SiC晶须、纳米SiC/微米SiC晶须同时引入,集成颗粒、晶须的增强增韧机制,产生了明显的协同效应,有效改善了碳化硅陶瓷的力学性能。（四）以石墨为润滑添加剂,初步探讨了石墨含量和烧结温度对SiC/石墨复合陶瓷的自润滑性能和力学性能的影响,并揭示了其自润滑机制。研究结果表明：1)随着石墨添加量的增加,SiC/石墨复合陶瓷的抗弯强度和维氏硬度不断降低,但摩擦系数也明显减小,当石墨含量为10wt%、烧结温度为1850℃,碳化硅陶瓷的摩擦系数由未添加的0.46降至0.21,显示了良好的自润滑性能；2)含石墨碳化硅陶瓷密封材料的自润滑机制主要为片状结构石墨的低摩擦、自润滑特性可以改善碳化硅密封环的自润滑性能；其次,脱落的石墨磨屑部分粘附于密封端面,部分破碎、细化后粘附于其他硬性磨粒表面形成保护层,隔绝了磨粒与端面或密封端面之间的直接接触,从而改善碳化硅密封环的摩擦性能。（五）借助工业生产设备及工艺技术,采用无压液相烧结技术,生产出高强度、高韧性或自润滑性能优异的碳化硅陶瓷密封环,并取得一定的经济效益和社会效益。研究结果表明：1)生产出同时含2.5wt%微米SiC晶须和2.5wt%纳米TiN颗粒的碳化硅复合陶瓷密封环,其抗弯强度和断裂韧性远高于该公司现有密封产品,其他性能可以满足使用需求；2)生产出含石墨碳化硅陶瓷密封环,其摩擦系数低于现有产品,力学性能虽低于现有产品,但能够满足行业标准；3)两种新型碳化硅陶瓷密封环的崩口率低、可加工性能良好、产品报废率低、成品率高,可节约能耗20%-30%。
韩丽[8]（2012）在《硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面行为对机械性能的影响》文中研究表明本文采用溶胶-凝胶工艺对硼酸镁晶须表面进行ZnO和CuO涂覆处理，利用真空气压渗流法制备体积分数为36%的硼酸镁晶须增强AZ31B镁基复合材料，根据有无涂层及涂层种类，将复合材料分别简记为：Mg2B2O5w/AZ31B（无涂层）、ZnO/Mg2B2O5w/AZ31B（ZnO涂层）和CuO/Mg2B2O5w/AZ31B（CuO涂层）。利用扫描电镜和X射线衍射分析研究了涂覆晶须的形貌和结构；利用金相显微镜、扫描电镜、电子探针、透射电镜研究了复合材料的微观组织结构及界面反应，用电子万能试验机和维氏硬度计分别对复合材料的室温拉伸性能和硬度进行测试，探讨了涂层种类和界面结构对复合材料机械性能的影响，并利用扫描电镜对复合材料的拉伸端口形貌进行观察，分析其断裂机制。结果表明，采用溶胶-凝胶法可在硼酸镁晶须表面涂覆均匀的ZnO和CuO涂层。且在800C高温下，ZnO和CuO涂层与晶须不发生反应，涂层的加入不影响晶须在基体中的分散性。ZnO和CuO涂层的加入改变了复合材料的界面行为，Mg2B2O5w/AZ31B复合材料的界面反应主要在复合材料的制备过程基体Mg和晶须表面吸附的自由氧的反应，ZnO/Mg2B2O5w/AZ31B和CuO/Mg2B2O5w/AZ31B的界面反应主要发生在涂层和基体之间。热暴露实验发现：Mg2B2O5w/AZ31B复合材料界面反应比较严重， ZnO/Mg2B2O5/AZ31B和CuO/Mg2B2O5w/AZ31B的界面比较稳定，基本无界面反应发生。根据界面反应产物MgO，Mg0.85Zn0.15O和MgZn2，ZnO/Mg2B2O5w/AZ31B的界面分为三种；CuO/Mg2B2O5w/AZ31B复合材料的界面产物主要MgCu2和MgZn2相。在晶须特殊位置上，MgZn2和晶须之间存在确定的晶体学位向关系。ZnO/Mg2B2O5w/AZ31B和CuO/Mg2B2O5w/AZ31B的硬度值都有所提高，且二者硬度值基本相近。ZnO/Mg2B2O5w/AZ31B和CuO/Mg2B2O5w/AZ31B的抗拉强度和断后伸长率明显得到改善，屈服强度和弹性模量变化不大，且ZnO涂层比CuO涂层更能有效改善复合材料的力学性能。
吴贺贺[9]（2011）在《填料改性UHMWPE复合材料的机械性能研究》文中认为超高分子量聚乙烯（UHMWPE）是一种具有优良性能的线型结构热塑性工程塑料,具有其它工程塑料无可比拟的耐冲击、耐化学药品、自润滑等性能。但也存在着成型性差,硬度低,耐磨粒磨损性能差等问题。填料改性是提高UHMWPE性能的有效方法之一。本文分别以碳（C）纤维、碳化硅（SiC）纤维、氧化铝（A1203）纤维、C粉、SiC粉、Al2O3粉、环氧树脂包覆二氧化硅（Si02）粉作为填料,以UHMWPE作为基体,填料经偶联剂KH550处理,用模压成型方法制备了不同填料改性UHMWPE复合材料。考察了UHMWPE复合材料的硬度、拉伸、弯曲等力学性能以及摩擦磨损性能,用扫描电镜对其拉伸断面和摩擦磨损表面进行了观察,分析了填料种类、填料处理方式、填料含量、偶联剂用量对UHMWPE复合材料力学性能和摩擦磨损性能的改善作用,为开拓UHMWPE复合材料的应用提供了有效的理论基础。研究结果如下：（1）用模压成型法制备JHMWPE复合材料,以其拉伸强度、弯曲强度为优化目标，利用正交试验确定出最佳成型工艺参数：模压温度为180℃,模压压力为15MPa,模压时间为25min。（2）对C纤维、SiC纤维、Al2O3纤维填充改性UHMWPE复合材料研究表明：当三种纤维添加质量分数为5%,并经1%偶联剂KH550处理时,三种纤维改性UHMWPE复合材料的力学性能和摩擦磨损性能均优于未处理的纤维改性UHMWPE。其中,处理的C纤维和处理的SiC纤维改性UHMWPE复合材料综合性能较好。表明填料经偶联剂处理有利于提高复合材料的综合性能。（3）对C粉、SiC粉、Al2O3粉、环氧树脂包覆SiO2粉填充改性UHMWPE复合材料研究表明：当四种粉状填充材料添加质量分数为5%,并经1%KH550处理时,环氧树脂包覆SiO2粉/UHMWPE复合材料的综合性能较好。（4）用超声波+1%KH550复合处理、1%KH550处理两种方式分别处理C纤维、SiC纤维、环氧树脂包覆SiO2粉三种填料,填充材料添加质量分数为5%,两种处理方式对UHMWPE复合材料性能的影响研究表明,超声波+1%KH550复合处理的填料对UHMWPE改性效果较好。（5）对C纤维、siC纤维、环氧树脂包覆Si02粉三种填料用超声波+1%KH550复合处理,填料添加质量分数为3%、5%、7%、10%、15%。研究填料含量对UHMWPE复合材料力学性能和摩擦磨损性能的影响。结果表明,C纤维、SiC纤维、环氧树脂包覆Si02粉的最佳添加质量分数分别为5%、5%、7%。（6）改变偶联剂KH550用量,分别用1%、2%、3%、4%、5%KH550+超声波复合处理C纤维、SiC纤维、环氧树脂包覆SiO2粉三种填料。研究KH550用量对5%C纤维/UHMWPE、5%SiC纤维/UHMWPE、7%环氧树脂包覆SiO2粉/UHMWPE复合材料力学性能和摩擦磨损性能的影响。结果表明,5%C纤维/UHMWPE、5%SiC纤维/UHMWPE、7%环氧树脂包覆Si02粉/UHMWPE三种复合材料的最佳KH550用量分别为3%、3%、4%。
曹瑞香[10]（2011）在《改进的碳热还原法制备TiC晶须及其应用的研究》文中进行了进一步梳理晶须是直径为1—30微米的单晶细丝,其突出特点是具有超高强度和硬度。其中过渡族金属的碳化物、氮化物不仅强度更高,而且耐高温,化学稳定,因而是理想的先进复合材料的骨架。可是,这类晶须至今未能广泛应用。原因在于于制备高温陶瓷晶须的方法至今仍不过关。目前制备高温陶瓷晶须的方法有两个,一个是化学气相沉积（CVD）法,另一个是热还原法。前者的优点是产物（晶须）的质量好,但产率低,成本高。后者则相反,产率高,质量差。我的研究目标就是要寻找一种新型热还原方法,兼具两种方法的优点,摒弃其缺点,从而实现批量生产高温陶瓷晶须—TiC晶须。经过大量实验,我找到了用现有（传统）的热还原法生长晶须所固有的问题,进而提出了一个新的热还原方法,即所谓“气流热还原法”。其特点是在热还原过程中用适当流量的氩气流均匀地通过物料（TiO2粉、碳粉、镍粉等）。特别是我们解决了让气流均匀地通过大量物料的工艺问题,找到了合适的工艺参数,制出了优质碳化钛晶须,单炉（小炉子）产量由原来（用传统热还原法时）的数克提高到一百多克,而晶须与颗粒之比达到90%以上。此外,我们还发现了更多的实验证据,证明热还原法生长晶须的机制仍然是VLS机制。在成功地制备了优质TiC晶须的基础上我们进而研制了用晶须增强和增韧的金刚石锯片。我们首先解决了如何在金刚石锯片中均匀添加晶须这一关键工艺。然后通过实验确定合适的压制压力和烧结温度等参数。然后通过大量锯片的现场切割石材试验,找到了最佳的晶须添加量（所切割的石材包括大理石、花岗岩等）。实验表明,含1.5%TiC晶须的金刚石锯片切割石材的效果最好。和不含晶须的锯片相比,含1.5%TiC晶须的金刚石锯片连续切割石材长度增加了一倍,所需的切割时间则缩短了一半,因而总效率提高了四倍。本论文全面总结了以上两方面的研究工作。
二、Grinding Characteristics Of Directionally Aligned SiC Whisker Wheel - Comparison With A12O3 Fiber Wheel（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、Grinding Characteristics Of Directionally Aligned SiC Whisker Wheel - Comparison With A12O3 Fiber Wheel（论文提纲范文）
（1）碳化硅基陶瓷的放电等离子烧结及强韧化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 SiC陶瓷的结构和性能 |
| 1.1.1 SiC陶瓷的结构 |
| 1.1.2 SiC陶瓷的性能 |
| 1.2 SiC陶瓷的应用领域 |
| 1.2.1 磨料磨具 |
| 1.2.2 防弹装甲 |
| 1.2.3 陶瓷轴承 |
| 1.2.4 核燃料元件 |
| 1.3 SiC陶瓷的国内外烧结研究现状 |
| 1.3.1 反应烧结 |
| 1.3.2 无压烧结 |
| 1.3.3 热压烧结 |
| 1.3.4 放电等离子烧结 |
| 1.4 SiC陶瓷的国内外增韧研究现状 |
| 1.4.1 晶须增韧 |
| 1.4.2 原位增韧 |
| 1.4.3 弥散颗粒增韧SiC陶瓷 |
| 1.4.4 液相添加剂增韧SiC陶瓷 |
| 1.5 论文的创新点 |
| 1.6 研究的内容与意义 |
| 第二章 实验制备流程及性能测试 |
| 2.1 实验原料与实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 基本实验流程 |
| 2.3 样品性能测试及测试参数介绍 |
| 2.3.1 微观结构观察 |
| 2.3.2 相组成 |
| 2.3.3 拉曼光谱 |
| 2.3.4 相对密度 |
| 2.3.5 硬度和韧性 |
| 2.3.6 纳米压痕 |
| 2.3.7 抗弯强度 |
| 第三章 研究SPS烧结SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的制备工艺 |
| 3.1 烧结温度对SiC-ZrO_2-Al_2O_3陶瓷的影响 |
| 3.1.1 实验步骤 |
| 3.1.2 烧结温度对SiC-ZrO_2-Al_2O_3陶瓷物组成的影响 |
| 3.1.3 烧结温度对SiC-ZrO_2-Al_2O_3微观结构的影响 |
| 3.1.4 烧结温度对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷力学性能的影响 |
| 3.2 氧化锆含量对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的影响 |
| 3.2.1 实验步骤 |
| 3.2.2 氧化锆含量对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷相组成的影响 |
| 3.2.3 氧化锆含量对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷微观结构的影响 |
| 3.2.4 氧化锆含量对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 CNT对 SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的微观组织及力学性能的影响 |
| 4.1 实验制备流程 |
| 4.2 结果与分析 |
| 4.2.1 CNT对 SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷相组成的影响 |
| 4.2.2 CNT对 SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷微观结构的影响 |
| 4.2.3 CNT对 SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷力学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 SiC_w对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的微观结构及力学性能的影响 |
| 5.1 样品的制备流程 |
| 5.2 结果与分析 |
| 5.2.1 SiC_w对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的相组成的影响 |
| 5.2.2 SiC_w对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的微观结构影响 |
| 5.2.3 SiC_w对SiC-Al_2O_3-ZrO_2陶瓷的微观结构影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得与学位论文相关的成果 |
| 致谢 |
（2）形貌重构砂轮的淬硬轴承钢平面磨削试验研究（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 淬硬轴承钢加工及砂轮形貌重构的国内外研究现状 |
| 1.2.1 轴承钢加工的国内外研究现状 |
| 1.2.2 砂轮形貌重构的国内外研究现状 |
| 1.3 磨削加工概述 |
| 1.4 本课题的来源及主要研究内容 |
| 第2章 金刚石纤维切削装置的制备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 金刚石纤维切削单元的制备 |
| 2.2.1 聚晶金刚石复合片的激光切割 |
| 2.2.2 金刚石纤维切削单元的制备 |
| 2.3 金刚石纤维切削刀具的设计 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 砂轮形貌重构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 砂轮形貌重构实验设备 |
| 3.3 砂轮形貌重构 |
| 3.4 形貌重构前后金刚石纤维切削刃的形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 砂轮形貌重构对淬硬轴承钢磨削温度的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 磨削温度分布的理论解析 |
| 4.2.1 磨削区的热模型 |
| 4.2.2 矩形运动热源引起的温度分布理论解析 |
| 4.2.3 三角形分布热源引起的温度分布理论解析 |
| 4.2.4 工件表面的平均温度简化计算 |
| 4.3 磨削温度的测量技术现状 |
| 4.4 形貌重构砂轮的淬硬轴承钢平面磨削温度测量 |
| 4.4.1 夹持双极可磨式人工热电偶的制作 |
| 4.4.2 磨削温度测量系统 |
| 4.4.3 热电偶的标定 |
| 4.5 温度测量试验 |
| 4.6 实验结果与分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 形貌重构砂轮磨削淬硬轴承钢试验 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验设备及参数的选择 |
| 5.3 磨削力 |
| 5.4 表面质量 |
| 5.4.1 表面氧化 |
| 5.4.2 表面粗糙度 |
| 5.4.3 亚表面显微硬度 |
| 5.4.4 亚表面形貌观察 |
| 5.5 本章总结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士期间所发表的论文与参与的科研项目 |
（3）电场作用下SiC晶须强化Al2O3涂层的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 等离子喷涂技术原理 |
| 1.3 氧化铝基陶瓷涂层研究进展 |
| 1.4 晶须强化复合材料研究进展 |
| 1.4.1 晶须强化机理 |
| 1.4.2 SiCw基本性质 |
| 1.4.3 SiCw强化影响因素 |
| 1.4.4 SiCw定向排布研究进展 |
| 1.5 电场定向晶须机理 |
| 1.6 涂层结构与抗冲蚀性能关系 |
| 1.7 本文研究目的及内容 |
| 1.7.1 研究目的 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第2章 Al_2O_3/SiCw复合粉末制备工艺研究 |
| 2.1 涂层材料 |
| 2.2 喷涂粉末制备 |
| 2.2.1 SiCw预处理工艺 |
| 2.2.2 喷雾造粒工艺 |
| 2.2.3 粉末烧结工艺 |
| 2.3 喷涂粉末性能测定 |
| 2.4 复合粉末物相与微观结构分析 |
| 2.4.1 复合粉末物相成分分析 |
| 2.4.2 复合粉末微观结构分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Al_2O_3/SiCw涂层制备及微观结构分析 |
| 3.1 复合涂层制备 |
| 3.1.1 高压静电场搭建 |
| 3.1.2 喷涂设备 |
| 3.1.3 涂层制备 |
| 3.2 静电场电压对涂层微观结构的影响 |
| 3.2.1 涂层试样制备及观察 |
| 3.2.2 涂层截面元素分析 |
| 3.2.3 涂层微观形貌分析 |
| 3.3 静电场电压对涂层物相的影响 |
| 3.3.1 静电场电压对涂层晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.2 静电场电压对涂层残余应力的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 静电场电压对涂层性能的影响 |
| 4.1 涂层力学性能测试方法 |
| 4.1.1 涂层显微硬度测定 |
| 4.1.2 涂层断裂韧性测定 |
| 4.1.3 涂层抗冲蚀性能测定 |
| 4.2 静电场电压对涂层显微硬度的影响 |
| 4.3 静电场电压对涂层断裂韧性的影响 |
| 4.4 静电场电压对涂层抗冲蚀性能的影响 |
| 4.5 静电场电压对涂层力学性能的影响机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文和申请的专利 |
（4）Si-Al-O-C-N-RE（RE=Nd,Eu）系统相关系研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 特种陶瓷材料 |
| 1.2 SiC基陶瓷材料 |
| 1.3 相图研究的背景和意义 |
| 1.4 国内外的相关研究现状 |
| 1.5 本课题研究的意义 |
| 第二章 实验方法及相关设备 |
| 2.1 原料表征 |
| 2.1.1 SiC原粉 |
| 2.1.2 Al_2O_3原粉 |
| 2.1.3 稀土氧化物(Nd_2O_3和Eu_2O_3)原粉 |
| 2.1.4 SiO_2原粉 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 混料 |
| 2.2.2 干压成型 |
| 2.2.3 冷等静压成型 |
| 2.2.4 烧结 |
| 2.2.5 烧结体的后加工 |
| 2.2.6 样品测试 |
| 小结 |
| 第三章 Si-Al-O-C-N-RE系统相关系研究 |
| 3.1 SiC-Al_2O_3-Nd_2O_3-SiO_2系统相关系研究 |
| 3.1.1 二元子系统的相关系 |
| 3.1.2 三元子系统的相关系 |
| 3.1.3 SiC-Al_2O_3-Nd_2O_3-SiO_2四元相关系研究 |
| 3.2 SiC-Al_2O_3-Eu_2O_3三元相关系研究 |
| 3.2.1 二元子系统的相关系 |
| 3.2.2 SiC-Al_2O_3-Eu_2O_3三元相关系 |
| 3.3 SiC-Eu_2O_3-AlN三元相关系研究 |
| 3.3.1 ENS111三元相关系研究 |
| 3.3.2 其它组分三元相关系研究 |
| 小结 |
| 第四章 Si-Al-C-O-RE系统相关系的应用 |
| 4.1 添加Al_2O_3-Nd_2O_3助剂液相烧结SiC陶瓷 |
| 4.1.1 SiC陶瓷无压烧结 |
| 4.1.2 热压烧结SiC陶瓷致密化研究 |
| 4.1.3 热压烧结SiC的组织性能 |
| 4.2 SiC—EuAl_(12)O_(19)复相陶瓷制备研究 |
| 4.2.1 无压烧结复相陶瓷致密化研究 |
| 4.2.2 热压烧结样品性能 |
| 小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简介 |
（5）短纤维增强反应烧结碳化硅的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 反应烧结碳化硅烧结机理研究现状 |
| 1.3 反应烧结碳化硅制备工艺研究现状 |
| 1.3.1 初始原料的优化 |
| 1.3.2 均匀浆料的制备 |
| 1.3.3 连续纤维增强碳化硅材料的制备 |
| 1.4 短纤维增强陶瓷基复合材料研究现状 |
| 1.4.1 短纤维增强效果研究 |
| 1.4.2 短纤维均匀化技术 |
| 1.4.3 短纤维增强碳化硅陶瓷制备工艺 |
| 1.4.4 短纤维表面处理研究 |
| 1.5 空间反射镜用反应烧结碳化硅存在的问题 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 制备方法及性能表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.3 性能表征 |
| 2.3.1 成分及微观组织结构分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.3 物理性能测试 |
| 第3章 短切碳纤维增强 RBSC 复合材料的制备及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 短切碳纤维增强 RBSC 复合材料的制备工艺 |
| 3.2.1 短切碳纤维表面氧化锆涂层的制备 |
| 3.2.2 短切碳纤维与浆料的均匀化、成型、烧结工艺 |
| 3.3 短切碳纤维表面氧化锆涂层的结构与性能研究 |
| 3.3.1 短切碳纤维表面氧化锆涂层的形貌 |
| 3.3.2 短切碳纤维表面氧化锆涂层的热防护作用 |
| 3.4 短切碳纤维在 RBSC 中形貌及分布研究 |
| 3.5 短切碳纤维含量对 RBSC 材料性能的影响 |
| 3.5.1 短切碳纤维含量对 RBSC 体积密度的影响 |
| 3.5.2 短切碳纤维含量对 RBSC 弯曲强度和断裂韧性的影响 |
| 3.6 短切碳纤维的强韧化机理研究 |
| 3.7 硅化纤维的形貌及腐蚀性能研究 |
| 3.8 炭黑含量对短切碳纤维增强 RBSC 材料性能的影响 |
| 3.8.1 炭黑含量对 RBSC 体积密度的影响 |
| 3.8.2 炭黑含量对 RBSC 相组成的影响 |
| 3.8.3 炭黑含量对 RBSC 力学性能的影响 |
| 3.8.4 炭黑含量对 RBSC 内部缺陷的影响 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 碳化硅晶须增强 RBSC 复合材料的制备及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 碳化硅晶须增强 RBSC 复合材料的制备工艺 |
| 4.3 碳化硅晶须在 RBSC 材料中的分布规律研究 |
| 4.3.1 碳化硅晶须的分布 |
| 4.3.2 碳化硅晶须的表面形貌 |
| 4.4 碳化硅晶须对 RBSC 材料组织成分的影响 |
| 4.4.1 碳化硅晶须对 RBSC 体积密度的影响 |
| 4.4.2 碳化硅晶须对 RBSC 相组成的影响 |
| 4.5 碳化硅晶须对 RBSC 材料弯曲强度和断裂韧性的影响 |
| 4.6 晶须增强 RBSC 材料的强韧化机理研究 |
| 4.6.1 碳化硅晶须的强韧化研究 |
| 4.6.2 残余压应力的强韧化研究 |
| 4.7 短切碳纤维与碳化硅晶须增强反应烧结碳化硅的比较 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 微氧化对短纤维增强 RBSC 复合材料的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 短纤维增强 RBSC 复合材料的微氧化工艺 |
| 5.3 微氧化对 RBSC 材料微观结构的影响 |
| 5.3.1 微氧化对 RBSC 基体的影响 |
| 5.3.2 微氧化对短纤维增强体的影响 |
| 5.3.3 微氧化对炭黑团聚体的影响 |
| 5.3.4 RBSC 复合材料微氧化机制研究 |
| 5.4 微氧化对 RBSC 材料相组成的影响 |
| 5.5 微氧化对 RBSC 材料弯曲强度和断裂韧性的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）SiCw/ZrB2陶瓷复合材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 超高温陶瓷研究现状 |
| 2.1.1 难熔金属及其合金 |
| 2.1.2 金属间化合物 |
| 2.1.3 陶瓷及其复合材料 |
| 2.1.4 碳/碳复合陶瓷 |
| 2.2 ZrB_2陶瓷材料的研究现状 |
| 2.2.1 ZrB_2陶瓷的基本性质 |
| 2.2.2 ZrB_2粉体的制备方法 |
| 2.2.3 ZrB_2陶瓷的制备方法 |
| 2.2.4 硼化锆陶瓷材料的应用 |
| 2.3 SiCw 及其 SiCw 增韧复合材料的研究现状 |
| 2.3.1 SiCw 的基本性质 |
| 2.3.2 晶须的增韧原理 |
| 2.3.3 影响 SiCw 的增韧因素 |
| 2.3.4 SiCw 的制备方法 |
| 2.3.5 SiCw 增强陶瓷基复合材料 |
| 2.3.6 ZrB_2－SiCw陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 2.4 本课题的主要研究内容和意义 |
| 3 方案设计及试样的制备 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 实验设备 |
| 3.3 SiCw 的纯化与分散 |
| 3.3.1 SiCw 酸洗纯化 |
| 3.3.2 SiCw 分散 |
| 3.4 SiCw/ ZrB_2陶瓷复合材料的制备 |
| 3.4.1 实验配方 |
| 3.3.3 工艺流程 |
| 3.4.3 烧成制度 |
| 3.5 测试与表征 |
| 3.5.1 吸水率、相对密度的测定 |
| 3.5.2 抗弯强度的测定 |
| 3.5.3 维氏硬度的测定 |
| 3.5.4 断裂韧性的测定 |
| 3.5.5 XRD 分析 |
| 3.5.6 扫描电镜（SEM）观察 |
| 3.5.7 高温抗氧化性的测定 |
| 4 实验结果与讨论 |
| 4.1 SiCw 的酸洗处理 |
| 4.2 SiCw 的分散讨论 |
| 4.3 酸洗后的 SiCw 对 ZrB_2陶瓷组织和性能影响 |
| 4.3.1 样品致密度分析 |
| 4.3.2 正交试验分析 |
| 4.3.3 物相分析 |
| 4.3.4 显微结构分析 |
| 4.3.5 验证试验 |
| 4.4 SiCw/ZrB_2复合材料的断裂韧化机理探讨 |
| 4.5 SiCw/ZrB_2复合材料的高温抗氧化性分析 |
| 4.5.1 SiCw/ZrB_2复合材料的热力学分析 |
| 4.5.2 增重程度 |
| 4.5.3 氧化后试样的显微结构分析 |
| 4.5.4 氧化机理的探讨 |
| 5 结论 |
| 6 今后工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（7）颗粒、晶须强韧化碳化硅陶瓷及在密封环中的应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 第二章 文献综述 |
| 2.1 碳化硅陶瓷的研究现状 |
| 2.1.1 碳化硅的晶体结构 |
| 2.1.2 碳化硅粉体的合成 |
| 2.1.3 碳化硅陶瓷的制备 |
| 2.2 碳化硅陶瓷的强韧化研究进展 |
| 2.2.1 颗粒弥散增强增韧碳化硅陶瓷 |
| 2.2.2 纤维强韧化碳化硅陶瓷 |
| 2.2.3 晶须强韧化碳化硅陶瓷 |
| 2.3 碳化硅陶瓷材料在机械密封中的应用现状 |
| 2.4 立题依据与主要研究内容 |
| 2.4.1 立体依据 |
| 2.4.2 主要研究内容 |
| 第三章 实验过程及测试方法 |
| 3.1 实验原料 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 颗粒、晶须在水介质中的分散 |
| 3.2.2 SiC水基复合料浆的制备 |
| 3.2.3 SiC复合粉体的制备及成型 |
| 3.2.4 SiC复合陶瓷的烧结 |
| 3.3 测试及表征方法 |
| 3.3.1 颗粒、晶须的Zeta电位 |
| 3.3.2 粉体粒度 |
| 3.3.3 沉降实验 |
| 3.3.4 红外光谱 |
| 3.3.5 料浆流变特性 |
| 3.3.6 复合粉体的流动性能 |
| 3.3.7 SiC复合陶瓷的密度 |
| 3.3.8 SiC复合陶瓷的线收缩率 |
| 3.3.9 SiC复合陶瓷的失重率 |
| 3.3.10 SiC复合陶瓷的力学性能 |
| 3.3.11 扫描电镜(SEM) |
| 3.3.12 X-射线衍射分析(XRD) |
| 3.3.13 透射电镜(TEM) |
| 第四章 颗粒、晶须在水介质中的分散及SiC复合料浆的流变特性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 微米SiC晶须在水介质中的分散 |
| 4.2.1 pH值对微米SiC晶须分散性的影响 |
| 4.2.2 六偏磷酸钠对微米SiC晶须的分散 |
| 4.2.3 羧甲基纤维素钠对微米SiC晶须的分散 |
| 4.2.4 四甲基氢氧化铵对微米SiC晶须的分散 |
| 4.2.5 分散机理 |
| 4.3 纳米SiC晶须在水介质中的分散 |
| 4.3.1 pH值对纳米SiC晶须分散性的影响 |
| 4.3.2 分散剂对纳米SiC晶须分散性的影响 |
| 4.4 纳米SiC在水介质中的分散 |
| 4.4.1 pH值对纳米SiC颗粒分散性的影响 |
| 4.4.2 六偏磷酸钠对纳米SiC颗粒分散性的影响 |
| 4.5 纳米SiB_6在水介质中的分散 |
| 4.6 纳米TiN在水介质中的分散 |
| 4.7 SiC复合料浆的流变特性 |
| 4.7.1 陶瓷料浆的流变类型 |
| 4.7.2 SiC/nmTiN/μmSiCw体系料浆的流变特性 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 硼化物颗粒强韧化SiC陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纳米SiB_6颗粒强韧化SiC陶瓷 |
| 5.2.1 配方设计及烧结工艺 |
| 5.2.2 SiC/nmSiB_6复合粉体及其成型性能 |
| 5.2.3 SiC/nmSiB_6复合陶瓷的烧结性能 |
| 5.2.4 SiC/nmSiB_6复合陶瓷的力学性能 |
| 5.2.5 SEM断面形貌分析 |
| 5.2.6 XRD物相分析 |
| 5.3 微米ZrB_2颗粒强韧化SiC陶瓷 |
| 5.3.1 配方设计及烧结工艺 |
| 5.3.2 SiC/μmZrB_2复合陶瓷的烧结性能 |
| 5.3.3 SEM断面形貌分析 |
| 5.3.4 SiC/μmZrB_2复合陶瓷的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 SiC晶须强韧化SiC陶瓷 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 微米SiC晶须强韧化SiC陶瓷 |
| 6.2.1 配方设计及烧结工艺 |
| 6.2.2 SiC/μmSiCw复合粉体及其成型性能 |
| 6.2.3 SiC/μmSiCw复合陶瓷的烧结性能 |
| 6.2.4 SiC/μmSiCw复合陶瓷的力学性能 |
| 6.2.5 SEM断面形貌分析 |
| 6.2.6 XRD物相分析 |
| 6.3 纳米SiC晶须强韧化SiC陶瓷 |
| 6.3.1 配方设计及烧结工艺 |
| 6.3.2 SiC/nmSiCw复合粉体及其成型性能 |
| 6.3.3 SiC/nmSiCw复合陶瓷的烧结性能 |
| 6.3.4 SiC/nmSiCw复合陶瓷的力学性能 |
| 6.3.5 SEM断面形貌分析 |
| 6.3.6 XRD物相分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 颗粒/SiC晶须协同强韧化SiC陶瓷 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 纳米SiC颗粒/微米SiC晶须协同强韧化SiC陶瓷 |
| 7.2.1 配方设计及烧结工艺 |
| 7.2.2 SiC/nmSiC/μmSiCw复合粉体及其成型性能 |
| 7.2.3 SiC/nmSiC/μmSiCw复合陶瓷的烧结性能 |
| 7.2.4 SiC/nmSiC/μmSiCw复合陶瓷的力学性能 |
| 7.2.5 SEM断面形貌分析 |
| 7.2.6 XRD物相分析 |
| 7.3 纳米TiN颗粒/微米SiC晶须协同强韧化SiC陶瓷 |
| 7.3.1 配方设计及烧结工艺 |
| 7.3.2 SiC/nmTiN/μmSiCw复合粉体及其成型性能 |
| 7.3.3 SiC/nmTiN/μmSiCw复合陶瓷的烧结性能 |
| 7.3.4 SiC/nmTiN/μmSiCw复合陶瓷的力学性能 |
| 7.3.5 SEM断面形貌分析 |
| 7.3.6 XRD物相分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 颗粒、晶须强韧化SiC陶瓷的增强增韧机制 |
| 8.1 前言 |
| 8.2 颗粒强韧化SiC陶瓷的机制 |
| 8.3 SiC晶须强韧化SiC陶瓷的机制 |
| 8.4 颗粒、晶须协同强韧化SiC陶瓷的机制 |
| 8.5 本章小结 |
| 第九章 石墨颗粒增强SiC陶瓷的自润滑性能 |
| 9.1 前言 |
| 9.2 配方设计及烧结工艺 |
| 9.3 SiC/石墨复合粉体的制备及其成型性能 |
| 9.4 SiC/石墨复合陶瓷的烧结性能 |
| 9.5 SiC/石墨复合陶瓷的自润滑性能 |
| 9.6 SiC/石墨复合陶瓷的力学性能 |
| 9.7 SEM断面形貌分析 |
| 9.8 XRD物相分析 |
| 9.9 SiC/石墨复合陶瓷的自润滑机制 |
| 9.10 本章小结 |
| 第十章 SiC/nmTiN/μmSiCw、SiC/石墨两种复合陶瓷密封环的生产 |
| 10.1 引言 |
| 10.2 生产原料和设备 |
| 10.3 SiC复合陶瓷密封环的生产工艺流程 |
| 10 3.1 SiC复合料浆的制备 |
| 10.3.2 SiC复合陶瓷密封环的制备 |
| 10.4 SiC复合陶瓷密封环的性能 |
| 10.4.1 SiC/nmTiN/μmSiCw复合陶瓷密封环的力学性能 |
| 10.4.2 SiC/石墨复合陶瓷密封环的力学性能 |
| 10.4.3 其他性能 |
| 10.5 SiC复合陶瓷密封环的节能分析 |
| 10.6 本章小结 |
| 第十一章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（8）硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面行为对机械性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 镁基复合材料的制备工艺 |
| 1.2.1 粉末冶金法(Powder Metallurgy) |
| 1.2.2 喷射沉积法(Spray Forming) |
| 1.2.3 搅拌铸造法(Vortex Method) |
| 1.2.4 熔体浸渗法(Melt Infiltration Process) |
| 1.3 镁基复合材料的组成及研究概括 |
| 1.3.1 镁基复合材料基体的选择 |
| 1.3.2 镁基复合材料增强相的选择 |
| 1.3.3 镁基复合材料的组织与性能 |
| 1.3.4 镁基复合材料的界面 |
| 1.4 镁基复合材料的界面优化 |
| 1.4.1 界面优化的方法 |
| 1.4.2 晶须涂层的种类 |
| 1.4.3 涂层的制备方法 |
| 1.5 镁基复合材料的发展趋势 |
| 1.6 本文的研究内容及意义 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 ZnO 涂覆 Mg_2B_2O_5晶须制备 |
| 2.2.2 CuO 涂覆 Mg_2B_2O_5晶须制备 |
| 2.2.3 晶须预制块的制备 |
| 2.2.4 复合材料的制备 |
| 2.2.5 复合材料的热处理 |
| 2.2.6 X 射线衍射分析 |
| 2.2.7 金相显微镜观察 |
| 2.2.8 扫描电镜观察 |
| 2.2.9 电子探针成分分析 |
| 2.2.10 透射电镜观察 |
| 2.2.11 硬度测试 |
| 2.2.12 拉伸实验 |
| 第3章 氧化锌涂覆硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面研究 |
| 3.1 ZnO/Mg_2B_2O_5w 的微观形貌和物相分析 |
| 3.2 复合材料的微观组织 |
| 3.3 复合材料界面元素分布 |
| 3.4 复合材料的界面结构 |
| 3.4.1 Mg_2B_2O_5w/AZ31B 的界面结构 |
| 3.4.2 ZnO/Mg_2B_2O_5w/AZ31B 界面 |
| 3.5 热暴露对复合材料界面的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 氧化铜涂覆硼酸镁晶须增强镁基复合材料界面研究 |
| 4.1 复合材料物相分析和微观形貌 |
| 4.2 复合材料微观组织 |
| 4.3 复合材料的界面元素分析 |
| 4.4 CuO/Mg_2B_2O_5w/AZ31B 界面微观结构 |
| 4.5 热暴露下复合材料的界面 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 ZnO 和 CuO 涂层对复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.1 复合材料界面的对比 |
| 5.2 复合材料硬度测试 |
| 5.3 复合材料室温拉伸性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）填料改性UHMWPE复合材料的机械性能研究（论文提纲范文）
| 目录 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 改性方法 |
| 1.3 改性UHMWPE复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 国外改性UHMWPE的研究进展 |
| 1.3.2 国内改性UHMWPE的研究进展 |
| 1.4 聚合物填充改性概述 |
| 1.4.1 填料的作用 |
| 1.4.2 填料的种类与特征 |
| 1.4.3 填料的表面处理 |
| 1.4.4 硅烷偶联剂与填料表面的作用机理 |
| 1.5 本研究中填料的性质 |
| 1.5.1 纤维填料 |
| 1.5.2 细粉填料 |
| 1.6 UHMWPE复合材料成型方法 |
| 1.7 本课题的研究内容 |
| 第二章 实验部分 |
| 2.1 实验原料与仪器设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 UHMWPE复合材料的制备 |
| 2.2.1 填料处理 |
| 2.2.2 混合材料 |
| 2.2.3 模压成型 |
| 2.3 UHMWPE复合材料性能测试方法 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 弯曲性能测试 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 2.3.4 摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.5 微观结构 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 UHMWPE复合材料模压参数研究 |
| 3.1 工艺参数选择 |
| 3.2 工艺参数优化 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 不同填料对UHMWPE复合材料性能的影响 |
| 4.1 聚合物基复合材料的性能特点 |
| 4.1.1 复合材料的力学损伤机理 |
| 4.1.2 复合材料的摩擦磨损机理 |
| 4.2 不同填料对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.1 纤维填料对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 4.2.2 粉状填料对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 4.3 不同填料对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.1 纤维填料对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.3.2 粉状填料对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 超声波+KH550复合处理对UHMWPE复合材料性能的影响 |
| 5.1 超声波+KH550复合处理对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 5.2 超声波+KH550复合处理对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 填料含量对UHMWPE复合材料性能的影响 |
| 6.1 填料含量对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 6.2 填料含量对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 偶联剂含量对UHMWPE复合材料性能的影响 |
| 7.1 偶联剂含量对UHMWPE复合材料力学性能的影响 |
| 7.2 偶联剂含量对UHMWPE复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 7.3 本章小结 |
| 第八章 结论与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士期间发表的论文 |
（10）改进的碳热还原法制备TiC晶须及其应用的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 引言 |
| 1.1 晶须的基本特性 |
| 1.2 晶须分类 |
| 1.2.1 按材料分类 |
| 1.2.2 按尺寸分类 |
| 1.2.3 按用途分类 |
| 1.3 晶须的制备 |
| 1.3.1 固相生长晶须 |
| 1.3.2 从液相中生长出晶须 |
| 1.3.3 从气相中生长晶须(气相沉积法，Vapor Deposition) |
| 1.4 晶须的生长过程和机制 |
| 1.4.1 晶须的生长过程 |
| 1.4.2 晶须生长的热力学条件 |
| 1.4.3 气相沉积条件下晶须的轴向生长机制 |
| 1.5 晶须的质量指标及其分析检测 |
| 1.6 晶须在复合材料中的的作用 |
| 1.6.1 强化作用 |
| 1.6.2 增韧作用 |
| 1.6.3 赋予复合材料某种特殊的物理性质 |
| 1.7 晶须的应用 |
| 1.7.1 潜在的应用 |
| 1.7.2 目前的应用 |
| 1.8 存在的问题和发展方向 |
| 1.9 本课题的研究内容和目标 |
| 第二章 喷动床化学气相沉积法制备TiC 晶须的研究 |
| 2.1 引言：什么是喷动床化学气相沉积法？ |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 实验结果 |
| 2.3.1 晶须产率 |
| 2.3.2 晶须形貌 |
| 2.3.3 生长方向 |
| 2.3.4 相及成分分析 |
| 2.3.5 生长机制 |
| 2.3.6 反应参数对晶须生长的影响 |
| 2.4 小结 |
| 第三章 改进的碳热还原法制备TiC 晶须的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 用传统的碳热还原法制备TiC 晶须 |
| 3.2.2 用改进的碳热还原法制备TiC 晶须 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 晶须产率 |
| 3.3.2 晶须形貌 |
| 3.3.3 晶须生长方向 |
| 3.3.4 晶须的相及成分分析 |
| 3.4 反应参数对晶须生长的影响 |
| 3.4.1 反应温度 |
| 3.4.2 升温速率 |
| 3.4.3 氩气流量对晶须产率的影响 |
| 3.4.4 反应时间 |
| 3.4.5 反应催化剂 |
| 3.5 改进碳热还原法的反应过程和晶须生长的VLS 生长机制 |
| 3.5.1 反应过程 |
| 3.5.2 VLS 生长机制 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 TiC 晶须增强的金刚石锯片的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.1.1 国内外研究动态 |
| 4.1.2 关于胎体材料对金刚石的粘结性能的研究 |
| 4.1.3 金刚石与胎体的固体接触反应 |
| 4.1.4 关于锯片在切割石材过程中的性能的研究 |
| 4.1.5 主要研究内容 |
| 4.2 晶须增强金刚石锯片的实验方法 |
| 4.2.1 原材料 |
| 4.2.2 试验用Φ105mm 金刚石锯片 |
| 4.2.3 性能测试 |
| 4.3 晶须在金刚石锯片胎体中的均匀分散工艺和锯片的性能 |
| 4.3.1 晶须在金刚石胎体中的均匀分散工艺 |
| 4.4 现场试验 |
| 4.4.1 现场试验的目的 |
| 4.4.2 现场试验的内容和方法 |
| 4.4.3 现场试验结果 |
| 4.5 结论 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
四、Grinding Characteristics Of Directionally Aligned SiC Whisker Wheel - Comparison With A12O3 Fiber Wheel（论文参考文献）
- [1]碳化硅基陶瓷的放电等离子烧结及强韧化研究[D]. 熊顺进. 广东工业大学, 2021
- [2]形貌重构砂轮的淬硬轴承钢平面磨削试验研究[D]. 何宏林. 湘潭大学, 2017(02)
- [3]电场作用下SiC晶须强化Al2O3涂层的制备及其性能研究[D]. 于景业. 华东理工大学, 2016(08)
- [4]Si-Al-O-C-N-RE（RE=Nd,Eu）系统相关系研究[D]. 马赟. 北方民族大学, 2016(03)
- [5]短纤维增强反应烧结碳化硅的制备与性能研究[D]. 李双. 哈尔滨工业大学, 2013(01)
- [6]SiCw/ZrB2陶瓷复合材料的制备与性能研究[D]. 刘绍洋. 景德镇陶瓷学院, 2012(10)
- [7]颗粒、晶须强韧化碳化硅陶瓷及在密封环中的应用[D]. 张玲洁. 浙江大学, 2012(08)
- [8]硼酸镁晶须增强镁基复合材料的界面行为对机械性能的影响[D]. 韩丽. 青海大学, 2012(01)
- [9]填料改性UHMWPE复合材料的机械性能研究[D]. 吴贺贺. 南京农业大学, 2011(01)
- [10]改进的碳热还原法制备TiC晶须及其应用的研究[D]. 曹瑞香. 太原科技大学, 2011(10)