一、陶瓷基层状复合材料力学性能发展现状（论文文献综述）
张少雄[1]（2021）在《NbC/Fe增强钢基层状复合材料的制备与力学性能研究》文中认为钢铁材料具有优良的综合性能,高碳钢作为应用最为广泛的一类工模具钢具有良好的强度、硬度与耐磨性,但日益严苛的工作环境要求其提高强度的同时增强抗弯能力,减少断裂失效,因此对于高碳钢的强韧化改善具有重要的现实意义。本文以T10钢片、铌粉、石墨粉、铁粉为原料,通过球磨混粉与冷压成型得到增强层,再与钢片进行原位热压烧结（1220℃ × 6 h）制备出NbC/Fe增强钢基层状复合材料,实现了颗粒富集的NbC硬质团与层状结构的可控制备。研究了不同时间、不同铌碳比对NbC/Fe增强钢基层状复合材料中Nb颗粒反应过程与物相的影响;二次正火热处理对NbC/Fe增强钢基层状复合材料的弯曲性能影响并对NbC硬质团形成过程中的组织演变规律、形成机制以及弯曲性能、增韧机制进行探究。研究结果表明:（1）NbC/Fe增强钢基复合材料中的物相组成主要为NbC和α-Fe,NbC/Fe增强层中的组织为铁素体和珠光体。在足碳反应过程中,可以观察到三层特征结构,分别是Laves相Nb2C,NbC/富铁区,NbC/贫铁区,主要物相为α-Fe、Nb、NbC;在贫碳反应过程中;也出现了三层微观特征,为别是Laves相Nb2C、NbC与少量铁、Laves相Fe2Nb,主要物相为α-Fe、Nb、NbC及Fe2Nb。NbC硬质团的形成表现为NbC/Nb的界面不断向Nb核中心推进。（2）经过正火处理后,三层复合材料的最大抗弯强度为1609.5MPa,最大挠度为0.79mm;五层复合材料的最大抗弯强度为2054.41MPa,最大挠度为0.79mm。同正火T10钢比较,三层复合材料的抗弯强度提高了约1.34倍,挠度也提高约1.34倍;五层复合材料的抗弯强度提高了约1.41倍,挠度也提高约1.16倍。（3）层状复合材料的韧化机制为:界面的分层开裂、主裂纹及次裂纹遇到NbC硬质团会发生裂纹钝化以及裂纹偏转;在NbC/Fe增强层中,铁素体出现裂纹桥接,次裂纹分散成大量微裂纹,裂纹扩展路径增加,吸收大量能量,提高了复合材料的断裂功,实现了复合材料的强韧性改善。
任璇璇[2]（2021）在《CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的力学与抗氧化性能研究》文中提出碳纳米管（CNTs）因其具有低密度、高强度、高模量、高热导率等优异的力学和物理性能,一直以来被认为是陶瓷基复合材料最理想的增强增韧相。然而,CNTs极易发生团聚且与SiC基体间的结合性差,这阻碍了高性能CNTs增强SiC陶瓷基复合材料的制备和发展,使得复合材料的性能未能达到理想的预期效果,有时甚至降低了复合材料的性能。而且,传统的直板状层状复合材料层间结合力弱,裂纹在层间扩展易导致发生层裂。因此,解决CNTs在SiC基体中的分散性及与SiC基体间的结合性问题并提高抗层间裂纹扩展的能力成为CNTs增强SiC基层状复合材料制备的关键技术。本文通过引入B4C改性的树脂碳中间界面层使CNTs与SiC基体间获得理想的界面结合;通过将CNTs做成CNT纸预制体结合SiC原位生成法实现了高体积含量的CNTs在SiC基体中的均匀弥散分布。而且,本文设计了两种新颖结构的CNT纸增强SiC（CNT纸/SiC）陶瓷基层状复合材料,其一为自封闭梯度层状结构,自中心往四周SiC含量逐层增加;另一为纤维独石层状结构,而此结构中每一根纤维亦为自封闭层状结构。这种自封闭结构在防止裂纹扩展、保持结构的整体性和抗环境干扰侵蚀能力等方面具有突出优势。本文对此两种不同结构的SiC基复合材料的力学性能和抗氧化性能进行了详细系统的对比研究,并分析了复合材料独特的显微结构结构及其对性能的影响。本文的主要研究内容和结果如下:1.研究了CNT纸/SiC陶瓷基梯度复合材料的制备及显微结构。自封闭梯度层状复合材料密度为1.63 g/cm3时,开气孔率为4.19%;纤维独石层状复合材料的密度为1.63 g/cm3时,开气孔率为5.89%。孔隙多集中于层间界面处。两种复合材料中CNTs的体积含量均超过35%,且CNTs在SiC基体中均匀弥散分布。两种结构的自封闭层状复合材料均由强的结构层与弱的层间界面组成。结构层厚度为100-200μm,界面层厚度为10-100μm。结构层由B4C弥散强韧化的CNT纸/SiC复合材料构成;界面层由膨胀石墨和SiC晶须（SiC whisker,SiCw）弥散强韧化的树脂碳构成。自封闭层状梯度材料的SiC含量自中心往四周逐渐增多,形成一圈一圈逐渐增大的闭环结构。纤维独石层状复合材料由多个自封闭层状结构的纤维组合而成,每一根纤维形成自封闭结构,纤维间为弱界面结合。2.研究了CNT纸/SiC陶瓷基梯度复合材料的力学性能。结果表明,自封闭梯度层状复合材料和纤维独石层状复合材料的弯曲强度分别为97 MPa和117MPa,耐压强度分别为329 MPa和377 MPa。两种自封闭层状结构的复合材料的抗弯载荷-位移曲线与抗压载荷-位移曲线均为锯齿状曲线,且均具有高的应变,呈现出典型的非脆性断裂的失效方式,表明CNTs对SiC基体起到了很好的增强增韧作用。断面的扫描电镜（SEM）分析表明,CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的层内的微观增韧机理有CNTs和B4C颗粒的脱粘、桥连和拔出;层间的裂纹偏转、SiCw晶须的桥连和拔出、层片弯折和拔出、层间裂纹偏转等增强增韧机制。这些增韧机制的综合作用使复合材料的力学性能得以提高。3.研究了两种不同结构CNT纸/SiC陶瓷基自封闭层状复合材料的抗氧化性能。两种结构CNT纸/SiC陶瓷基自封闭层状复合材料在1400℃氧化2 h,几乎无质量变化、无体积密度和开气孔率的变化,也无明显的显微结构变化。SEM与X射线衍射分析（XRD）显示两种复合材料的表面基体仅少量的SiC被氧化成了Si O2,从而保护了内部的组成和结构,使其完好无损,未观察到内部被氧化的迹象,表明了自封闭结构优异的抗环境干扰和侵蚀的能力。
张丹宁[3]（2021）在《Al-Ti叠层材料结构优化及抗侵彻效果数值模拟》文中提出近年来,对Ti/Al3Ti叠层复合材料的研究逐渐成为热点,该材料由于其低密度、高模量及高比强度等优点,被广泛应用于装甲防护领域,因此对Ti/Al3Ti叠层复合材料的结构进行优化十分必要,本文基于LS-DYNA软件对不同条件下Ti/Al3Ti叠层复合材料的抗侵彻性能进行研究,以获得抗弹性能更好的叠层材料。首先采用LS-DYNA软件对子弹侵彻靶板的有限元模型进行验证,从子弹的侵彻深度及靶板的失效及变形等方面进行对比,发现模拟结果与文献中的试验结果取得了较好的一致性。在此基础上,对Ti/Al3Ti叠层复合材料中Ti的体积分数、层厚梯度及层数进行调整,发现Ti体积分数为27.7%时,叠层材料的抗侵彻性能最好。在Ti体积分数保持最优的情况下,随着厚度梯度及层数的逐渐增加,材料的抗侵彻性能逐渐提升。通过采用不同形状的子弹侵彻叠层材料发现,形状对叠层材料产生的破坏形式不同,平头弹侵彻靶板时,靶板的失效形式主要为剪切冲塞破坏,尖卵形子弹对靶板的破坏形式主要为延性扩孔破坏,而半球头弹对靶板的破坏形式为剪切冲塞破坏和延性扩孔破坏相结合。三种形状的子弹中,尖卵形子弹的侵彻能力最强,平头弹和半球头弹的侵彻能力相差不大。接着基于弹道极限速度理论分析背板对抗侵彻性能的影响。分别对厚度比、背板材料（Q235,2024铝合金,AZ31镁合金）及背板面密度对复合靶板抗弹性能的影响进行了研究。结果表明:厚度比对抗侵彻性能有一定的影响,当Ti/Al3Ti叠层复合材料与Q235钢背板的厚度比为2:1时抗侵彻性能更好。面密度保持相同的情况下,Ti/Al3Ti叠层复合材料与AZ31镁合金构成复合靶板的抗侵彻性能高于与Q235钢和2024铝合金构成的复合靶板。随着背板面密度的增大,复合靶板弹道极限速度增大的趋势逐渐减慢,即增大背板面密度对抗侵彻性能的提升效率慢慢降低。当子弹初速度超过弹道极限速度时,随着背板面密度的不断减小,子弹的剩余速度逐渐接近,表明当面密度小于一定值时,背板材料的改变对复合靶板的抗侵彻性能影响不大。
夏雪[4]（2021）在《Ti中间层对W/Ta层状复合材料组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理钨（W）层状复合材料是提高钨的韧性的一种重要方法。增韧层和界面结构对其性能至关重要。钽以其高熔点和高塑性等特点被认为是理想的韧化层材料之一。然而,由于W/Ta层状复合材料的抗拉强度和断裂韧性都较低。为了进一步提高W/Ta层状复合材料的强度和韧性,本论文设计了在钨层和钽层之间添加Ti中间层,得到了一种W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料,可以大幅度的提高W/Ta层状复合材料的综合力学性能。在此基础上,研究了Ti中间层对W/Ta层状复合材料的微观组织和力学性能的影响规律。主要得到了以下结论:（1）扩散连接后,钛与钽之间的界面消失,此时界面为结合强度较弱的钨/钛界面,韧化层为钛/钽/钛层,形成的W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料可以大幅度改善W/Ta层状复合材料的综合力学性能。并且,随着Ti层厚度的增加,复合材料的抗拉强度、延伸率和弯曲强度均增加。（2）不同厚度Ti层的W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的微观组织不同。当钛层厚度小于50μm时,钛层形成纯β-Ti和β-Ta固溶体。当Ti层厚度大于80μm时,钛层由靠近界面的β-Ti、β-Ta单相区和中间的β-Ti+α-Ti双相区组成。（3）在扩散连接过程中,钨和钽元素都向钛层中扩散,扩散到钛层的钨和钽都可以起到稳定β-Ti和固溶强化的作用。但是,钨的固溶强化效果要远优于钽的。由于钛/钽/钛层的强度远大于钽层,使得W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的抗拉强度也远大于W/Ta层状复合材料的。这些复合材料的抗拉强度与考虑界面应力集中系数的混合模型计算结果吻合较好。（4）W/Ta层状复合材料的断裂机制与W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的断裂机制有很大的不同。由于钨层与钽层之间的界面结合强度高,W/Ta层状复合材料通常不出现界面开裂现象,导致钽层的塑性变形受到限制,钨层中易出现隧道裂纹。而W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料易在钨/钛界面出现界面裂纹。界面的开裂使得钛/钽/钛层的应力状态由平面应变状态转变为平面应力状态,有利于该韧化层的的塑性变形,这使得W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的韧性远高于W/Ta层状复合材料的。（5）W/Ta层状复合材料的DBTT在400℃左右,材料在400℃表现出了良好的塑性。当Ti中间层的厚度大于50μm时,可以降低材料的DBTT至200℃。并且,W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的抗拉强度和延伸率都大于W/Ta层状复合材料的。总体来说,随着温度的升高,W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的抗拉强度先上升后下降,延伸率一直升高。
谢梦雨[5]（2021）在《W/Ti层状复合材料的力学性能及其断裂机制研究》文中研究说明钨（W）材料被认为是优秀的核聚变发生装置中的面向等离子体材料。但是,由于钨的脆性问题限制了其在实际工程中的应用。复合材料是有效改善钨材料韧性的方法之一。本文以轧制钨箔和再结晶退火钛（Ti）箔为初始材料,利用放电等离子体连接技术制备了钨/钛层状复合材料,研究了钨层与钛层之间的元素相互扩散行为,阐明了元素分布对材料微观组织结构以及力学性能的影响,在此基础上分析了Ti层的强化机制、复合材料的断裂行为和韧化机制,得到的主要结论如下:（1）不同温度下制备的W/Ti层状复合材料形成的界面均平直无明显缺陷,结合情况良好;随着连接温度的升高,复合材料的抗弯强度先增大后减小,在1100℃达到最大值1847MPa;1200℃下制备的复合材料具有最大的断裂功和综合力学性能。（2）在连接过程中,W元素和Ti元素发生了互扩散,但是它们的扩散行为有较大的差异。由于Ti在高温连接时发生了同素异构转变,在Ti层中会形成较高的空位浓度,使得W向Ti中的扩散速率远远高于Ti向W中的。计算表明,W元素的扩散激活能为87.69KJ/mol,而Ti元素的扩散激活能为152.2KJ/mol,并且W元素的扩散系数比Ti元素的大两个数量级。（3）不同温度下制备的W/Ti层状复合材料中形成的微观组织不同,主要受晶粒长大和元素扩散的影响。对于W层来说,当连接温度低于1300℃时,主要形成的是拉长的纤维组织;当连接温度达到1300℃时,形成的是细小的等轴晶;当连接温度达到1400℃时,形成的是粗大的再结晶晶粒。对于Ti层来说,由于扩散到Ti层的W元素起到了稳定β-Ti相的作用,当温度低于1300℃时,Ti层中的组织分为三层,近W/Ti界面处为纯β-Ti单相区,Ti层中间区域为α-Ti和残余β-Ti的双相区;当连接温度达到1400℃时,Ti层只由纯β-Ti单相区组成。（4）Ti层各个区域的杨氏模量和显微硬度都随着W元素含量的增加而增大。Ti层中单相区的强化机制主要为固溶强化,双相区中强化机制为固溶强化和第二相强化。（5）W/Ti层状复合材料在三点弯曲过程中容易形成较长的界面裂纹,其弯曲应力-应变曲线显示了典型的“伪韧性”特征。同时,材料的断裂行为有W层中隧道裂纹的形成、Ti层的塑性变形及断裂、主裂纹的偏转、界面裂纹的扩展。（6）通过结合使用脆性开裂模型和Mises弹塑性模型,利用有限元模拟了W/Ti层状复合材料的弯曲断裂过程。结果显示,模拟得到的力-位移曲线与弯曲实验获得的曲线保持一致趋势。模型能够很好的还原W/Ti层状复合材料的室温三点弯曲变形和断裂过程,进一步证实了W/Ti层状复合材料的主要增韧机制为Ti层的塑性变形以及界面开裂。
刘蕊[6]（2021）在《W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的制备、组织结构和性能研究》文中研究指明钨材料被认为是优秀的核聚变发生装置中的面向等离子体材料。但是,由于钨的脆性和低韧性,导致其在使用过程中经常快速断裂失效,这极大限制了其在实际工程中的应用。针对这一问题,本文以钛箔和钽箔作为增韧层,利用放电等离子体连接技术设计制备了一系列不同的钨层状复合材料。通过研究层状复合材料中的元素扩散行为、微观组织和界面结构特点,分析了复合材料的微观组织形成机理及其与力学性能之间的对应关系,在此基础上阐明了复合材料的强韧化机制,得到的主要结论如下:（1）通过对比分析W/Ta、W/Ti等层状复合材料的组织和力学性能,本文设计了W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料,该复合材料具有多层次的组织结构,并且从W层→Ti层→Ta层呈现梯度的强度和塑性变化,从而实现了钨材料的强度和延伸率的同时提高。1200℃连接制备的W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料具有最优的综合室温拉伸力学性能,此时抗拉强度为631MPa,断后延伸率为2.9%。（2）在W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料制备过程中,由于Ti层在高温时发生了HCPBCC的同素异构转变,使得Ti层中形成了较高的空位浓度,导致了W和Ta向Ti中的扩散速率远远高于Ti向W和Ta中的。计算表明,在W、Ti互扩散过程中,W元素的扩散激活能为90.9KJ/mol,而Ti元素的扩散激活能为161.4KJ/mol。在Ti、Ta互扩散过程中,Ta元素的扩散激活能为70.7KJ/mol,而Ti元素的扩散激活能为122.6KJ/mol。可见,Ta在Ti中的扩散速率是最快的。（3）W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料中的微观组织主要受晶粒长大和元素扩散的影响。对于W层来说,当连接温度低于1200℃时,仍为纤维组织;当连接温度高于1200℃时,W层发生了再结晶。对于Ta层来说,随着连接温度的升高,其晶粒尺寸逐渐增大。对于Ti层来说,由于扩散到Ti层的W和Ta元素起到了稳定β-Ti相的作用,当温度低于1300℃时,Ti层中的组织分为三层:β-Ti（W）固溶体区、α-Ti/β-Ti双相区和β-Ti（Ta）固溶体区;当连接温度达到1400℃时,Ti层由纯β-Ti单相区组成。（4）W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料中,W层的显微硬度最高,Ti层次之,Ta层最低。随着连接温度的升高,由于W层发生了回复和再结晶,显微硬度逐渐下降,而Ta层的显微硬度变化不大。Ti层的显微硬度分布与其内各层的组织以及W和Ta含量密切相关。Ti层中单相β-Ti区的强化机制主要为固溶强化,并且W元素的固溶强化效果要优于Ta元素的。由于在α-Ti/β-Ti双相区中析出了纳米级的针状马氏体组织,因此该区域的强化机制为固溶强化和第二相强化。（5）W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料在室温拉伸或弯曲时均表现出了良好的塑性,这主要是Ti/Ta/Ti韧化层发生了明显的塑性变形。断口分析表明,Ta层中出现了波浪状的滑移带,而在Ti层中呈现的是平面状滑移带,这与它们的塑性变形方式密切相关。Ti层中平面状滑移带的形成主要是由于α-Ti和β-Ti之间为Burgers取向关系,使得它们的滑移面和滑移方向都是平行的,这导致α-Ti中的滑移带和β-Ti中的滑移带是一致的。（6）不同温度的单向拉伸实验表明,W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料在100℃拉伸时的抗拉强度最高,并且延伸率可达10%以上,可见复合材料的DBTT在100℃左右;同时,根据W/Ti界面微裂纹形核后的应力集中系数,构建了W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的抗拉强度模型,计算结果与实验结果能够很好的吻合。（7）随着连接温度的升高,复合材料的抗弯强度先增大后减小,在1200℃达到最大值1700MPa。W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的韧化行为与W/Ti之间的弱界面密切相关,在三点弯曲过程中,W/Ti界面容易形成较长的界面裂纹,使得复合材料的弯曲应力-应变曲线显示了典型的“伪韧性”特征。同时,复合材料的韧化机制还包括W层中隧道裂纹的形成、主裂纹的偏转以及中间韧化层的塑性变形。
姜波[7]（2021）在《高强韧Ti/Al3Ti金属层状材料超声固结制备研究》文中研究表明Ti/Al3Ti金属层状复合材料是由金属Ti和金属间化合物Al3Ti交替铺叠复合而成的新型复合材料,具有低密度、高强度、高模量和超高吸能防护等性能,在装甲防护领域具有显着的应用前景。目前,Ti/Al3Ti金属层状复合材料的主要制备方法有热压烧结法,且所制备的金属层状复合材料结构以平板结构为主,极大地限制了其工程应用。本文针对目前Ti/Al3Ti金属层状复合材料结构制造及应用过程中存在的问题,提出了高强韧Ti/Al3Ti金属层状复合材料曲面结构制造的工艺方法:超声固结+热成形+原位反应的工艺路线。通过理论分析、实验研究与数值模拟相结合的手段,系统研究了该工艺路线中的技术关键及相关的机理。采用超声固结技术制备出了 Ti/Al复合板,研究结果表明,Ti/Al界面结合强度随着超声压力的增加,先增大后减小,随着振幅的增大单调递增,在超声压力为2.0kN、振幅为35μm的条件下,获得了最佳的超声固结界面,其剥离强度为58.08 N/cm。超声固结过程中Ti/Al界面发生了剧烈的塑性变形,产生了晶粒细化的现象,Ti/Al界面一部分形成了冶金结合,另一部分形成了机械咬合,在Ti/Al界面处的Al晶粒内部发现了Ti元素,证实了在超声固结过程中发生了 Ti元素向Al箔材中的扩散现象。采用原位反应试验与数值模拟的方法研究了 Ti/Al原位反应过程,研究结果表明,Ti/Al复合板原位烧结反应层中将形成不同的反应产物及缺陷,当反应温度较低时,反应产物仅为Al3Ti,在Al3Ti层中将会形成隧道裂纹或剥层裂纹,与反应时间有关;当反应温度较高时,反应产物将包括Al3Ti,Al2Ti,AlTi以及AlTi3,在反应层中将会形成孔洞缺陷。Ti/Al3Ti层状复合材料中的残余应力是拉压交替分布的,Ti层承受残余压应力,Al3Ti层承受残余拉应力,随着层数的增加,Ti层的最大压应力增加、Al3Ti层的最大拉应力降低。适量的Al层将改变复合材料中的残余应力分布,Al3Ti层将与Ti层同样承受压应力,并且随着Al层厚度的增加,压应力增加,这将有助于抑制原位反应过程中隧道裂纹的产生。利用室温压缩、霍普金森压杆及弹道试验研究了 Ti/Al3Ti金属层状复合材料的力学性能,研究结果表明,Ti/Al3Ti层状复合材料的力学性能与其原位烧结反应的工艺条件相关,半固态烧结反应的力学性能优于固态烧结反应与液态烧结反应,在660℃/3 h烧结条件下Ti/Al3Ti层状复合材料的力学性能达到最大值,准静态压缩强度达到1432 MPa,在应变速率2860 s-1条件下,动态压缩强度达到1735 MPa。通过打靶试验测试了 Ti/Al3Ti层状复合材料的弹道极限。研究结果表明,Ti/Al3Ti层状复合材料弹道极限V50约为509 m/s,其防护能力相当于Q235钢,但密度仅为Q235钢的41%,子弹侵彻后只形成了一个弹坑而没发生碎裂,具有抵御多发弹的能力。Ti/Al3Ti层状复合材料靶板失效过程中,Ti层失效模式主要分为两个部分,靶板前部的Ti层为局部拉伸和剪切失效,靶板背部的Ti层为花瓣状拉伸失效;Al3Ti层的破坏模式为应力波作用下的碎裂。应用拉伸试验研究了 Ti/Al复合板的变形行为,通过弯曲成形试验及原位反应试验探索了 Ti/Al3Ti金属层状复合材曲面结构的制备方法。研究结结果表明,Ti/Al复合板既是温度敏感型材料,也是速率敏感型材料,随着温度的升高、复合板的峰值应力降低,延伸率升高,随着应变速率的提高,复合板的峰值应力升高,延伸率升高,在550℃/0.003s-1的条件下,Ti/Al复合板的峰值应力为343.4MPa,延伸率为16.8%。通过Ti/Al复合板的弯曲成形数值模拟与试验研究了 Ti/Al复合板弯曲成形性能。研究结果表明,Ti/Al复合板弯曲成形性能与成形温度、成形压力以及保压时间相关,随着成形温度的升高、压力的增加以及保压时间的延长,Ti/Al复合板成形高度增加,成形精度显着提高,在成形温度550℃、成形压力20t、保压时间1min的条件下,Ti/Al复合板成形的回弹率为15%,Ti/Al复合板弯曲成形的贴模度达到-5mm。通过弯曲成形+原位反应过程制备出了Ti/Al3Ti层状复合材料曲面结构,各组分厚度均匀、Al3Ti层致密无缺陷,验证了工艺路线的可行性。
王小东[8]（2020）在《六方氮化硼功能化改性及其聚乙烯醇复合材料的热稳定、阻燃性能研究》文中认为随着对高质量生产生活的追求,人类对所用材料的性能提出了更为苛刻的要求。聚合物材料因价格低廉、易加工及综合性能优良的特点,被广泛地应用于微电子工业。聚乙烯醇（PVA）是一类分子结构中含大量羟基的水溶性可生物降解的绿色高分子材料;同时,因在气体阻隔性和抗静电性等方面的巨大优势,PVA材料在微电子工业、可穿戴设备等领域具有潜在的应用价值。然而,PVA散热性能和火灾安全性能差的缺点在其使用过程中会严重影响电子器件的可靠性及使用寿命。具有二维片层结构的六方氮化硼（h-BN）因具有极好的高温热稳定性、高热导率、化学稳定性和片层阻隔性等特点,被认为是制备高性能导热、阻燃聚合物基复合材料的优良填料。因此,通过使用h-BN材料,同步提升PVA的力学性能、导热性能和阻燃性能具有极强的现实意义。当前,h-BN应用于高性能阻燃聚合物纳米复合材料的制备和性能研究方面主要存在以下问题:（1）h-BN纳米片的制备效率。对于基础研究来说,化学气相沉积（CVD）等方法常用于制备单片h-BN,然而对于在聚合物材料中大规模的应用,这些方法影响h-BN片层的制备效率;（2）力学增强效率。h-BN的在聚合物基体中容易团聚,难以形成良好的分散体系,严重影响二维纳米片层对聚合物的力学增强效应;（3）导热效率。h-BN片层与聚合物基体间较差的界面相容性易增加界面间热阻效应,从而降低h-BN片层在材料中的导热效率;（4）阻燃效率。h-BN的片层阻隔效应使其在较低添加量的情况下赋予聚合物一定的阻燃性能,但其阻燃效率受到团聚和界面不相容现象的影响而大大降低。本论文从设计和制备高性能导热、阻燃PVA纳米复合材料的角度出发,首先探索高效制备h-BN片层的方法,通过仿生材料聚多巴胺（PDA）对h-BN片层表面进行有机处理并构筑界面相容性涂层,增强h-BN片层对PVA的力学增强效应;其次,在有机改性基础上,利用有机层提供的活性位点原位生长过渡金属氧化物以制备核壳型多功能杂化片层材料,研究其对PVA复合材料力学性能、导热性能和阻燃性能的综合影响;第三,探索杂化h-BN片层在PVA复合材料燃烧过程中的催化性能,通过水热合成法构筑含不同金属盐成分的h-BN基杂化材料,研究不同金属组成对PVA阻燃性能、炭层形成特性和热解产物释放行为的影响;此外,基于h-BN的有机阻燃改性实现PVA的阻燃协效增强,同时提升h-BN片层在基体中的分散特性及其与基体间的界面相容性,降低界面热阻并提升纳米片的阻燃效率。主要工作分为以下几个内容:第一部分:采用高温热处理及水相超声剥离相结合的方法高效、大规模的制备h-BN纳米片。这是因为高温下氧气进入h-BN的晶格中,破坏粒子原有的致密结构,有效地削弱相邻片层结构之间的范德华力。当水分子进入致密结构已疏松的粒子中,能够在超声能量作用下快速剥离,有效地分散成二维片层结构。为了验证h-BN片层对PVA的力学增强效应,仿生材料PDA被用于剥离片层的有机改性以改善纳米片层与PVA间的界面相容性。PDA有机层在h-BN表面的构筑促进片层材料在基体中的分散,进而使得PVA材料的拉伸强度显着增加。此外,h-BN@PDA能够有效提升PVA的热稳定性、促进致密炭层形成并抑制热解产物释放。第二部分:在有机改性基础上,为了进一步增加纳米片层与PVA基体间的接触面积,利用有机层提供的活性位点原位生长TiO2以制备核壳型多功能杂化片层材料。构筑的具有特殊界面特性的h-BN杂化结构能够增强片层与基体的界面作用,进而降低界面热阻,有效形成导热网络以利于热的传递,提升复合材料的导热系数。多功能杂化片层材料通过其自身的片层阻隔效应,以及催化形成高质量紧密炭保护层的阻隔作用,有效地抑制PVA复合材料燃烧时的热量释放。此外,在对PVA的气相热解产物研究中,毒性热解产物的释放也明显得到抑制。这些现象证实核壳型多功能杂化片层材料显着提升PVA复合材料的火安全性能。第三部分:为了进一步提升h-BN片层在PVA复合材料燃烧过程中的催化性能,通过水热合成法合成了一种环保型h-BN@ZnFe2O4阻燃杂化片层,研究构筑含金属盐h-BN杂化物素对PVA阻燃性能、炭层形成特性和热解产物释放行为的影响。纳米ZnFe2O4颗粒对h-BN片结构的附着有效抑制h-BN纳米片的再聚集,促进其在聚合物基体中的分散。研究还发现,杂化层状结构良好的物理阻隔作用可以延缓PVA的热降解,随着杂化粒子含量增加,复合体系的热释放也持续下降,这主要是由于h-BN的二维纳米片结构与炭层的相互作用所致,该作用抑制了聚合物分解过程中可燃热解产物的挥发并阻止了外部氧气的进入。同时,ZnFe2O4受热分解,生成具有催化作用的Zn和Fe的氧化物,进一步促进聚合物热分解过程中形成大量紧密的炭层。第四部分:为了分析不同金属元素组成对h-BN阻燃杂化片层阻燃效率和催化效率的影响,本部分通过自组装的方法制备h-BN@ZnMoO4杂化材料,并将其作为填料制备PVA纳米复合材料,研究杂化材料对PVA力学性能、阻燃性能和抑烟减毒行为的作用机制。当纳米杂化粒子的添加量逐渐增多时,复合体系的抗拉性能得到了提升。随着纳米填料含量的增加,样品的热释放、烟气释放和热解产物释放量均呈现出下降趋势。这主要是由于h-BN二维纳米片结构与炭层的相互作用,阻碍聚合物热解产生的气态物质的外逸,抑制热及氧的传递。同时,在样品的热分解过程中,ZnMoO4被热分解生成Zn和Mo氧化物,进一步促进形成致密的炭层。第五部分:基于h-BN纳米片进行表面有机阻燃改性,与含磷阻燃剂协效使用,实现同时改善其力学增强效率、导热效率和阻燃效率的目的。本部分借助六氯三聚磷腈活跃的P-Cl活性点,将其键接在h-BN表面上,制备出一种多功能有机无机杂化阻燃剂。断面形貌表明,相比未进行杂化处理的h-BN,有机阻燃改性的h-BN掺入PVA后,复合材料断面出现了波形裂纹形态,断口形貌较为粗糙,证实h-BN与基体间改善的界面相互作用。这种改善的界面特性有助于h-BN在聚合物体系中形成导热网络以利于热的传递。同时,h-BN纳米片和含磷、氮阻燃改性层能够协同作用,一方面二维片状结构的纳米填料分散在PVA基体中起着物理阻隔的作用,另一方面杂化物受热分解产物的催化作用有利于形成致密的炭层。在聚合物燃烧过程中,致密的炭层可以防止外部氧气的进入,减缓可燃气体的挥发和扩散,延缓复合材料的进一步降解,提高材料的火灾安全性和热稳定性。
王昭勋[9]（2020）在《某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究》文中研究说明木论文面向工程陶瓷材料在各领域的应用需求,在氮化硅-六方氮化硼（Si3N4-hBN）复合陶瓷制备成型的基础上,设计并制备了氮化硅-六方氮化硼/钼（Si3N4-hBN/Mo）层状复合材料,对其物理力学性能,以及多盐度人工海水环境、多载荷海水润滑环境下的摩擦学特性进行了研究,同时对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料在海洋大气环境下的摩擦磨损行为进行初步探索,重点对层状材料层界面物质组成及成型原理、多盐度海水环境下摩擦副的摩擦磨损及润滑机理进行了深入的探讨,并且阐述了层状结构对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的增韧效果及摩擦学性能的影响。通过排水法、三点弯曲法、显微硬度检测及单边切口梁法对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能进行检测;选用氮化硅（Si3N4）和钛合金（TC4）作为配副材料,借助型号为MMW-1的摩擦磨损试验机构建试验平台,利用扫描电子显微镜（SEM）、三维数码显微镜观察断口腐蚀形貌和摩擦后磨损表面,利用能谱仪（EDS）、X射线衍射仪等分析测试手段,分析层界面及磨损表面的物相组成。该论文主要完成以下研究工作:（1）本论文研究了 Si3N4-hBN陶瓷复合材料的物理力学性能,多盐度人工海水环境下Si3N4-hBN/Si3N4和Si3N4-hBN/TC4摩擦副的摩擦学性能的影响,探讨了 hBN含量对不同配副和不同环境下的影响。在物理力学性能方面,Si3N4-hBN陶瓷复合材料物理力学性能因hBN的添加发生了轻微的劣化。在摩擦学性能方面,人工海水盐度的变化因配副材料的不同对复合陶瓷的摩擦磨损特性产生了不同的影响。当配副材料为Si3N4时,Si3N4-hBN陶瓷复合材料的摩擦磨损特性随海水盐度的提升而提高,添加hBN的复合陶瓷在摩擦过程中获得了更为平整的摩擦表面,进而体现了相比于未添加hBN材料更好的摩擦学性能,并且,Si3N4-hBN与Si3N4滑动副在海水环境下的磨损以磨粒磨损为主;当配副材料为TC4时,海水盐度的变化与hBN的添加对Si3N4-hBN陶瓷复合材料的摩擦因数影响并不显着,但人工海水的高盐度和陶瓷的高硬度加剧了 TC4盘试样的磨损,并且,Si3N4-hBN与TC4滑动副在海水环境下的磨损是磨粒磨损和粘着磨损的混合磨损机制。（2）为了改善Si3N4-hBN陶瓷复合材料的断裂韧性较低这一问题,本论文利用层状结构提升复合陶瓷的力学性能。通过向Si3N4-hBN陶瓷复合材料中添加Mo制备具有层状结构的Si3N4-hBN/Mo层状复合材料,研究其物理力学性能,并以TC4钛合金为配副材料,探究了多盐度、变载荷人工海水环境下Si3N4/Mo与TC4配副的摩擦学性能,同时对海洋大气环境下转速对Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的影响进行了初步探索。在物理力学性能方面,层状结构的确提升了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的断裂韧性,裂纹在层状材料中延伸至层界面处发生了偏转,进而阻碍了裂纹的继续传递,最终形成了“阶梯”状的断裂轨迹。然而,层界面处发生了化学反应,主要生成了钼硅间化合物Mo5Si3,该物质因其本身特有的多裂纹情况造成了层状材料致密性和抗弯强度的大幅降低。在摩擦学性能方面,人工海水盐度的增大、载荷的增大均对与Si3N4/Mo层状材料配副的TC4盘试样造成了巨大损伤,而Mo含量的变化对Si3N4/Mo层状复合材料摩擦磨损特性的影响并不明显,此外,Si3N4/Mo层状材料和TC4钛合金滑动副在变盐度与变载荷下均为磨粒磨损和粘着磨损的混合磨损机制;在海洋大气环境下,Si3N4-hBN/Mo层状复合材料与TC4钛合金摩擦副的摩擦因数和磨损率受转速变化的影响没有呈现明显的变化趋势。（3）本论文通过与相同环境下Si3N4陶瓷复合材料对比,探讨了Si3N4/Mo层状复合材料在人工海水润滑下的摩擦学机理。结果表明,同等试验参数与润滑环境下,Si3N4/Mo层状复合材料的摩擦学性能差于Si3N4陶瓷复合材料。究其原因,在层状材料的金属层区域包含了低硬度的钼单质和坚硬易碎的Mo5Si3,在摩擦过程中这些物质发生脱落造成了摩擦表面的凹陷,导致摩擦副之间的实际接触面积变小而接触压强变大,进而导致了与Si3N4/Mo层状复合材料配副的TC4发生剧烈磨损,最终影响了Si3N4/Mo层状复合材料与TC4钛合金的摩擦学性能。（4）本论文研究了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料层界面处的物质分布,并通过计算吉布斯自由能验证层界面处化学反应的自发性。研究发现,层状复合材料层界面处Si3N4与Mo在材料烧结成型时发生了一系列化学反应生成了钼硅间化合物,这些反应生成物的分布为Si3N4-hBN、MoSi2、Mo5Si3、Mo3Si、Mo。此外,根据计算得到的吉布斯自由能,发现Si3N4与Mo之间发生的连续化学反应均能在材料烧结温度下自发,并且,生成Mo5Si3的反应更易自发发生,证明了在金属层中Mo5Si3存在的主要原因。本论文研究表明了 Si3N4-hBN/Mo层状复合材料的层状结构可以提升材料的断裂韧性,但相比于Si3N4-hBN复合陶瓷,Si3N4-hBN/Mo层状材料在海水环境中的摩擦学性能较差,这与层界面处发生的连续化学反应生成物有关。通过这些研究,可以完善以氮化硅为基体材料在层状陶瓷材料中的理论体系,并且丰富了层状材料在海洋润滑领域实际应用的试验指导数据。
江涛[10]（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》文中提出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。
二、陶瓷基层状复合材料力学性能发展现状（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、陶瓷基层状复合材料力学性能发展现状（论文提纲范文）
（1）NbC/Fe增强钢基层状复合材料的制备与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属基复合材料的构型复合化研究现状 |
| 1.3 层状金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 层状复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 层状复合材料韧化机理研究进展 |
| 1.4 研究内容及目的 |
| 1.4.1 本课题研究的目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的制备工艺及表征测试方法 |
| 2.1 试验材料及制备工艺 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 试样制备工艺及流程 |
| 2.2 试验仪器及设备 |
| 2.3 材料的微观组织表征方法 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 微观组织表征分析 |
| 2.4 材料力学性能测试方法 |
| 2.5 技术路线 |
| 3 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的组织表征与形成机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 混合粉末的制备与表征 |
| 3.2.1 微观组织表征 |
| 3.2.2 物相组成分析 |
| 3.3 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的组织表征 |
| 3.3.1 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的微观组织表征 |
| 3.3.2 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的物相组成分析 |
| 3.4 不同烧结时间下NbC/Fe增强钢基层状复合材料的组织表征 |
| 3.4.1 微观组织表征 |
| 3.4.2 物相组成分析 |
| 3.5 不同Nb尺寸的NbC/Fe增强钢基层状复合材料的组织表征 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 不同铌碳比下复合材料的微观表征与二次热处理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铌碳比为1:0 时的微观组织表征 |
| 4.2.1 组织表征 |
| 4.2.2 物相分析 |
| 4.3 其它铌碳比时的微观组织表征 |
| 4.3.1 微观组织表征 |
| 4.3.2 物相组成分析 |
| 4.4 复合材料的二次热处理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 NbC/Fe增强钢基层状复合材料的弯曲性能研究 |
| 5.2.1 三层NbC/Fe增强钢基层状复合材料的室温弯曲性能分析 |
| 5.2.2 五层NbC/Fe增强钢基层状复合材料的室温弯曲性能分析 |
| 5.3 裂纹扩展分析 |
| 5.4 断口形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（2）CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的力学与抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 SiC陶瓷及其复合材料 |
| 1.2.1 SiC陶瓷性能特点 |
| 1.2.2 SiC陶瓷补强增韧方法 |
| 1.3 CNTs及其复合材料 |
| 1.3.1 CNTs性能特点 |
| 1.3.2 CNTs增韧氧化物陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3 CNTs增韧非氧化物陶瓷基复合材料 |
| 1.3.4 CNTs增强SiC陶瓷基复合材料目前存在的问题 |
| 1.4 选题依据、研究意义和主要研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 研究意义 |
| 1.4.3 主要研究内容 |
| 第2章 实验方法及性能测试 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 CNT纸/SiC自封闭层状梯度材料的工艺流程 |
| 2.5 CNT纸/SiC层状复合材料的制备 |
| 2.5.1 CNT纸的制备 |
| 2.5.2 CNT纸的浸渍 |
| 2.5.3 固化和烧结 |
| 2.6 表征与性能测试 |
| 2.6.1 试样体积密度和气孔率测试 |
| 2.6.2 显微结构分析 |
| 2.6.3 X射线衍射分析 |
| 2.6.4 力学性能测试 |
| 2.6.5 试样抗氧化测试 |
| 第3章 CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的显微结构特征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CNT纸/SiC层状复合材料的体积密度和开气孔率 |
| 3.3 CNT纸/SiC层状复合材料的物相组成和微结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CNT纸/SiC层状复合材料的力学性能分析 |
| 4.3 CNT纸/SiC自封闭层状复合材料断面的微结构分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 CNT纸/SiC自封闭层状复合材料抗氧化性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CNT纸/SiC层状复合材料氧化后体积密度和开气孔率 |
| 5.3 CNT纸/SiC层状复合材料氧化后物相组成和微结构分析 |
| 5.3.1 CNT纸/SiC层状复合材料物相组成 |
| 5.3.2 CNT纸/SiC层状复合材料显微结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术成果 |
| 致谢 |
（3）Al-Ti叠层材料结构优化及抗侵彻效果数值模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 装甲防护材料发展概述 |
| 1.2 金属间化合物基层状复合材料的发展 |
| 1.3 Al-Ti叠层复合材料国内外研究现状 |
| 1.4 Al-Ti叠层材料抗侵彻性能数值模拟研究现状 |
| 1.5 本文研究目的及主要内容 |
| 2 Al-Ti叠层复合材料有限元模型及可靠性验证 |
| 2.1 材料模型选择 |
| 2.1.1 金属间化合物JH-2材料模型 |
| 2.1.2 金属材料Johnson-cook模型 |
| 2.1.3 状态方程 |
| 2.2 有限元模型建立 |
| 2.2.1 几何模型 |
| 2.2.2 边界条件及接触条件 |
| 2.3 数值模拟可靠性验证 |
| 2.4 侵彻相关理论 |
| 2.4.1 侵彻类型 |
| 2.4.2 侵彻过程分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Al-Ti叠层复合材料结构优化及抗侵彻极限预测 |
| 3.1 Al-Ti叠层复合材料结构对抗侵彻性能的影响 |
| 3.1.1 Ti体积分数优化 |
| 3.1.2 层厚梯度变化对抗侵彻性能的影响 |
| 3.1.3 层数变化对抗侵彻性能的影响 |
| 3.2 子弹形貌对靶板极限厚度的影响 |
| 3.2.1 子弹形状对靶板损坏形式的影响 |
| 3.2.2 子弹弹径对靶板极限厚度的影响 |
| 3.2.3 子弹初速度对极限厚度的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 背板对抗侵彻性能的影响 |
| 4.1 厚度比对抗侵彻性能的影响 |
| 4.2 不同背板材料对复合靶抗侵彻性能的影响 |
| 4.2.1 材料模型选择及参数 |
| 4.2.2 不同背板材料的弹道极限速度 |
| 4.3 背板面密度对复合靶抗侵彻性能的影响 |
| 4.3.1 不同面密度下复合靶的弹道极限速度 |
| 4.3.2 面密度对抗侵彻性能的影响规律 |
| 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 |
（4）Ti中间层对W/Ta层状复合材料组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 聚变装置中面向等离子体材料的研究现状 |
| 1.2.1 聚变装置中面向等离子体材料的性能要求 |
| 1.2.2 聚变装置中面向等离子体材料的选择 |
| 1.3 钨基面向等离子体第一壁材料 |
| 1.3.1 金属钨(W)的基本性质 |
| 1.3.2 聚变装置中钨材料存在的主要问题 |
| 1.4 钨的韧化方式 |
| 1.4.1 合金化 |
| 1.4.2 晶粒细化 |
| 1.4.3 钨基复合增韧 |
| 1.5 本课题的研究目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验方案与材料分析测试方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验原始材料及预处理 |
| 2.3 复合材料的制备 |
| 2.4 复合材料的微结构表征 |
| 2.4.1 金相组织分析 |
| 2.4.2 扫描电镜分析 |
| 2.4.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.4 电子探针显微分析 |
| 2.5 力学性能测试方法 |
| 2.5.1 显微硬度测试分析 |
| 2.5.2 单向拉伸性能测试 |
| 2.5.3 三点弯曲性能测试 |
| 第三章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的微观组织 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始材料组织分析 |
| 3.3 层状复合材料微观组织分析 |
| 3.3.1 层状复合材料的界面组织 |
| 3.3.2 元素扩散行为分析 |
| 3.3.3 层状复合材料的相组成及其形成机理 |
| 3.4 复合材料中的组织与显微硬度的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料拉伸性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同温度的拉伸应力-应变曲线 |
| 4.3 复合材料断裂机制分析 |
| 4.3.1 室温拉伸断裂机制 |
| 4.3.2 高温拉伸断裂机制 |
| 4.4 抗拉强度的计算和分析 |
| 4.4.1 室温抗拉强度计算 |
| 4.4.2 高温抗拉强度的演变规律分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的弯曲性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 室温三点弯曲应力-应变曲线 |
| 5.3 断裂机制分析 |
| 5.4 断裂模型分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结与展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的主要研究成果 |
（5）W/Ti层状复合材料的力学性能及其断裂机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 面向等离子体材料 |
| 1.3 钨作为PFMs的应用 |
| 1.3.1 钨在聚变装置中的应用现状 |
| 1.3.2 钨应用时存在的挑战 |
| 1.4 钨的增韧方法 |
| 1.4.1 添加合金化元素 |
| 1.4.2 细化晶粒 |
| 1.4.3 纤维增韧 |
| 1.4.4 层状增韧 |
| 1.5 层状复合材料的制备方法 |
| 1.5.1 轧制复合法 |
| 1.5.2 气相沉积复合法 |
| 1.5.3 真空热压法 |
| 1.5.4 放电等离子烧结法 |
| 1.6 研究目的、意义及研究思路 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究思路和内容 |
| 第二章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 实验材料的选择 |
| 2.3 实验原材料的预处理及制备 |
| 2.3.1 原材料的预处理 |
| 2.3.2 钨/钛层状复合材料的制备 |
| 2.4 材料组织结构分析方法 |
| 2.4.1 金相分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 扫描电镜分析 |
| 2.4.4 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.5 电子探针分析 |
| 2.5 力学性能测试方法 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 纳米压痕测试 |
| 2.5.3 三点弯曲实验 |
| 第三章 钨/钛层状复合材料的组织及元素扩散行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原始箔材金相 |
| 3.3 复合材料的微观组织分析 |
| 3.3.1 复合材料的界面形貌 |
| 3.3.2 复合材料中的物相组成及其分布分析 |
| 3.4 元素扩散行为分析 |
| 3.4.1 能谱分析 |
| 3.4.2 电子探针分析 |
| 3.4.3 元素扩散动力学方程的构建 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 钨/钛层状复合材料的力学性能及强化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 显微硬度及杨氏模量 |
| 4.2.1 显微硬度及杨氏模量的分布规律 |
| 4.2.2 Ti层强化机制 |
| 4.3 室温三点弯曲性能 |
| 4.4 高温三点弯曲性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 钨/钛层状复合材料的弯曲断裂机制及其韧化机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 W/Ti层状复合材料的弯曲断裂机制 |
| 5.2.1 复合材料弯曲断裂过程分析 |
| 5.2.2 复合材料弯曲断裂模型 |
| 5.3 W/Ti层状复合材料弯曲断裂过程的有限元模拟 |
| 5.3.1 脆性开裂模型 |
| 5.3.2 Mises弹塑性模型 |
| 5.3.3 柔性损伤模型 |
| 5.3.4 复合材料三点弯曲断裂过程模拟 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间的主要学术成果 |
（6）W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的制备、组织结构和性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 面向等离子材料 |
| 1.3 面向等离子体钨材料 |
| 1.3.1 金属钨的性质 |
| 1.3.2 钨作为PFMs面临的问题 |
| 1.4 钨材料的增韧技术 |
| 1.4.1 合金化法增韧 |
| 1.4.2 弥散颗粒增韧 |
| 1.4.3 塑性加工法增韧 |
| 1.4.4 钨纤维增韧钨复合材料 |
| 1.4.5 层状增韧复合材料 |
| 1.5 课题研究意义、目的及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法与表征手段 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 原始材料成分 |
| 2.2.2 原材料的微观组织 |
| 2.2.3 拉伸力学性能 |
| 2.3 实验设计 |
| 2.4 微观组织结构表征方法 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 扫描电镜分析 |
| 2.4.3 EBSD分析 |
| 2.4.4 透射电镜分析 |
| 2.4.5 电子探针分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 纳米压痕测试 |
| 2.5.3 拉伸性能测试 |
| 2.5.4 三点弯曲性能测试 |
| 2.5.5 室温断裂韧性测试 |
| 第三章 中间层对钨基层状复合材料拉伸性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同中间层的钨多层复合材料的微观组织 |
| 3.2.1 不同复合材料的界面组织 |
| 3.2.2 不同复合材料中的元素分布 |
| 3.2.3 不同复合材料的微观组织结构 |
| 3.3 不同复合材料的力学性能 |
| 3.3.1 显微硬度 |
| 3.3.2 单向拉伸力学性能 |
| 3.3.3 断裂机制 |
| 3.3.4 拉伸强度的计算模型 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的组织和界面结构演变规律 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 W/(Ti/Ta/Ti)复合材料的微观组织 |
| 4.2.1 复合材料的界面组织 |
| 4.2.2 复合材料中的元素分布 |
| 4.2.3 复合材料中的相组成 |
| 4.2.4 Ti层的微观组织 |
| 4.3 W/(Ti/Ta/Ti)复合材料的组织演变规律 |
| 4.4 总结 |
| 第五章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料中的元素扩散行为及其对硬度分布的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料中的元素扩散行为 |
| 5.2.1 W/Ti界面处的元素扩散 |
| 5.2.2 Ti/Ta界面处的元素扩散 |
| 5.2.3 元素扩散模型 |
| 5.3 显微硬度、弹性模量与元素浓度的关系 |
| 5.3.1 显微硬度与弹性模量的变化趋势 |
| 5.3.2 硬度与元素浓度的关系 |
| 5.4 元素浓度与Ti层中相结构的关系 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的单向拉伸力学行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 拉伸力学性能 |
| 6.2.1 室温拉伸力学性能 |
| 6.2.2 高温拉伸力学性能 |
| 6.3 断裂机制 |
| 6.4 拉伸强度的计算模型 |
| 6.5 增韧机理 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的弯曲力学行为和增韧机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 室温三点弯曲性能测试与分析 |
| 7.2.1 弯曲力学性能 |
| 7.2.2 裂纹扩展模式 |
| 7.3 断裂韧性测试与分析 |
| 7.4 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的裂纹尖端 |
| 7.5 W/(Ti/Ta/Ti)层状复合材料的裂纹扩展路径 |
| 7.6 高温三点弯曲性能测试与分析 |
| 7.7 增韧机理 |
| 7.8 本章小结 |
| 第八章 全文总结与展望 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 创新之处 |
| 8.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
（7）高强韧Ti/Al3Ti金属层状材料超声固结制备研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料制备工艺研究现状 |
| 2.1.1 Ti/Al原位合成机理 |
| 2.1.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料制备方法 |
| 2.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料力学性能研究现状 |
| 2.2.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料静态力学性能 |
| 2.2.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料动态力学性能 |
| 3 研究内容及试验方案 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 研究方案 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 技术路线 |
| 3.3 试验方法 |
| 3.4 主要创新点 |
| 4 Ti/Al复合板超声固结成形研究 |
| 4.1 Ti/Al复合板超声固结成形方法 |
| 4.2 超声固结Ti/Al复合板界面剥离性能 |
| 4.2.1 不同工艺条件下界面剥离性能 |
| 4.2.2 不同工艺条件下剥离界面形貌 |
| 4.3 超声固结Ti/Al复合板微观组织形貌 |
| 4.3.1 超声固结Ti/Al箔材表面微观形貌 |
| 4.3.2 超声固结Ti/Al复合板界面微观组织 |
| 4.4 超声固结Ti/Al复合板界面结合机理 |
| 4.4.1 超声固结Ti/Al复合板界面元素分布规律 |
| 4.4.2 超声固结Ti/Al复合板界面结合模型 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ti/Al复合板材协同变形行为研究 |
| 5.1 Ti/Al复合板拉伸试验与分析测试 |
| 5.2 超声固结Ti/Al复合板变形行为研究 |
| 5.3 超声固结Ti/Al复合板本构模型建立 |
| 5.4 Ti/Al复合板变形失效机制分析 |
| 5.4.1 Ti/Al复合板拉伸失效机制分析 |
| 5.4.2 Ti/Al复合板弯曲失效机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Ti/Al原位烧结反应机理研究 |
| 6.1 Ti/Al原位烧结反应工艺设计 |
| 6.2 烧结工艺对Ti/Al原位反应微观组织的影响 |
| 6.2.1 烧结温度对Ti/Al原位反应微观形貌的影响 |
| 6.2.2 烧结时间对Ti/Al原位反应微观形貌的影响 |
| 6.3 烧结工艺对Ti/Al原位反应产物影响 |
| 6.3.1 烧结温度对Ti/Al原位反应产物的影响 |
| 6.3.2 烧结时间对Ti/Al原位反应产物的影响 |
| 6.4 烧结工艺对Ti/Al_3Ti层状复合材料硬度的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分析研究 |
| 7.1 有限元残余应力模型与试验验证 |
| 7.1.1 有限元残余应力模型建立与仿真 |
| 7.1.2 有限元残余应力模型试验验证 |
| 7.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分布规律 |
| 7.3 Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分布影响因素 |
| 7.3.1 层数对Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分布的影响 |
| 7.3.2 层厚比对Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分布的影响 |
| 7.3.3 铝含量对Ti/Al_3Ti层状复合材料残余应力分布的影响 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 Ti/Al_3Ti层状复合材料性能评价与分析 |
| 8.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料性能评价方法 |
| 8.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料的力学性能 |
| 8.2.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料的准静态压缩性能 |
| 8.2.2 Ti/Al_3Ti层状复合材料的动态压缩性能 |
| 8.2.3 Ti/Al_3Ti层状复合材料失效机制分析 |
| 8.3 Ti/Al_3Ti层状复合材料的侵彻性能 |
| 8.3.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料的侵彻极限 |
| 8.3.2 低于V50 Ti/Al_3Ti层状复合材料弹坑正面破坏形貌 |
| 8.3.3 低于V50下Ti/Al_3Ti层状复合材料背面破坏形貌 |
| 8.3.4 略高于V50下Ti/Al_3Ti层状复合材料靶材破坏形貌 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 Ti/Al_3Ti层状复合材料曲面结构成形技术研究 |
| 9.1 Ti/Al_3Ti层状复合材料曲面结构制备方案 |
| 9.2 Ti/Al复合板成形过程有限元分析 |
| 9.2.1 建模过程 |
| 9.2.2 模拟结果 |
| 9.3 Ti/Al复合板热压成形性能及其评价 |
| 9.3.1 成形温度对Ti/Al复合板成形性能的影响规律 |
| 9.3.2 成形压力对Ti/Al复合板成形性能的影响规律 |
| 9.3.3 保压时间对Ti/Al复合板成形性能的影响规律 |
| 9.4 Ti/Al_3Ti层状复合材料曲面结构制备工艺 |
| 9.5 本章小结 |
| 10 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）六方氮化硼功能化改性及其聚乙烯醇复合材料的热稳定、阻燃性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 六方氮化硼 |
| 1.2.1 六方氮化硼的结构与性能 |
| 1.2.2 六方氮化硼的制备 |
| 1.2.3 六方氮化硼的应用 |
| 1.3 六方氮化硼/聚合物纳米复合材料 |
| 1.3.1 聚合物纳米复合材料 |
| 1.3.2 聚合物基层状无机纳米复合材料的制备及其结构特征 |
| 1.3.3 六方氮化硼/聚合物纳米复合材料的研究现状 |
| 1.4 聚合物材料的火灾安全性研究 |
| 1.4.1 聚合物材料的燃烧 |
| 1.4.2 聚合物材料的阻燃 |
| 1.4.3 聚合物/层状无机纳米复合材料的阻燃性能与热性能研究 |
| 1.4.4 聚合物材料燃烧过程中的火灾烟气毒性 |
| 1.5 论文设计思路 |
| 第2章 h-BN纳米片的制备及对PVA性能的影响 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 原料 |
| 2.2.2 测试设备 |
| 2.2.3 样品制备 |
| 2.3 数据分析与讨论 |
| 2.3.1 片层剥离效果 |
| 2.3.2 h-BN@PDA的表征 |
| 2.3.3 h-BN@PDA对PVA性能的影响 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 h-BN@PDA@TiO_2杂化粒子的制备及PVA纳米复合材料的制备与阻燃性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 原料 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 分析测试 |
| 3.3 数据分析 |
| 3.3.1 h-BN@PDA@TiO_2杂化粒子的表征 |
| 3.3.2 纳米复合材料的力学性能 |
| 3.3.3 纳米复合材料的导热性能分析 |
| 3.3.4 纳米复合材料的热稳定性 |
| 3.3.5 阻燃性能分析 |
| 3.3.6 气相产物分析 |
| 3.3.7 炭渣分析 |
| 3.3.8 降解动力学研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 h-BN@ZnFe_2O_4的制备及其对PVA热稳定性、阻燃性能的影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 样品制备 |
| 4.2.3 样品表征 |
| 4.3 数据分析与讨论 |
| 4.3.1 h-BN@ZnFe_2O_4的表征 |
| 4.3.2 h-BN@ZnFe_2O_4杂化材料对PVA热稳定性的影响 |
| 4.3.3 阻燃性分析 |
| 4.3.4 气相分析 |
| 4.3.5 降解动力学研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 h-BN@ZnMoO_4杂化材料的制备及其PVA复合膜阻燃性能及机理研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.3 数据分析与结果讨论 |
| 5.3.1 杂化材料h-BN@ZnMoO_4的表征 |
| 5.3.2 复合材料力学性能分析 |
| 5.3.3 热稳定性分析 |
| 5.3.4 阻燃性能分析 |
| 5.3.5 复合体系残留炭渣分析 |
| 5.3.6 气相分析 |
| 5.3.7 热降解动力学研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 有机杂化h-BN及其阻燃PVA研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 样品制备 |
| 6.2.3 分析测试 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 h-BN有机杂化材料的表征 |
| 6.3.2 复合材料力学性能分析 |
| 6.3.3 聚合物体系导热性能分析 |
| 6.3.4 复合材料热稳定性分析 |
| 6.3.5 阻燃性能测试 |
| 6.3.6 炭层分析 |
| 6.3.7 气相产物分析 |
| 6.3.8 降解动力学研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 全文总结 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 论文创新之处 |
| 7.3 本论文不足之处 |
| 7.4 进一步工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的研究成果 |
（9）某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 陶瓷材料 |
| 1.1.1 陶瓷材料简介 |
| 1.1.2 陶瓷复合材料简介 |
| 1.1.3 陶瓷材料的增韧需求 |
| 1.2 仿生结构增韧材料的研究现状 |
| 1.2.1 仿竹结构材料 |
| 1.2.2 仿木材年轮材料 |
| 1.2.3 仿骨结构材料 |
| 1.2.4 仿贝壳珍珠层材料 |
| 1.3 层状陶瓷材料性能研究现状 |
| 1.3.1 氧化物陶瓷基层状复合材料性能研究现状 |
| 1.3.2 非氧化物陶瓷基层状复合材料性能研究现状 |
| 1.4 金属钼及钼硅间化合物 |
| 1.4.1 金属钼 |
| 1.4.2 钼硅间化合物 |
| 1.5 选题的目的、意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 试样制备与试验方法 |
| 2.1 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料制备 |
| 2.1.1 原料和试剂 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状陶瓷复合材料制备 |
| 2.2.1 层结构设计 |
| 2.2.2 原料和试剂 |
| 2.2.3 烧结方法和样品制备 |
| 2.3 复合材料微观组织检测 |
| 2.4 复合材料物理力学性能测试 |
| 2.4.1 气孔率 |
| 2.4.2 维氏硬度 |
| 2.4.3 抗弯强度 |
| 2.4.4 断裂韧性 |
| 2.5 摩擦学试验方法 |
| 2.5.1 试验环境构建 |
| 2.5.2 配副材料 |
| 2.5.3 摩擦试验平台及摩擦因数、磨损率测定 |
| 2.6 测试手段 |
| 2.7 本章小结 |
| 3 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的物理力学性能与摩擦学性能研究 |
| 3.1 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 3.2 Si_3N_4-hBN陶瓷复合材料的摩擦学性能 |
| 3.2.1 不同盐度海水润滑下Si_3N_4-hBN与氮化硅(Si_3N_4)配副的摩擦学性能 |
| 3.2.2 不同盐度海水润滑下Si_3N_4-hBN与钛合金(TC4)配副的摩擦学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能与摩擦学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 4.1.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的微观组织形貌 |
| 4.1.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的物理力学性能及断裂增韧 |
| 4.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料配副TC4的海洋摩擦学性能 |
| 4.2.1 不同盐度海水下Si_3N_4/Mo层状复合材料的摩擦学性能 |
| 4.2.2 不同载荷下Si_3N_4/Mo层状复合材料的海洋摩擦学性能 |
| 4.2.3 海洋大气下Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的摩擦学性能 |
| 4.3 Si_3N_4陶瓷与Si_3N_4/Mo层状复合材料摩擦学性能的对比分析 |
| 4.4 Si_3N_4/Mo层状复合材料海洋摩擦学机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料的成型工艺及界面层成型机理 |
| 5.1 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料界面层物质分析 |
| 5.2 Si_3N_4-hBN/Mo层状复合材料界面层热力学分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（10）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 |
四、陶瓷基层状复合材料力学性能发展现状（论文参考文献）
- [1]NbC/Fe增强钢基层状复合材料的制备与力学性能研究[D]. 张少雄. 西安理工大学, 2021
- [2]CNT纸/SiC自封闭层状复合材料的力学与抗氧化性能研究[D]. 任璇璇. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [3]Al-Ti叠层材料结构优化及抗侵彻效果数值模拟[D]. 张丹宁. 大连理工大学, 2021(01)
- [4]Ti中间层对W/Ta层状复合材料组织和性能的影响[D]. 夏雪. 合肥工业大学, 2021(02)
- [5]W/Ti层状复合材料的力学性能及其断裂机制研究[D]. 谢梦雨. 合肥工业大学, 2021(02)
- [6]W/（Ti/Ta/Ti）层状复合材料的制备、组织结构和性能研究[D]. 刘蕊. 合肥工业大学, 2021(02)
- [7]高强韧Ti/Al3Ti金属层状材料超声固结制备研究[D]. 姜波. 北京科技大学, 2021(02)
- [8]六方氮化硼功能化改性及其聚乙烯醇复合材料的热稳定、阻燃性能研究[D]. 王小东. 中国科学技术大学, 2020
- [9]某一陶瓷基层状复合材料（M-hBN/Mo）的层界面成型原理及其海洋摩擦学行为研究[D]. 王昭勋. 陕西科技大学, 2020(02)
- [10]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)