一、MoSi_2的机械研磨相变（论文文献综述）
江涛,韩慢慢,付甲[1]（2021）在《Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用》文中研究表明Mo-Si金属间化合物材料具有很多优质性能,其主要包括Mo3Si,Mo5Si3,MoSi2。将Mo-Si金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料。Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料具有较高的力学性能,良好的耐磨损性能、抗高温氧化性能、耐腐蚀性能等。本文阐述了Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状、制备工艺、显微结构、力学性能、耐磨损性能和抗高温氧化性能等,并对其未来发展趋势进行了分析和预测。
任岩[2]（2021）在《石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究》文中认为随着航空航天技术的飞速发展,飞行器的服役环境日趋严酷。为满足在超高温（大于1600℃）环境中长时间（大于1800 s）服役的要求,必须发展更先进的超高温结构材料。碳材料因具有高熔点、低密度、良好的抗热震性能以及优异的高温力学性能被认为是一种理想的超高温结构材料。然而碳材料在高温有氧环境中发生剧烈氧化和烧蚀,严重地限制了其在航空航天领域的应用。为了提高碳材料的抗氧化/烧蚀性能,需要在碳材料表面施加防护涂层。随着高超声速飞行器的快速发展,其锐形结构设计导致鼻锥和翼缘等尖端部位驻点温度急剧升高,同时承受复杂应力和热冲击作用。严酷的超高温极端环境对热防护涂层的综合性能也提出了更高的要求,为满足碳及其复合材料在这些小曲率半径部位的使用要求,需要开发在超高温条件下兼具良好抗氧化性能、抗热震性能和抗烧蚀性能的新型防护涂层。碳材料表面防护涂层的组成与微观结构是决定其综合性能的主要因素。本论文工作选用高强石墨作为基体材料,首先采用包埋渗硅法在其表面制备SiC过渡层,然后在渗硅石墨表面制备ZrB2-SiC基超高温防护涂层。使用过渡族金属硅化物和稀土氧化物对ZrB2-SiC基涂层进行改性,并结合多种涂层制备方法修饰涂层微观结构,以提高防护涂层的综合性能。采用料浆涂刷法在渗硅石墨表面制备了 TaSi2改性的ZrB2-SiC涂层,研究了涂层在1700℃下空气中的抗氧化性能。结果表明,添加TaSi2有助于形成具有较低的氧扩散速度的氧化层,有利于提高ZrB2-SiC涂层的抗超高温氧化性能。考虑到涂层氧化过程中氧化产物的形态多样性及挥发性,采用氧化消耗厚度这一参数来评价涂层的抗氧化性能较常规的单位面积增重更为合理。采用料浆涂刷法结合后续气态渗硅处理在渗硅石墨表面制备了致密的ZrB2-SiC-TaSi2-Si涂层,研究了涂层在1500℃下空气中的长时间抗氧化性能以及在1500℃与室温之间循环过程中的抗热震性能。结果表明,气态渗硅处理后,原始料浆涂层内部的孔隙被硅填充。涂层中硅的存在减少了氧向内扩散的通道,降低了涂层整体的热膨胀系数,改善了涂层的致密性,提高了涂层与基体间的结合强度,赋予了涂层自愈合能力,使该涂层具有良好的抗高温氧化性能和抗热震性能。采用料浆涂刷法结合后续包埋处理在渗硅石墨表面制备了 La2O3改性的ZrB2-SiC涂层,该涂层呈双层结构（ZrB2-SiC-La2O3内层和SiC外层）。研究了涂层在1800℃下空气中的抗氧化性能以及在1500℃与室温之间循环过程中的抗热震性能。结果表明,添加La2O3有助于形成连续均匀并且具有低氧扩散速度的氧化层,有利于提高ZrB2-SiC涂层的抗超高温氧化性能。此外,添加La2O3可以降低ZrB2-SiC涂层在热震过程中的热应力,有利于提高其抗热震性能。对比研究了 ZrB2-SiC-La2O3/SiC双层涂层在1800℃下不同空气压力条件下的抗氧化性能。结果表明,随着气压的降低,涂层的抗氧化性能逐渐变差。随着气压的降低,SiC的氧化形式由惰性氧化转变为活性氧化,活性氧化生成的气态产物SiO的挥发也越来越剧烈,导致涂层表面原本连续、稳定、具有保护性的氧化层变得不连续、多孔、失去保护性。对比研究了 ZrB2-SiC-La2O3/SiC双层涂层在不同烧蚀条件下的抗烧蚀性能。结果表明,随着烧蚀温度的升高,涂层的SiC外层的有效防护时间逐渐缩短,后期的抗烧蚀性能主要由超高温陶瓷ZrB2-SiC-La2O3内层提供。随着烧蚀温度的升高,SiC外层氧化产物SiO2的蒸气压逐渐升高,黏度逐渐降低,导致SiO2的挥发越来越剧烈,也更容易被火焰冲刷而流动。
刘林[3]（2021）在《MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究》文中研究指明铌基高温合金基于高熔点、低密度、良好的高温力学性能等优点受到了更广泛的研究。然而铌合金高温抗氧化性能不足成为限制其应用的主要因素。在高温氧化过程中,MoSi2表面氧化形成连续致密并有一定自愈能力的SiO2氧化膜,是超高温合金表面防护的理想材料。因此,在铌合金基体表面沉积MoSi2涂层可以有效阻止基体在高温下被氧化腐蚀。目前MoSi2涂层应用过程中存在几个问题:（1）不同涂层制备工艺制备的MoSi2涂层抗氧化性能差别巨大;（2）MoSi2涂层低温氧化过程中发生“PEST”现象。虽然关于“PEST”现象的研究报道比较早,但目前仍没有形成一个令人信服的氧化机理;（3）MoSi2涂层韧性不足,以及与基体的热膨胀系数不匹配,导致涂层当中存在裂纹;（4）MoSi2在高温条件下使用时,涂层中Si元素快速扩散,导致MoSi2涂层向低硅化物相转变,从而降低涂层的抗氧化能力。针对以上问题,本文采用两步法制备MoSi2涂层和W改性MoSi2涂层:首先采用电弧离子镀技术在铌合金基体表面沉积Mo和MoW层,然后通过包埋法渗Si制备MoSi2和（Mo,W）Si2涂层。对涂层样品分别在500℃、800℃、1000℃、1200℃、1350℃和1500℃进行恒温氧化以及在1500℃进行热震实验。主要得出以下结论:研究了电弧离子镀工艺参数对沉积Mo层组织结构的影响规律,采用电弧电流120A、Ar气压强1.5Pa、直流偏压-50V、脉冲偏压-100V作为电弧离子镀沉积工艺参数,制备的Mo层既有良好的表面形貌,也有较高的沉积速率。MoSi2涂层在500℃和800℃低温氧化过程中,涂层表面不能形成致密SiO2氧化膜,所以不能进行选择性氧化,导致涂层氧化失重。MoSi2涂层在大于1000℃的氧化过程中,能够在涂层表面形成连续致密的SiO2氧化膜,在氧化膜与涂层界面处能发生选择性氧化,氧化膜具备良好的抗氧化能力。恒温氧化过程中,当MoSi2涂层表面形成保护性SiO2保护膜之后,涂层的抗氧化性能将取决于裂纹附近涂层的抗氧化能力与涂层的退化速率。本文通过对比两种不同结构涂层的抗氧化性能,发现在氧化膜与涂层界面处发生不同的选择性氧化反应,当存在扩散阻挡作用因素时,涂层中Si元素扩散较慢,涂层退化速率变慢。MoSi2涂层与基体热膨胀系数不匹配,热应力超过MoSi2涂层强度,会在涂层中产生裂纹。1500℃恒温氧化过程中,Si元素快速向涂层表面扩散氧化形成SiO2,向基体扩散形成低硅化物相,导致MoSi2涂层退化过快,氧化10 h之后涂层表面退化为Mo3Si相,使抗氧化性能降低。MoSi2涂层1500℃热震100次之后,涂层中存在大量裂纹。对比研究了添加不同W含量的（Mo,W）Si2涂层抗氧化性能,和MoSi2涂层抗氧化性能相比主要有以下特点:（Mo,W）Si2涂层500℃恒温氧化过程中,形成结构更稳定的（Mo,W）O3·SiO2氧化膜,氧化产物在柱状晶晶界和裂纹处聚集,导致涂层中产生较大应力,氧通过氧化膜在裂纹尖端产生氧脆,加速裂纹扩展,导致“PEST”灾难性氧化。（Mo,W）Si2涂层1000℃恒温氧化过程中发生涂层退化,退化方向:（Mo,W）Si2→（Mo,W）5Si3→（Mo,W）3Si。（Mo,W）Si2涂层 1200℃恒温氧化时,Si元素优先在晶界处扩散,低硅化物相也优先在晶界处形核和长大。（Mo,W）Si2涂层1500℃恒温氧化16 h,涂层表面退化为（Mo,W）5Si3相,远低于MoSi2涂层的退化速率。氧化之后（Mo,W）Si2涂层中存在大尺寸裂纹,在裂纹处交替进行选择性氧化导致涂层材料损失变薄,降低涂层的抗氧化性能。（Mo,W）Si2涂层1500℃热震100次之后,涂层中产生孔洞,提高了涂层韧性,涂层中的平均裂纹数量远低于MoSi2涂层热震后的平均裂纹数量。
李文虎[4]（2020）在《多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究》文中指出新型Mo-Si-B合金由于具有熔点高、硬度高和耐腐蚀性能好等优点,在航空航天、能源动力等领域用高温结构件具有良好的应用前景。目前,Mo-Si-B合金亦存在室温断裂韧性与高温强度之间负相关关系的问题,另外对其摩擦磨损行为的研究还很有限。为满足工程领域对高温结构材料综合性能的需求,不仅要其具有优良的综合力学性能,同时具备较好的抗氧化和摩擦磨损性能。本文借助La2O3所产生的稀土效应来改善和提高Mo-Si-B合金的微观组织与性能,通过对Mo-Si-B-La2O3合金的微观组织观察和性能测试,研究了不同α-Mo相含量和La2O3掺杂量对合金的微观组织、力学性能、高温氧化及摩擦磨损行为的影响规律,揭示了合金的强韧化机制、抗氧化和摩擦磨损机制。设计并制备了不同α-Mo相含量以及不同La2O3掺杂量的多相Mo-Si-B-La2O3合金,其中,使用液-液掺杂方法首先制备了 Mo-La2O3合金粉体,并以此为原料,与Si粉、B粉按照不同的化学计量配比进行配料,获得内含La2O3的Mo-Si-B混合粉体。结合机械合金化和热压烧结工艺分别制备了 α-Mo-Mo3Si-Mo5SiB2基和Mo3Si-Mo5SiB2-Mo5Si3基Mo-Si-B-La2O3合金。对所制备合金的微观组织观察发现,采用液-液掺杂的Mo-La2O3合金粉体能确保掺杂的La2O3颗粒最终以纳米尺寸分布在α-Mo、Mo3Si与Mo5SiB2相的晶粒内部,而且部分颗粒也分布在各相的相界面与晶界处。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的维氏硬度、断裂韧性、抗弯强度和抗压强度进行的分析和测试结果表明,随着Si和B含量的增加,合金的硬度、抗压强度逐渐增大,而抗弯强度和断裂韧性逐渐减小。在外加载荷作用下,试样没有发生明显的屈服与塑性变形,即试样在应力达到最大值时发生突然断裂,断口形貌具有脆性材料断裂的典型特征,表现出穿晶断裂和沿晶断裂的混合形貌。存在于金属α-Mo相中的纳米La2O3颗粒一方面能起到阻碍位错运动,强化合金的作用,另一方面,La2O3颗粒的拔出能消耗部分断裂能,并诱发α-Mo相的穿晶断裂,耗散裂纹扩展能,起到改善合金韧性的作用。然而,合金中硬脆性的Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3金属间化合物相随Si和B含量的增加而逐渐增多,具有较好延性的α-Mo相的含量则相应减少。由于较少的金属相无法完整的包裹La2O3颗粒,导致存在于金属间化合物或相界面处的La2O3颗粒数量显着增加,硬脆的第二相存在于界面处会导致其结合性降低,容易在外力作用下产生裂纹或应力集中,发生沿界面的解离。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能进行了测试和分析,结果表明,合金在1000℃与1100℃氧化时,Si和B含量较低的Mo-10Si-7B-La2O3合金与Mo-12Si-8.5B-La2O3合金的氧化失重速率呈典型的直线型或类直线型规律,而Si和B含量较高的Mo-14Si-9.8B-La2O3合金与Mo-25Si-8.5B-La2O3合金试样恒温氧化过程则包括氧化初期的快速失重和氧化中后期的相对稳定阶段。随La2O3含量的增加,各合金氧化失重降低,表现出更好的抗氧化性能。氧化试验后,各合金的氧化膜的形貌与组成表现出明显差异,Mo-10Si-7B-La2O3合金表面没有生成硼硅玻璃相,而是由垂直于合金表面方向生长的氧化物组成;Mo-12Si-8.5B-La2O3合金与Mo-14Si-9.8B-La2O3合金表面氧化层具有外层的硼硅玻璃相和内层的氧化物层双层结构;Mo-25Si-8.5B-La2O3合金表面形成的硼硅玻璃相与合金基体之间仅见少量的细小氧化物颗粒。抗氧化机制的分析表明,La2O3颗粒通过钉扎氧化产物MoO3,而抑制MoO3的挥发,并且通过阻止Mo4+、Si4+、B3+等离子通过晶界的扩散,降低氧化速度,促进硼硅玻璃相的形成,从而提高Mo-Si-B-La2O3合金的抗氧化性能。对多相Mo-Si-B-La2O3合金的摩擦磨损性能进行了测试和分析,结果表明,随着La2O3含量的增加,Mo-Si-B合金的摩擦系数均增大,内含α-Mo的多相Mo-Si-B-La2O3合金的体积磨损率逐渐增大,而Mo-25Si-8.5B-La2O3合金的体积磨损率则先增大后减小。室温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随载荷的增加而减小,随滑动速度的增加先减小后增大;体积磨损率随载荷和滑动速度的增加均增大。高温摩擦时,Mo-Si-B-0.3La2O3合金的摩擦系数随温度的升高而减小,体积磨损率随温度的升高不断增大。依据不同载荷和滑动速度条件下,α-Mo、Mo3Si、Mo5SiB2和Mo5Si3各相的磨损率及其在Mo-Si-B-La2O3合金中体积分数的不同,探讨了合金的磨损机制。室温下合金在低滑动速度低载荷时以轻微磨粒磨损和犁沟磨损为主;随滑动速度和载荷的增加,发生由轻微的磨粒磨损向疲劳磨损和磨粒磨损转变的趋势;在高滑动速度高载荷时,形成以包括疲劳磨损、磨粒磨损和剥落磨损在内的多种磨损机制共同作用。高温下合金的磨损开始以氧化磨损和犁沟磨损为主,伴随着氧化物颗粒的脱落和裂纹的萌生,转变为磨粒磨损和疲劳磨损,最后演变为较为严重的剥落磨损。
李牧之[5]（2020）在《Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷性能预测及微力学有限元模拟》文中指出SiC基复合材料被认为是下一代燃气轮机叶片的理想材料。为了防止SiC基复合材料在快速燃烧环境中的衰退,研究者开发了环境障碍涂层（EBCs）。然而即使是尖端的大气等离子喷涂技术也无法帮助涂层完全避免在服役过程中产生裂纹。如果能实现涂层的裂纹自愈合,将是EBCs发展的一个突破。因此本文决定在EBC的面层候选材料Yb2Si2O7中加入不同体积比（10vol.%、15vol.%、20vol.%）的自愈合颗粒MoSi2,从而制备Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷。同时传统陶瓷材料性能研究主要依赖于宏观尺度的测试和微观组织特征的定性分析,而缺乏对其微观力学性能的直接研究。因此本文决定对Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷的微力学行为进行研究。Yb2O3+2.4SiO2在1500℃下煅烧4h后可以获得纯相Yb2Si2O7粉体。在1550℃、30MPa下真空热压烧结获得两相相容性良好的Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷。使用material studio软件计算得到了Yb2Si2O7和MoSi2的二阶弹性常数、弹性模量、德拜温度、晶格热导率等性能。使用ANSYS计算了复相陶瓷烧结冷却后的整体应变和热应力分布,最大变形量为1.39×10-2mm,应力平均在51～68MPa范围内。使用ABAQUS计算了第二相粒子烧结冷却后和氧化后与基体的热失配应力,烧结冷却后的热失配应力最大为0.84GPa,氧化后的热失配应力最大为0.47GPa,均在基体材料的单向拉伸强度范围内。利用有限元模拟的技术构建了Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷的单轴压缩模型,研了不同组织界面取向,第二相粒子、气孔等显微组织结构对复相陶瓷应力应变状态的影响。研究结果表明水平界面的等应力结构受软相的应变控制而产生应变不均匀性,屈服强度约为2.85GPa。竖直界面的等应变结构中两相变形相互制约而产生应力不均匀性,屈服强度约为6.70GPa。第二相粒子和气孔在受力时基体附近会产生应力集中效应从而可诱发新的微裂纹,导致裂纹扩展和材料失效。建立了Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷微悬臂梁模型,通过不同几何状态尖角裂纹模型研究表明:裂纹张开角度增加会增大应力强度,但会降低应力场强度因子,而增大裂纹尖端曲率半径的作用效果与此相反。裂纹深度对应力强度和应力场强度因子的作用具有同步性,应力强度与应力场强度因子随裂纹深度增加迅速增大。裂纹深度为0.8μm时,分别达到1.86GPa和0.98MPa·m1/2。通过嵌入cohesive内聚力单元,初步实现了对Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷裂纹扩展路径的模拟。
杨阳[6]（2020）在《MoSi2和TaSi2改性的ZrB2-20SiC超高温陶瓷力学和抗氧化性能研究》文中研究说明高超声速飞行器在民用和军用领域应用前景十分广阔,是近年来各国大力发展的技术。然而飞行器尖锐的气动外形,导致在大气层中运行时,其尖端部位面临严苛的服役环境,包括超高温（>1600℃）、高速气流冲刷、氧化/烧蚀等,因此需要使用更加先进的超高温热结构和热防护材料。ZrB2-SiC超高温陶瓷具有良好的热物理、力学以及抗氧化性能,是目前高超声速飞行器尖端部位最理想的热防护体系候选材料之一。大量研究表明,ZrB2-SiC在较宽温域范围内均呈现出良好抗氧化性。然而,当温度超过1650℃或是在低氧分压环境下,SiC将发生活性氧化形成气态的SiO,且此时表面的熔融态SiO2的蒸汽压也发生明显增加,导致ZrB2-20SiC（体积分数,vol.%）的抗氧化性能快速下降。为此,人们提出通过复合化来进一步改善ZrB2-20SiC抗氧化性的途径,并努力寻求有效的第三组元添加相。然而,到目前尽管已开展了大量工作,但氧化实验测试温度普遍低于～1600℃,且对添加相的选择和应用缺少理论分析。在本论文的研究工作中,首先通过计算并绘制ZrB2-SiC体系在1800℃的挥发性物质蒸汽压图,分析出其主要的挥发性产物为B2O3。利用热力学的方法初步筛选了第三组元添加相材料。综合分析添加相材料自身及其氧化产物特性,确定了 MoSi2和TaSi2是潜在的ZrB2-20SiC超高温陶瓷改性第三组元候选材料。采用热压烧结的方法制备出致密的ZrB2-20SiC-MSi2（M=Mo或Ta）超高温陶瓷块体,其中硅化物的体积分数为3、6和10 vol.%,热压烧结的条件为1850℃～1900℃/30 MPa/45 min～60 min。研究了超高温陶瓷的烧结致密化机理、相组成与微观结构以及力学性能。结果表明,两种硅化物均在ZrB2晶粒周围形成了相应的固溶体相壳层,并促进材料的致密化。添加MoSi2和TaSi2均稍微降低了 ZrB2-20SiC的硬度,而其弯曲强度和断裂韧性则均有较大幅度的提高。此外,添加MoSi2和TaSi2同样大幅度提高了 ZrB2-20SiC的高温强度,且提升幅度均超过～35%。原因是两种硅化物的加入均可减小超高温陶瓷中ZrB2基体相晶粒尺寸,同时也增加了超高温陶瓷中裂纹的偏转和桥连。利用电子热天平和马弗炉研究了 ZrB2-20SiC-xMSi2（M=Mo或Ta,x=0、3、6和10 vol.%）在1000℃和1600℃下空气中的氧化行为。结果表明,在1000℃下所有超高温陶瓷的氧化动力学均为B2O3挥发减重和材料氧化增重的复合作用结果,而在1600℃下均符合抛物线氧化增重。添加TaSi2恶化了 ZrB2-20SiC在1000℃下的抗氧化性能,且对1600℃下的氧化行为无明显影响;添加MoSi2改善了超高温陶瓷在1000℃和1600℃的抗氧化性能,且随着MoSi2体积分数的增大,改善效果越显着。综合比较添加TaSi2和MoSi2对ZrB2-20SiC超高温陶瓷力学性能以及抗氧化性能的影响作用,认为MoSi2更适合作为第三组元改性材料,且体积分数为10vol.%时的作用效果最佳。利用实验室自建的超高温氧化测试平台,研究了 ZrB2-20SiC（ZS）和ZrB2-20SiC-10 MoSi2（ZSM-3）两种超高温陶瓷在1800℃下不同压力（5× 102 Pa～1.01×105 Pa）空气中的超高温氧化行为。结果表明,常压下超高温陶瓷的氧化均受氧通过表面氧化层向内的扩散控制。随着空气压力的降低,氧化后试样表面的SiO2逐渐减少,而氧化层厚度逐渐增加。在5×102 Pa时,环境氧分压低于SiC惰性氧化到活性氧化转变的临界氧分压,因此两种材料均发生灾难性氧化。相比于ZrB2-20SiC,添加MoSi2可提升了超高温陶瓷在5×103 Pa以上压力的空气中的抗氧化性能。其原因包括两个方面:首先MoSi2与ZrB2和B2O3反应生成MoB固相,减少了极易挥发的B2O3的生成量,保持了材料表面SiO2层的完整性;其次,由于MoSi2与ZrB2反应的平衡氧分压更低,缩小了在ZrB2-20SiC超高温陶瓷中发生SiC内氧化的氧分压范围,从而可抑制其内氧化,降低材料中贫SiC层厚度的同时也减少了逃逸到周围环境中的气态SiO量。
王昭勋[7]（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。
张兆甫[8]（2019）在《微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究》文中研究表明近年来,随着推进技术的发展,高超声速飞行器尖锐的翼缘及前端面临更严峻的超高温、氧化及离子侵蚀的极端环境,这种极端环境对结构材料提出极其苛刻的要求。超高温陶瓷,特别是ZrB2陶瓷具有高熔点、高热导率、高硬度、高化学稳定性及较好的高温强度等优异性能,使得其成为高超声速飞行器鼻锥和翼前缘等关键部位的理想候选材料。而ZrB2-SiC超高温陶瓷体系由于具有比单体ZrB2陶瓷更好的抗氧化能力和力学性能,因此在超高温材料研究领域受到了广泛的关注。对于ZrB2-SiC陶瓷体系,采用纳米尺寸SiC颗粒,不仅利于材料的致密化,而且可以细化烧结材料的晶粒尺寸,从而显着提高该材料体系的综合性能。但纳米SiC颗粒面临难以均匀分散的挑战。进一步,ZrB2-SiC陶瓷具有典型的陶瓷脆性特征,其损伤容限小,抵抗裂纹扩展能力较差,这限制了 ZrB2-SiC陶瓷材料的工程化应用。因此,研究纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC基复合材料制备工艺及其增韧技术对推动ZrB2-SiC基复合材料工程化应用具有十分重要的意义。本论文首先利用固相化学反应合成了纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC复合粉体,通过研究自合成粉体的热压烧结过程,优化出了原位反应热压烧结一步制备ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的工艺技术。在此基础上,通过引入短切碳纤维（Csf）及碳化硅纳米线（SiCnw）分别对ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷进行微纳尺度强韧化,并进一步探究构筑Csf与SiCnw微-纳多尺度协同强韧体对该类材料力学性能的改善作用。最终对比分析了原位互锁结构自强韧、Csf增韧、SiCnw增韧以及Csf-SiCnw微纳多尺度协同增韧四种方法对ZrB2-SiC-ZrSi2基复合材料强韧性影响的差异。本文的主要实验内容与结果如下:（1）以ZrSi2、B4C及C为反应原料,合成了纳米SiC均匀分散的ZrB2-SiC复合粉体,并通过热压烧结工艺探究了复合粉体的烧结性能。研究发现,反应合成的ZrB2颗粒呈现出片状结构,而各向等大的纳米SiC颗粒大量附着于ZrB2颗粒表面;ZrB2与SiC晶粒尺寸随合成温度升高而增加,且ZrB2晶粒生长速度明显大于SiC;当反应温度为1200 ℃时,复合粉体中SiC颗粒尺寸约40 nm,而ZrB2颗粒尺寸约300 nm;复合粉体中的纳米SiC能够显着促进ZrB2-SiC陶瓷的热压烧结致密化,配合1Svol%含量ZrSi2作为烧结助剂时,可在1550 ℃热压烧结制备相对密度为97.7%的ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷。（2）将粉体反应合成与致密化过程一步完成,通过反应热压烧结工艺制备了 ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷,探究了材料微结构变化对其力学性能的影响机制。研究发现,反应热压烧结过程中ZrB2晶粒各向异性生长为片状晶粒,并在垂直于压力方向的平面内取向排布,而随ZrSi2含量的增加,片状ZrB2晶粒的取向度显着增加;当引入ZrSi2体积含量高于20%时,材料中形成了原位自生互锁微结构,这种互锁结构显着提高了 ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的强韧性,但材料破坏依然表现出典型的脆性断裂特征。（3）为改善ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷脆性破坏的缺陷,引入短切碳纤维（Csf）作为增韧相制备了 Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料。研究发现,Csf的引入显着改变了 Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料的破坏模式,使材料破坏由典型的脆性断裂转变为准韧性断裂;对比于纯基体陶瓷,纤维含量为20vol%时,Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2复合材料断裂功提高了 76.7%,并且具有更大的临界裂纹尺寸。（4）以自合成SiC纳米线（SiCnw）和SiCnw-Csf多尺度协同体作为增韧相,分别制备了 SiCnw/ZrB2-SiC-ZrSi2 及 SiCnw-Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2 复合材料。研究发现,SiCnw 在复合材料中表现出了显着的增韧补强效果,可以改善Csf增韧相造成的复合材料弯曲强度下降问题;SiCnw-Csf微纳协同强韧体有效延缓了裂纹由纳米向微米并向宏观尺度的快速扩展,增大了材料抵抗裂纹扩展能力,使复合材料表现出更为明显的准韧性断裂行为;对比 20vol%Csf/ZrB2-SiC-ZrSi2 材料,20vol%Csf-5vol%SiCnw/ZrB2-SiC-ZrSi2 材料的弯曲强度、断裂韧性及断裂功分别提高了 19.8%、13.5%及26%。（5）通过微纳尺度增韧ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的断裂性能对比分析得出:片状ZrB2晶粒及互锁微结构具有优异的自强韧效果,而SiCnw可以对复合材料产生增韧补强作用,两者可以显着提高ZrB2-SiC-ZrSi2陶瓷的强韧性,但都不能改变复合材料的脆性破坏特征;Csf虽引起了 ZrB2-SiC-ZrSi2基复合材料弯曲强度的下降,但其可以显着提高复合材料的断裂功和临界裂纹尺寸,使材料表现出准韧性断裂特征;而以SiCnw与Csf作为多尺度协同强韧体,不仅可以改善Csf引起的复合材料弯曲强度下降的缺点,还可以进一步提高材料的断裂韧性及断裂功,使复合材料表现出更明显的准韧性断裂破坏特征,避免灾难性破坏。
徐文富[9]（2018）在《等离子体喷涂MoSi2基复合涂层磨损性能研究》文中研究表明二硅化钼（MoSi2）具有高熔点、良好的高温抗氧化性、适中的密度、优异的电热传导性以及与多种材料化学相容等特点,成为材料研究的热点之一。作为高温防护涂层,广泛应用于碳/碳、石墨、金属钼等基体材料。二硅化钼还具有高的弹性模量和硬度,在严重的两体磨粒磨损环境中具有较好的耐磨性,但对二硅化钼涂层的耐磨性能和磨损机理研究报道较少。等离子喷涂技术具有高射流温度,可以融化各种材料,制备显微结构致密,厚度可控涂层材料。本文采用大气等离子体喷涂技术制备MoSi2涂层,通过添加金属材料（Ni）、氧化物陶瓷材料（ZrO2）、非氧化物陶瓷材料（TiN）,研究不同添加物对涂层结构的影响,探讨不同的添加物对涂层的力学性能和耐磨性能的影响。本论文取得的主要结果有:（1）采用大气等离子体喷涂技术制备MoSi2和MoSi2-Ni复合涂层。研究涂层的微观结构及基本性能。考察添加Ni对MoSi2涂层在5-50N载荷条件下与WC-Co及不锈钢对磨的磨损行为。研究发现,随着Ni的加入涂层更加致密,结合强度增大,但涂层的硬度降低,与WC-Co对磨时,MoSi2-Ni复合涂层的摩擦系数及磨损率相比于MoSi2纯涂层的摩擦系数和磨损率有所降低,表明添加镍能够提高MoSi2/WC-Co摩擦副的耐磨性,涂层磨损机制主要为黏着、氧化和磨粒磨损。与不锈钢对磨时,MoSi2的摩擦系数和磨损率均低于MoSi2-Ni复合涂层,可见MoSi2/不锈钢摩擦副具有较好的耐磨性,磨损机制主要为疲劳、氧化和黏着磨损。（2）通过大气等离子体喷涂技术制备MoSi2-ZrO2复合涂层。研究复合涂层结构和基本性能,考察不同组分ZrO2对MoSi2涂层磨损性能的影响。结果表明,随着ZrO2含量的增加,涂层气孔率和粗糙度略微降低,结合强度和硬度上升。在20N,50N载荷条件,与WC-Co和不锈钢对磨,随着ZrO2含量的增加,涂层的摩擦系数和磨损率都有所降低,表明添加ZrO2有利于提高MoSi2与WC-Co和不锈钢的耐磨性能。涂层的磨损机理主要为磨粒、氧化和黏着磨损。（3）采用大气等离子体喷涂技术制备MoSi2-TiN复合涂层,研究涂层结构和基本性能。考察不同组分TiN对MoSi2涂层磨损性能的影响。结果表明,在20N,50N载荷下,随着TiN含量的增加,涂层的气孔率和粗糙度呈逐渐上升趋势,结合强度和硬度有所上升。与不锈钢球对磨时,涂层的摩擦系数和磨损率都有所降低,表明TiN的添加能够提高MoSi2与不锈钢的耐磨性。MoSi2-TiN复合涂层的磨损方式主要为犁削、氧化和黏着磨损。
朱丹[10]（2012）在《生物质SiC陶瓷基复合材料的反应熔渗制备与结构性能研究》文中提出生物质SiC陶瓷材料除具有普通SiC陶瓷材料所具有的低密度、高硬度、耐腐蚀、耐磨损和抗氧化等优良性能外,还具有原材料来源广泛,制备成本低和生物相容性好等优点,在机械、化工、催化和生物医学等领域具有广阔的应用前景,因而成为近年来国内外广泛研究的一类环境友好型材料。本文具有创新性的以稻壳作为原材料,对其高温裂解成碳化硅和碳后直接制备成预制件,或再在预制件中添加Mo粉和SiC粉（0.5μm）,通过采用Si和Fe-Si合金对预制件进行反应熔渗,制备了多种具有不同组织结构特征的SiC陶瓷基复合材料。采用X射线衍射、扫描电镜、透射电镜和元素分析等材料分析方法研究了稻壳高温裂解参数对裂解产物的相结构和形貌的影响；研究了熔渗反应温度、预制件中Mo粉和SiC粉的添加及其添加量等参数对制备的SiC陶瓷基复合材料的组织结构和机械性能的影响,并分析了不同组织结构的复合材料的断裂机制。研究结果表明,稻壳于900℃碳化后再在Ar气氛下经1550℃碳热还原反应6h,生成了含SiC晶须（SiCw）、颗粒和碳的混合物,其中碳含量经燃烧法测定约为65wt.%。SiC晶须的平均直径约200nm,长数十微米。该碳热还原反应产物经球磨分散后等静压成型制备成预制件,对其进行液Si反应熔渗,可获得致密的含SiC晶须和细小SiC颗粒的SiCw/SiC-Si复合材料。预制件中的SiC晶须在复合材料里得到很好的保留,对复合材料起到增强增韧作用。产物中的碳与液Si反应,生成了细小的SiC颗粒。在1550℃保温1h熔渗条件下获得的复合材料致密度高、综合机械性能好,其维氏硬度、弹性模量、弯曲强度和断裂韧性值分别为18.8±0.6GPa、354±2GPa、450±40MPa和3.5±0.3MPa m1/2。而太低的熔渗温度（1450℃）和太高的熔渗温度（1600℃）时,前者由于熔渗反应动力不足,后者由于Si的过量挥发,复合材料中均存在一定量的残留碳,不利于材料的机械性能。通过在稻壳碳热还原产物制备的预制件中添加SiC粉可获得高致密度的SiCw/SiC-Si复合材料。随着预制件中SiC加入量的增加,复合材料中SiC和Si两相的平均颗粒尺寸逐渐下降,两相分布愈加均匀。复合材料的弯曲强度随着少量（20wt.%）外SiC的加入,先略下降,后随着SiC加入量的进一步增加（40wt.%及以上）其弯曲强度不断增加。当SiC加入量为80wt.%时,复合材料具有最高的弯曲强度590MPa。强度的提高主要来自于复合材料中SiC颗粒的弥散强化作用。复合材料的断裂韧性随着SiC的添加先略微下降,而后当SiC加入量增加至40wt.%时,达到最大值4.0±0.3MPa m1/2,但SiC加入量继续增加至60和80wt.%时,断裂韧性值又下降,但维持在3.4MPa m1/2。复合材料的维氏硬度从预制件中未添加SiC时的18.6GPa增加到添加20wt.%SiC时的21GPa,但随着预制件中SiC添加量进一步增加逐渐下降,至添加80wt.%的17.3GPa。复合材料的机械性能是复合材料中SiC晶须含量、SiC颗粒尺寸及其分布和残余Si含量综合作用的结果。稻壳碳热还原反应产物与10-30wt.%的Mo粉混合制备的预制件经液Si反应熔渗,可获得致密的含SiCw的SiCw/MoSi2-SiC复合材料。预制件中的Mo在熔渗过程中与Si反应,生成MoSi2。该方法可在较低的制备温度下获得SiC/MoSi2复合材料。复合材料中MoSi2的引入提高了复合材料的弹性模量和断裂韧性,但是降低了其弯曲强度。当复合材料中MoSi2的含量为11wt.%时,复合材料具有最高的断裂韧性值,为4.1MPa m1/2.而较低的MoSi2含量,对断裂韧性的改善不明显；较高的MoSi2含量,导致复合材料中过高的残余应力,会降低材料的断裂韧性。向稻壳经900℃碳化后的粉体材料中添加15-45wt.%的不同量SiC粉,混合分散后制备成预制件,再经1550℃碳热还原反应后通过熔渗FeSi2合金,获得了SiC/Fe-Si复合材料。熔渗过程中预制件中的碳与FeSi2合金中的Si反应生成SiC,而FeSi2由于部分Si被消耗,冷却后部分转变成FeSi相。随着预制件中SiC添加量增加,复合材料中FeSi2量增加,FeSi量减小。复合材料的硬度、杨氏模量、弯曲强度和断裂韧性均随着SiC加入量增加到30wt.%而逐渐增加,分别达到18.2GPa、290GPa、213MPa和4.9MPa m1/2.其中断裂韧性远高于普通反应熔渗SiC陶瓷。该复合材料中SiC颗粒细小,分布均匀。而当SiC加入量继续增加至45wt.%时,由于复合材料中线膨胀系数差别较大的FeSi2和FeSi两相含量差别进一步增加,复合材料中残余应力过大,产生微裂纹,除硬度外各机械性能值下降。与熔渗Si相比,由于Fe-Si合金具有相对较高的韧性,复合材料的断裂韧性得到明显提高。以稻壳碳热还原反应产物为原材料通过熔渗反应制备的SiCw/SiC-Si复合材料中的SiC晶须对复合材料起到增韧强化作用,在材料的断裂过程中存在SiC晶须和细小SiC的拔出,这均有利于复合材料断裂韧性的提高。但复合材料中也存在明显的大SiC颗粒和Si相的穿晶断裂。SiCw/SiC-MoSi2复合材料断裂韧性的提高主要来自于适量MoSi2相的引入在复合材料中产生的适当残余应力。SiC/Fe-Si复合材料的主要增韧机制是细SiC颗粒与Fe-Si金属间化合物相的界面分离、沿SiC小颗粒的裂纹偏转以及Fe-Si金属间化合物的桥联增韧。
二、MoSi_2的机械研磨相变（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、MoSi_2的机械研磨相变（论文提纲范文）
（1）Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术 |
| 2 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 2.1 Mo-Si/Si3N4复合材料的研究发展现状 |
| 2.2 Mo-Si/Si C复合材料的研究发展现状 |
| 2.3 Mo-Si/Zr B2复合材料的研究发展现状 |
| 2.4 Mo-Si/Al2O3复合材料的研究发展现状 |
| 2.5 Mo-Si/Zr C复合材料的研究发展现状 |
| 2.6 Mo-Si/Ti C复合材料的研究发展现状 |
| 3 Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展趋势及其应用 |
| 4 结论与展望 |
（2）石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳材料表面防护涂层 |
| 1.2.1 防护涂层基本要求 |
| 1.2.2 防护涂层类别 |
| 1.2.3 防护涂层制备技术 |
| 1.3 碳材料表面防护涂层性能评价 |
| 1.3.1 抗高温/超高温氧化性能 |
| 1.3.2 抗热震性能 |
| 1.3.3 抗烧蚀性能 |
| 1.4 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 涂层的超高温氧化测试 |
| 2.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 2.3 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与表征 |
| 2.3.1 基体前处理 |
| 2.3.2 SiC过渡层的制备工艺 |
| 2.3.3 涂层的制备工艺 |
| 2.3.4 涂层的相组成与形貌 |
| 2.4 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化性能 |
| 2.4.1 氧化动力学 |
| 2.4.2 氧化层相组成 |
| 2.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 2.5 TaSi_2改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化机理 |
| 2.5.1 氧化反应的热力学分析 |
| 2.5.2 涂层的抗超高温氧化机理 |
| 2.5.3 表面裂纹形成及其对涂层防护性能的影响 |
| 2.6 使用氧化消耗量评价涂层的抗氧化性能 |
| 小结 |
| 第3章 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的制备与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 3.2.1 实验原材料 |
| 3.2.2 涂层的高温氧化测试 |
| 3.2.3 涂层的热震测试 |
| 3.2.4 涂层的裂纹自愈合测试 |
| 3.2.5 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 3.3 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的制备与表征 |
| 3.3.1 涂层的制备工艺 |
| 3.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 3.4 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的抗高温氧化性能 |
| 3.4.1 氧化动力学 |
| 3.4.2 氧化层相组成 |
| 3.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 3.4.4 涂层的抗高温氧化机理 |
| 3.5 ZrB_2-SiC-TaSi_2-Si涂层的抗热震性能 |
| 3.5.1 质量变化曲线 |
| 3.5.2 氧化层表面与截面形貌 |
| 3.5.3 涂层的裂纹自愈合性能 |
| 3.5.4 涂层的抗热震机理 |
| 小结 |
| 第4章 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 4.2.1 实验原材料 |
| 4.2.2 涂层的超高温氧化测试 |
| 4.2.3 涂层的热震测试 |
| 4.2.4 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 4.3 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的制备与表征 |
| 4.3.1 涂层的制备工艺 |
| 4.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 4.4 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的抗超高温氧化性能 |
| 4.4.1 氧化动力学 |
| 4.4.2 氧化层相组成 |
| 4.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 4.4.4 涂层的抗超高温氧化机理 |
| 4.5 La_2O_3改性的ZrB_2-SiC涂层的抗热震性能 |
| 4.5.1 质量变化曲线 |
| 4.5.2 氧化层表面与截面形貌 |
| 4.5.3 涂层的抗热震机理 |
| 小结 |
| 第5章 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的抗氧化性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 5.2.1 实验原材料 |
| 5.2.2 涂层在低压空气中的氧化测试 |
| 5.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 5.3 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的制备与表征 |
| 5.3.1 涂层的制备工艺 |
| 5.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 5.4 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的氧化行为 |
| 5.4.1 氧化动力学 |
| 5.4.2 氧化层相组成 |
| 5.4.3 氧化层表面与截面形貌 |
| 5.5 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层在低压空气中的抗氧化机理 |
| 5.5.1 SiC的活性氧化 |
| 5.5.2 涂层体系在氧化环境中的热稳定性分析 |
| 5.5.3 不同空气压力下涂层的抗氧化机理 |
| 小结 |
| 第6章 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验原材料与测试表征方法 |
| 6.2.1 实验原材料 |
| 6.2.2 涂层的烧蚀测试 |
| 6.2.3 涂层的相组成分析与形貌观察 |
| 6.3 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的制备与表征 |
| 6.3.1 涂层的制备工艺 |
| 6.3.2 涂层的相组成与形貌 |
| 6.4 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀性能 |
| 6.4.1 不同条件下样品的烧蚀率 |
| 6.4.2 烧蚀后涂层表面宏观照片 |
| 6.4.3 烧蚀后涂层表面相组成 |
| 6.4.4 烧蚀后涂层表面与截面形貌 |
| 6.5 ZrB_2-SiC-La_2O_3/SiC涂层的抗烧蚀机理 |
| 6.5.1 烧蚀过程中的氧化反应 |
| 6.5.2 氧化产物的蒸气压 |
| 6.5.3 不同条件下涂层的抗烧蚀机理 |
| 小结 |
| 第7章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（3）MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铌及铌合金的基本性质 |
| 1.2.1 铌的物理化学性能 |
| 1.2.2 铌基高温合金 |
| 1.2.3 纯铌的抗氧化性能 |
| 1.2.4 抗氧化铌合金 |
| 1.3 高温防护涂层的基本要求 |
| 1.4 铌合金高温防护涂层体系 |
| 1.5 涂层常用制备方法 |
| 1.6 铌合金硅化物涂层体系 |
| 1.6.1 Nb-Si系涂层 |
| 1.6.2 Si-Cr-Ti(Fe)系涂层 |
| 1.6.3 Mo-Si系硅化物 |
| 1.7 MoSi_2涂层研究现状 |
| 1.7.1 MoSi_2涂层制备方法 |
| 1.7.2 MoSi_2涂层应用问题 |
| 1.7.3 改性MoSi_2涂层 |
| 1.8 本文研究思路和内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 涂层的制备 |
| 2.2.1 电弧离子镀 |
| 2.2.2 包埋渗 |
| 2.3 高温氧化实验 |
| 2.3.1 恒温氧化实验 |
| 2.3.2 热震实验 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 第三章 MoSi_2涂层制备 |
| 3.1 电弧离子镀沉积Mo层 |
| 3.1.1 电弧电流对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.2 直流偏压对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.3 脉冲偏压对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.4 Ar气压强对电弧离子镀沉积Mo层的影响 |
| 3.1.5 电弧离子镀沉积Mo层工艺参数 |
| 3.2 包埋法渗Si制备MoSi_2涂层 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 MoSi_2涂层抗氧化性能 |
| 4.1 MoSi_2抗氧化性能概述 |
| 4.2 MoSi_2涂层500℃抗氧化性能 |
| 4.2.1 抗氧化测试结果 |
| 4.2.2 抗氧化机制 |
| 4.3 MoSi_2涂层800℃抗氧化性能 |
| 4.3.1 抗氧化测试结果 |
| 4.3.2 抗氧化机制 |
| 4.4 MoSi_2涂层1000℃抗氧化性能 |
| 4.4.1 抗氧化测试结果 |
| 4.4.2 抗氧化机制 |
| 4.5 MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.5.1 type(a)MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.5.2 type(b)MoSi_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 4.6 MoSi_2涂层1350℃抗氧化性能 |
| 4.7 MoSi_2涂层1500℃抗氧化性能 |
| 4.7.1 恒温抗氧化性能 |
| 4.7.2 热震性能 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 W改性MoSi_2涂层制备及性能研究 |
| 5.1 (Mo,W)Si_2涂层制备 |
| 5.2 (Mo,W)Si_2涂层500℃抗氧化性能 |
| 5.2.1 抗氧化测试结果 |
| 5.2.2 抗氧化机制 |
| 5.3 (Mo,W)Si_2凃层800℃抗氧化性能 |
| 5.3.1 抗氧化测试结果 |
| 5.3.2 抗氧化机制 |
| 5.4 (Mo,W)Si_2涂层1000℃抗氧化性能 |
| 5.4.1 抗氧化测试结果 |
| 5.4.2 抗氧化机制 |
| 5.5 (Mo,W)Si_2涂层1200℃抗氧化性能 |
| 5.6 (Mo,W)Si_2涂层1350℃抗氧化性能 |
| 5.7 (Mo,W)Si_2涂层1500℃抗氧化性能 |
| 5.7.1 恒温抗氧化性能 |
| 5.7.2 热震性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高温合金的研究进展 |
| 1.2.1 高温合金的分类及强化机理 |
| 1.2.2 高温合金的制备工艺研究 |
| 1.3 Mo-Si-B合金的研究进展 |
| 1.3.1 Mo-Si-B合金的相组成与结构 |
| 1.3.2 Mo-Si-B合金的力学性能研究 |
| 1.3.3 Mo-Si-B合金的高温抗氧化与摩擦磨损性能研究 |
| 1.3.4 Mo-Si-B合金的制备 |
| 1.4 研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的和意义 |
| 1.4.2 研究的主要内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金成分设计 |
| 2.2.1 合金成分的确定依据 |
| 2.2.2 试验成分设计 |
| 2.3 Mo-Si-B合金的制备与技术路线 |
| 2.3.1 原始粉料选择 |
| 2.3.2 粉料球磨处理 |
| 2.3.3 真空热压烧结 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 粉体粒度测试 |
| 2.4.2 密度测试 |
| 2.4.3 硬度测试 |
| 2.4.4 抗弯强度测试 |
| 2.4.5 抗压强度测试 |
| 2.4.6 断裂韧性测试 |
| 2.4.7 高温抗氧化性能测试 |
| 2.4.8 摩擦磨损性能测试与表征 |
| 2.5 物相检测与结构分析 |
| 2.5.1 热分析 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 X射线光电子能谱分析 |
| 2.5.5 微观结构分析 |
| 3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 机械合金化过程中的主要相变 |
| 3.2.1 原始粉末形貌分析 |
| 3.2.2 机械合金化制备粉末的粒度分析 |
| 3.2.3 机械合金化处理和热处理对粉末物相的影响 |
| 3.3 Mo-Si-B-La_2O_3合金的组织结构 |
| 3.3.1 相组成与晶体结构 |
| 3.3.2 显微组织分析 |
| 3.4 真空热压烧结机理分析和讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Mo-Si-B-La_2O_3合金的力学性能与强韧化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金的密度与硬度 |
| 4.3 合金的抗弯强度与断裂韧性 |
| 4.4 合金的抗压强度 |
| 4.5 合金的强韧化机制讨论 |
| 4.5.1 强化机制 |
| 4.5.2 韧化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Mo-Si-B-La_2O_3合金的高温氧化行为与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温氧化动力学曲线 |
| 5.3 氧化膜的结构与微观形貌 |
| 5.3.1 氧化膜的物相组成 |
| 5.3.2 氧化膜的组织形貌 |
| 5.4 氧化过程与抗氧化机理 |
| 5.4.1 氧化膜的形成过程 |
| 5.4.2 合金的抗氧化机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦学行为与磨损机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Mo-Si-B-La_2O_3合金大气环境下摩擦磨损性能的研究 |
| 6.2.1 不同成分Mo-Si-B-La_2O_3合金的摩擦磨损性能 |
| 6.2.2 载荷对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.3 滑动速度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.2.4 温度对Mo-Si-B-La_2O_3合金干摩擦磨损性能的影响 |
| 6.3 室温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.3.1 不同载荷与滑动速度下单相合金的摩擦系数 |
| 6.3.2 载荷与滑动速度对单相合金磨损率的影响 |
| 6.3.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.3.4 室温条件下合金的磨损机制探讨 |
| 6.4 高温时合金的摩擦磨损机制 |
| 6.4.1 高温时单相合金的摩擦系数与磨损率 |
| 6.4.2 高温时单相合金的磨损形貌 |
| 6.4.3 磨屑的微观形貌与成分分析 |
| 6.4.4 高温条件下合金的氧化磨损耦合机制探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要研究成果 |
（5）Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷性能预测及微力学有限元模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 环境障涂层的研究现状 |
| 1.2.1 环境障涂层的发展要求 |
| 1.2.2 环境障涂层的发展历程 |
| 1.3 稀土硅酸盐的研究 |
| 1.3.1 稀土单硅酸盐及其性能 |
| 1.3.2 稀土双硅酸盐及其性能 |
| 1.4 环境障涂层的抗高温腐蚀研究 |
| 1.4.1 抗水氧腐蚀研究 |
| 1.4.2 抗CMAS腐蚀研究 |
| 1.5 自愈合材料的研究 |
| 1.6 陶瓷材料的微力学及断裂行为 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验制备工艺 |
| 2.2.1 Yb_2Si_2O_7粉体的制备 |
| 2.2.2 Yb_2Si_2O_7-MoSi_2粉体的制备 |
| 2.2.3 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷组分设计 |
| 2.2.4 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷制备工艺 |
| 2.3 材料的组织结构分析 |
| 2.3.1 相对致密度测定 |
| 2.3.2 喷雾干燥 |
| 2.3.3 扫描电镜(SEM)及成分分析 |
| 2.4 热物理性能分析 |
| 2.4.1 热膨胀系数测试 |
| 2.4.2 热导率测试 |
| 2.5 有限元模拟方法 |
| 2.6 第一性原理计算方法 |
| 第3章 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的制备及组织结构 |
| 3.1 Yb_2Si_2O_7粉体的固相合成工艺设计 |
| 3.2 煅烧参数对固相合成反应的影响 |
| 3.2.1 煅烧温度对Yb_2Si_2O_7固相合成反应的影响 |
| 3.2.2 煅烧时间对Yb_2Si_2O_7固相合成反应的影响 |
| 3.2.3 SiO_2 含量对Yb_2Si_2O_7 固相合成反应的影响 |
| 3.3 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的组织结构 |
| 3.3.1 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的物相分析 |
| 3.3.2 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的组织形貌 |
| 3.4 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的致密度 |
| 3.5 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的热物理性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷的性能预测 |
| 4.1 性能预测的理论基础 |
| 4.1.1 第一性能原理 |
| 4.1.2 晶格热导率的估算模型 |
| 4.1.3 杨氏模量的计算 |
| 4.1.4 德拜温度和晶格热导率的计算 |
| 4.2 性能预测结果 |
| 4.2.1 平衡晶体结构 |
| 4.2.2 弹性性质 |
| 4.2.3 德拜温度和最小晶格热导率 |
| 4.3 热压烧结冷却后块体热应力预测 |
| 4.4 第二相颗粒烧结后热失配应力的计算 |
| 4.5 第二相颗粒氧化后热失配应力的计算 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷单轴压缩及微观断裂行为研究 |
| 5.1 弹塑性模型构建法则 |
| 5.2 组织取向对应力应变状态影响 |
| 5.3 特定组织特征的单向压缩模型 |
| 5.3.1 存在第二相MoSi_2的单向压缩模型 |
| 5.3.2 存在气孔的单向压缩模型 |
| 5.4 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷微观断裂行为研究 |
| 5.4.1 微观断裂模型构建及原理 |
| 5.4.2 Yb_2Si_2O_7/MoSi_2 复相陶瓷微悬臂梁模型 |
| 5.4.3 裂纹位置对应力状态的影响 |
| 5.5 裂纹状态对裂纹尖端应力场的影响 |
| 5.5.1 裂纹张开角度的影响 |
| 5.5.2 裂纹深度的影响 |
| 5.5.3 裂纹尖端曲率半径的影响 |
| 5.6 裂纹扩展路径模拟 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）MoSi2和TaSi2改性的ZrB2-20SiC超高温陶瓷力学和抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 ZrB_2基超高温陶瓷概述 |
| 1.2 ZrB_2基超高温陶瓷的制备与致密化 |
| 1.2.1 材料致密化 |
| 1.2.2 制备技术 |
| 1.2.2.1 无压烧结 |
| 1.2.2.2 热压烧结 |
| 1.2.2.3 放电等离子烧结 |
| 1.2.2.4 反应烧结 |
| 1.3 ZrB_2基超高温陶瓷的热物理与力学性能 |
| 1.3.1 热物理性能 |
| 1.3.2 力学性能 |
| 13.2.1 弯曲强度 |
| 1.3.2.2 断裂韧性 |
| 1.3.2.3 硬度和弹性模量 |
| 1.4 ZrB_2基超高温陶瓷的氧化/烧蚀行为 |
| 1.4.1 超高温氧化/烧蚀试验方法 |
| 1.4.2 超高温氧化动力学 |
| 1.4.2.1 单相ZrB_2 |
| 1.4.2.2 ZrB2基超高温陶瓷 |
| 1.5 本论文的研究目标与主要研究内容 |
| 第2章 ZrB_2-20SiC基陶瓷强化相的选择及其制备与表征 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 热力学分析 |
| 2.2.1 ZrB_2-SiC的挥发性物质相平衡图 |
| 2.2.2 过渡金属化合物作为强化相的热力学分析 |
| 2.3 强化相的综合选择 |
| 2.4 超高温陶瓷制备与表征 |
| 2.4.1 陶瓷材料制备 |
| 2.4.2 试样表征 |
| 2.4.3 结果分析 |
| 2.4.3.1 ZrB_2-20SiC-TaSi_2超高温陶瓷 |
| 2.4.3.2 ZrB_2-20SiC-MoSi_2超高温陶瓷 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 ZrB_2-20SiC-MSi_2超高温陶瓷的力学性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 室温力学性能测试 |
| 3.2.1.1 弯曲强度 |
| 3.2.1.2 断裂韧性 |
| 3.2.1.3 维氏硬度 |
| 3.2.2 高温弯曲强度测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 室温力学性能 |
| 3.3.1.1 ZrB_2-20SiC-TaSi_2超高温陶瓷 |
| 3.3.1.2 ZrB_2-20SiC-MoSi_2超高温陶瓷 |
| 3.3.2 高温强度 |
| 3.3.2.1 测试结果 |
| 3.3.2.2 截面及断口形貌观察 |
| 3.3.2.3 增强机理 |
| 3.4 小结 |
| 第4章 ZrB_2-20SiC-MSi_2起高温陶瓷的高温氧化行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 试样制备 |
| 4.2.2 高温氧化实验 |
| 4.2.3 氧化试样表征分析 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 ZrB_2-20SiC-xTaSi_2 超高温陶瓷 |
| 4.3.1.1 氧化动力学 |
| 4.3.1.2 氧化产物相分析 |
| 4.3.1.3 氧化膜形貌观察 |
| 4.3.1.4 氧化机理 |
| 4.3.2 ZrB_2-20SiC-MoSi_2超高温陶瓷 |
| 4.3.2.1 氧化动力学 |
| 4.3.2.2 氧化产物相分析 |
| 4.3.2.3 氧化膜形貌观察 |
| 4.3.2.4 氧化机理 |
| 4.3.3 氧化增重分析 |
| 4.4 小结 |
| 第5章 ZrB_2-20SiC-10MoSi_2超高温陶瓷的超高温氧化行为 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 氧化增重 |
| 5.3.1.1 在常压空气中 |
| 5.3.1.2 在低压空气中 |
| 5.3.2 氧化产物分析 |
| 5.3.3 氧化膜形貌观察 |
| 5.3.3.1 表面形貌 |
| 5.3.3.2 断面形貌 |
| 5.3.4 氧化机理分析 |
| 5.3.4.1 ZrB_2-20SiC超高温陶瓷的外氧化 |
| 5.3.4.2 ZrB_2-20SiC的内氧化和SiC活性氧化 |
| 5.3.4.3 MoSi_2对超高温陶瓷抗氧化性能的影响 |
| 5.3.4.4 超高温陶瓷氧化增重分析 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（7）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 |
（8）微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体合成方法 |
| 1.2.1 自蔓延高温合成 |
| 1.2.2 热还原反应合成 |
| 1.2.3 溶胶-凝胶法合成 |
| 1.3 ZrB_2-SiC陶瓷致密化方法 |
| 1.3.1 无压烧结 |
| 1.3.2 热压烧结 |
| 1.3.3 放电等离子烧结 |
| 1.3.4 反应烧结 |
| 1.4 ZrB_2-SiC陶瓷强韧化 |
| 1.4.1 微结构设计强韧化ZrB_2-SiC基复合材料 |
| 1.4.2 增韧相强韧化ZrB_2-SiC基复合材料 |
| 1.5 本文主要研究思路与内容 |
| 2 ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体制备及其烧结性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 纳米ZrB_2-SiC复合陶瓷粉体制备及形貌分析 |
| 2.2.1 实验过程 |
| 2.2.1.1 复合粉体合成原理 |
| 2.2.1.2 复合粉体制备工艺 |
| 2.2.1.3 复合粉体测试与表征 |
| 2.2.2 结果与讨论 |
| 2.2.2.1 温度对合成复合粉体微观形貌的影响 |
| 2.2.2.2 合成温度对复合粉体物相组成的影响 |
| 2.2.2.3 温度对合成复合粉体晶粒尺寸的影响 |
| 2.2.2.4 反应机理分析 |
| 2.3 ZrB_2-SiC复合粉体的热压烧结性能 |
| 2.3.1 实验过程 |
| 2.3.1.1 原料粉配制及复合粉体合成 |
| 2.3.1.2 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷热压烧结 |
| 2.3.1.3 复合材料测试与表征 |
| 2.3.2 结果与讨论 |
| 2.3.2.1 复合粉体微观形貌及相成分 |
| 2.3.2.2 热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷相对密度及微观形貌 |
| 2.3.2.3 热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷力学性能及断口形貌 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 反应热压烧结ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 原料粉体配制 |
| 3.2.2 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷反应热压烧结 |
| 3.2.3 复合材料测试与表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷的反应热压烧结特性 |
| 3.3.2 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷相成分 |
| 3.3.3 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷部分织构化微观结构 |
| 3.3.4 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷力学性能 |
| 3.3.5 反应热压ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷强韧化机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 短切C纤维对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验原料 |
| 4.2.2 复合材料坯体制备及烧结 |
| 4.2.3 复合材料测试与表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 短切碳纤维对复合材料密实行为的影响 |
| 4.3.2 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的物相变化 |
| 4.3.3 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的微观形貌 |
| 4.3.4 C_(sf)/ZrB_2-SiC-ZrSi_2复合材料的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 C_(sf)-SiC_(nw)微纳多尺度强韧体对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 碳化硅纳米线制备 |
| 5.2.2 复合材料坯体制备及烧结 |
| 5.2.3 复合材料测试与表征 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 自合成碳化硅纳米线XRD表征及微观形貌 |
| 5.3.2 复合材料的物相变化及微观形貌 |
| 5.3.3 复合材料力学性能及强韧化机理 |
| 5.3.4 不同增韧相对ZrB_2-SiC-ZrSi_2陶瓷断裂性能影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）等离子体喷涂MoSi2基复合涂层磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 等离子体喷涂耐磨涂层 |
| 1.2.1 等离子体喷涂技术 |
| 1.2.2 等离子体喷涂技术发展及应用 |
| 1.2.3 耐磨陶瓷涂层研究现状 |
| 1.2.4 涂层磨损机理研究 |
| 1.3 MoSi_2材料的研究与应用 |
| 1.3.1 MoSi_2结构与基本性能 |
| 1.3.2 MoSi_2的应用 |
| 1.3.3 MoSi_2研究现状 |
| 1.4 本论文的研究思路和主要内容 |
| 第二章 实验内容与方法 |
| 2.1 涂层制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 涂层制备 |
| 2.2 样品表征 |
| 2.2.1 显微结构 |
| 2.2.2 基本性能 |
| 2.2.3 磨损性能 |
| 第三章 MoSi_2-Ni复合涂层结构和磨损性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 MoSi_2-Ni复合涂层显微结构与基本性能 |
| 3.2.1 粉体性质 |
| 3.2.2 涂层显微结构 |
| 3.2.3 涂层基本性能 |
| 3.3 MoSi_2-Ni复合涂层磨损性能探究 |
| 3.3.1 涂层磨损行为 |
| 3.3.2 涂层磨损机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 MoSi_2-ZrO_2 复合涂层结构和磨损性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 MoSi_2-ZrO_2 复合涂层显微结构与基本性能 |
| 4.2.1 粉体性质 |
| 4.2.2 涂层显微结构 |
| 4.2.3 涂层基本性能 |
| 4.3 MoSi_2-ZrO_2 复合涂层磨损性能研究 |
| 4.3.1 涂层磨损行为 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 大气等离子喷涂MoSi_2-TiN涂层结构和磨损性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 MoSi_2-TiN复合涂层显微结构与基本性能 |
| 5.2.1 粉体性质 |
| 5.2.2 涂层显微结构 |
| 5.3 MoSi_2-TiN复合涂层磨损性能研究 |
| 5.4 小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
（10）生物质SiC陶瓷基复合材料的反应熔渗制备与结构性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 生物质SiC陶瓷材料 |
| 1.2.1 生物质碳预制件的制备 |
| 1.2.2 由生物质碳预制体制备SiC陶瓷的方法 |
| 1.3 生物质SiC陶瓷的性能及其应用 |
| 1.3.1 机械性能 |
| 1.3.2 热传导性与抗氧化性能 |
| 1.3.3 电性能 |
| 1.3.4 生物相容性 |
| 1.4 稻壳的开发与利用现状 |
| 1.4.1 稻壳的成分与结构 |
| 1.4.2 以稻壳为原材料制备SiC晶须 |
| 1.4.3 由稻壳制备SiO_2 |
| 1.4.4 由稻壳制备Si_3N_4 |
| 1.4.5 以稻壳为原材料制备复合材料 |
| 1.5 SiC晶须及其对陶瓷材料的强韧化 |
| 1.5.1 拔出桥连机制 |
| 1.5.2 裂纹偏转机制 |
| 1.6 颗粒增韧机制 |
| 1.7 本课题的提出与本文研究内容 |
| 1.7.1 论文的选题背景与本课题的提出 |
| 1.7.2 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料及设备 |
| 2.1.1 实验所用原材料和化学试剂 |
| 2.1.2 复合材料制备所用设备及仪器 |
| 2.1.3 熔渗体Fe-Si合金的熔炼 |
| 2.1.4 稻壳的碳化与碳热还原反应 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 预制件的制备 |
| 2.2.2 复合材料的熔渗反应制备 |
| 2.2.3 复合材料的氧化实验 |
| 2.3 材料组织结构和机械性能的测试与分析 |
| 2.3.1 稻壳碳化和碳化硅化后的相含量与形貌结构分析 |
| 2.3.2 预制件和复合材料微观结构的表征 |
| 2.3.3 预制件和复合材料的密度测试 |
| 2.3.4 复合材料的机械性能测试 |
| 2.3.5 预制件、复合材料断口以及维氏压痕裂纹形貌观察 |
| 第3章 碳热还原法裂解稻壳为SiC晶须、颗粒和碳的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳化稻壳的成分与结构 |
| 3.3 碳热还原反应温度对稻壳裂解产物结构形貌的影响 |
| 3.4 碳化稻壳的粉碎方式对稻壳裂解产物结构形貌的影响 |
| 3.5 碳热还原反应产物中SiC相的形貌和晶体结构分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 以稻壳为原材料通过液硅反应熔渗法制备SiC_w/Sic-Si复合材料及其结构性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同熔渗温度下制备的复合材料的组织结构 |
| 4.3 不同熔渗温度下制备的复合材料的机械性能 |
| 4.4 复合材料的断裂机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 预制件中SiC粉的添加对SiC_w/SiC-Si复合材料组织结构和力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 预制件中不同SiC粉加入量对复合材料组织结构的影响 |
| 5.3 预制件中不同SiC粉加入量对复合材料机械性能的影响 |
| 5.4 复合材料中SiC的形貌、尺寸和Si含量对材料断裂模式的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 以稻壳和Mo为原材料的SiC_w/MoSi_2-SiC复合材料的熔渗反应制备及其结构性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 预制件中不同Mo添加量对复合材料组织结构的影响 |
| 6.3 预制件中不同Mo添加量对复合材料机械性能的影响 |
| 6.4 不同MoSi_2含量的复合材料的断裂模式 |
| 6.5 复合材料的抗氧化性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 第7章 基于碳化稻壳的SiC/Fe-Si复合材料的熔渗反应制备和其结构性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 预制件中不同SiC粉添加量对预制件碳热还原反应后结构形貌的影响 |
| 7.3 预制件中不同SiC粉添加量对复合材料组织结构的影响 |
| 7.4 复合材料的断裂机理 |
| 7.5 预制件中不同SiC粉添加量对复合材料机械性能的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 结论和展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 攻读学位期间发表的学术论文及取得的其它研究成果 |
四、MoSi_2的机械研磨相变（论文参考文献）
- [1]Mo-Si金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状及其应用[J]. 江涛,韩慢慢,付甲. 中国陶瓷工业, 2021(05)
- [2]石墨材料表面ZrB2-SiC基抗高温/超高温氧化防护涂层的制备与性能研究[D]. 任岩. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [3]MoSi2基高温抗氧化涂层制备及性能研究[D]. 刘林. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [4]多相Mo-Si-B-La2O3合金的制备及其高温氧化与摩擦磨损性能研究[D]. 李文虎. 西安理工大学, 2020(01)
- [5]Yb2Si2O7/MoSi2复相陶瓷性能预测及微力学有限元模拟[D]. 李牧之. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [6]MoSi2和TaSi2改性的ZrB2-20SiC超高温陶瓷力学和抗氧化性能研究[D]. 杨阳. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [7]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)
- [8]微纳尺度增韧ZrB2-SiC基超高温复合材料制备及强韧机理研究[D]. 张兆甫. 大连理工大学, 2019(01)
- [9]等离子体喷涂MoSi2基复合涂层磨损性能研究[D]. 徐文富. 上海应用技术大学, 2018(02)
- [10]生物质SiC陶瓷基复合材料的反应熔渗制备与结构性能研究[D]. 朱丹. 浙江大学, 2012(09)