一、C/C复合材料正压CVI工艺的实验探索（论文文献综述）
朱家缔[1]（2021）在《C/C-ZrC复合材料的制备及性能研究》文中指出为了满足新一代飞行器热结构部件对热防护材料的需求,提升C/C复合材料的抗氧化能力和抗烧蚀性能,本文以C/C复合材料为基础,采用反应熔渗工艺快速、高效地将ZrC陶瓷组元引入到C/C复合材料基体中,制备C/C-ZrC复合材料。通过对C/C复合材料坯体特性进行表征,研究了不同密度、不同结构C/C坯体的熔渗效果。重点探讨了细编穿刺、针刺结构的碳纤维预制体和沉积碳基体、沥青碳基体对RMI法制备C/C-ZrC复合材料组织结构、力学性能、热物理性能以及烧蚀性能的影响。主要研究内容和结果如下:首先,对C/C复合材料织物结构、工艺方法等对坯体孔隙结构的影响进行研究。较为深入地研究了C/C复合材料织物的孔隙结构与增密情况,探究了制备工艺对坯体孔隙结构与分布的影响。研究发现:坯体中的孔隙主要分为毫米级孔隙和微米级孔隙两类。毫米级孔隙主要受坯体采用的碳纤维预制体种类影响,微米级孔隙主要受引入基体碳种类的影响,沥青碳基体的微米级孔隙平均孔径更小。毫米级孔隙决定C/C-ZrC复合材料中ZrC的含量。微米级孔隙决定C/C-ZrC复合材料的最终孔隙率和平均孔径。其次分析了C/C复合材料坯体的特征对C/C-ZrC复合材料致密程度、显微结构、陶瓷相含量等方面的影响。研究发现:经过两轮沥青浸渍、碳化,密度在1.2 g·cm-3左右的针刺结构C/C坯体渗透效果最好。经过一轮沥青浸渍、碳化的细编穿刺结构C/C坯体渗透效果最好。引入沥青碳基体制备的材料中ZrC的质量分数更高。最后,研究了C/C-ZrC复合材料制备工艺-显微结构-力学性能-烧蚀性能之间的相互关系,对材料性能的影响因素进行了分析。研究发现:采用针刺结构预制体制备的C/C-ZrC复合材料在承受弯曲载荷时挠度更小,弯曲弹性模量更高,断裂应变更低,弯曲强度略低于细编穿刺结构的C/C-ZrC复合材料;引入沉积碳基体制备的C/C-ZrC复合材料力学性能更好;C/C-ZrC复合材料的热膨胀系数随温度升高而增加,在1000℃时达到最大值6.63×10-6·K-1;热扩散系数随着ZrC含量的增大而减小,随着温度升高而下降;比热容随着ZrC含量的增大而减小,随着温度的升高而增加;热导率随着ZrC含量的增大而减小,随温度升高而下降,由室温下的39.67 W·m-1·K-1最终在1200℃是下降到18.55 W·m-1·K-1;制备的C/C-ZrC复合材料表现出优异的抗烧蚀性能,采用针刺结构预制体制备的C/C-ZrC复合材料线烧蚀率更低;引入沉积碳基体的C/C-ZrC复合材料烧蚀率更低,烧蚀性能更好。适当提升C/C-ZrC复合材料中的ZrC质量分数可以提升材料的烧蚀性能。
龚静博[2]（2021）在《旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究》文中进行了进一步梳理C/C复合材料因其高比强度、高比模量,以及良好的高温性能等,被广泛应用于航空航天、医学、军事等科技前沿领域。制备C/C复合材料的主要方法为ICVI法和液相浸渍碳化技术两种。其中ICVI法制备C/C复合材料容易“表面结壳”,一个材料制备周期内需反复机加工,制备周期长,成本高;液相浸渍碳化技术需利用高压将树脂压入预制体内部,对设备要求较高,且所沉积的碳为“玻璃碳”,石墨化程度低,材料性能较差。为解决制备C/C复合材料致密化周期长,制备成本高的问题,本研究以环己烷作为碳源前驱体,普通环形碳毡作为预制体,采用自制沉积装置,使用旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法快速制备C/C复合材料。并利用PLM、SEM、XRD分析手段和三点弯曲等试验方法,主要研究了工艺条件对复合材料致密化行为、微观组织结构及性能的影响,主要工作和结果如下:（1）研究了相同间歇加热温度差下,不同沉积温度对C/C复合材料致密化行为、微观组织结构、物理性能与力学性能的影响。结果表明,在同一间歇加热温度差下,随着沉积温度的提高,材料的平均密度明显增大,致密化速率明显加快,材料径向和周向密度均匀性良好,热解碳结构由光滑层向粗糙层转变,材料抗弯强度增大。（2）研究了相同沉积温度下,不同间歇加热温度差对C/C复合材料的致密化行为、微观组织结构、物理性能、力学性能等的影响。结果表明,在相同沉积温度下,随着间歇加热温度差的增大,材料平均密度逐渐减小,致密化速率降低,热解碳结构由光滑层和粗糙层共存结构向光滑层转变,材料抗弯强度降低。（3）控制沉积温度为1000℃、间歇加热温度差为50℃,沉积时间为40 h,是旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料的最优工艺参数,在该工艺下,可将初始密度为0.14 g·cm-3的普通环形预制体增密至1.721 g·cm-3,致密化速率约0.0395 g·cm-3·h-1,材料整体密度均匀性较好,热解碳结构为光滑层和粗糙层混合结构,抗弯强度约为73.80 MPa,材料断裂方式为脆性断裂。（4）在环形预制体径向构建较大的温度差、周向实现旋转均匀受热,以及使用高浓度的液态碳源前驱体是旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法能够快速、均匀制备C/C复合材料的主要原因。
李周[3]（2021）在《间歇加热定向脉冲气流TG-CVI法制备C/C复合材料工艺与性能研究》文中研究表明C/C复合材料是由碳纤维与碳基体所组成的新型复合材料。C/C复合材料具有高温强度高、耐腐蚀、热膨胀系数小、耐烧蚀及生物相容性好等优点,被广泛应用于航空航天、军事、核能源和生物医学等领域。到目前为止,国内外学者研究出了众多制备C/C复合材料的方法,如化学气相渗透法（CVI）、液相浸渍法、等温化学气相渗透法（ICVI）、热梯度化学气相渗透法（TG-CVI）、强制流动化学气相渗透法（FCVI）、脉冲化学气相渗透法等。其中化学气相渗透法是制备高性能C/C复合材料最常用的方法。工业生产中由于等温CVI工艺较为简单,使其成为工业生产中应用最广的工艺,但由于其制备周期太长,制备成本高,导致国内外商用C/C复合材料的价格居高不下,限制了C/C复合材料在诸多领域的应用。针对C/C复合材料制备周期长的问题,本文使用间歇加热定向脉冲气流TG-CVI工艺,在较短的时间内制备出性能优良的C/C复合材料,并研究了不同工艺参数对C/C复合材料微观组织结构与力学性能的影响,主要研究结果如下:（1）本课题中制备C/C复合材料的工艺综合了间歇加热、热梯度CVI、定向气流CVI与脉冲CVI的优点,显着缩短了C/C复合材料的制备周期,提高了致密化速率,是传统ICVI的3倍以上,约为定向脉冲气流TG-CVI的1.4倍。（2）在相同的沉积时间内,随着间歇加热温度差的增大,C/C复合材料的致密化速率明显提高,C/C复合材料的表观密度提高。当温度差为150℃时,致密化速率为35.2×10-3 g·cm-3·h-1,试样完全致密时其表观密度可以达到1.82 g·cm-3,抗弯强度为119.64 MPa。（3）在间歇加热温度差为100℃的基础上控制外侧温度保持850℃不变,C/C复合材料的致密化速率进一步提升至35.7×10-3 g·cm-3·h-1,表观密度为1.785 g·cm-3,抗弯性能可达111.67 MPa。（4）使用间歇加热定向脉冲气流TG-CVI法制备的C/C复合材料微观结构主要是光滑层结构,并且间歇加热的温度差对C/C复合材料的石墨化度与表观微晶尺寸影响不太明显。（5）间歇加热温度差的变化对C/C复合材料的力学性能影响显着。当间歇加热的温度差为150℃时,C/C复合材料的抗弯强度为119.64 MPa,断裂模式为脆性断裂;当间歇加热温度差为0℃时,C/C复合材料的抗弯性能较差,呈现为假塑性断裂。
姚熹,闫联生,李崇俊,王坤杰,王玲玲[4]（2021）在《C/C-Si C复合材料的组合工艺制备及基体改性研究进展》文中认为C/C-Si C复合材料是一种耐磨性好、抗烧蚀的高温热结构材料,被广泛应用于航空航天、摩擦制动、热防护等领域,然而几种制备C/C-Si C复合材料的单一工艺方法均存在着局限性与不足之处。本文重点介绍了几种制备C/C-Si C复合材料的组合工艺,并分析了组合工艺各自的优缺点。综述了C/C-Si C陶瓷基复合材料基体改性的相关进展,并对组合工艺的优化方向进行了展望。
苏纯兰[5]（2020）在《Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料的制备及其性能研究》文中研究指明Cf/C复合材料具有密度低、重量轻、强度高和抗热震性能优良等优点,被广泛应用于飞行器前缘、鼻锥、火箭发动机喷管等部位。但是,高超音速飞行器和再入飞行器由于空气动力加热而经历了极高的温度,在许多情况下,这些温度可以超过1650°℃,而Cf/C复合材料由于在高温下抗氧化性能差,限制了其在高温氧化环境中的应用。陶瓷材料作为结构材料,具有高硬度、高强度、耐高温、抗腐蚀等特点,可应用于高温环境中,但是由于其抗热震性能差导致其不能在温度急剧变化的条件下使用。本文利用料浆浸渍和前驱体浸渍裂解（PIP）工艺相结合,向Cf/C复合材料中引入ZrB2-SiC-ZrC陶瓷相,制备Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料,以提高复合材料整体的抗氧化性能和断裂韧性。利用化学气相渗透（CVI）工艺制备了 Cf/C复合材料,重点研究了排胶处理和沉积时间对Cf/C复合材料的影响。经过900℃,2h的真空排胶处理有利于热解碳的沉积,可以提高Cf/C复合材料的制备效率。随着CVI时间的增长,Cf/C复合材料的密度也随之增长,变化规律类似线性变化。利用PIP工艺制备了 Cf/C-SiC-ZrC复合材料,对SiC前驱体（PCS）和ZrC前驱体分别进行了热重分析,并分别探究了不同工艺制备的Cf/C复合材料的密度对Cf/C-SiC-ZrC复合材料性能的影响。结果表明,在先浸渍PCS后浸渍ZrC前驱体的制备工艺中,当Cf/C复合材料的密度为0.9 g/cm3时,其力学性能相对较好,其中,拉伸强度为163MPa,弯曲强度为214 MPa,压缩强度为211 MPa,断裂韧性可达7.93 MPa·m1/2。在直接浸渍混合前驱体的制备工艺中,当Cf/C复合材料的密度为0.9 g/cm3时,其拉伸强度为121MPa,弯曲强度为316 MPa,压缩强度为357 MPa,断裂韧性可达6.86MPa·m1/2。经过1500°℃静态氧化1h发现,0.9SiZr-混合的失重率为9.6%,表面的氧化膜光滑致密无裂纹,几乎没有气孔,阻止了氧气的进入,起到了很好的氧化保护作用。0.9SiZr-PCS的失重率为6.1%,表面致密光滑,无微裂纹和气孔,可以有效的阻止外界的氧气进入,保护Cf/C-SiC-ZrC复合材料内部结构不被氧化,提高了复合材料的抗氧化性能。为了缩短PIP工艺的浸渍周期,利用料浆浸渍工艺与PIP工艺相结合,制备了Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料。首先研究了分散剂含量和pH值对ZrB2料浆的粘度和稳定性的影响,确定出性能最佳的两组料浆进行浸渍。比较发现,之前制备Cf/C-SiC-ZrC复合材料需要11个PIP浸渍周期,利用料浆浸渍后仅需5个周期就可以得到密度在2.1 g/cm3以上的Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料,大大缩短了 Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料的浸渍周期。
梁健俊[6]（2019）在《碳化硅纳米线的形成机制及其在Cf/SiC复合材料应用的研究》文中认为随着对纳米材料的深入研究,发现纳米材料具有许多独特且优异的性能,并开发出了一系列结构功能一体化的纳米器件。为实现纳米材料的精准可控生长,对其形成机制进行深入研究成为当前的研究热点之一。此外,通过合理设计其组成和结构,在复合材料中引入纳米相,使其与基体相有效发挥性能互补的协同作用也成为复合材料的重要发展方向。本文采用化学气相反应法（CVR）在炭纤维表面合成SiC纳米线。系统分析了合成温度、纤维结构以及硅和二氧化硅的摩尔比对SiC纳米线形貌和结构的影响。研究发现,在1350?C和1400?C各保温30 min、硅和二氧化硅的摩尔比为2:1时,可在炭纤维表面获得大量平均直径25 nm且直径分布窄的纳米线。通过对1300?C保温不同时间的样品进行显微结构分析,发现SiC纳米线形成机制为:Si与SiO2混合粉末反应生成SiO蒸气,随后SiO蒸气形成以Si为晶核、SiOx为壳层的纳米颗粒;这些纳米颗粒自组装形成Si-SiOx纳米棒;炭纤维与坩埚内残余的氧气反应生成CO气体,随后CO气体与该纳米棒发生化学反应,最终转化形成SiC纳米线。纳米颗粒自组装形成纳米棒主要是由于电偶极子作用力和范德华力的协同作用。电偶极子作用力产生于Si与SiOx的界面。由纳米棒化学转变形成的SiC纳米线,其结构起始是非晶结构,随后在不同区域结晶,形成非晶和晶体混合的结构或晶面取向不一致的结构。这些结构随后演变成含有无规则缺陷的晶体结构。SiC纳米线通过气-固机制继续生长,形成近周期性孪晶结构。对SiC纳米线的光致发光及电化学储能性能进行研究,发现SiC纳米线的激发峰出现蓝移的现象,纳米线激发出波长为420 nm和468 nm的光谱,这有望应用于蓝紫发光二极管。电化学测试结果显示,负载SiC纳米线的炭纤维预制件的质量比电容量为3 F/g水平,与目前所报道的SiC纳米线的最高质量比电容量接近,这是由于超细的SiC纳米线具有极高的表面积和电双层面积,并且炭纤维可直接作为电极。此外,SiC纳米线还表现出近乎理想的电容特性和鲁棒稳定性。这些优异的性能表明,SiC纳米线有望应用于高性能的超级电容器。以三氯甲基硅烷（MTS）和聚碳硅烷（PCS）为原料,分别采用化学气相渗透法（CVI）和先驱体浸渍裂解法（PIP）制备了Cf/SiC复合材料。在CVI工艺中,当MTS/H2比例为1:8时,在炭纤维表面沉积一层厚度约为0.1μm的SiC涂层,同时在纤维间隙形成大量直径400 nm的SiC纳米线;当MTS/H2比例为1:1时,在炭纤维表面沉积一层厚度约为0.8μm的SiC涂层。Cf/SiC复合材料具有高强度（248 MPa）和良好的韧性,这是因为其具有高密度、大量的纳米线以及纤维和基体之间的弱界面。采用CVR工艺在炭纤维表面生成SiC纳米线,随后通过多次PIP工艺制备Cf-SiCNW/SiC多相复合材料。研究发现,含有SiC纳米线的复合材料,其抗弯强度最高达328 MPa,但表现出脆性。通过CVI工艺预先在炭纤维表面沉积致密的SiC涂层,随后沉积SiC纳米线,最后进行致密化处理,可获得SiC@Cf-SiCNW/SiC复合材料。CVI制备的SiC涂层可有效地保护炭纤维,降低炭纤维与基体间的结合强度,提高复合材料的韧性。
郭晨[7]（2019）在《高速电梯安全钳用碳/碳复合材料摩擦块的研制及应用》文中提出作为高速电梯的重要装置,为了保障电梯的安全运行,在电梯轿厢的两侧下部安装电梯安全钳,用以保障电梯在故障情况下超速下滑或坠落时,使电梯轿厢可以安全夹持在导轨上,以避免事故的发生。随着超高建筑的日益普及,高速重载电梯（运行速度通常为48m/s,甚至会达到12.5m/s;载重量可达16000kg）得到了更加广泛的应用。因此,其对安全装置的制动性能和服役寿命提出了更加严苛的要求。与此同时,传统的刹车制动材料（灰铸铁）在摩擦热作用下往往出现过度磨损,摩擦系数下降,因而不能满足当代高性能电梯的安全性要求。在众多制动材料（比如橡胶材料、金属材料、粉末冶金、陶瓷材料、碳/碳复合材料）中,碳/碳（C/C）复合材料以其优异的高比强度、高比模量、高温力学性能、较低的热膨胀系数、优异的摩擦磨损性能等,而受到世界各国科技工作者的重视和应用。但是有关碳/碳复合材料用作高速电梯安全钳制动材料的研究却鲜有报道。为此,本文用化学气相渗透工艺制备了进口/国产碳纤维、不同纤维编织结构、不同基体热解碳种类、不同纤维体积分数的C/C复合材料,并采用现代分析测试手段,对它们的力学性能、热物理性能、摩擦磨损性能等进行了研究。主要研究内容和结论如下:1.优先采用进口碳纤维制备了不同预制体编织结构、不同纤维体积分数的C/C复合材料,并对其摩擦磨损性能进行了研究。（1）在碳纤维体积分数为25%、基体碳为光滑层热解碳时,随着摩擦载荷的增加,针刺结构的C/C复合材料摩擦系数随之增加。（2）碳纤维体积分数（38%和25%）对穿刺结构的C/C复合材料的摩擦系数和磨损量没有明显的影响。2.选用碳纤维体积分数为25%的针刺结构的预制体做碳纤维增强体,采用微正压和负压化学气相渗透工艺制备了光滑层热解碳和粗糙层热解碳基C/C复合材料,并对其力学性能和摩擦磨损性能等进行了研究。（1）光滑层热解碳基C/C复合材料在XY向和Z向上的压缩强度高达136.8MPa和198.0MPa,比粗糙层热解碳基C/C复合材料的各提高了66.6%和36.4%;（2）光滑层热解碳基和粗糙层热解碳基C/C复合材料的摩擦系数基本接近,约在0.16左右波动,且随摩擦时间延长而有所波动。（3）光滑层热解碳基C/C复合材料的耐磨性能要比粗糙层热解碳基复合材料的要好。3.采用国产碳纤维编织了针刺结构碳纤维预制体、并利用化学气相渗透和高温热处理工艺制备了光滑层结构的C/C复合材料。研究了不同热处理条件下C/C复合材料力学性能、物理性能和摩擦磨损性能。（1）热处理温度越高,C/C复合材料的尺寸稳定性越好。在1500℃测试条件下,13号样Z向的热膨胀系数为6.4×10-6/K,经过高温热处理后,其降至4.2×10-6/K;（2）在同种C/C复合材料（C/C复合材料与C/C复合材料摩擦副）刹车制动条件下,与高温热处理的11号样相比,低温热处理的13号样,其摩擦系数（0.300.45）的变化区间变窄（11号样为0.200.50）、制动时间（0.353.10s）的变短（11号样为0.353.37s）,而制动能量（0.506.00kJ）则略有降低。低温处理的13号样在刹车制动的过程中,表现出更为稳定的摩擦磨损特性及良好的制动效率。（3）11号异种材料（11号C/C复合材料与45号钢摩擦副）摩擦副的制动时间约在0.352.67s之间波动,较11号同种材料摩擦副制动试验时减少了0.7秒左右;但与11号异种材料摩擦副相比,13号异种材料的平均摩擦系数的离散度略有增加。（4）低温热处理工艺制备的C/C复合材料安全钳摩擦制动块,综合性能优异,不仅完全满足高速电梯刹车制动的技术要求和试验大纲,而且刹车制动后,不仅其自身的外观结构完整、摩擦系数合适、磨损量小,而且对钢制导轨的质量和寿命没有也没有任何影响。图41幅,表14个,参考文献69篇。
王晶[8]（2018）在《LA-CVI法制备C/SiC陶瓷基复合材料的微结构设计与性能调控》文中提出化学气相渗透（Chemical Vapor Infiltration,CVI）法具有对纤维造成的损伤小、基体纯度高、工艺设备简单等优点,是连续碳纤维增韧碳化硅复合材料（Continuous Carbon Fiber Reinforced Carbide Composites,C/SiC）产业化的少数几种主要制造技术之一。随着新型航空航天技术的发展,为保持构件承受机械载荷和气动载荷条件下的力学性能,CVI法制备构件时面临构件厚度增加（>4mm）与封闭式结构两大挑战,这对CVI制备过程的渗透能力提出了更高的要求。如何实现厚壁、复杂C/SiC复合材料构件的快速致密化与性能调控,是CVI技术制备高性能复合材料丞待解决的难题。为此,本文以提高C/SiC复合材料的渗透率与强韧化性能为目标,提出了采用飞秒激光辅助CVI（Laser Assisted Chemical Vapor Infiltration,LA-CVI）法制备C/SiC复合材料的新思路。通过系统研究飞秒激光对预制体传质通道制备的影响规律,以及传质通道对复合材料沉积速率、密度均匀性、性能等的调控机制,并结合传质模型和相应模拟计算进行验证,以期提高复合材料的渗透率与致密度,调控复合材料强韧性。在此研究基础之上,通过第二相增韧封填预制体传质通道,拓展其功能性。主要研究内容与结果如下:（1）研究了飞秒激光加工传质通道时,其扫描方式、加工功率、扫描速度及螺旋线扫描间距对其影响规律,并结合激光作用机理研究,获取了飞秒激光制备传质通道的优化工艺。结果表明:单环线扫描加工方式仅能获得环形沟壑,而螺旋线扫描加工方式可以制备出高质量微孔;当激光加工功率小于4W时,只能制备出盲孔。当激光加工功率高于6W时,能够制备出的传质通道质量较高,但当功率过高的时候,会导致传质通道边缘区域严重氧化;激光加工扫描速度小于600mm/s时,其等效光斑耦合数目增多,且光斑重叠率较大,可获得质量较好的直通孔,扫描速度大于600mm/s时,等效光斑耦合数目会相应减小,加工孔锥度较大;激光加工扫描间距小于6μm时,其光斑耦合率较大,加工区域内受到激光脉冲能量的多次重复作用,可获得高质量通孔,当扫描间距增至15μm时,加工区域内所获取能量会低于材料去除阈值,仅能形成盲孔,而孔入口处直径则基本无改变。（2）研究了预制体传质通道对C/SiC复合材料微结构的调控规律,并应用传质演变耦合模型对其进行验证。结果表明:LA-CVI法致密化效果明显,C/SiC复合材料均具有致密带、致密化涂层与SiC颗粒三大典型固有形貌,且致密化涂层的宽度均为100μm左右,并未随传质通道的直径发生任何变化;复合材料的致密度随着传质通道间距的减小,呈现上升的趋势,致密化相对范围越大;复合材料的致密化范围随着传质通道纵向排数的增多而增大,致密均匀化效果显着;初始密度为1.5g/cm3的预制体,介入传质通道制备,其复合材料致密化效果的明显高于初始密度为1.8g/cm3的预制体。（3）研究了LA-CVI-C/SiC复合材料的力学性能与断裂失效行为,结合裂纹扩展失效模式与断面结构,分析了传质通道结构对C/SiC复合材料均匀性与力学性能调控机制。结果表明:传质通道直径越小,其强化作用越明显,当传质通道直径大于0.9mm时,强化作用小于应力集中影响,导致弯曲性能下降;传质通道的间距越大,力学性能调控效果越小;当传质通道纵向排布为3排时,复合材料的承载能力与抗弯强度最佳,纵向排布为5排时,因最小净截面的平均应力水平的增加,率先达到材料发生失效损伤水平;初始密度为1.5g/cm3的预制体,介入传质通道制备,单位时间内SiC的有效渗透率高,沉积率较高低,有效承载能力提高;采用优化工艺制备的LA-CVI-C/SiC复合材料,其力学性能较CVI-C/SiC复合材料而言,弯曲强度提高了16.17%;压缩强度提高了13.8%;剪切强度提高了50%,拉伸强度基本不变。（4）研究了在LA-CVI-C/SiC复合材料传质通道中封填SiCw/CNTs的复合材料工艺规律与性能调控。采用真空浸渍法结合CVI法制备的LA-CVI-C/SiC+SiCw+SiC复合材料,因为引入了高强度、高热导的SiCw作为第二相,使得复合材料弯曲强度较封填之前提升了13.6%,实现了复合材料的导热性能调控,整体热导率较CVI-C/SiC复合材料热导率提升了4倍;采用真空浸渍法结合CVI法制备的LA-CVI-C/SiC+CNTs+SiC复合材料,高强度、高导电的CNTs弥散于增强纤维与基体之间,实现了LA-CVI-C/CNTs/SiC复合材料弯曲强度较封填之前提升了13.2%,导电性能提升了将近260倍,整体有效热导率遵循复合原理,整体热导率较CVI-C/SiC复合材料热导率提升了25倍。
汪洋[9]（2018）在《HTVIP致密C/C外壳及SiC涂层材料与隔热性能研究》文中研究指明高超声声速飞行器马赫数和再入数不断增加,飞行器表面所面临的气动加热环境日趋严重,防热隔热问题突出。高效可靠的热防护材料是高性能飞行器安全飞行的关键系统之一,不仅要求耐高温耐烧蚀,而且要求低导热和低容重。目前常用的热防护材料,是外侧为C/C或C/SiC,内侧为气凝胶的复合多层混杂结构,具有厚度大、面密度大的缺点,迫切需要研发新型绝热耐烧蚀结构功能一体化材料。基于此,本文提出一种可耐受高温的低容重、低导热、耐烧蚀、抗氧化,隔热防热一体化高温真空绝热板（High Temperature Vacuum Insulation Panel,HTVIP）材料,该材料由SiC泡沫芯材,C/C复合材料外壳,致密SiC涂层组成。HTVIP内呈真空态,其导热系数为0.30.8 W/m·K,其体密度仅为0.6 g/cm31.0 g/cm3,是传统材料的1/21/3,综合性能处于国际领先水平。根据碳纤维编织传热结构特点,本文选用2D和2.5D碳纤维预制体,包敷于SiC泡沫表面,采用化学气相渗透（CVI）和前驱体浸渍裂解（PIP）制备C/C复合材料外壳,采用低压化学气相沉积（CVD）制备SiC涂层,实现真空封装,最后形成HTVIP。采用激光热导仪测量C/C复合材料外壳导热系数,采用平板法热导仪测量HTVIP导热系数,采用扫描电子显微镜表征HTVIP外壳微观结构,采用红外热辐射成像仪观测HTVIP表面温度变化。在对实验结果讨论基础上,建立了碳纤维预制体细观结构计算模型,优化了外壳编织参数;建立了SiC涂层热应力计算模型,预测了涂层内应力分布规律;基于ANSYS有限元软件对HTVIP热流动态仿真,掌握了HTVIP的传热特性,为HTVIP材料的结构设计和工程应用提供理论支撑,为高温隔热防热一体化提供了新的思路。本文主要创新性成果如下:（1）基于碳纤维织物中纱线截面的基本假设,建立了外壳织物的细观结构预测模型,分析了经/纬纱密度及纱线细度对碳纤维编织体内最大孔体积的影响规律。（1）当纱线细度为3K,经纱密度Pj为3,纬纱密度Pw从2增加到9,体积分数从15%增加到35%时,2D织物中最大孔体积从2.69 mm3下降到0.195mm3,2.5D织物则从2.67 mm3下降到0.125 mm3,且在相同体积分数下,纱线细度越低,2D和2.5D织物中最大孔体积越小;（2）当Pj+Pw为一定值时,随着Pw的增大,2D和2.5D预制中最大孔体积降低,而随着Pj的增大,2D和2.5D预制中最大孔体积提高。（2）采用化学气相渗透和前驱体浸渍裂解两种工艺对HTVIP C/C复合材料外壳致密化,系统探讨了C/C复合材料外壳致密化过程及对气体阻隔性能的影响规律。（1）化学气相渗透200h后,2D和2.5D C/C复合材料外壳的体积密度分别达到1.626 g/cm3和1.641 g/cm3,但材料内部依然存在100μm左右的大孔;（2）再经过6次前驱体浸渍裂解致密化,2D和2.5D C/C复合材料外壳的体积密度分别达到1.709 g/cm3和1.716 g/cm3,C/C复合材料内部最大孔隙尺寸降低至5μm,纤维束间孔隙被有效填充;（3）经过化学气相渗透和前驱体浸渍裂解联合致密化,2D和2.5D C/C复合材料的气体透过率分别为62.9 cm3/m2·d·Pa和59.4 cm3/m2·d·Pa。（3）通过酚醛树脂浸渍热解,制备了具有低气体透过率的致密玻璃碳复合涂层,研究了玻璃碳涂层的显微结构和气体渗透性能。（1）单纯玻璃炭涂层由于热解收缩大,表面裂纹较多,仅涂覆有玻璃炭的2D C/C复合材料外壳的气体透过率为36.8 cm3/m2·d·Pa,降幅仅为41.5%;（2）在酚醛树脂中加入一定量粒径为1-5μm碳粉,通过缓慢热解而制得玻璃碳复合涂层,涂覆的2D C/C复合材料外壳的气体透过率最低降至7.6 cm3/m2·d·Pa,降幅达87.9%。（4）基于Timoshenko理论,构建了单层-多层SiC涂层的残余热应力模型,研究了不同层数SiC涂层对气体渗透率的影响。（1）计算表明,单层SiC涂层中的界面剪切应力在边缘处达到25MPa,拉应力在涂层中间处达到1.5GPa,当涂层增加至11层时,涂层的最大拉应力下降为0.62 GPa,低于SiC涂层的抗拉强度;（2）实验表明,在2D C/C复合材料外壳表面化气相沉积5层SiC,气体透过率仅为0.001cm3/m2·d·Pa,显示出优异的气体阻隔效果,经10次室温1000℃热震循环,气体透过率升至0.027 cm3/m2·d·Pa,计算得出5次CVD沉积后HTVIP内部压力的初始上升速率为0.8 Pa/min。（5）测试表征HTVIP隔热性能,建立了HTVIP热导率预测模型,基于ANSYS软件对HTVIP表面受热流冲击进行了动态仿真。（1）测试表明,在经纱方向,2D和2.5D C/C复合材料的热导率最大值分别为16.21 W/m·K和10.69 W/m·K,可见2.5D编织体结构更有利于缓解HTVIP的热桥效应;（2）从25℃900℃,2D HTVIP热导率从0.368 W/m·K升高至1.027 W/m·K,增长幅度达179%,2.5D HTVIP导热系数从0.326 W/m·K升高至0.748 W/m·K,增长幅度达129%;（3）仿真表明,在HTVIP表面受到热流冲击后,2D和2.5D HTVIP正面温度在40s内均迅速升到1800℃,背面温度在300s内分别上升至471.2℃和386.7℃,同时2D和2.5D HTVIP外壳侧面处热流密度的最高值分别为163 KW/m2·K和105 KW/m2·K,说明2.5D结构比2D结构的HTVIP隔热效果更好。
贾研[10]（2018）在《碳纤维增强多层（PyC-SiC）n基复合材料制备及性能研究》文中研究说明碳纤维增强碳基（C/C）和碳纤维增强碳-碳化硅基（C/C–SiC）复合材料由于具有低密度、高比强、耐高温、耐磨损以及热膨胀系数低等诸多优异性能,在航空航天、汽车、新能源等高科技领域受到广泛关注。作为关系国家安全的战略性材料,它们在不同技术领域和应用环境下的性能要求不尽相同,因此需要对其微观组织结构进行调控,来满足特定的服役环境需求,而构建多层结构是一种有效改善复合材料性能的方法。本文采用等温化学气相渗透（Isothermal Chemical Vapor Infiltration,ICVI）工艺制备了多层织构C/C复合材料和不同基体层数的C/（PyC–SiC）n（n=1,2,4）复合材料,系统研究了不同高织构热解碳层厚度C/C复合材料的微观结构和力学性能,以及不同基体层数C/（PyC–SiC）n复合材料的微观结构、力学性能、内耗、热物理性能和电磁性能,分析了高织构热解碳的引入和高织构热解碳层厚度对C/C复合材料力学性能的影响规律,揭示了基体层数对C/（PyC–SiC）n复合材料力学和物理性能的影响机制。主要研究内容与成果如下:采用ICVI工艺制备了四种不同高织构热解碳层厚度的C/C复合材料,结果发现随着高织构热解碳的引入和厚度的增加（09.4μm）,弯曲强度先从97.5 MPa增加到116.5 MPa,随后下降到107.3 MPa;断裂延性系数则从0%提高到19.8%。这说明多层织构的引入提高了C/C复合材料的力学性能,主要原因是不同织构碳基体间和高织构热解碳亚层间产生的裂纹偏转及界面滑移。高织构热解碳层厚度的增加能够改善C/C复合材料的塑性,同时使材料保持一定的弯曲强度。因此,通过合理控制热解碳织构类型和高织构热解碳含量,可以调节C/C复合材料的力学性能和断裂行为。采用ICVI工艺在碳纤维预制体中沉积一次PyC–SiC、两次PyC–SiC和四次PyC–SiC,分别制备了三种不同基体层数的C/（PyC–SiC）n复合材料,即C/（PyC–SiC）1、C/（PyC–SiC）2和C/（PyC–SiC）4复合材料。它们的基体分别是由PyC和β-SiC交替组成的两层、四层和八层结构。PyC层与SiC层之间因沉积顺序形成了不同的界面形貌:SiC在PyC表面沉积形成的PyC/SiC界面较为平整;PyC在SiC表面沉积形成的SiC/PyC界面则凹凸不平。通过三点弯曲实验表征了不同基体层数C/（PyC–SiC）n复合材料的力学性能,结果显示三种C/（PyC–SiC）n复合材料均表现出假塑性断裂特征,断裂形貌为台阶状断裂。随着PyC–SiC层数（n）从1增加到4,弯曲强度从121±17 MPa增加到193±18 MPa,断裂韧性从3.0±0.1 MPa·m1/2增加到4.2±0.3 MPa·m1/2,比强度从90.3 kN·m/kg增加到141.9 kN·m/kg。C/（PyC–SiC）n复合材料力学性能上升的主要原因是裂纹在SiC/PyC界面发生偏转,基体层数的增加使得SiC/PyC界面数量增多,可供裂纹偏转和扩展的通道随之增多,导致裂纹传播路径延长,消耗了更多断裂能。探索了基体层数对C/（PyC–SiC）n复合材料内耗行为的影响。结果表明随着PyC–SiC层数（n）的增加,C/（PyC–SiC）n复合材料的内耗增大,这主要归因于界面数量的增多导致界面内耗增加。在热滞弹性内耗机制的作用下,C/（PyC–SiC）n复合材料的内耗随着频率的增大而增加。温度对内耗的影响取决于碳纤维、纤维与PyC界面、PyC与SiC界面以及PyC–SiC基体彼此间的相互作用。此外,内耗对材料的微观结构缺陷非常敏感,可以作为一种有效的无损检测手段来表征C/（PyC–SiC）n复合材料的结构演变与内部损伤。研究了C/（PyC–SiC）n复合材料在800℃2300℃的热膨胀行为和25℃1900℃的热导率变化规律。结果发现C/（PyC–SiC）n复合材料的热膨胀和导热性能由碳纤维、PyC–SiC基体以及界面的叠加作用所决定。在800℃2300℃范围内,C/（PyC–SiC）1、C/（PyC–SiC）2和C/（PyC–SiC）4复合材料的热膨胀系数分别为（5.46.5）×10-6/K、（4.75.8）×10-6/K和（3.65.2）×10-6/K。随着PyC–SiC层数（n）的增加,C/（PyC–SiC）n复合材料的热膨胀系数呈下降趋势,主要原因是基体内界面增多导致界面间分层增多,分层缺陷可以为热膨胀提供一定的空间。在25℃1900℃内,C/（PyC–SiC）1、C/（PyC–SiC）2和C/（PyC–SiC）4复合材料的热导率分别为（8.723.9）W/（m·K）、（7.117.1）W/（m·K）和（5.512.5）W/（m·K）。热导率降低是由于界面数量增多导致声子-界面散射增加,不利于声子进行热传导。此外,考虑到界面热阻的影响,提出了热导率平行和串联修正模型解释了三种材料的导热机制。考察了三种C/（PyC–SiC）n复合材料的电导率和电磁屏蔽性能。结果表明随着PyC–SiC层数（n）从1增加到4,C/（PyC–SiC）n复合材料的电导率从8.7 S/cm增加到18.4 S/cm。电导率的增加导致反射屏蔽效能和电导损耗增加,而基体内界面的增多导致极化损耗增加。在两者的共同作用下,C/（PyC–SiC）n复合材料在X波段的总电磁屏蔽效能从34.4 dB增加到41.7 dB,比电磁屏蔽效能从25.7 dB·cm3/g增加到30.7 dB·cm3/g。
二、C/C复合材料正压CVI工艺的实验探索（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、C/C复合材料正压CVI工艺的实验探索（论文提纲范文）
（1）C/C-ZrC复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 C/C复合材料 |
| 1.2.1 C/C复合材料的构成与特性 |
| 1.2.2 C/C复合材料的氧化烧蚀失效行为 |
| 1.3 提高C/C复合材料抗烧蚀性能的途径 |
| 1.3.1 表面涂层技术 |
| 1.3.2 基体改性技术 |
| 1.4 C/C复合材料的基体改性工艺 |
| 1.4.1 化学气相渗透法(CVI) |
| 1.4.2 先驱体浸渍裂解法(PIP) |
| 1.4.3 反应熔渗法(RMI) |
| 1.5 C/C-ZrC复合材料的研究现状 |
| 1.6 选题背景和研究内容 |
| 2 实验和表征方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.1.1 碳纤维预制体 |
| 2.1.2 反应碳源 |
| 2.1.3 RMI用原材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 物相组成与组织结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.3.2 显微CT(μCT)分析 |
| 2.3.3 孔隙孔径及分布分析 |
| 2.3.4 扫描电镜(SEM)及能谱(EDS)分析 |
| 2.3.5 金相显微镜(OM)分析 |
| 2.3.6 ZrC质量分数测算 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 密度、孔隙率测试 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 2.4.3 热物理性能测试 |
| 2.4.4 烧蚀性能测试 |
| 3 C/C-ZrC复合材料的制备与结构分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 C/C复合材料坯体的制备 |
| 3.3 RMI法制备C/C-ZrC复合材料 |
| 3.4 C/C-ZrC复合材料中陶瓷相分析 |
| 3.4.1 陶瓷相物相分析 |
| 3.4.2 陶瓷相的分布 |
| 3.5 熔渗温度对C/C-ZrC复合材料的影响 |
| 3.6 小结 |
| 4 C/C-ZrC复合材料的物理性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 复合材料的弯曲性能 |
| 4.3 C/C-ZrC复合材料的断口形貌分析 |
| 4.4 复合材料的压缩性能 |
| 4.5 C/C-ZrC复合材料的热物理性能 |
| 4.5.1 热膨胀系数 |
| 4.5.2 热扩散系数 |
| 4.5.3 比热容 |
| 4.5.4 热导率 |
| 4.6 小结 |
| 5 C/C-ZrC复合材料的烧蚀性能及影响因素分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 C/C-ZrC复合材料的烧蚀特性 |
| 5.3 C/C-ZrC复合材料烧蚀性能的影响因素研究 |
| 5.3.1 C/C坯体种类对C/C-ZrC复合材料烧蚀性能的影响 |
| 5.3.2 ZrC质量分数对C/C-ZrC复合材料烧蚀性能影响 |
| 5.3.3 气体流量对C/C-ZrC复合材料烧蚀性能的影响 |
| 5.4 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 |
（2）旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/C复合材料概述 |
| 1.2.1 C/C复合材料的发展 |
| 1.2.2 C/C复合材料结构 |
| 1.3 C/C复合材料的应用 |
| 1.4 C/C复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 液相浸渍碳化技术 |
| 1.4.2 化学气相渗透技术 |
| 1.5 C/C复合材料研究现状 |
| 1.5.1 国内研究现状 |
| 1.5.2 国外研究现状 |
| 1.6 目前存在的问题及研究意义 |
| 1.7 本文研究的目的和研究内容 |
| 1.8 技术路线 |
| 第2章 C/C复合材料制备及试验方法 |
| 2.1 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI装置的设计 |
| 2.2 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI装置验证 |
| 2.3 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI工艺过程分析 |
| 2.4 C/C复合材料的制备 |
| 2.4.1 试验原材料 |
| 2.4.2 试验设备 |
| 2.4.3 试验过程及方案设计 |
| 2.4.4 测试与表征 |
| 第3章 结果与讨论 |
| 3.1 工艺条件对C/C复合材料致密化行为的影响 |
| 3.1.1 工艺条件对C/C复合材料密度的影响 |
| 3.1.2 工艺条件对C/C复合材料致密化速率的影响 |
| 3.1.3 工艺条件对C/C复合材料密度均匀性的影响 |
| 3.2 工艺条件对C/C复合材料微观组织结构的影响 |
| 3.2.1 C/C复合材料偏光结构分析 |
| 3.2.2 C/C复合材料晶化程度测定 |
| 3.3 工艺条件对C/C复合材料抗弯性能的影响 |
| 3.3.1 抗弯强度 |
| 3.3.2 断裂机理分析 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）间歇加热定向脉冲气流TG-CVI法制备C/C复合材料工艺与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 C/C复合材料的主要结构 |
| 1.2.1 碳纤维预制体 |
| 1.2.2 热解碳 |
| 1.3 C/C复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 液相浸渍法 |
| 1.3.2 化学气相渗透法(CVI) |
| 1.4 C/C复合材料研究现状 |
| 1.5 C/C复合材料存在的问题 |
| 1.6 研究意义及内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 1.7 试验方案及技术路线 |
| 1.7.1 试验方案 |
| 1.7.2 技术路线 |
| 第2章 C/C复合材料的制备及其结构表征 |
| 2.1 沉积装置的设计与验证 |
| 2.1.1 沉积装置设计思路 |
| 2.1.2 沉积装置的验证 |
| 2.2 C/C复合材料的制备 |
| 2.2.1 试验原料 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.2.3 试样石墨化 |
| 2.3 C/C复合材料的表征 |
| 2.3.1 密度 |
| 2.3.2 致密化速率 |
| 2.3.3 密度均匀性 |
| 2.3.4 孔隙率 |
| 2.3.5 石墨化度及表观微晶尺寸 |
| 2.3.6 偏光显微结构 |
| 2.3.7 断口形貌 |
| 2.3.8 抗弯强度 |
| 第3章 结果与讨论 |
| 3.1 C/C复合材料致密化过程分析 |
| 3.2 间歇加热对C/C复合材料致密化行为的影响 |
| 3.2.1 间歇加热对密度的影响 |
| 3.2.2 间歇加热对致密化速率的影响 |
| 3.2.3 间歇加热对密度均匀性的影响 |
| 3.2.4 间歇加热对孔隙率的影响 |
| 3.3 间歇加热对偏光结构的影响 |
| 3.4 间歇加热对石墨化度及表观微晶尺寸的影响 |
| 3.5 间歇加热对抗弯强度的影响 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）C/C-Si C复合材料的组合工艺制备及基体改性研究进展（论文提纲范文）
| 0前言 |
| 1 C/C-Si C陶瓷基复合材料的组合工艺制备方法 |
| 1.1“CVI+PIP”组合工艺 |
| 1.2“CVI+LSI”组合工艺 |
| 1.3“PIP+LSI”组合工艺 |
| 1.4其它 |
| 2 C/C-Si C陶瓷基复合材料基体改性研究进展 |
| 3 结语和展望 |
（5）Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 碳纤维增韧超高温陶瓷复合材料研究进展 |
| 1.2.1 碳纤维增韧碳化物陶瓷基复合材料 |
| 1.2.2 碳纤维增韧硼化物陶瓷基复合材料 |
| 1.3 碳纤维增韧陶瓷基复合材料制备工艺 |
| 1.3.1 反应熔体浸渍法(RMI) |
| 1.3.2 化学气相渗透法(CVI) |
| 1.3.3 聚合物浸渍裂解法(PIP) |
| 1.3.4 料浆法 |
| 1.4 选题依据及研究内容 |
| 1.4.1 选题依据 |
| 1.4.2 主要研究内容 |
| 第二章 原材料、仪器设备和测试方法 |
| 2.1 实验设备 |
| 2.2 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的制备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 研究方案 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 微观组织结构表征 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 热重分析 |
| 2.3.4 密度及气孔率测试 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.3.6 静态氧化实验分析 |
| 2.3.7 Zeta电位测试 |
| 2.3.8 粘度测试 |
| 2.3.9 粒度测试 |
| 第三章 C_f/C复合材料制备及性能研究 |
| 3.1 C_f/C复合材料的制备工艺 |
| 3.2 C_f/C复合材料的性能研究 |
| 3.2.1 排胶处理对C_f/C复合材料制备的影响 |
| 3.2.2 沉积时间对C_f/C复合材料制备的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 PIP法制备C_f/C-SiC-ZrC复合材料及性能研究 |
| 4.1 前驱体裂解机理 |
| 4.1.1 聚碳硅烷的热分析 |
| 4.1.2 碳化锆前驱体的热分析 |
| 4.2 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的制备工艺 |
| 4.3 直接浸渍混合前驱体以制备C_f/C-SiC-ZrC复合材料 |
| 4.3.1 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的微观组织结构分析 |
| 4.3.2 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的力学性能分析 |
| 4.3.3 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的静态氧化分析 |
| 4.4 先浸渍PCS后浸渍混合前驱体以制备C_f/C-SiC-ZrC复合材料 |
| 4.4.1 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的微观组织结构分析 |
| 4.4.2 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的力学性能分析 |
| 4.4.3 C_f/C-SiC-ZrC复合材料的静态氧化分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 料浆法结合PIP法制备C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料及性能研究 |
| 5.1 ZrB_2料浆的制备工艺 |
| 5.1.1 分散剂的添加量对ZrB_2料浆粘度的影响 |
| 5.1.2 分散剂的添加量对ZrB_2料浆稳定性的影响 |
| 5.1.3 pH值对ZrB_2料浆粘度的影响 |
| 5.1.4 pH值对ZrB_2料浆稳定性的影响 |
| 5.2 C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料的制备 |
| 5.2.1 C_f/C-ZrB_2复合材料的制备 |
| 5.2.2 C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料的制备 |
| 5.2.3 C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料的微观组织结构分析 |
| 5.2.4 C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料的力学性能分析 |
| 5.2.5 C_f/C-ZrB_2-SiC-ZrC复合材料的静态氧化分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 |
（6）碳化硅纳米线的形成机制及其在Cf/SiC复合材料应用的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 SiC纳米线概述 |
| 1.1.1 SiC纳米线的基本结构 |
| 1.1.2 SiC纳米线的制备方法 |
| 1.1.3 SiC纳米线的生长机制 |
| 1.1.4 SiC纳米线的性能与应用 |
| 1.2 C_f/SiC复合材料概述 |
| 1.2.1 C_f/SiC复合材料的组成 |
| 1.2.2 C_f/SiC复合材料的制备工艺 |
| 1.2.3 C_f/SiC复合材料的结构 |
| 1.2.4 C_f/SiC复合材料的性能 |
| 1.2.5 C_f/SiC复合材料的应用 |
| 1.3 SiC纳米线在C_f/SiC复合材料应用研究进展 |
| 1.4 本文的研究目的与内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 制备工艺和表征方法 |
| 2.1 制备工艺 |
| 2.1.1 实验原料、化学试剂和工艺设备 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 样品的物相组成和微观组织结构表征 |
| 2.2.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.2 场发射扫描电子显微镜(FESEM)分析 |
| 2.2.3 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.2.4 能量色散X射线谱(EDS)分析 |
| 2.2.5 粒度分析 |
| 2.2.6 热分析 |
| 2.3 样品的性能表征 |
| 2.3.1 光致发光性能表征 |
| 2.3.2 电化学性能表征 |
| 2.3.3 密度与力学性能表征 |
| 第3章 炭纤维表面原位自组装合成碳化硅纳米线 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 合成温度对SiC纳米线结构与形貌的影响 |
| 3.4 纤维结构对SiC纳米线形貌的影响 |
| 3.5 坩埚种类对SiC纳米线形貌的影响 |
| 3.6 优化工艺合成SiC纳米线 |
| 3.7 Si和 SiO_2摩尔比对SiC纳米线形貌的影响 |
| 3.8 SiC纳米线的生长过程和形成机制 |
| 3.8.1 SiC纳米线生长过程 |
| 3.8.2 自组装SiC纳米线的形成机制 |
| 3.8.3 自组装SiC纳米线的结晶机制 |
| 3.9 本章小结 |
| 第4章 SiC纳米线光致发光和电化学储能性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.3 SiC纳米线的光致发光性能 |
| 4.4 SiC纳米线的电化学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 CVI和 PIP工艺制备2D-C_f/SiC复合材料的结构和性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 PIP工艺次数对酚醛树脂炭涂层的影响 |
| 5.4 CVI工艺对SiC形貌的影响 |
| 5.5 CVI工艺对复合材料显微结构的影响 |
| 5.6 复合材料抗弯强度分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 C_f-SiCNW/SiC多相复合材料的制备和力学性能 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验 |
| 6.3 不同Si/SiO_2合成的SiC纳米线对C_f-SiCNW/SiC力学性能的影响 |
| 6.4 在包覆SiC涂层的炭纤维表面生长SiC纳米线 |
| 6.5 不同Si/SiO_2合成的SiC纳米线对SiC@C_f-SiCNW/SiC力学性能的影响. |
| 6.6 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 攻读学位期间发表及完成的论文目录 |
| 致谢 |
（7）高速电梯安全钳用碳/碳复合材料摩擦块的研制及应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 高性能电梯安全钳制备现状 |
| 1.3 C/C复合材料的制造工艺 |
| 1.3.1 碳纤维及预制体 |
| 1.3.2 液相浸渍-碳化法 |
| 1.3.3 化学气相渗透法 |
| 1.3.4 制备工艺 |
| 1.4 C/C复合材料摩擦磨损行为 |
| 1.4.1 C/C复合材料摩擦磨损行为 |
| 1.4.2 C/C复合材料摩擦磨损性能影响因素 |
| 1.5 论文的选题意义及内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 试验方案与测试手段 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 主要原材料与试样制备 |
| 2.3.1 碳纤维预制体 |
| 2.3.2 前驱体气体及载气 |
| 2.3.3 试样制备 |
| 2.4 试验设备 |
| 2.4.1 GHT-1000E型高温摩擦磨损试验机与试样 |
| 2.4.2 XD-MSM型定速式摩擦试验机 |
| 2.4.3 MM-3000 摩擦磨损性能试验机 |
| 2.4.4 其他相关检测设备及仪器 |
| 2.4.5 试样加工方向 |
| 2.4.6 试样的规格及尺寸 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 碳纤维编织结构和体积分数对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试样的基本参数 |
| 3.3 不同编织结构C/C复合材料的宏观结构和微观结构 |
| 3.4 编织结构对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 3.4.1 摩擦特性 |
| 3.4.2 摩擦机理分析 |
| 3.4.3 摩擦表面形貌分析 |
| 3.4.4 磨损性能 |
| 3.5 不同纤维体积分数的C/C复合材料的摩擦磨损性能 |
| 3.5.1 摩擦特性 |
| 3.5.2 磨损性能 |
| 3.5.3 摩擦表面形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 热解碳种类对C/C复合材料物理性能及摩擦磨损性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试样制备 |
| 4.3 C/C复合材料的微观结构 |
| 4.4 热物理性能 |
| 4.4.1 热膨胀系数 |
| 4.4.2 热导率 |
| 4.5 力学性能 |
| 4.5.1 压缩性能 |
| 4.5.2 弯曲性能 |
| 4.6 摩擦磨损性能 |
| 4.6.1 摩擦特性 |
| 4.6.2 磨损量分析 |
| 4.6.3 摩擦表面形貌分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 热处理温度对C/C复合材料力学性能和摩擦磨损性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料 |
| 5.3 C/C复合材料的微观结构 |
| 5.4 热物理性能和力学性能 |
| 5.4.1 热物理性能 |
| 5.4.2 力学性能 |
| 5.4.3 小结 |
| 5.5 C/C复合材料的定速摩擦性能 |
| 5.6 C/C复合材料刹车制动过程中摩擦特性 |
| 5.6.1 同种材料对偶盘的刹车制动特性 |
| 5.6.2 异种材料对偶盘的刹车制动特性 |
| 5.7 C/C复合材料摩擦制动块的应用验证试验 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者攻读学位期间发表学术论文清单 |
| 致谢 |
（8）LA-CVI法制备C/SiC陶瓷基复合材料的微结构设计与性能调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/SiC复合材料组成单元 |
| 1.2.1 增强相 |
| 1.2.2 界面相 |
| 1.2.3 基体 |
| 1.2.4 涂层 |
| 1.3 C/SiC复合材料常规制备方法 |
| 1.3.1 热压烧结法 |
| 1.3.2 先驱体浸渗裂解法 |
| 1.3.3 反应熔体浸渗法 |
| 1.3.4 化学气相渗透法 |
| 1.4 C/SiC复合材料强韧化研究 |
| 1.4.1 CVI工艺改进 |
| 1.4.2 CVI工艺模拟验证 |
| 1.4.3 第二相强韧化与功能化 |
| 1.5 C/SiC复合材料微孔的飞秒激光制备机理 |
| 1.5.1 飞秒激光辐照C/SiC复合材料物理机制 |
| 1.5.2 飞秒激光制备C/SiC复合材料微孔模型 |
| 1.5.3 飞秒激光制备C/SiC复合材料微孔工艺 |
| 1.6 本文的选题依据与研究目标 |
| 1.6.1 选题依据 |
| 1.6.2 研究目标 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 材料的制备与表征的方法 |
| 2.1 材料来源 |
| 2.1.1 C纤维和预制体 |
| 2.1.2 制备热解碳界面所用的气源 |
| 2.1.3 制备SiC基体所用的气源 |
| 2.1.4 SiCW浆料 |
| 2.1.5 CNTs溶液 |
| 2.2 复合材料的制备 |
| 2.2.1 热解碳(PyC)界面层的制备工艺 |
| 2.2.2 SiC基体的制备工艺 |
| 2.2.3 气体传质通道制备 |
| 2.2.4 LA-CVI法制备C/SiC复合材料 |
| 2.2.5 SiCW定向封填LA-CVI-C/SiC复合材料 |
| 2.2.6 CNTs定向封填LA-CVI-C/SiC复合材料 |
| 2.3 复合材料结构及表征 |
| 2.3.1 扫描电子显微镜观察 |
| 2.3.2 物相组成 |
| 2.4 复合材料性能测试 |
| 2.4.1 密度和气孔率测试 |
| 2.4.2 力学性能测试 |
| 2.4.3 电导率测试 |
| 2.4.4 热扩散与热导率 |
| 第3章 LA-CVI-C/SiC复合材料的传质通道制备工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光加工扫描方式的影响 |
| 3.2.1 单环线扫描加工方式 |
| 3.2.2 螺旋线扫描加工方式 |
| 3.3 激光加工参数的影响 |
| 3.3.1 飞秒激光加工功率 |
| 3.3.2 飞秒激光扫描速度 |
| 3.3.3 飞秒激光扫描间距 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 LA-CVI-C/SiC复合材料的传质通道微结构设计与过程模拟验证 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 建立传质演变耦合模型 |
| 4.2.1 建立气体扩散的模型 |
| 4.2.2 传质模型 |
| 4.2.3 孔隙率演变方程 |
| 4.3 传质通道设计对C/SiC复合材料微结构的影响与耦合验证 |
| 4.3.1 传质通道直径的影响与耦合验证 |
| 4.3.2 传质通道间距的影响与耦合验证 |
| 4.3.3 传质通道排布的影响与耦合验证 |
| 4.3.4 传质通道介入时机的影响与耦合验证 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 LA-CVI-C/SiC复合材料的力学性能与失效机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 传质通道设计对C/SiC复合材料的力学性能的影响与分析 |
| 5.2.1 弯曲性能及失效机制 |
| 5.2.2 拉伸性能及失效机制 |
| 5.2.3 压缩性能及失效机制 |
| 5.2.4 剪切性能及失效机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 LA-CVI-C/SiC复合材料的定向封填与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 SiCw定向封填LA-CVI-C/SiC复合材料 |
| 6.2.1 微观结构 |
| 6.2.2 力学性能 |
| 6.2.3 热导性能 |
| 6.3 CNTs定向封填LA-CVI-C/SiC复合材料 |
| 6.3.1 微观结构 |
| 6.3.2 力学性能 |
| 6.3.3 介电性能 |
| 6.3.4 热导性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的论文及申请专利 |
| 致谢 |
（9）HTVIP致密C/C外壳及SiC涂层材料与隔热性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 注释表 |
| 缩略词 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义和研究背景 |
| 1.2 热防护系统概述 |
| 1.2.1 热防护系统的发展历程及未来发展趋势 |
| 1.2.2 热防护系统在航空航天上的应用 |
| 1.3 CMC热防护系统材料的国内外研究现状 |
| 1.3.1 国外的研究现状 |
| 1.3.2 国内的研究现状 |
| 1.4 HTVIP材料的设计思想与隔热理论基础 |
| 1.4.1 HTVIP材料的设计思想 |
| 1.4.2 HTVIP材料的隔热理论基础 |
| 1.5 本文研究主要内容 |
| 第二章 实验过程及研究方法 |
| 2.1 实验材料及设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.3 HTVIP材料的制备过程 |
| 2.3.1 技术路线和制备步骤 |
| 2.3.2 碳纤维预制体的制备 |
| 2.3.3 C/C外壳层的增密过程 |
| 2.3.4 CVD SiC涂层的制备 |
| 2.4 材料的微观结构表征 |
| 2.5 材料的性能测试 |
| 第三章 HTVIP碳纤维外壳织物的细观结构设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 HTVIP外壳织物的细观结构模型 |
| 3.2.1 2D和2.5D编织体外壳的结构特征 |
| 3.2.2 细观结构模型的建立 |
| 3.2.3 模型的适应性分析 |
| 3.3 HTVIP外壳织物内孔隙尺寸分析 |
| 3.3.1 经/纬纱密度对2D和2.5D编织体内孔隙尺寸的影响 |
| 3.3.2 纱线细度对2D和2.5D编织体内孔隙尺寸的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 HTVIP C/C外壳的制备工艺及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 CVI工艺增密C/C外壳过程的研究 |
| 4.2.1 热解碳基体的微观形貌 |
| 4.2.2 密度及孔隙率的变化规律 |
| 4.2.3 孔隙分布规律 |
| 4.3 PIP工艺对C/C外壳致密性的影响 |
| 4.3.1 PIP致密化过程和增密机理 |
| 4.3.2 PIP增密后的微观形貌 |
| 4.3.3 CVI沉积时间对PIP致密化的影响 |
| 4.3.4 PIP过程中的孔隙分布变化规律 |
| 4.3.5 C/C外壳气体透过性能分析 |
| 4.4 致密玻璃炭涂层的性能研究 |
| 4.4.1 玻璃炭涂层的制备 |
| 4.4.2 玻璃炭涂层的微观结构 |
| 4.4.3 玻璃炭涂层对C/C外壳气体透过性的影响 |
| 4.4.4 玻璃炭涂层的致密机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 HTVIP C/C外壳表面SiC涂层设计及性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 CVD SiC涂层的制造缺陷与控制 |
| 5.2.1 CVD SiC涂层的制造缺陷 |
| 5.2.2 缺陷的控制 |
| 5.3 CVD SiC涂层热应力数值模型的建立与分析 |
| 5.3.1 SiC涂层裂纹的形成机制 |
| 5.3.2 SiC涂层热应力模型的建立 |
| 5.3.3 SiC涂层热应力分析 |
| 5.4 CVD SiC涂层对C/C外壳气体透过性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 HTVIP材料隔热性能及热流动态仿真 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 C/C复合材料外壳传热性能 |
| 6.2.1 2D和2.5D C/C复合材料外壳的传热特征 |
| 6.2.2 2D和2.5D结构对C/C复合材料外壳热导率的影响 |
| 6.3 HTVIP隔热性能 |
| 6.3.1 SiC泡沫芯材性能 |
| 6.3.2 HTVIP红外热成像 |
| 6.3.3 HTVIP导热系数预测模型的建立与评估 |
| 6.4 HTVIP热流动态仿真 |
| 6.4.1 模型的建立 |
| 6.4.2 温度和热流模拟 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 进一步研究计划 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
（10）碳纤维增强多层（PyC-SiC）n基复合材料制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 研究现状综述 |
| 1.2.1 C/C复合材料的特点及应用 |
| 1.2.2 C/C–SiC复合材料的特点及应用 |
| 1.2.3 C/C–SiC复合材料的制备工艺 |
| 1.2.4 C/C和 C/C–SiC复合材料的组成 |
| 1.2.5 多层结构在复合材料界面和基体中的应用 |
| 1.3 问题的提出 |
| 1.4 研究目标和内容 |
| 第2章 实验原理和方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验原材料 |
| 2.2.1 预制体 |
| 2.2.2 前驱体、载气和惰性气体 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 多层织构C/C复合材料的制备工艺 |
| 2.4.2 多层基体C/(PyC–SiC)_n复合材料的制备工艺 |
| 2.5 材料的微观结构表征 |
| 2.5.1 密度及开孔孔隙率 |
| 2.5.2 孔径分布 |
| 2.5.3 多层基体C/(PyC–SiC)_n复合材料各组分含量的测定 |
| 2.5.4 偏光显微分析 |
| 2.5.5 X射线衍射分析 |
| 2.5.6 拉曼光谱分析 |
| 2.5.7 扫描电镜形貌观察和能谱分析 |
| 2.6 材料的性能测试 |
| 2.6.1 力学性能 |
| 2.6.2 内耗性能 |
| 2.6.3 导电性能 |
| 2.6.4 电磁屏蔽性能 |
| 2.6.5 热膨胀性能 |
| 2.6.6 导热性能 |
| 第3章 多层织构C/C复合材料制备及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多层织构C/C复合材料的制备 |
| 3.2.1 预制体结构 |
| 3.2.2 工艺过程及参数 |
| 3.2.3 致密化过程 |
| 3.3 多层织构C/C复合材料微观结构与表征 |
| 3.3.1 微观结构 |
| 3.3.2 热解碳基体的XRD和 Raman表征 |
| 3.4 多层织构C/C复合材料的力学性能研究 |
| 3.4.1 弯曲强度和断裂形貌 |
| 3.4.2 HT热解碳层对力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 多层基体C/(PyC–SiC)2复合材料探索研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多层基体C/(PyC–SiC)2复合材料的制备 |
| 4.2.1 预制体结构 |
| 4.2.2 工艺过程及参数 |
| 4.3 多层基体C/(PyC–SiC)2复合材料的微观结构表征 |
| 4.4 多层基体C/(PyC–SiC)2复合材料的性能研究 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 抗氧化性能 |
| 4.4.3 电磁屏蔽性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料制备及微观结构 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的制备 |
| 5.2.1 热解碳基体的沉积工艺 |
| 5.2.2 碳化硅基体的沉积工艺 |
| 5.2.3 C/(PyC–SiC)_n复合材料的制备过程 |
| 5.3 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的微观形貌及结构分析 |
| 5.3.1 组分含量、密度及孔隙 |
| 5.3.2 PLM和 SEM微观形貌 |
| 5.3.3 XRD和 Raman结构分析 |
| 5.4 SiC在热解碳表面的生长行为 |
| 5.5 热处理对C/(PyC–SiC)_n复合材料微观结构的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料力学和物理性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的力学性能 |
| 6.2.1 弯曲强度和断裂韧性 |
| 6.2.2 断裂形貌 |
| 6.3 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的内耗性能 |
| 6.3.1 频率对内耗的影响 |
| 6.3.2 温度对内耗的影响 |
| 6.3.3 微结构损伤对内耗的影响 |
| 6.3.4 内耗机制 |
| 6.4 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的热物理性能 |
| 6.4.1 热膨胀性能 |
| 6.4.2 导热性能 |
| 6.5 不同基体层数C/(PyC–SiC)_n复合材料的电磁性能 |
| 6.5.1 导电性能 |
| 6.5.2 电磁屏蔽效能 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、C/C复合材料正压CVI工艺的实验探索（论文参考文献）
- [1]C/C-ZrC复合材料的制备及性能研究[D]. 朱家缔. 中国运载火箭技术研究院, 2021(02)
- [2]旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究[D]. 龚静博. 兰州理工大学, 2021(01)
- [3]间歇加热定向脉冲气流TG-CVI法制备C/C复合材料工艺与性能研究[D]. 李周. 兰州理工大学, 2021(01)
- [4]C/C-Si C复合材料的组合工艺制备及基体改性研究进展[J]. 姚熹,闫联生,李崇俊,王坤杰,王玲玲. 炭素, 2021(01)
- [5]Cf/C-ZrB2-SiC-ZrC复合材料的制备及其性能研究[D]. 苏纯兰. 济南大学, 2020(01)
- [6]碳化硅纳米线的形成机制及其在Cf/SiC复合材料应用的研究[D]. 梁健俊. 湖南大学, 2019(01)
- [7]高速电梯安全钳用碳/碳复合材料摩擦块的研制及应用[D]. 郭晨. 西安工程大学, 2019(02)
- [8]LA-CVI法制备C/SiC陶瓷基复合材料的微结构设计与性能调控[D]. 王晶. 西北工业大学, 2018(02)
- [9]HTVIP致密C/C外壳及SiC涂层材料与隔热性能研究[D]. 汪洋. 南京航空航天大学, 2018
- [10]碳纤维增强多层（PyC-SiC）n基复合材料制备及性能研究[D]. 贾研. 西北工业大学, 2018