一、碳化硅耐火材料的成型及其烧结性能研究（论文文献综述）
张德航[1]（2021）在《无水炮泥的材质优化及性能改善》文中指出
安建成[2]（2020）在《矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究》文中提出铝矾土是我国的战略资源,合成矾土基莫来石为我国丰富的铝矾土资源提供了综合利用的有效途径,但目前合成的矾土基均质莫来石应用过程中存在热态结合强度低、抗热震性较差以及不耐侵蚀等弱点。在莫来石材料中引入SiC,可弥补其不足,但目前采用外加SiC或碳热还原原位生成SiC的方法,存在机械混合不均匀、烧结难度大或工艺复杂、成本高、不易产业化的缺点。为此,本工作以合成矾土基均质莫来石骨料和细粉为主要原料,以酚醛树脂为结合剂,引入Si粉,利用Si高温还原气氛下原位生成非氧化物晶须的新方法来制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料,工艺简单、成本低、可实现工业化大规模生产。研究了Si粉加入量、温度以及添加物（Al、Zn和SiC粉）对复相材料组成、结构和性能的影响规律,并探讨了莫来石中杂质对Si反应和SiC晶须生长的催化机理,SiC和O’-Si Al ON在复杂体系中的生长机理,以及晶须状SiC和O’-Si Al ON对复相材料增强增韧机理等,研究结果如下:在矾土基莫来石体系中引入Si粉,在高温埋炭条件下,Si可与C、CO、N2等反应,生成非氧化物SiC和O’-Si Al ON晶须,从而制备莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料。SiC和O’-Si Al ON晶须填充气孔,并与莫来石直接结合,使复相材料结构致密、强度高,材料具有较好烧结性能。莫来石中的Fe2O3、Ti O2杂质可促进Si反应及催化晶须状SiC和O’-Si Al ON生长,不需外加催化剂,可形成材料内的自催化。SiC和O’-Si Al ON晶须的生长机制为VS和VLS。在引入Si粉的基础上,添加适量（1-2%）的Al、Zn和SiC粉,有助于Si反应生成晶须状SiC和O’-Si Al ON,并提高复相材料的致密度和强度。其原因在于添加物在高温下可增加试样中气相压力,促进气相传输、反应。而过量添加物使试样中气相压力过大而逸出,致使复相材料结构疏松,降低其烧结性能。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有较高的高温力学性能和优良的抗热震性,其高温强度和抗热震性分别比莫来石砖提高10倍和2倍以上,Si粉的较佳加入量为10%。高温强度和抗热震性提高的原因在于SiC和O’-Si Al ON与莫来石基体形成直接结合,起钉扎、锚固作用,增强效果显着;SiC和O’-Si Al ON晶须形成交叉连锁的网络结构,断裂时SiC和O’-Si Al ON晶须桥连、拔出以及裂纹偏转等,消耗大量断裂功,增韧效果显着。在引入Si粉的基础上,引入适量Al粉,材料中除形成晶须状SiC和O’-Si Al ON外,还生成针状Al N,且引入Al有助于非氧化物晶体发育长大,增强作用显着,高温强度提高80%。引入少量Zn（<1%）对复相材料高温机械性能影响不大,过量Zn粉会劣化材料高温性能,原由是Zn在高温下以气态逸出,破坏材料结构。引入1-5%的SiC粉,材料高温力学性能变化不大,抗热震性明显提高,主要由于SiC总量增加。矾土基莫来石砖抗碱侵蚀性较差,引入Si粉制备的复相材料具有良好的抗碱侵蚀性能。与莫来石材料相比,复相材料1100℃、1300℃碱侵蚀质量增重逐渐减小,强度增加。侵蚀层结构致密,试样内部SiC和O’-Si Al ON仍然存在,且其形貌与碱侵蚀实验前相同。再引入Al、Zn、SiC粉体后,复相材料均表现出良好的耐碱性,引入适量Al、Zn粉有助于进一步提高复相材料的抗碱侵蚀性能,而引入SiC后复相材料的抗碱侵蚀性能略有降低。碱侵蚀的过程为:在活性较高的碱介质中,莫来石、Si Al ON和SiC首先与CO反应生成刚玉和石英相,然后K或K2O再与刚玉、石英或者直接与莫来石反应生成钾霞石、白榴石和高钾玻璃相,进而使复相材料遭到侵蚀。复相材料耐碱性改善的机理是试样中的SiC和O’-Si Al ON对结构的增强作用及其体系碱侵蚀后形成的钾玻璃相使材料结构致密化,阻碍了碱进一步进入试样内部。矾土基莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料具有优良的抗氧化性,其氧化特性为保护性氧化,即氧化时复相材料表面的O’-Si Al ON和SiC先氧化,氧化产物Si O2与莫来石中杂质形成玻璃膜,封闭气孔,阻碍氧气进入试样内部;氧化产物Si O2和Al2O3反应可形成含莫来石的致密保护层,可减少氧气进入试样。引入适量的Al、Zn和SiC粉,可提高复相材料的抗氧化性。
李凤友[3]（2020）在《纳米η-Al2O3粉制备烧结刚玉及碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料》文中进行了进一步梳理本文以活性高的纳米η-Al2O3粉为原料,采用常压固相烧结制备出致密烧结刚玉,研究了不同烧成工艺下烧结刚玉的性能,及烧结助剂TiO2对其性能的影响,并计算烧结激活能分析了纳米η-Al2O3粉的烧结行为,构建转化模型分析了η-Al2O3的转化机理。为确定碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料中莫来石结合相的最佳烧成工艺,采用原位固相反应烧结合成了莫来石,研究了不同硅源及温度对合成莫来石的影响,及烧结助剂TiO2对其性能的影响,并分析了莫来石形成机理。在此基础上,通过预氧化处理后进行埋碳烧结,研究了不同烧成工艺下碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料的性能。得出以下结论:（1）在1650℃保温6 h时,烧结刚玉的体积密度为3.74 g·cm-3,显气孔率为1.7%;晶间结合紧密,以穿晶断裂为主,晶粒尺寸3.5～7.5μm;此时,纳米η-Al2O3烧结激活能较低有利于实现致密刚玉的低温制备。（2）烧结助剂TiO2加入量为2wt%时,烧结刚玉在1600℃下体积密度达到3.70 g/cm3以上,显气孔率达到最小,为1.2%;晶体发育良好,其晶粒尺寸达到10～30μm;η-Al2O3到α-Al2O3的相变首先在氧化铝颗粒表面进行。（3）相比石英粉,硅灰和复合粉（白泥:石英粉=25:75）,以白泥为硅源,在1550℃下合成的莫来石性能最佳,体积密度为2.86 g/cm3,显气孔率为3.5%,抗折强度为135.6 MPa;以石英粉和硅灰为硅源制备的莫来石晶体为短柱状,以白泥和复合粉为硅源制备的莫来石晶体为长柱状。（4）纳米η-Al2O3首先与白泥中分解出来的无定形SiO2反应形成莫来石,与石英粉和硅灰中SiO2反应时,η-Al2O3首先转化成α-Al2O3然后再与SiO2反应合成莫来石。（5）烧结助剂TiO2加入量为4wt%时,以硅灰为硅源合成的莫来石在1500℃下体积密度为2.98 g/cm3,显气孔率为2.3%,抗折强度为285.1 MPa。（6）复相材料在成型压力为200 MPa,预氧化时间为3 h,煅烧温度为1600℃下的体积密度为2.81 g/cm3,显气孔率为3.1%,常温抗折强度为142.6MPa,氧化增重率为0.67%;ZrO2煅烧后失稳由c-ZrO2转变为m-ZrO2,并均匀分布于试样中,莫来石晶体发育良好,与碳化硅间结合紧密。
刘江波[4]（2019）在《全氧燃烧玻璃窑用镁铝尖晶石耐火材料的制备及性能研究》文中研究表明全氧燃烧技术具有节约燃料、减小环境污染以及提高玻璃质量等优点,是玻璃工业的重要发展方向。随着该技术的发展,玻璃熔窑内温度及碱蒸汽、水蒸气等侵蚀性介质含量大幅度提高,并且可能在自身重力及相互应力作用下导致大碹顶部耐火材料受到严重侵蚀并产生较大的蠕变,这就对玻璃熔窑大碹用耐火材料的抗侵蚀性能和高温蠕变性能提出了更高的要求。相比于在这一技术领域目前已广泛采用的硅质、莫来石质及刚玉质耐火材料,镁铝尖晶石材料具有强度大、热膨胀系数小、热导率低及抗侵蚀性强等优点,有应用于全氧燃烧玻璃窑大碹用耐火材料的应用前景;由于镁铝尖晶石材料存在难烧结,强度不高、高温荷重条件下蠕变速率较大等问题,进行玻璃窑用镁铝尖晶石耐火材料的研究,提高其抗高温蠕变性能及抗气相介质侵蚀能力具有重要的意义和实用价值。基于此,本论文通过离子固溶活化晶格及在尖晶石晶界处构建力学性能优良的功能相来改善镁铝尖晶石材料的烧结性能、高温蠕变性能和抗侵蚀性能。引入ZnO,利用Zn2+离子置换镁铝尖晶石中的Mg2+离子活化晶格以促进镁铝尖晶石烧结;引入Y2O3,利用其与富铝尖晶石中的Al2O3原位反应形成低蠕变率钇铝石榴石相调节晶界结构,提高材料的蠕变性能;引入La2O3,利用其与富铝尖晶石中的Al2O3及MgAl2O4反应原位形成板片状高韧性的镁基六铝酸镧相来改善镁铝尖晶石材料的高温蠕变性能和韧性。在此基础上,探讨了镁铝尖晶石材料中掺杂离子赋存状态变化对其烧结性能、高温蠕变性能、抗碱蒸汽侵蚀及水蒸气侵蚀性的影响机理,为其在全氧燃烧玻璃窑大碹中的应用提供理论依据。研究主要结论如下:1.ZnO、Y2O3和La2O3三种添加剂均可有效地促进镁铝尖晶石烧结,促烧机理存在差异。Zn2+离子可部分置换镁铝尖晶石中的Mg2+离子形成固溶体,活化后的晶格中离子扩散和传质速率加快,尖晶石材料的烧结活化能降低;Y2O3引入后,一部分Y3+离子固溶到镁铝尖晶石晶格中,另一部分与尖晶石中已固溶的Al2O3反应原位生成钇铝石榴石第二相均匀分布在尖晶石晶界上,提高了尖晶石材料的烧结活性;引入适量La2O3,可与尖晶石中已固溶的Al2O3原位反应形成板片状第二相镁基六铝酸镧,促进尖晶石烧结。2.在镁铝尖晶石耐火材料中引入适量ZnO、Y2O3及La2O3后,可分别通过固溶强化、原位形成钇铝石榴石及镁基六铝酸镧第二相提高其力学性能。当ZnO引入量为1.2 wt%时,材料的常温抗折强度、耐压强度和弹性模量分别由18.2MPa、57.0MPa和71.8GPa提高到23.2MPa、79.8MPa和90.5GPa;当Y2O3和La2O3添加量分别为2 wt%和0.4 wt%时,材料的常温抗折强度、耐压强度和弹性模量进一步提高。3.ZnO通过固溶强化提高镁铝尖晶石耐火材料的断裂能以及蠕变活化能。当ZnO的添加量为1.2 wt%时,材料的常温断裂能从122.2kJ/mol增大到378.6kJ/mol,1400℃的断裂能从212.6kJ/mol增大到447kJ/mol,压缩蠕变率从0.38%减小为0.14%,蠕变活化能由未添加ZnO的尖晶石耐火材料的799kJ/mol增大到960kJ/mol。低蠕变第二相钇铝石榴石的原位形成通过陶瓷相结合进一步提高了镁铝尖晶石耐火材料的断裂能以及蠕变活化能。当Y2O3的添加量为2 wt%时,材料的常温断裂能增大到405.1kJ/mol,1400℃的断裂能增大到759.8kJ/mol,高温压缩蠕变率减小为0.08%,蠕变活化能进一步增大到1088kJ/mol。板片状高韧性镁基六铝酸镧的原位形成可以通过晶界显微结构调控提高镁铝尖晶石耐火材料的断裂能以及蠕变活化能,且高温蠕变率接近零。4.引入ZnO虽然可以提高镁铝尖晶石质耐火材料致密程度,但因材料内气孔分布及平均孔径变化不大,对其抗碱蒸汽侵蚀性能的改善作用不明显;而引入Y2O3、La2O3后,可在镁铝尖晶石晶界处形成钇铝石榴石和镁基六铝酸镧将镁铝尖晶石晶粒包裹,不仅降低了镁铝尖晶石材料的显气孔率,还减小了气孔的平均尺寸,提高了材料的抗碱蒸汽侵蚀性能。镁铝尖晶石耐火材料在高温水蒸气环境中较为稳定,基本不发生化学反应,添加ZnO后对其抗水蒸气侵蚀性无明显影响。而添加Y2O3或La2O3后,使镁铝尖晶石中的CaO或CaO与Al2O3反应生成少量的CaAl12O18聚集在晶界上,导致镁铝尖晶石耐火材料的抗高温水蒸气侵蚀的能力略有降低。
田江洲[5]（2019）在《太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究》文中研究指明第3代太阳能热发电储热陶瓷要求具有优异的抗热震性能和热导率,来实现储热系统的运行效率;SiC陶瓷所具有的优异性能较好的满足上述要求,为了进一步降低制备成本、提高热学性能,本研究通过反应烧结机理设计了原位合成SiC晶须（SiC whiskers,SiCw）作为增强相结合SiC复相陶瓷。首先系统分析了Si粉添加量和烧成温度对SiCw/SiC复相陶瓷的物理性能、显微结构、相组成的影响和变化规律,探讨了SiCw的合成机理;接着引入Fe2O3作为SiCw生长催化剂,研究Fe2O3对样品性能的影响,分析其催化机理;然后添加烧结助剂Y2O3来实现SiCw/SiC复相陶瓷的致密化改性;最后研究PCM复合SiC基复相储热陶瓷的相容性机理。通过XRD、SEM、FE-SEM等现代测试表征手段分析样品的相组成、显微结构与性能之间的关系,主要研究成果如下:（1）以级配SiC、AlN和Si粉为基体原料设计了A系列配方,通过埋粉烧成方法成功制备了SiCw/SiC复相陶瓷。结果表明,Si粉在高温下形成部分液相促进了传质,样品的致密度和抗折强度随着Si添加量的增加而改善。显微结构显示在晶粒空隙和表面密布着大量原位生长的SiCw,由于大量气体产生导致样品结构疏松。SiCw形貌影响因素主要有Si添加量和烧成温度,其适宜的添加量和烧成温度为1550℃烧成的A4样品（10.39 wt%Si）,晶须呈长直状。当烧成温度大于1550℃时,有哑铃状SiCw生成。SiCw以VS机制生长,反应中间产物SiO、CO的气-气反应控制着成核生长阶段,到调整阶段后多余的SiO沉积在SiCw表面形成了保护层。经1550℃烧成A4样品综合性能最优,Wa、Pa、D以及σb分别为:14.69%、31.54%、2.15 g/cm3、29.68 MPa;原位自组装的网状SiCw作为高导热通道提高了样品热导率,室温热导率和比热容分别为6.74 W/（m·K）,0.81 J/（g·K）,储热密度为994.50 kJ/kg（ΔT=975℃）。经30次抗热震循环（室温1000℃）后,SiCw仍稳定存在,强度增加了34.91%,达40.04 MPa。经1300℃氧化100 h后由于晶内氧化所导致的体积效应使保护膜破裂,SiCw氧化消失,氧化增重为61.43 mg/cm2。（2）在A4配方基础上引入Fe2O3作为晶须生长催化剂,设计了CF系列配方组成。结果表明,Fe2O3的引入调控和改善了SiCw的形貌和SiCw/SiC复相陶瓷的性能。Fe2O3引入后最佳烧成温度由1550℃降至1500℃,Fe2O3在还原气氛下首先被还原为单质Fe后与Si形成Fe-Si合金液滴,SiCw合成机理转变为VLS机制,继而优化SiCw形貌。随着烧成温度和Fe2O3添加量的增加,晶须直径变大,分布密度下降,弯晶增加,出现分叉生长。经1500℃烧成的CF3（1.5wt%Fe2O3）样品具有最佳综合性能,其Wa、Pa、D以及σb分别为12.87%、28.32%、2.20 g/cm3和42.38 MPa。缺陷少、大长径比的晶须显着降低了基体-晶须势垒和气孔势垒,样品热导率达13.75 W/（m·K）,提高了1.03倍,储热密度为1101.75 kJ/kg。由于Fe2O3的助烧作用进一步提高了致密度,CF4样品的热导率达18.74 W/（m·K）,但高温性能较差。样品中的单质Fe或者Fe2+在高温热处理过程中逐渐氧化为Fe3+并迁移到样品表面,形成氧化膜。样品初始抗折强度的提高和致密度的增加改善了样品的高温性能,CF3样品抗热震后强度增加了22.08%,残余强度为51.83 MPa,氧化增重为43.18 mg/cm2。（3）为了促进SiCw/SiC复相陶瓷的致密化以达到改性效果,在CF3配方基础上添加Y2O3作为烧结助剂,设计了DS系列配方。结果表明,Y2O3的添加降低了β-Sialon相的合成温度,提高了样品的致密度,样品的物理性能显着提高。XRD分析表明经1550℃烧成样品形成了YAG相。显微结构表明SiCw的形貌分化为纤维状和短柱状,晶须合成量显着减少,说明Y2O3在形成液相时消耗大量Si源,致密化的同时限制了SiCw在一维方向上的生长。综合考虑其高温性能和服役环境,选取经1525℃烧成DS3（9 wt%Y2O3）样品为最佳样品,其Wa、Pa、D以及σb分别为11.19%、26.51%、2.37 g/cm3和75.98 MPa。样品致密度的提高降低了气孔-声子散射,室温热导率提高至19.45 W/（m·K）,比热容为0.96J/（g·K）,储热密度为1121.25 kJ/kg。β-Sialon晶粒结构为玻璃相结合,不同的热处理制度形成不同的析出相,加速了β-Sialon的氧化分解,高温稳定性较差,导致样品的抗热震性能和抗氧化性能不一致。经30次抗热震实验后析出YAG,样品残余强度为69.30 MPa,强度损失率为8.70%。经1300℃氧化100 h后析出Y2Si2O7,DS2样品的抗氧化性能最优,氧化增重为50.19 mg/cm2。（4）Al-Si-Cu合金结合SiC基陶瓷储热陶瓷相容性较好,储热密度为1489.25kJ/kg。Al-Si-Cu合金主要沿着基体中孔隙在毛细管力的作用下发生渗透。NaCl结合SiC基储热陶瓷化学相容性较好,但使用温度大于NaCl熔点,导致熔融盐沿着气孔和密封盖处泄漏。
张路路[6]（2019）在《层状HfB2-SiC基陶瓷材料的制备与性能研究》文中指出HfB2陶瓷具有高熔点、高硬度、高热导率及其良好的耐腐蚀性,是目前高温航空航天领域研究较多的候选材料。纯HfB2粉体难以烧结致密,且由于其固有脆性限制了在高温极端环境下的应用。基于仿生结构的启发,以HfB2、SiC粉体为原料在1900°C、30 MPa条件下成功制备出层状HfB2-SiC/SiC陶瓷。研究了层状陶瓷的制备工艺、力学性能、抗热震性能、抗氧化和抗烧蚀性能。采用流延成型工艺制备层状流延片。当基体层粘结剂含量为15 wt.%、界面层粘结剂含量为40 wt.%,搅拌时间为12 h,可制得分散均匀且具有一定柔韧性的流延片。通过热重分析确定脱脂工艺的温度为650 ℃,脱脂速度为0.2 o C/min,保温1 h。通过控制界面成分配比制备出两种层状HfB2-SiC/SiC陶瓷,分别标记为LHS1（界面:HfB2-80 vol.%SiC）和LHS2（界面:HfB2-90 vol.%SiC）。LHS1在平行和垂直方向的弯曲强度分别为413 MPa与371 MPa,LHS2的弯曲强度分别为385 MPa与305MPa。LHS1与LHS2在平行方向的断裂韧性分别为10.2 MPa·m1/2与7.4 MPa·m1/2。平行方向较高的韧性是由于界面层的存在促使裂纹偏转、分叉,延长了裂纹的扩展路径,消耗了大量断裂功。界面层中过高含量的SiC使得试样难以烧结致密,导致LHS2的力学性能低于LHS1。层状LHS1和单相HS陶瓷随着热冲击温度的变化,残余强度逐渐降低。层状LHS1的临界热震温差（平行方向:554 ℃,垂直方向:526 ℃）高于单相HfB2-SiC（HS）陶瓷的临界热震温差459 ℃。1020 ℃水淬后,单相HS发生贯穿性断裂,而层状LHS1仅有微裂纹形成。这表明,层状结构对裂纹起到较好的偏转作用,抑制了贯穿性裂纹的形成,提高了层状LHS1的抗热震性能。层状LHS1和单相HS在1300 ℃下随着氧化时间的延长氧化加剧。氧化10 h后,LHS1和HS的氧化增重量分别为9.05 mg/cm2和9.55 mg/cm2。氧化速率随时间延长而降低,这是由于生成的SiO2玻璃相填充了材料的孔洞缺陷,有效抑制了氧气进入材料内部继续氧化。经过10 h氧化后,LHS1的弯曲强度和断裂韧性均降低。层状LHS1和单相HS在2000 ℃下烧蚀200 s后试样表面中心烧蚀区的温度分别为2448°C和2285°C,高导热性导致单相HS的表面温度较低。LHS1和HS的质量烧蚀率分别为20 mg·s-1和0.2 mg·s-1,线性烧蚀率分别为0.90μm·s-1和0.45μm·s-1。层状陶瓷的烧蚀率明显高于单相陶瓷,这与层状陶瓷严重的烧蚀形貌一致。
张兆甫[7]（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》文中进行了进一步梳理近年来,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。
李盼[8]（2018）在《碳化硼水选废料制备碳化硼制品的研究》文中研究指明碳化硼具有硬度高、耐磨性好、耐腐蚀性好等诸多优点,被广泛用于蓝宝石晶片的研磨领域。近年来,随着蓝宝石晶片应用量的快速增长,碳化硼研磨料的需求量也日益剧增。在碳化硼研磨料的生产过程中,会产生大量的碳化硼水选废料,由于水选废料的粒度极小（D50≈1μm）且纯度较低,已不能作为蓝宝石的研磨料。目前对碳化硼水选废料尚无有效的回收利用方法。因此,本论文的研究目的是探究出一条以碳化硼水选废料为原料制备碳化硼制品的工艺路线。研究的总体思路是在碳化硼水选废料中配以适量的烧结助剂Al粉,经无压低温液相烧结制成碳化硼制品。既可实现碳化硼水选废料的利用,又可减少其对环境的污染,且制成的碳化硼制品成本低廉,性能优良,具有广阔的应用前景。本文主要研究了生坯模压成型和烧结的优化条件,并对烧结机理进行分析,研究结果如下:首先,研究了碳化硼水选废料的模压成型条件和烧结条件对碳化硼制品性能的影响。得到较优的模压成型条件为:粘结剂为羟丙基甲基纤维素,粘结剂添加量为0.4%,水添加量为10%,制坯压力为30 MPa,保压时间为120 s,在此条件下所制得生坯的显气孔率、体积密度和抗压强度分别为42.31%、1.43 g/cm3和10.28 MPa;较优的烧结条件为:Al添加量为9%,烧结温度为1400℃,保温时间为90 min,烧结气氛为活性炭覆盖下的还原性气氛,在此条件下所得烧结制品的显气孔率、体积密度、抗压强度和抗折强度分别为 19.08%、1.84 g/cm3、246.88 MPa 和 71.10 MPa。其次,研究了碳化硼水选废料生坯的烧结机理,结论如下:（1）适宜的Al添加量能使B4C和Al发生液相烧结,降低烧结温度,提高碳化硼制品的致密化程度;（2）升高烧结温度,促使较稳定的AlB12、AlB12C2和Al3BC相生成,从而提高碳化硼制品的致密化程度;（3）适当延长保温时间,不仅有利于液相Al充分溶入孔隙中,还能促进活性炭的渗入,从而提高碳化硼制品的致密化程度;（4）活性炭的渗碳作用,不仅可得到致密度更高的渗层,还可减少碳化硼制品的氧化;（5）烧结制品的密度和烧结温度的关系符合黄培云粉末烧结综合作用理论;（6）碳化硼水选废料烧结过程中物质的主要迁移机构为粘性流动,且表观活化能为36.58 kJ/mol。
万俊[9]（2017）在《刚玉-铝酸镧复相材料的制备与性能研究》文中研究指明刚玉材料具有熔点高、硬度高、化学性质稳定、耐腐蚀等优良性能,但其韧性较差、热导率高、难于烧结。六铝酸镧和镁基六铝酸镧具有导热系数低、热膨胀系数高、抗氧化性强、高温结构稳定和热化学稳定等特点。为了改善刚玉材料的性能,本研究将铝酸镧作为第二相引入到刚玉材料中,系统地研究了铝酸镧的制备、铝酸镧对刚玉烧结行为的影响、刚玉-铝酸镧复相耐火材料的断裂行为和热震稳定性。研究的结果表明:采用低温固相法制备出了含有La-O-Al键络合物的La AlO3前驱体,将其煅烧到700℃开始形成LaAlO3相,随着煅烧温度的升高晶粒逐渐长大,粉体的粒径逐渐减小;六铝酸镧前驱体煅烧到1300℃开始生成片状的六铝酸镧,在1500℃合成了纯相的六铝酸镧粉体;镁基六铝酸镧晶体在1300℃开始生成,随着煅烧温度的升高获得粉体的粒径逐渐增大。在氧化铝中添加少量的氧化镧和氧化镁时,能够促进其烧结;引入的La2O3和MgO一部分以La3+(或者La3+、Mg2+)的形式固溶到Al2O3晶格中引起晶格膨胀,另一部分与Al2O3反应生成片状结构的六铝酸镧（或者镁基六铝镧）,位于氧化铝的晶界处。六铝酸镧以La2O3、LaAlO3和预合成的六铝酸镧三种引入方式对氧化铝烧结行为有一定的影响,其中以LaAlO3方式引入时,材料的致密化程度相对较高;在氧化铝中原位生成镁基六铝酸镧相能促进烧结,其中以氧化镧和碱式碳酸镁方式引入时,材料的致密化程度相对较高和晶粒发育较好;在氧化铝中生成六铝酸镧或者镁基六铝酸镧相降低了材料的导热系数,且随生成量的增加逐渐减小。在刚玉耐火材料中原位生成片状六铝酸镧和镁基六铝酸镧通过增加裂纹的扩展路径和穿晶断裂,使得材料的常温抗折强度提高了23.2～33.2%,高温抗折强度增加了34.5～68.6%。六铝酸镧和镁基六铝酸镧的形成降低了材料的导热系数,增加了材料的弹性模量,使刚玉耐火材料的抗热震性能有所改善。
张银凤[10]（2017）在《太阳能热发电用堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的研究》文中提出我国太阳能资源丰富、分布广泛,具有广阔的开发与利用前景。但是,太阳辐射具有间断性和不稳定性严重影响了其发展与应用。为了提高太阳能的利用效率以实现大规模应用,储热系统中关键部件-储热材料至关重要,储热材料的研究已成为国内外科学研究重点和热点。堇青石基蜂窝陶瓷储热材料具有原料易得、生产成本低、抗热震性好等优点;铝基合金相变储热材料（Phase Change Material,PCM）的热导率高、储热密度大、热循环稳定性好,将二者复合后制成的堇青石基陶瓷-合金PCM复合储热材料,可同时利用陶瓷基体材料的显热和相变材料的潜热来实现能量的储存与利用,不仅可解决单一相变材料具有不易储存和运输,固液相易分离等自身缺陷,而且可以充分发挥堇青石基陶瓷材料的稳定性,提高储热效率。为此,本文系统地开展了堇青石基陶瓷材料-PCM复合储热材料的制备与性能研究工作。设计了莫来石增强堇青石陶瓷的组成及显微结构,研制了堇青石-莫来石复相陶瓷（后简称为“堇青石基复相陶瓷”）;通过添加烧结助剂提高了堇青石基复相陶瓷材料的致密度和机械强度;采用原位合成碳化硅晶须（SiCw）提高了堇青石基复相陶瓷的热导率,获得了机械强度大、热导率高和高温性能稳定的堇青石基复相陶瓷;研究了影响堇青石基复相陶瓷抗热震性能的因素,探讨了抗热震性机理;研究了堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的储热性能,及堇青石基陶瓷与合金PCM（Al68-Si6-Cu26）之间的相适应性,揭示了复合储热材料失效机理。采用高岭土、滑石和工业氧化铝为主要原料,通过原位合成技术制备了堇青石-莫来石复相陶瓷,重点研究了堇青石与莫来石的原位合成温度及二者质量配比对复相陶瓷结构和性能的影响。同时,与采用商品化莫来石结合堇青石所制备的复相陶瓷的结构和性能进行了对比分析。在堇青石与莫来石的质量配比为8:2时,经1420 oC烧结的复相陶瓷样品（D2样品）的吸水率为14.51%,显气孔率为27.40%,体积密度为1.89 g/cm3,抗折强度为59.21 MPa。相比于采用商品化莫来石结合堇青石复相陶瓷,原位合成的堇青石-莫来石具有更均匀的微观结构和更紧密的晶间结合,将有利于高温稳定性和抗热震性的提高。通过添加烧结助剂（B2O3、Nd2O3及Y2O3）提高了原位合成堇青石-莫来石复相陶瓷的致密度和机械强度。所添加的烧结助剂能在烧结过程中的较低温度下形成液相,起到液相传质作用,从而促进目标晶相的合成,提高复相陶瓷材料的强度;液相的粘滞流动和填充颗粒间的空隙将促进复相陶瓷材料致密化。结果显示,B2O3具有最显着的液相助烧效果,当添加2.0 wt%B2O3时,堇青石-莫来石复相陶瓷样品（F4样品）的合成温度有所降低,吸水率仅为0.03%,显气孔率仅为0.07%,体积密度达2.28 g/cm3,抗折强度提高到116.70 MPa。通过3种不同的途径（二氧化硅+石墨、硅+石墨、硅+酚醛树脂）引入原位合成碳化硅晶须（SiCw）提高了堇青石基复相陶瓷的热导率,同时对比研究了直接添加商品化碳化硅粉末于复相陶瓷中样品的结构与性能。研究发现,硅与石墨原位反应生成碳化硅是较理想的提高热导率的方式。通过固-液反应机理,硅（熔点1410 oC）熔融后逐渐扩散至片状石墨表面,通过持续地传质生成碳化硅晶须,并在复相陶瓷材料内部形成导热通路,一方面使其热导率增加,另一方面起到了晶须增强增韧的作用。以此方式合成的含有40 wt%碳化硅晶须的复相陶瓷试样（K4样品）的热导率为6.14 W/m·K（25 oC）,吸水率和显气孔率分别为6.83%和15.65%,体积密度和抗折强度分别为2.13 g/cm3和104.47 MPa。研究了影响堇青石基复相陶瓷抗热震性能的因素,即颗粒弥散、复相陶瓷组成、复相陶瓷的致密度和机械强度及复相陶瓷的热导率,探讨了抗热震性机理。研究表明,商品化莫来石结合堇青石复相陶瓷中弥散分布的莫来石颗粒周围存在较多环状裂纹,导致热震后样品的强度降低;原位合成堇青石-莫来石复相陶瓷中低热膨胀系数的堇青石含量越高,样品的抗热震性越好;较高的致密度和机械强度有助于样品承受更大的热应力,因而表现出较好的抗热震性;热导率的提高有利于样品中的温度均匀分布,从而减少热应力集中的现象,提高抗热震性。因此,可以减小材料的热膨胀系数,或提高材料强度、致密度和热导率来有效改善抗热震性。通过静态侵蚀试验,研究了堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的中堇青石基陶瓷与合金PCM（Al68-Si6-Cu26）之间的相适应性,分析了二者之间的侵蚀规律,揭示了侵蚀机理。研究发现,堇青石基显热陶瓷基体具有较好的抗侵蚀较好,其与合金PCM之间相适应性良好。静态侵蚀实验表明,堇青石基陶瓷基体和合金PCM之间的侵蚀效应只发生在小范围内。合金PCM中的组分以基体材料中的气孔和玻璃相物质网络为主要通道,在毛细管力和表面张力的作用下向基体材料中缓慢迁移,并形成一层致密的过度层。由于基体中孔洞内分布的碳化硅晶须的填充作用及其与合金PCM的湿润性差,同时过渡层的致密度大,阻碍了合金PCM的进一步侵蚀,侵蚀速率降低并趋于平衡。研究了堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的储热性能。经计算,堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的储热密度为1727.74 kJ/kg。利用数值计算（ANSYS软件）对简化后的储热材料模型在储热过程中的温度场和应力场进行了模拟,找出了储热材料在储热过程中的易损点,即陶瓷基体材料与合金PCM结合处。
二、碳化硅耐火材料的成型及其烧结性能研究（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、碳化硅耐火材料的成型及其烧结性能研究（论文提纲范文）
（2）矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 矾土基均质莫来石 |
| 1.1.1 矾土基均质莫来石的产生背景 |
| 1.1.2 矾土基均质莫来石的研究进展 |
| 1.2 非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.2.1 非氧化物(SiC、SiAlON) |
| 1.2.2 添加SiC、SiAlON对耐火材料常规性能的影响 |
| 1.2.3 添加SiC、SiAlON对耐火材料高温力学性能的影响 |
| 1.2.4 添加SiC、SiAlON对耐火材料抗氧化和抗侵蚀性能的影响 |
| 1.3 原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.1 引入Si原位合成碳化硅的生长机理 |
| 1.3.2 Si引入原位生成非氧化物(SiC、SiAlON)及其对耐火材料性能的影响 |
| 1.3.3 添加物对原位合成非氧化物(SiC、SiAlON)及其耐火材料性能的影响 |
| 1.4 课题的提出 |
| 2 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的制备及常温性能研究 |
| 2.1 Si粉加入量对复相材料常温性能的影响 |
| 2.1.1 实验 |
| 2.1.2 Si对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.2.1 实验 |
| 2.2.2 Al、Zn、SiC与 Si的复合加入对复相材料常温性能的影响 |
| 2.3 物相分析 |
| 2.3.1 加入Si试样的物相组成 |
| 2.3.2 加入Si/Al复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.3 加入Si/Zn复合粉体试样的物相组成 |
| 2.3.4 加入Si/SiC复合粉体试样的物相组成 |
| 2.4 显微结构分析 |
| 2.4.1 试样断口形貌 |
| 2.4.2 加入Si试样的显微结构 |
| 2.4.3 加入Si/Al复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.4 加入Si/Zn复合粉试样的显微结构 |
| 2.4.5 加入Si/SiC复合粉试样的显微结构 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的高温机械性能研究 |
| 3.1 实验内容 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复相材料的高温抗折强度 |
| 3.2.2 复相材料的荷重软化温度 |
| 3.2.3 复相材料的抗热震性能 |
| 3.2.4 显微结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料抗碱侵蚀性能研究 |
| 4.1 实验内容 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 引入Si试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.2 引入Si复合粉体试样的抗碱侵蚀性 |
| 4.2.3 综合讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的抗氧化性研究 |
| 5.1 实验内容 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 引入Si粉试样的抗氧化性 |
| 5.2.2 引入Si/Al复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.3 引入Si/Zn复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.4 引入Si/SiC复合粉体试样的抗氧化性 |
| 5.2.5 综合分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）纳米η-Al2O3粉制备烧结刚玉及碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 氧化铝简介 |
| 1.1.1 氧化铝的种类 |
| 1.1.2 氧化铝的结构及性质 |
| 1.2 烧结刚玉简介 |
| 1.2.1 烧结刚玉的结构及性质 |
| 1.2.2 刚玉的烧结性 |
| 1.2.3 烧结刚玉的种类及应用 |
| 1.3 莫来石简介 |
| 1.3.1 莫来石的结构及性质 |
| 1.3.2 莫来石的烧结性 |
| 1.3.3 莫来石的应用 |
| 1.4 碳化硅简介 |
| 1.4.1 碳化硅的结构及性质 |
| 1.4.2 碳化硅的烧结性 |
| 1.5 莫来石结合碳化硅复相材料简介 |
| 1.5.1 莫来石结合碳化硅复相材料性能 |
| 1.5.2 莫来石结合碳化硅复相材料研究现状 |
| 1.6 氧化锆简介 |
| 1.6.1 氧化锆的结构及性质 |
| 1.6.2 氧化锆在耐火材料中的增韧 |
| 1.7 课题研究的意义与内容 |
| 2.实验部分 |
| 2.1 主要试验原料 |
| 2.2 主要试验仪器 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.3.1 烧结刚玉的制备 |
| 2.3.2 莫来石的制备 |
| 2.3.3 碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料的制备 |
| 2.4 性能检测 |
| 2.4.1 试样的综合热分析 |
| 2.4.2 试样的体积密度和显气孔率 |
| 2.4.3 试样的常温抗折强度 |
| 2.4.4 试样的抗氧化性 |
| 2.4.5 试样的物相组成 |
| 2.4.6 试样的显微结构 |
| 3.纳米η-Al_2O_3粉制备烧结刚玉的研究 |
| 3.1 纳米η-Al_2O_3的烧结行为研究 |
| 3.1.1 纳米η-Al_2O_3粉的物相组成及微观结构 |
| 3.1.2 试样的烧结性能 |
| 3.1.3 试样的微观结构 |
| 3.1.4 试样的烧结机理 |
| 3.2 烧结助剂TiO_2对纳米η-Al_2O_3粉制备烧结刚玉的影响 |
| 3.2.1 烧结助剂TiO_2对试样物理性能的影响 |
| 3.2.2 烧结助剂TiO_2对试样物相组成的影响 |
| 3.2.3 烧结助剂TiO_2对试样微观结构的影响 |
| 3.2.4 纳米η-Al_2O_3的转化机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.纳米η-Al_2O_3粉合成莫来石的研究 |
| 4.1 纳米η-Al_2O_3粉与不同硅源原位合成莫来石的研究 |
| 4.1.1 试样的物理性能 |
| 4.1.2 试样的物相组成 |
| 4.1.3 试样的微观结构 |
| 4.1.4 莫来石的形成机理 |
| 4.2 烧结助剂TiO_2对纳米η-Al_2O_3粉合成莫来石的影响 |
| 4.2.1 烧结助剂TiO_2对试样物理性能的影响 |
| 4.2.2 烧结助剂TiO_2对试样物相组成的影响 |
| 4.2.3 烧结助剂TiO_2对试样微观结构的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5.纳米η-Al_2O_3粉制备碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料 |
| 5.1 原料的综合热分析 |
| 5.2 成型压力对复相材料的影响 |
| 5.2.1 成型压力对试样性能的影响 |
| 5.2.2 成型压力对试样物相组成的影响 |
| 5.2.3 成型压力对试样微观结构的影响 |
| 5.3 预氧化时间对复相材料的影响 |
| 5.3.1 预氧化时间对试样性能的影响 |
| 5.3.2 预氧化时间对试样物相组成的影响 |
| 5.3.3 预氧化时间对试样微观结构的影响 |
| 5.4 烧结温度对复相材料的影响 |
| 5.4.1 烧结温度对试样性能的影响 |
| 5.4.2 烧结温度对试样物相组成的影响 |
| 5.4.3 烧结温度对试样微观结构的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）全氧燃烧玻璃窑用镁铝尖晶石耐火材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 玻璃窑全氧燃烧技术 |
| 1.1.1 发展历程 |
| 1.1.2 全氧燃烧玻璃熔窑的优势 |
| 1.1.3 玻璃熔窑全氧燃烧存在的问题 |
| 1.2 全氧燃烧玻璃窑大碹用耐火材料 |
| 1.2.1 硅质耐火材料 |
| 1.2.2 刚玉质耐火材料 |
| 1.2.3 镁铝尖晶石质耐火材料 |
| 1.3 镁铝尖晶石材料 |
| 1.3.1 结构与特性 |
| 1.3.2 原料种类及特性 |
| 1.3.3 镁铝尖晶石的烧结 |
| 1.4 耐火材料的断裂行为 |
| 1.5 耐火材料的高温蠕变行为 |
| 1.5.1 蠕变过程 |
| 1.5.2 蠕变机理 |
| 1.5.3 蠕变行为的测试方法 |
| 1.6 耐火材料的抗碱蒸汽侵蚀行为 |
| 1.7 耐火材料的高温水蒸气腐蚀行为 |
| 1.8 本论文的提出及主要研究内容 |
| 第二章 镁铝尖晶石的烧结行为研究 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验方案与过程 |
| 2.1.3 结构分析及性能测试 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 烧结性能 |
| 2.2.2 物相演变 |
| 2.2.3 显微结构 |
| 2.2.4 力学性能及热学性能 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 改性MgAl_2O_4 耐火材料的制备及性能研究 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 实验原料 |
| 3.1.2 实验方案与过程 |
| 3.1.3 性能测试及表征 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 显微结构 |
| 3.2.3 物理性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 改性MgAl_2O_4 耐火材料的断裂行为及高温蠕变行为研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.2 改性MgAl_2O_4 耐火材料的断裂行为研究 |
| 4.2.1 常温断裂行为 |
| 4.2.2 高温断裂行为 |
| 4.3 改性MgAl_2O_4 耐火材料的高温蠕变行为研究 |
| 4.3.1 ZnO固溶对材料高温蠕变行为的影响 |
| 4.3.2 YAG原位形成对材料高温蠕变行为的影响 |
| 4.3.3 LMA原位形成对材料高温蠕变行为的影响 |
| 4.4 主要性能对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 玻璃窑高碱蒸汽和水蒸气对MgAl_2O_4 耐火材料的侵蚀研究 |
| 5.1 实验 |
| 5.2 碱蒸汽侵蚀行为研究 |
| 5.2.1 强度变化 |
| 5.2.2 物相及显微结构分析 |
| 5.3 高温水蒸气腐蚀行为 |
| 5.3.1 长度、质量及强度变化 |
| 5.3.2 物相分析及显微结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 总结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 本论文的创新点 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
| 致谢 |
（5）太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景、目的及意义 |
| 1.2 与课题相关的国内外研究进展 |
| 1.2.1 塔式太阳能热发电及其储热材料的研究进展 |
| 1.2.2 高热导率SiC陶瓷材料研究进展 |
| 1.2.3 SiC_w/SiC制备方法研究进展 |
| 1.2.4 SiC基陶瓷的高温性能研究进展 |
| 1.3 课题研究主要内容 |
| 第2章 原位合成SiC_w/SiC复相陶瓷的制备、结构与性能 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 实验用原料 |
| 2.1.2 样品配方组成设计 |
| 2.1.3 样品制备 |
| 2.1.4 样品性能与结构表征方法 |
| 2.2 结果分析与讨论 |
| 2.2.1 影响样品烧成收缩率的因素 |
| 2.2.2 影响样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的因素 |
| 2.2.3 样品相组成分析 |
| 2.2.4 原位合成SiC_w形貌研究 |
| 2.2.5 原位合成SiC_w机理探讨 |
| 2.2.6 样品的热学性能分析 |
| 2.2.7 样品抗热震机理的研究 |
| 2.2.8 样品抗氧化机理的研究 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 Fe_2O_3 对原位合成SiC_w形貌及SiC_w/SiC复相陶瓷性能的影响 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 实验用原料 |
| 3.1.2 样品配方组成设计 |
| 3.1.3 样品制备 |
| 3.1.4 结构、性能表征方法 |
| 3.2 结果分析与讨论 |
| 3.2.1 Fe_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 3.2.2 Fe_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 3.2.3 Fe_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷相组成的影响 |
| 3.2.4 Fe_2O_3对SiC_w形貌的改善及其机理 |
| 3.2.5 Fe_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 3.2.6 Fe_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 3.2.7 Fe_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Y_2O_3对SiC_w/SiC复相陶瓷的致密化改性研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 实验用原料 |
| 4.1.2 样品配方组成设计 |
| 4.1.3 样品制备 |
| 4.1.4 样品结构、性能表征方法 |
| 4.2 结果分析与讨论 |
| 4.2.1 Y_2O_3 对样品烧成收缩率的影响 |
| 4.2.2 Y_2O_3 对样品吸水率、显气孔率、体积密度和抗折强度的影响 |
| 4.2.3 Y_2O_3 对样品的相组成的影响 |
| 4.2.4 Y_2O_3 对样品显微结构的影响 |
| 4.2.5 Y_2O_3 对样品抗氧化性能的影响 |
| 4.2.6 Y_2O_3 对样品抗热震性能的影响 |
| 4.2.7 Y_2O_3 对样品热学性能的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 SiC基复相陶瓷-PCM复合储热材料的研究 |
| 5.1 实验用原料 |
| 5.2 样品制备 |
| 5.3 热循环性能表征方法 |
| 5.3.1 热循环实验方法 |
| 5.3.2 FE-SEM测试 |
| 5.4 结果分析与讨论 |
| 5.4.1 SiC基复相陶瓷与Al-Si-Cu合金的相容性机理研究 |
| 5.4.2 SiC基复相陶瓷与Na Cl的相容性机理研究 |
| 5.4.3 显热-潜热复合储热材料储热密度分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文结论及展望 |
| 6.1 全文结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及参与的科研项目 |
（6）层状HfB2-SiC基陶瓷材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究的目的与意义 |
| 1.2 超高温陶瓷研究现状 |
| 1.2.1 碳化物超高温陶瓷 |
| 1.2.2 硼化物超高温陶瓷 |
| 1.3 HfB_2 基陶瓷材料研究现状 |
| 1.3.1 HfB_2 基陶瓷的烧结工艺 |
| 1.3.2 HfB_2 基陶瓷的抗氧化性 |
| 1.4 层状陶瓷材料的研究进展 |
| 1.4.1 层状陶瓷材料的制备工艺 |
| 1.4.2 层状陶瓷材料的增韧机制 |
| 1.4.3 层状陶瓷材料的抗氧化性能研究 |
| 1.4.4 层状陶瓷材料的抗烧蚀性能研究 |
| 1.4.5 层状陶瓷材料的抗热震性能研究 |
| 1.5 本课题的主要研究内容和创新点 |
| 1.5.1 本课题的主要研究内容 |
| 1.5.2 本课题的主要创新点 |
| 第二章 层状HfB_2-SiC基陶瓷材料的制备及实验方法 |
| 2.1 实验原料和仪器 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 仪器与设备 |
| 2.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的制备工艺 |
| 2.2.1 基体层流延片的制备 |
| 2.2.2 界面层流延片的制备 |
| 2.2.3 成型 |
| 2.2.4 脱脂 |
| 2.2.5 烧结 |
| 2.3 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的测试与表征 |
| 2.3.1 微观形貌及成分分析 |
| 2.3.2 密度测试 |
| 2.3.3 硬度测试 |
| 2.3.4 热扩散系数及热导率测试 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.3.6 抗氧化性能测试 |
| 2.3.7 抗烧蚀性能测试 |
| 2.3.8 抗热震性能测试 |
| 第三章 层状HfB_2-SiC基陶瓷材料的流延成型及脱脂工艺 |
| 3.1 流延成型工艺研究 |
| 3.1.1 球磨时间对基体浆料的影响 |
| 3.1.2 搅拌时间对流延浆料的影响 |
| 3.1.3 干燥环境对流延片的影响 |
| 3.1.4 粘结剂含量对流延片的影响 |
| 3.2 流延片脱脂工艺研究 |
| 3.2.1 TG-DTA曲线 |
| 3.2.2 流延片脱脂前后形貌图 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 层状HfB_2-SiC基陶瓷材料的力学性能及微观结构 |
| 4.1 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的微观结构 |
| 4.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的密度和硬度 |
| 4.3 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 层状HfB_2-SiC基陶瓷材料的抗热震性能研究 |
| 5.1 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的残余强度 |
| 5.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料热震后的宏观形貌 |
| 5.3 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料热震后的微观形貌 |
| 5.4 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的热震机理分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 层状HfB_2-SiC基陶瓷材料的抗氧化和抗烧蚀性能 |
| 6.1 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的静态氧化 |
| 6.1.1 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的氧化增重 |
| 6.1.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料氧化后的微观结构 |
| 6.1.3 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料氧化后的力学性能 |
| 6.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的动态烧蚀 |
| 6.2.1 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的温度曲线 |
| 6.2.2 层状HfB_2-SiC/SiC陶瓷材料的烧蚀形貌 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 在读期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（7）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 |
（8）碳化硼水选废料制备碳化硼制品的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 碳化硼简介 |
| 1.2.1 碳化硼相图及晶体结构 |
| 1.2.2 碳化硼的性能 |
| 1.2.3 碳化硼的应用领域 |
| 1.3 碳化硼水选废料的来源 |
| 1.3.1 蓝宝石晶片研磨材料 |
| 1.3.2 碳化硼水选废料 |
| 1.4 碳化硼制品的致密化烧结 |
| 1.4.1 烧结的定义 |
| 1.4.2 无压烧结 |
| 1.4.3 液相烧结 |
| 1.4.4 碳化硼添加Al烧结的研究 |
| 1.4.5 碳化硼掺碳烧结的研究 |
| 1.5 本文研究的目的意义及内容 |
| 1.5.1 研究目的和意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.6 本文研究的创新点 |
| 第2章 碳化硼水选废料性质的研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 碳化硼水选废料的粒度分析 |
| 2.3 碳化硼水选废料的微观形貌分析 |
| 2.4 碳化硼水选废料的组成分析 |
| 2.5 碳化硼水选废料的物相分析 |
| 2.6 碳化硼水选废料的化学分析 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 碳化硼水选废料生坯成型工艺的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验试剂和仪器 |
| 3.3 生坯制备 |
| 3.3.1 混料和造粒 |
| 3.3.2 模压成型 |
| 3.4 生坯成型条件的研究 |
| 3.4.1 粘结剂种类对生坯性能的影响 |
| 3.4.2 粘结剂含量对生坯性能的影响 |
| 3.4.3 配水量对生坯性能的影响 |
| 3.4.4 制坯压力对生坯性能的影响 |
| 3.4.5 保压时间对生坯性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 碳化硼水选废料生坯烧结工艺的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验准备 |
| 4.2.1 实验试剂及主要设备 |
| 4.2.2 实验步骤 |
| 4.3 碳化硼制品烧结条件的研究 |
| 4.3.1 Al含量对碳化硼制品性能的影响 |
| 4.3.2 烧结温度对碳化硼制品性能的影响 |
| 4.3.3 保温时间对碳化硼制品性能的影响 |
| 4.3.4 烧结气氛对碳化硼制品性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 碳化硼水选废料烧结动力学的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳化硼制品密度与烧结温度的关系 |
| 5.3 碳化硼水选废料的烧结机制 |
| 5.4 烧结机理分析 |
| 5.4.1 Al的液相烧结作用 |
| 5.4.2 活性炭的渗碳作用 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间取得的学术成果 |
（9）刚玉-铝酸镧复相材料的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 前言 |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 刚玉材料概述 |
| 1.1.1 刚玉材料的特性 |
| 1.1.2 刚玉质耐火材料 |
| 1.2 铝酸镧材料 |
| 1.2.1 一铝酸镧 |
| 1.2.2 六铝酸镧 |
| 1.2.3 镁基六铝酸镧 |
| 1.3 刚玉-铝酸镧材料的研究现状 |
| 1.4 研究意义及内容 |
| 1.4.1 研究意义及目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第二章 实验原料及实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验过程 |
| 2.4 性能测试与表征方法 |
| 第三章 铝酸镧的制备 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 实验原料 |
| 3.1.2 实验方案和实验过程 |
| 3.2 一铝酸镧的制备 |
| 3.2.1 前驱体的红外光谱和热分析 |
| 3.2.2 产物的物相分析 |
| 3.2.3 一铝酸镧粉体的形貌、比表面积和粒径 |
| 3.3 六铝酸镧的制备 |
| 3.3.1 前驱体的热分析和红外光谱 |
| 3.3.2 产物的物相分析 |
| 3.3.3 六铝酸镧粉体的形貌 |
| 3.3.4 六铝酸镧粉体的比表面积和粒径 |
| 3.4 镁基六铝酸镧的制备 |
| 3.4.1 混合粉体的热分析 |
| 3.4.2 产物的物相分析 |
| 3.4.3 镁基六铝酸镧粉体的形貌 |
| 3.4.4 镁基六铝酸镧粉体的比表面积和粒径 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 LHA/LMA对氧化铝烧结行为的影响 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 实验原料 |
| 4.1.2 实验方案与试样制备 |
| 4.2 LHA对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.2.1 LHA生成量对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.2.2 LHA引入方式对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.2.3 煅烧温度对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.2.4 材料的导热系数 |
| 4.3 LMA对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.3.1 LMA生成量对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.3.2 LMA引入方式对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.3.3 煅烧温度对氧化铝烧结行为和显微结构的影响 |
| 4.3.4 材料的导热系数 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 刚玉-铝酸镧复相耐火材料性能的研究 |
| 5.1 刚玉-铝酸镧复相耐火材料的制备 |
| 5.1.1 实验方案 |
| 5.1.2 复相材料的制备 |
| 5.2 材料的物相组成和烧结行为 |
| 5.3 材料的强度和断口形貌 |
| 5.3.1 材料的常温强度与断口形貌 |
| 5.3.2 材料的高温强度与断口形貌 |
| 5.4 材料的断裂行为 |
| 5.4.1 楔形劈裂测试后试样的荷载-位移曲线 |
| 5.4.2 楔形劈裂测试后试样的微观断口分析 |
| 5.5 材料的热物理性能 |
| 5.5.1 材料的导热系数 |
| 5.5.2 材料的线膨胀系数 |
| 5.5.3 材料的高温弹性模量 |
| 5.5.4 材料的热震稳定性 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 总结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士学位期间发表的论文及专利 |
| 附录2 攻读硕士学位期间参加的科研项目 |
（10）太阳能热发电用堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 国内外研究进展 |
| 1.2.1 太阳能热发电技术的国内外研究进展 |
| 1.2.2 堇青石基陶瓷储热材料的国内外研究进展 |
| 1.2.3 堇青石-莫来石复相陶瓷材料的国内外研究进展 |
| 1.2.4 提高复相陶瓷材料致密度和机械强度的国内外研究进展 |
| 1.2.5 提高复相陶瓷材料热导率的国内外研究进展 |
| 1.2.6 提高复相陶瓷材料抗热震性的国内外研究进展 |
| 1.2.7 显热-潜热复合储热材料的相适应性研究进展 |
| 1.3 本课题的主要研究内容 |
| 第2章 堇青石-莫来石复相陶瓷的制备及其性能研究 |
| 2.1 实验 |
| 2.1.1 配方组成设计 |
| 2.1.2 样品制备 |
| 2.1.3 性能与结构表征 |
| 2.2 结果分析与讨论 |
| 2.2.1 鄂尔多斯高岭土原料的组成与结构分析 |
| 2.2.2 原位合成堇青石的合成温度范围研究 |
| 2.2.3 原位合成莫来石的合成温度范围研究 |
| 2.2.4 莫来石结合原位合成堇青石复相陶瓷的结构与性能分析 |
| 2.2.5 原位合成堇青石-莫来石陶瓷的结构与性能分析 |
| 2.2.6 最佳堇青石-莫来石陶瓷的优选及其性能分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 提高堇青石-莫来石复相陶瓷的致密度与机械强度的研究 |
| 3.1 实验 |
| 3.1.1 配方组成设计 |
| 3.1.2 样品制备 |
| 3.1.3 性能与结构表征 |
| 3.2 结果分析与讨论 |
| 3.2.1 烧结助剂对复相陶瓷的致密度和机械强度的影响 |
| 3.2.2 烧结助剂对复相陶瓷的合成温度的影响 |
| 3.2.3 烧结助剂的优选及其对复相陶瓷的助烧作用机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 提高堇青石基复相陶瓷热导率的研究 |
| 4.1 实验 |
| 4.1.1 配方组成设计 |
| 4.1.2 样品制备 |
| 4.1.3 结构与性能表征 |
| 4.2 结果分析与讨论 |
| 4.2.1 碳化硅引入途径对复相陶瓷的结构与性能的影响 |
| 4.2.2 碳化硅的引入途径及含量对复相陶瓷的热导率的影响 |
| 4.2.3 碳化硅引入途径的优选及其对提高复相陶瓷的热导率的作用机理 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 堇青石基复相陶瓷抗热震性的研究 |
| 5.1 热震实验方法与结构、性能表征 |
| 5.1.1 热震实验方法 |
| 5.1.2 结构与性能表征 |
| 5.2 结果分析与讨论 |
| 5.2.1 颗粒弥散对复相陶瓷抗热震性的影响 |
| 5.2.2 复相配比组成对复相陶瓷抗热震性的影响 |
| 5.2.3 致密度和机械强度对复相陶瓷抗热震性的影响 |
| 5.2.4 热导率对复相陶瓷抗热震性的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第6章 堇青石基复相陶瓷-PCM的复合储热材料的研究 |
| 6.1 实验 |
| 6.1.1 配方组成 |
| 6.1.2 热循环实验方法 |
| 6.1.3 样品制备 |
| 6.1.4 结构与性能表征 |
| 6.2 结果分析与讨论 |
| 6.2.1 经不同热循环试验时间后样品的微观结构分析 |
| 6.2.2 侵蚀动力学研究 |
| 6.2.3 合金PCM与陶瓷基体材料的侵蚀机理研究 |
| 6.2.4 提高抗侵蚀性的措施 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的性能评价及失效机理研究 |
| 7.1 堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的储热性能 |
| 7.1.1 合金PCM的相变潜热 |
| 7.1.2 堇青石基陶瓷-合金PCM复合储热材料的潜热性能 |
| 7.2 堇青石基陶瓷-PCM复合高温储热材料的温度场和应力场计算 |
| 7.2.1 ANSYS有限元分析过程 |
| 7.2.2 温度场的计算 |
| 7.2.3 热应力与形变量的计算 |
| 7.3 本章小结 |
| 第8章 全文结论 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 下一步研究工作建议 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及参与的科研项目 |
四、碳化硅耐火材料的成型及其烧结性能研究（论文参考文献）
- [1]无水炮泥的材质优化及性能改善[D]. 张德航. 辽宁科技大学, 2021
- [2]矾土基均质莫来石-SiC-O’-SiAlON复相材料的组成、结构及其性能研究[D]. 安建成. 郑州大学, 2020(02)
- [3]纳米η-Al2O3粉制备烧结刚玉及碳化硅-莫来石-氧化锆复相材料[D]. 李凤友. 辽宁科技大学, 2020(02)
- [4]全氧燃烧玻璃窑用镁铝尖晶石耐火材料的制备及性能研究[D]. 刘江波. 武汉科技大学, 2019(08)
- [5]太阳能热发电用SiC储热陶瓷材料的研究[D]. 田江洲. 武汉理工大学, 2019(07)
- [6]层状HfB2-SiC基陶瓷材料的制备与性能研究[D]. 张路路. 山东理工大学, 2019(03)
- [7]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)
- [8]碳化硼水选废料制备碳化硼制品的研究[D]. 李盼. 东北大学, 2018(02)
- [9]刚玉-铝酸镧复相材料的制备与性能研究[D]. 万俊. 武汉科技大学, 2017
- [10]太阳能热发电用堇青石基陶瓷-PCM复合储热材料的研究[D]. 张银凤. 武汉理工大学, 2017(02)