一、自增韧氮化硅陶瓷的显微结构模拟与力学性能预测（论文文献综述）
王为得[1]（2021）在《基于液相组成和显微结构调控的高热导率氮化硅陶瓷的研究》文中研究说明为应对能源和环境问题,全球能源结构正从化石燃料转向电力。在高效控制和转换电力的需求驱动下,功率半导体器件正朝着小型化、高电压、大电流、高功率密度方向发展。由此产生的热应力对器件中陶瓷散热基板提出了更高要求,兼具高热导率和高强度的氮化硅（Si3N4）陶瓷作为潜在的散热基板材料受到了广泛关注。本论文以制备高强度高热导率Si3N4陶瓷为目标,采用气压烧结（GPS）工艺,通过筛选和优化Si3N4原料粉体,设计烧结助剂种类、用量、比例等手段调节烧结时液相的组成和性质,从而影响致密化、相转变及晶粒生长行为,实现对烧结体微观形貌的调控,最终达到优化Si3N4陶瓷性能的目的。本论文主要开展了以下四方面创新性工作:通过液相生成模拟实验和烧结收缩曲线确定了液相烧结的三个阶段:颗粒重排发生在液相形成初期约1400℃,溶解析出过程发生在1400～1750℃,1750～1900℃由于固相骨架的形成进入固相扩散阶段。通过原位热膨胀仪研究了不同烧结制度、不同原料粉体、不同助剂含量和组成条件下致密化、相转变和晶粒发育的演变过程。揭示了通过筛选和优化Si3N4原料粉体、改变烧结助剂用量、稀土和碱土氧化物比例、使用非氧化物助剂等手段调节液相含量、组成和性能,结合烧结制度设计调控致密化、相转变和晶粒生长行为,进而调节烧结体的微观形貌,优化陶瓷性能的可能性。在以上研究基础上创造性地引入微量Si,通过与Si3N4原料粉体表面的Si O2发生硅热还原反应（Si（s）+Si O2（s）=2Si O（g））,将氧以Si O（g）的形式移除,有效地降低了液相中氧含量。烧结时相转变优先于致密化发生,最终形成了突出的双峰形貌。在1900℃保温4 h后,断裂韧性从8.56±0.15 MPa·m1/2提升至9.91±0.13 MPa·m1/2,热导率从90.03 W·m-1·K-1提高至104.50 W·m-1·K-1。除了上述对原料粉体的优化,还开发出硅化物、氢化物两大类非氧化物烧结助剂。探索性地以Zr Si2为烧结助剂制备高热导率Si3N4陶瓷。Zr Si2与Si3N4粉体表面的Si O2发生反应（Si O2（s）+Zr Si2（s）+2N2（g）=Zr O2（s）+Si3N4（s））,原位生成了Zr O2和棒状β-Si3N4颗粒。棒状β-Si3N4起到晶种作用,促进了大尺寸β-Si3N4晶粒的生长。原位生成的Zr O2参与形成液相,促进致密化及β-Si3N4晶粒发育。TEM观察到烧结体中Zr以Zr N相析出,Si3N4晶粒间无明显非晶晶界膜,声子在晶界处的散射减少。在1900℃保温12 h后,使用Zr Si2-Mg O为助剂的Si3N4陶瓷热导率为113.91 W·m-1·K-1,较对照组（Zr O2-Mg O）提升了28%;进一步使用二元非氧化物Zr Si2-Mg Si N2为助剂时热导率最优可达117.32 W·m-1·K-1,较对照组提升32%。首次将稀土金属氢化物（REH2）应用为Si3N4的烧结助剂。La H2、Sm H2稳定性较差,在制备过程中被氧化成La（OH）3、Sm2O3;Gd H2、YH2、Yb H2等较为稳定可以用作Si3N4烧结助剂。预烧结时REH2分解产生的高活性稀土金属单质与Si O2发生原位反应（4RE（s）+3Si O2（s）=3Si（s）+2RE2O3（s））,在移除Si O2的同时原位生成RE2O3。形成的“缺氧-富氮”RE-Si-Mg-O-N液相不仅有利于β-Si3N4的析出和生长,而且有利于降低晶格氧含量,从而改善热导率。以YH2-Mg O为助剂的样品在1900℃保温12 h后断裂韧性、抗弯强度和热导率分别为9.30±0.37MPa·m1/2、693±19 MPa、123.00 W·m-1·K-1。在1900℃保温24 h后,添加Yb H2、YH2、Gd H2为烧结助剂的Si3N4陶瓷热导率分别为131.15 W·m-1·K-1、131.60 W·m-1·K-1、134.90 W·m-1·K-1。由于REH2替代RE2O3作为助剂时大幅度改变了液相组成和性质,使得稀土离子半径对热导率的调控效应被掩盖。此外,过渡金属氢化物Zr H2也可以作为高热导率Si3N4的烧结助剂。Zr H2掺杂样品中的杂质氧通过Si O2→Zr O2→Si O（g）的路径被移除的更加彻底。在1900℃保温12 h后,以Zr H2代替Zr O2作为烧结助剂,热导率从90.20 W·m-1·K-1提升至116.40 W·m-1·K-1。
贾鑫[2]（2021）在《仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究》文中进行了进一步梳理针对陶瓷材料韧性差以及干摩擦学性能不理想的问题,基于仿生结构设计的理念,借鉴木质年轮结构的形态特征,以镍丝作为骨架,制备Si3N4基复合材料。通过对Si3N4/Ni复合材料的力学性能检测,探讨金属Ni丝的添加对陶瓷强韧性的影响并分析其增韧机理;通过多种测试分析手段对Si3N4/Ni复合材料的物相组成和相界面结合关系进行表征,着重研究界面结合处的硬度及相界面物质组成;系统研究复合材料分别与钛合金（TC4）、聚醚醚酮（PEEK）以及陶瓷配副（Si3N4）的摩擦磨损性能,探讨服役环境（大气、水、海水）和摩擦速度对其摩擦磨损性能的影响规律,揭示摩擦面上反应产物的热力学条件以及润滑膜的形成机理与减摩机制。本论文完成的主要工作如下所述。（1）利用冷压与热压烧结相结合的手段,制备获得具有年轮结构的Si3N4/Ni复合材料,通过测试分析证明其界面处产生过渡层（Ni-NiO-（NiO）2SiO2-SiO2-Si3N4）,界面结合良好;镍丝作为陶瓷材料增韧骨架时,在发生断裂时延性金属会吸收部分断裂能,使断口处的裂痕发生明显偏转,从而产生增韧效果,并使陶瓷材料强硬度基本保持不变,如:断裂韧性由纯氮化硅的6.25 MPa·m1/2提升至复合材料的7.18 MPa·m1/2,弯曲强度由纯氮化硅的812 MPa增至复合材料的832.22 MPa。（2）系统研究Si3N4/Ni复合材料与TC4、PEEK配副的摩擦学性能,结果表明,Si3N4/Ni复合材料表现出与纯Si3N4相近的摩擦因数和磨损率。其中,Si3N4/Ni与TC4配副在大气、纯水、海水中的摩擦因数分别为0.208、0.186、0.106;Si3N4/Ni与PEEK配副在大气、纯水、海水中的摩擦因数分别为0.074、0.053、0.065。由于润滑介质的冷却作用抑制了摩擦热的产生,并且磨屑在摩擦过程中易被液体介质带离摩擦界面,因此在水环境下表现出较好的摩擦学性能。总体而言,Si3N4/Ni与PEEK配副的摩擦磨损性能更为优异。（3）深入研究Si3N4/Ni复合材料与Si3N4配副时摩擦学表现,其结果表明,在水环境下,复合材料表现出与纯氮化硅较为近似的摩擦磨损性能,但在无润滑环境下,复合材料的摩擦学性能明显优于纯氮化硅陶瓷,这主要归因于复合材料摩擦表面形成保护润滑膜,该膜中含有具有润滑作用的正硅酸镍（（NiO）2SiO2）,摩擦因数由纯氮化硅自配副的0.418降至与复合材料配副的0.292,磨损率呈现出同样的下降趋势。值得注意的是,当滑动速度由300 r/min增至800 r/min,摩擦表面更加光滑,表面膜更为连续,Si3N4/Ni与Si3N4摩擦副的摩擦因数低至0.144。（4）Si3N4/Ni复合材料能够表现出较为优良的摩擦学性能主要源于摩擦表面形成的化学反应膜,基于热力学第二定律进行相关计算表明,反应产物（NiO）2SiO2符合摩擦化学反应式的热力学条件;同时,结合测试分析结果推断出,在摩擦过程中,反应产物在金属凹陷处聚集,被拖曳成膜,使摩擦副进入边界润滑的状态;基于经典摩擦粘着理论的相关计算结果显示,摩擦因数与表面膜的剪切应力呈线性关系,而表面膜的剪切应力明显低于基体材料,故摩擦副表现出较低的摩擦因数和磨损率。本论文的研究工作已然表明,具有年轮结构的Si3N4/Ni复合材料表现出良好的强韧性以及摩擦磨损性能,达到了材料强韧化与减摩耐磨的协调统一,这对于完善氮化硅陶瓷材料体系,进一步促进氮化硅陶瓷材料的推广应用,丰富摩擦学应用理论,具有重要的理论和实用价值。
扈忠波[3]（2020）在《氮化硅陶瓷球压溃与热震失效行为研究》文中进行了进一步梳理氮化硅陶瓷球轴承,相比于传统的钢制轴承,因其具有密度小、优良的旋转性能、摩擦性能优良、耐化学腐蚀、强度大的优点,被广泛应用于不同的领域。在高温、温度场变化剧烈、及高冲击性的严苛工作环境下,轴承中的氮化硅陶瓷球出现压溃失效与热震失效的概率会大大增加。本文使用G5级氮化硅陶瓷球,通过实验与Ansys Workbench有限元分析相结合的方法,完成了氮化硅陶瓷球的压溃失效过程与热震失效的机理分析,设计了校核氮化硅陶瓷球承载能力与抗热震能力的评价流程。针对陶瓷球在使用过程中的压溃失效行为,本文利用两球对压法,对不同直径的氮化硅陶瓷球改变压缩载荷进行力学实验,并在体视显微镜下观察表面裂纹形貌,观察到了陶瓷球表面在压缩载荷的作用下,会先后出现环形与直线形两种裂纹;随后用赫兹接触模型与有限元分析相结合的方法,根据拉应力破坏准则,解释了陶瓷球表面出现裂纹的机理;最后设计了基于两分法校核陶瓷球承载能力的检验过程,误差在百分之十以内。针对氮化硅陶瓷球的抗热震能力,本文利用Ansys Workbench进行了陶瓷球在不同冷却介质中的冷却过程模拟,并根据陶瓷材料的抗热震因子对陶瓷球的抗热震能力作出了评价。研究发现,陶瓷球热震失效的主要原因是陶瓷球表面的冷却速率过快导致热震过程中局部拉应力过大导致陶瓷球表面发生开裂。根据空气与水的对流换热系数,设计了两种陶瓷球在入水过程中表面对流换热系数与时间的优化函数,得出了不同直径的陶瓷球在冷却过程中的最大冷却速率。根据氮化硅陶瓷球冷却过程中的温度场变化,进行了氮化硅陶瓷球的热震实验,并利用体视显微镜观察陶瓷球表面的破坏类型,得到了与模拟结果对应的实验现象,得出了在750℃下,直径较小的陶瓷球表面的破坏形式为剥落,较大直径的陶瓷球表面会出现裂纹的结论。最后设计了陶瓷球抗热震能力评价的流程。
任一鹏[4]（2020）在《Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究》文中研究表明氮化硅（Si3N4）陶瓷是一种性能优异的先进陶瓷,因为其具有较高的强度、在高温下仍可以保持好的力学性能、优异的耐化学腐蚀性,在工程领域有着广泛的应用。然而氮化硅陶瓷的硬度高,加工成复杂形状的零件,提高了其在工业领域应用的成本。常见的氮化硼（BN）有六方氮化硼（h-BN）和立方氮化硼（c-BN）两种晶型,六方氮化硼有着类似于石墨的结构和性质,硼原子和氮原子通过强的sp2共价键结合在一起,相邻的层通过较弱的范德华力结合在一起。这种特殊的晶体结构为h-BN提供了一系列独特的性能,包括低介电系数、低正切损耗、约3000°C（非氧化气氛）的极高分解温度、优异的抗热震性能、高热导率和良好的可加工性。在Si3N4/BN复合陶瓷中,随着BN含量增加,层状结构的h-BN粒子的解理行为使复合材料具有良好的可加工性。本文用c-BN和α-Si3N4作为起始粉末,采用热压烧结在1800℃的氮气气氛下制备了Si3N4/BN复合陶瓷,利用c-BN转换成h-BN的相变膨胀机理,提高复合陶瓷的致密度,改变其力学性能。（1）研究了助烧剂（Si O2-B2O3、Y2O3-Al2O3、Y2O3-Al2O3）和起始粉末的类型（c-BN、a-BN）对Si3N4/BN复合陶瓷力学性能的影响,发现以Mg O-Y2O3作为烧结助剂,c-BN/α-Si3N4作为起始粉末制备的复合陶瓷有着较高的致密度,力学性能较好。以Mg O-Y2O3作为烧结助剂,研究了BN的含量对Si3N4/BN复合陶瓷力学性能的影响。发现Si3N4/BN复合陶瓷的强度和韧性随着BN含量的增加先提高后降低,在加入5wt.%的BN时具有最高的强度和韧性,相对于纯Si3N4,分别从852.43MPa、7.4 MPa·m1/2提高到878.26MPa、11.2 MPa·m1/2。加入30wt.%的BN时,Si3N4/BN复合陶瓷仍保持较高的韧性(7.01 MPa·m1/2)。Si3N4/BN复合陶瓷的硬度则随着BN含量的升高迅速降低,当氮化硼含量从0提高到30wt.%,复合陶瓷硬度从16.42 GPa降到7.57 GPa。（2）研究了氮化硼颗粒的增韧机理,认为其主要通过柱状β-Si3N4晶粒自增韧,片状BN嵌入增韧,氮化硼颗粒层状碎裂增韧和压应力增韧这几种机理提高了复合陶瓷的韧性,其中β-Si3N4晶粒的自增韧和压应力增韧为主要增韧机制,片状BN嵌入增韧,氮化硼颗粒层状碎裂增韧为次要增韧机制。（3）研究了BN含量对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响,然后用ANSYS有限元分析了材料的各向异性以及氮化硼晶粒大小对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响。复合陶瓷的热导率随着BN含量的增加先降低后提高,在加入30%的c-BN时在垂直于热压方向的热导率可达75.1 W·K-1·m-1,与纯Si3N4的热导率(76.9W·K-1·m-1)相比相差不大,BN含量的增加会提高Si3N4/BN复合陶瓷热导率的各向异性。用ANSYS有限元分析研究了各向异性以及氮化硼晶粒大小对Si3N4/BN复合陶瓷热导率的影响,发现BN晶粒尺寸越大,其各向异性对热导率的影响就越大;在不考虑颗粒间玻璃相的理想条件下,BN晶粒尺寸对热导率的影响不是很明显,晶粒尺寸越小,Si3N4/BN复合陶瓷热导率越小。
王鲁杰[5]（2020）在《氮化硅陶瓷材料的微观结构调控与第二相增韧研究》文中研究表明在连续热镀锌生产线中,与沉没辊、稳定辊配合使用的轴套、衬套等摩擦副材料需承受熔融锌铝液的反复侵蚀、较大的应力以及与轴承的滑动摩擦等多重作用。这些材料的损坏非常严重,服役寿命不高,亟需改进提升。Si3N4陶瓷以优异的力学性能和稳定性成为该部件的首选材料。然而,Si3N4陶瓷材料的脆性依然是它的短板,在使用过程中可能发生的脆性断裂将导致整个生产线停止运行,停机更换和调试将影响到整个机组的热镀锌产品质量和生产效率。此外,随着磨损加剧,轴承副之间摩擦力迅速增加,可能导致钢板无法驱动辊子转动,引起热镀锌钢板的划伤,给产品质量带来隐患。因此,提高Si3N4陶瓷材料的断裂韧性和耐摩擦磨损性能,同时保持其较高的力学强度和抗金属熔液侵蚀性能,对于提高热镀锌生产线的产品质量和生产效率具有十分重要的意义。本论文针对热镀锌生产线的实际应用需求,通过引入第二相和调节晶粒尺寸分布等方法来改善Si3N4陶瓷的力学性能和耐磨损性能。首先,在Si3N4陶瓷材料中引入一种新的添加相——金属钨颗粒（W）,研究了W与Si3N4基体之间可能发生的化学反应,并探索了抑制反应发生的技术手段;通过高性能W/Si3N4陶瓷材料制备工艺等研究,考察了W引入对Si3N4基体的致密化、力学性能及耐摩擦磨损性能的影响。其次,探索了金属钨纤维（Wf）作为增韧相对Si3N4陶瓷断裂行为的影响。然后,通过在Si3N4陶瓷基体中引入铁的硅化物（Fe Six）,来调控Si3N4陶瓷材料的微观结构,进而影响材料的力学性能。最后,设计并制备了W-Fe5Si3核壳结构,通过有限元分析结合实验验证等研究,进一步优化了Si3N4陶瓷材料的力学性能。主要研究结果如下:热力学分析表明W与Si3N4在高温下不能共存,采用一定N2气压可有效抑制二者之间的化学反应。实验证实了上述分析,并在100 bar N2、1750 oC条件下成功制备出W/Si3N4陶瓷材料。当W引入量?5 vol%时,可制备出致密W/Si3N4陶瓷材料。当W含量?10 vol%时,W/Si3N4陶瓷的相对密度随W含量的增加而降低。当W引入量为3 vol%时,W/Si3N4陶瓷的断裂韧性达10.8±0.5 MPa·m1/2,较未引入W样品提高24%,这源于W与Si3N4基体之间形成了较弱的界面结合,后者有利于裂纹偏转和Si3N4晶粒拔出,使断裂韧性提高。在摩擦磨损过程中,W/Si3N4陶瓷中的W单质被氧化后以氧化物的形式进入磨屑中,促进这些磨屑相互粘结,在磨球表面形成了更加光滑完整的附着层,从而提高了Si3N4陶瓷的耐摩擦磨损性能。当W/Si3N4陶瓷与GCr15轴承钢球配副时,5 vol%W的引入可使磨损率从3.39×10-6mm3·N-1·m-1减少到1.83×10-6mm3·N-1·m-1,降低46%。当W/Si3N4陶瓷与商用Si3N4球配副时,5 vol%W的引入可使磨损率从4.70×10-6mm3·N-1·m-1减小到0.38×10-6mm3·N-1·m-1,降低一个数量级以上。当Wf引入量?2 vol%时,可制备出致密Wf/Si3N4陶瓷材料。在材料制备过程中,Wf易氧化,O元素最终转变为Si O2。引入Si3N4陶瓷基体的Wf在烧结过程中易发生晶粒粗化,晶粒的定向排列结构也遭到破坏。引入Wf未能达到提高Si3N4陶瓷材料断裂韧性的预期效果,这与二者之间的粗糙界面不利于Wf的拔出以及Wf的性能快速退化有关。Fe Si2的引入可起到原位形成β-Si3N4晶种、调节晶粒尺寸分布的作用。0.2wt%Fe Si2的引入使Si3N4陶瓷的弯曲强度从1016±46 MPa增加到1086±48 MPa,断裂韧性从7.1±0.1增加到9.8±0.5 MPa·m1/2,断裂韧性提高38%。引入的Fe Si2最终以Fe5Si3第二相的形式存在,高热膨胀系数Fe5Si3颗粒使界面周围形成较大的径向残余拉应力与切向残余压应力。通过修正热应力模型发现,当第二相颗粒靠近材料表面时其径向残余应力急剧降低,而切向残余应力急剧升高,在Fe5Si3/Si3N4陶瓷表面形成较大的残余压应力,导致材料强度升高。引入0.5 wt%Fe Si2使Si3N4陶瓷的弯曲强度从1016±46 MPa增大到1242±26 MPa,弯曲强度提高22%。大尺寸的Fe5Si3颗粒界面产生更多的弹性应变能,容易导致界面剥离,引起Si3N4陶瓷弯曲强度的下降。通过引入Fe Si2/WSi2复合粉体的方式,在Si3N4陶瓷中形成了W-Fe5Si3核壳结构。低热膨胀系数的W核可抑制Fe5Si3壳层的径向收缩。W-Fe5Si3核壳结构的引入可有效改善界面周围残余热应力的大小和分布,减少了界面剥离的产生。随Fe Si2/WSi2复合粉体引入量的增加（?1wt%）,材料的弯曲强度和断裂韧性均呈现持续增加的趋势。
刘文勇[6]（2020）在《氮化硅陶瓷烧结微小变形研究》文中提出氮化硅（Si3N4）陶瓷具有优良的综合性能,已被应用于汽车、航空航天、电子电路等领域。随着科技的快速发展,对Si3N4陶瓷复杂结构与使用性能的要求日愈提高。目前有多种制备复杂形状Si3N4陶瓷素坯的方法,但仍需经过烧结才能获得高性能的Si3N4陶瓷。在无压烧结的过程中伴随着巨大的体积收缩变化,存在烧结收缩大、烧结易变形等问题。因此,本文采用陶瓷粉末压制工艺结合无压烧结技术,系统研究烧结助剂种类、含量、分布与坯体密度对Si3N4陶瓷致密度、收缩的影响;同时对实验使用设备真空气氛烧结炉进行温度场仿真,为制备高致密度、均匀收缩的Si3N4陶瓷提供可行方法。主要研究结论如下:为方便表征陶瓷试样烧结变形,引入收缩各向异性因子的概念。即AXY=X方向收缩率-Y方向收缩率。研究了三种助剂:氧化钇（Y2O3）-氧化铝（Al2O3）、二硅酸钇（Y2Si2O7）、Y2Si2O7-莫来石（MUL）对Si3N4陶瓷烧结致密度与收缩的影响。发现试样致密度均随温度的升高而增大;不同助剂试样对Si3N4陶瓷致密度的影响不同,但均能在液相共熔点附近快速致密化,最终在1800℃条件下制备的Y2O3-Al2O3-Si3N4、Y2Si2O7-MUL-Si3N4陶瓷致密度分别为97%、99.25%。此外,试样的线收缩率、体积收缩率均随温度的升高而增大;在不同温度段收缩量不同,但均在液相形成温度发生快速收缩。试样在长度与宽度方向收缩基本一致,均小于高度方向收缩,表现出收缩各向异性;且收缩各向异性因子AHL、AHD随温度的升高而增大。在同一烧结温度下,不同烧结助剂试样收缩各向异性因子AHL、AHD不同;1700℃制备的Y2Si2O7-MUL-Si3N4陶瓷收缩因子AHL为0.53%。为获得高致密度、低收缩各向异性的Si3N4陶瓷,应选择低液相共熔点温度的烧结助剂。研究了助剂Y2SM（自制）含量对Si3N4陶瓷烧结致密度与收缩的影响。发现不添加烧结助剂时,试样无明显的致密度与收缩变化。同一含量助剂的试样,温度越高致密度越高;高含量的烧结助剂在低温阶段可获得较高致密度,但在高温阶段烧结助剂含量对致密度影响较小,且助剂含量在10wt%时获得最高致密度。添加烧结助剂的试样存在烧结收缩各向异性;相同含量助剂的试样烧结温度越高收缩与各向异性因子AHL、AHD越大;相同温度下,烧结助剂含量越高,试样收缩各向异性因子AHL、AHD越大。为获得高致密度、低收缩各向异性的Si3N4陶瓷,烧结助剂的最佳含量为10wt%。研究了坯体密度与助剂分布对Y2O3-Al2O3-Si3N4陶瓷烧结致密度与收缩的影响。发现1600℃之前,试样坯体密度越高、致密度越高;而在1600℃之后,坯体密度对最终的致密度影响较小,试样最终致密度均达到97%。相同坯体密度的试样,线收缩、体积收缩均随温度升高而增大;相同温度下,坯体密度越高的试样,收缩越小,且在坯体密度最大时试样各向异性因子AHL最小为0.2%。通过共沉淀与球磨方式引入烧结助剂的Si3N4陶瓷致密度、收缩率与各向异性均随温度的升高而增大,且1800℃时致密度均为97%。在同一温度下,球磨试样的收缩小于共沉淀试样;但共沉淀粉体分布更为均匀,烧结收缩各向异性因子AHL最大0.3%,小于球磨试样1.38%。为获得高致密度、低收缩各向异性的Si3N4陶瓷,应选择组分分布均匀、高体积密度的素坯。采用模拟仿真方法研究了气氛烧结炉温度场分布。发现烧结过程中存在显着的温度分布不均的现象,四分之一模型在壁面的相交处温度最低,越靠近发热体处温度越高。长时间的保温可以改善温度场分布情况,增大均温区面积。在壁面处,均温区沿壁面呈环形分布;在中心截面处,在加热过程中中心截面温度最低,随着长时间保温中心截面处温度升高、中心截面处均温区逐渐减小,且越靠近发热体温度越高、均温区面积越大。
王伟伟[7]（2020）在《层状Si3N4基陶瓷材料的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理Si3N4作为一种先进的结构陶瓷具有弯曲强度高、抗蠕变性能好和硬度高等优良的性能。然而,传统的氮化硅陶瓷由于断裂韧性差,导致热损容限低,可靠性差。受自然界中生物仿生结构的启发,本实验主要以Si C作为界面层,以Si3N4作为基体层,采用流延成型和热压烧结的方式制备出层状Si3N4/Si C陶瓷,研究了试样基本的力学性能、抗氧化性能和抗热震性能。采用流延法制备流延片,当浆料中粘结剂聚乙烯醇缩丁醛的含量为20 wt.%,增塑剂聚乙二醇的含量为5 wt.%,分散剂甘油的含量为2 wt.%,固含量为0.33 g/ml时制备出的基体层流延片表面光滑,无明显缺陷。对于Si C界面层流延片,最佳配比为:粘结剂和增塑剂含量分别为15 wt.%和10 wt.%,固含量为0.1 g/ml。根据界面层的配比不同,制备了两种层状Si3N4/Si C陶瓷,为LSN-1（界面层的配比为Si C-20 vol.%Si3N4）和LSN-2（界面层的配比为Si C-20 vol.%Zr B2）。LSN-1基体层和界面层厚度分别为250μm和30μm,LSN-2为300μm和40μm。LSN-1、LSN-2和SN的相对密度分别为98.4%、99.1%和99.4%。LSN-1、LSN-2和SN的弯曲强度分别365 MPa、371 MPa和706 MPa,界面层较厚且存在一定的孔洞,使层状试样整体的致密性降低,因而强度降低。层状LSN-1、LSN-2陶瓷的断裂韧性分别13.3MPa·m1/2和11.6 MPa·m1/2,分别比单相SN陶瓷提高了48.8%和41.3%,韧性的提高是由于试样断裂时,裂纹发生了偏转,延长了扩展路径,增加了断裂功。同时层状试样明显上升的R-曲线行为,使安全性和可靠性得到提高。层状LSN-1和单相SN试样在1300°C的氧化增重量随氧化时间增加而增加,氧化时间为5 h,LSN-1和SN的氧化增重量分别为0.957 mg/cm2和0.762 mg/cm2,整体增重量较少。当氧化时间为0.5 h,LSN-1弯曲强度和断裂韧性分别为385 MPa和13.9MPa·m1/2,分别提高了4.7%和5.1%,这是由于生成Si O2玻璃相,形成了保护膜,愈合了表面裂纹。当氧化时间为5 h,试样的弯曲强度和韧性相比室温分别下降了24.2%和39.8%,是因为表面生成许多裂纹和气孔,容易使应力集中,从而使力学性能下降。层状LSN-1和单相SN陶瓷残余强度随热震温差的增加,整体呈现下降的趋势。在400°C和800°C的热震温差下,LSN-1和SN的表面没有明显的孔洞和缺陷存在,看不到明显氧化的痕迹,残余强度保持率分别在80%和65%以上。当热震温差为1000°C时,LSN-1依然保持较好的残余强度,是由于试样本身存在孔洞,消除了应力集中。
于俊杰[8]（2019）在《基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究》文中进行了进一步梳理氮化硅（SbN4）陶瓷因具有较高的硬度、强度和韧性及良好的热稳定性等而广泛应用于高速切削刀具和高精密轴承球等的制造。但是,如何获得高硬度高韧性兼具的Si3N4陶瓷,是制约Si3N4陶瓷产品高可靠性批量制造的关键瓶颈。本文围绕这一关键科学问题,提出通过烧结工艺和添加过渡金属硼化物等多种工艺方法,实现了Si3N4陶瓷物相和显微结构的可控,制备出兼具高硬度高韧性的Si3N4陶瓷,并进行切削实验验证。主要研究内容及研究结论如下:1)通过两步热压烧结（HP+HP）工艺,采用原料组分为Si3N4+A12O3+Y2O3,制备出界面结合完好、应力低的表层硬度高（18.1 GPa）芯部韧性高（5.5 MPa·m1/2）的Si3N4梯度陶瓷。研究结果表明,制备的Si3N4梯度陶瓷表层晶粒细小、芯部晶粒粗大为β-Si3N4相,Si3N4梯度陶瓷界面结合良好,表层硬度高于芯部、韧性和强度低于芯部。利用聚焦离子束微纳加工技术制备微悬臂梁测试的断裂强度表明,当第二步HP烧结温度为1600℃时,Si3N4梯度陶瓷表层和芯部的断裂强度相同,界面应力很低。2)为进一步提高表层的硬度和芯部的韧性,将第二步HP改为放电等离子烧结（SPS）,并且在芯部引入ββ-Si3N4晶种,进一步改善了Si3N4梯度陶瓷的表层硬度和芯部韧性,制备出界面结合完好、应力低,表层硬度更高（21.2 GP a）、芯部韧性更高（5.9 MPa·m1/2）的Si3N4梯度陶瓷。研究结果表明,经HP+SPS后,Si3N4梯度陶瓷界面结合良好;表层含有较多的α-Si3N4相,为超细等轴晶粒,芯部只含ββ-Si3N4相,双峰结构更为显着;表层硬度和耐磨性高于芯部,韧性低于芯部。利用聚焦离子束（FIB）加工技术制备微悬臂梁的断裂强度表明,当第二步SPS保温时间为3.5 min时,Si3N4梯度陶瓷表层微悬臂梁强度高于芯部,分别为7.08 GPa和4.31 GPa,界面应力很低。3)针对两步烧结法制备表硬芯韧Si3N4梯度陶瓷的工艺复杂、成本较高的问题,利用常规低温（1500℃）热压烧结工艺,引入第二相ZrB2,成功制备出长柱状β-Si3N4晶粒形态和力学性能最佳的高硬度（21.3 GPa）、高韧性（7.2 MPa m1/2）、高抗弯强度（675 MPa）Si3N4陶瓷。研究结果表明,与单相Si3N4陶瓷相比,2.5 vol.%ZrB2粉体的引入可促进α-→ββ-Si3N4的相变,促进长柱状β-Si3N4晶粒的长大,提高韧性和抗弯强度。ZrB2中所含杂质成分ZrO2会抑制α-→β-Si3N4的相变;B可促进α-→β-Si3N4的相变,但会降低密度和力学性能。4)常规低温（1500℃）热压烧结工艺时,过渡金属硼化物的熔融温度、离子半径及对O的吸附难易程度不同而使液相粘度产生差异,导致不同的硼化物对热压烧结Si3N4陶瓷显微结构和力学性能存在不同的影响。研究结果表明,与单相Si3N4陶瓷相比,七种硼化物粉体中的M4+和B2-均能与Si3N4、SiO2及MgO和Yb2O3反应形成Si-Mg-O-N-Yb-M-B液相降低液相的粘度,而促进α-到-Si3N4的相变及长柱状β-Si3N4晶粒的长大,进而提高韧性和抗弯强度;HfB2的引入可获得α-Si3N4相含量最低、长柱状β-Si3N4晶粒形态最佳的高硬（20.3 GPa）、高韧（8.2 MPa.m1/2）和高强（780 MPa）Si3N4 陶瓷;MoB2 对 α-到β-Si3N4 的促进最弱、相对密度及力学性能最低。5)初步验证研究表明,以商业Si3N4陶瓷刀具作对比,HP+HP、HP+SPS法制备的Si3N4梯度陶刀具瓷,以及引入2.5 vol.%ZrB2的常规低温热压烧结Si3N4陶瓷刀具的切削寿命均不同程度地显示出优异的耐磨性。其中,HP+SPS法制备的Si3N4梯度陶瓷刀具的切削寿命是对比试验商业刀具的三倍。
豆鹏飞[9]（2019）在《碳材料增韧氮化硅陶瓷研究进展》文中提出氮化硅陶瓷由于具有高强度、耐腐蚀、导热性良好等优良的特性被研究者所关注,但是氮化硅陶瓷也有陶瓷材料的共性——脆性,这个致命的缺点限制了氮化硅陶瓷在很多领域的应用。传统的氮化硅陶瓷增韧方法弥散增韧、纤维晶须增韧、微裂纹增韧等被广泛的研究。随着科学的发展,碳材料越来越引起人们的兴趣,如碳纤维、碳纳米管、富勒烯、石墨烯等,具有良好的韧性,是增韧氮化硅陶瓷的理想的材料,特别是近年来石墨烯的发现,碳材料的应用被拓宽,石墨烯的良好的延展性,抗拉伸性、高导热率等优点,使得在氮化硅陶瓷增韧方面具有广阔的应用前景。
李礼[10]（2019）在《注凝成型制备氮化硅基陶瓷及增韧机理的研究》文中研究说明Si3N4陶瓷具有耐高温、高硬度、高热稳定性等优异性能,在航空航天、机械加工和核反应堆等领域得到广泛的应用。针对Si3N4陶瓷材料本身的高硬脆性,后期加工困难,本文通过先进成形方法注凝成型制备近净尺寸Si3N4基陶瓷,达到后期少加工或不加工的目的。研究了ZrO2和NbC单一添加和复合添加对Si3N4基陶瓷的影响,达到强韧化陶瓷的目的。并借助力学性能测试和SEM、XRD、EDS等检测手段对Si3N4基陶瓷的致密度、抗弯强度、断裂韧性、微观形貌和强韧化机理进行了研究,主要研究内容和结论如下:（1）研究了Si3N4陶瓷料浆制备过程中Si3N4初始粉末的预处理、pH值、分散剂含量、球磨时间和固相含量对料浆流变性的影响,制备出固相含量高达52%,流变性能满足注凝成型工艺要求的Si3N4料浆。同时研究了料浆凝胶固化机制,通过控制催化剂和引发剂的含量可以将固化时间控制在8分钟作用。最终制备出的Si3N4陶瓷致密度达到90.24%,抗弯强度达到601MPa。采用液相干燥后的氮化硅生坯表面光洁,无起皮现象。（2）以ZrO2为增韧相,采用注凝成型工艺制备了ZrO2/Si3N4陶瓷。研究了ZrO2含量和烧结温度对材料力学性能和微观形貌的影响。结果表明,当ZrO2含量为10wt%,烧结温度为1650℃后,ZrO2/Si3N4陶瓷抗弯强度和断裂韧性同时达到最大值,分别为767MPa和8.7MPa·m1/2,致密度较高。通过XRD分析发现烧结温度过高后ZrO2-Si3N4系统会生成大量无法相变的ZrN杂质相,影响陶瓷性能。根据断口形貌特征,ZrO2增韧机理为应力诱导相变。（3）颗粒增韧Si3N4基陶瓷的研究中,加入硬质颗粒NbC有利于长柱状β-Si3N4晶粒的形成和长大,随着NbC含量的增加,NbC/Si3N4陶瓷的显微组织逐渐均匀化,致密度和抗弯强度上升,断裂韧性先上升后下降,当NbC含量为10wt%,烧结温度为1650℃时,Si3N4基陶瓷取得了良好的综合性能(此时致密度为95.56%,抗弯强度745MPa,断裂韧性9.1MPa·m1/2)。背散射电子成像显示NbC颗粒通过注凝成型可以很好的弥散分布在Si3N4陶瓷基体中,通过裂纹偏转和微裂纹效应增韧陶瓷。同时发现提高烧结温度可以让β-Si3N4晶粒分布更加均匀,降低气孔率。（4）复合增韧系列中,同时以ZrO2和NbC作为增韧相,研究了两种增韧相的添加量对Si3N4基陶瓷的影响。结果表明,少量添加5%ZrO2和5%NbC的复合增韧颗粒比单一添加的性能提升更大,致密度、抗弯强度和断裂韧性分别为97.67%、887MPa和9.3MPa·m1/2。但第二相含量过高会导致β-Si3N4晶粒异常长大和第二相颗粒团聚。
二、自增韧氮化硅陶瓷的显微结构模拟与力学性能预测（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、自增韧氮化硅陶瓷的显微结构模拟与力学性能预测（论文提纲范文）
（1）基于液相组成和显微结构调控的高热导率氮化硅陶瓷的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 功率半导体封装发展现状 |
| 1.1.1 氧化铍陶瓷基板 |
| 1.1.2 氧化铝陶瓷基板 |
| 1.1.3 氧化锆增韧氧化铝陶瓷基板 |
| 1.1.4 氮化铝陶瓷基板 |
| 1.1.5 氮化硅陶瓷基板 |
| 1.2 氮化硅简介 |
| 1.2.1 氮化硅的发展历史 |
| 1.2.2 氮化硅的晶体结构 |
| 1.3 氮化硅粉体的制备方法 |
| 1.3.1 碳热还原二氧化硅法 |
| 1.3.2 硅粉直接氮化法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 硅酰亚胺分解法 |
| 1.4 氮化硅陶瓷的液相烧结 |
| 1.4.1 液相烧结基础 |
| 1.4.2 氮化硅陶瓷的液相烧结机制 |
| 1.4.3 氮化硅陶瓷烧结助剂的选择 |
| 1.4.4 氮化硅陶瓷的烧结工艺 |
| 1.5 氮化硅陶瓷的性能及应用 |
| 1.5.1 氮化硅陶瓷的抗弯强度 |
| 1.5.2 氮化硅陶瓷的断裂韧性 |
| 1.5.3 氮化硅陶瓷的热导率 |
| 1.5.4 氮化硅陶瓷的颜色 |
| 1.5.5 氮化硅陶瓷的其他性能 |
| 1.5.6 氮化硅陶瓷的应用领域 |
| 1.6 高热导率氮化硅陶瓷的研究 |
| 1.6.1 氮化硅陶瓷热导率研究进展 |
| 1.6.2 氮化硅陶瓷热导率的影响因素 |
| 1.6.3 氮化硅陶瓷热导率的改善途径 |
| 1.7 本课题研究内容与意义 |
| 第2章 氮化硅陶瓷的制备与表征方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 制备工艺 |
| 2.3 组织结构分析方法 |
| 2.4 性能表征方法 |
| 第3章 氮化硅陶瓷液相烧结及致密化机理研究 |
| 3.1 研究背景 |
| 3.2 液相生成过程模拟实验 |
| 3.3 烧结工艺参数对氮化硅陶瓷致密化行为和微观形貌的影响 |
| 3.3.1 烧结温度的影响 |
| 3.3.2 升温速率的影响 |
| 3.4 原料粉体特征对氮化硅陶瓷致密化行为和性能的影响 |
| 3.4.1 原料粉体特征 |
| 3.4.2 不同氮化硅粉体致密化行为的差异 |
| 3.4.3 氮化硅粉体特征参数对陶瓷性能的影响 |
| 3.5 烧结助剂对氮化硅陶瓷致密化行为和微观形貌的影响 |
| 3.5.1 烧结助剂用量对氮化硅陶瓷致密化行为和微观形貌的影响 |
| 3.5.2 Y_2O_3/MgO比例对氮化硅陶瓷致密化行为和微观形貌的影响 |
| 3.5.3 非氧化物助剂GdH_2对氮化硅陶瓷致密化行为和微观形貌的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 氮化硅粉体硅热还原预处理对氮化硅陶瓷性能的影响 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 材料制备与表征 |
| 4.3 硅热还原反应可行性验证 |
| 4.4 硅热还原预处理对失重、致密化和相转变的影响 |
| 4.5 硅热还原预处理对微观形貌的影响 |
| 4.6 硅热还原预处理对氮化硅陶瓷性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 金属硅化物烧结助剂对氮化硅陶瓷致密化及性能的影响 |
| 5.1 研究背景 |
| 5.2 以ZrSi_2-MgO为烧结助剂制备高热导率氮化硅陶瓷 |
| 5.2.1 材料制备与表征 |
| 5.2.2 ZrSi_2对失重与致密化的影响 |
| 5.2.3 ZrSi_2作用机理研究 |
| 5.2.4 ZrSi_2对相组成的影响 |
| 5.2.5 ZrSi_2对微观形貌的影响 |
| 5.2.6 ZrSi_2对热导率的影响 |
| 5.2.7 ZrSi_2对力学及电学性能的影响 |
| 5.3 以双非氧化物ZrSi_2-MgSiN_2为烧结助剂制备高热导率氮化硅陶瓷 |
| 5.3.1 素坯预烧结处理 |
| 5.3.2 烧结助剂组成对致密化行为的影响 |
| 5.3.3 烧结助剂组成对致密度和相组成的影响 |
| 5.3.4 烧结助剂组成对微观形貌和元素分布的影响 |
| 5.3.5 烧结助剂组成对热导率的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 金属氢化物烧结助剂对氮化硅陶瓷致密化及性能的影响 |
| 6.1 研究背景 |
| 6.2 材料制备与表征 |
| 6.3 以YH_2-MgO为烧结助剂制备高热导率氮化硅陶瓷 |
| 6.3.1 素坯预烧结处理 |
| 6.3.2 YH_2对致密化和失重行为的影响 |
| 6.3.3 YH_2对相组成和元素分布的影响 |
| 6.3.4 YH_2对微观形貌的影响 |
| 6.3.5 YH_2对热导率的影响 |
| 6.3.6 YH_2对力学性能的影响 |
| 6.3.7 不同REH_2对氮化硅热导率影响的差异 |
| 6.3.8 结论 |
| 6.4 以ZrH_2-MgO为烧结助剂制备高热导率氮化硅陶瓷 |
| 6.4.1 素坯预烧结处理 |
| 6.4.2 ZrH_2对致密度的影响 |
| 6.4.3 ZrH_2对相组成和元素分布的影响 |
| 6.4.4 ZrH_2对微观形貌的影响 |
| 6.4.5 ZrH_2对热导率的影响 |
| 6.4.6 结论 |
| 第7章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文和研究成果 |
（2）仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 引言 |
| 1.1 典型的结构陶瓷 |
| 1.1.1 氧化铝(Al_2O_3)陶瓷 |
| 1.1.2 碳化硅(SiC)陶瓷 |
| 1.1.3 氮化硅(Si_3N_4)陶瓷 |
| 1.2 陶瓷增韧方法 |
| 1.2.1 常规陶瓷增韧方式 |
| 1.2.2 仿生结构增韧 |
| 1.3 氮化硅陶瓷机械性能的研究现状 |
| 1.3.1 氮化硅力学性能研究现状 |
| 1.3.2 氮化硅陶瓷摩擦学研究现状 |
| 1.4 本研究的目的、意义和内容 |
| 1.4.1 研究的目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 2 试样的制备和试验方法 |
| 2.1 Si_3N_4/Ni复合材料制备 |
| 2.1.1 原料和试剂 |
| 2.1.2 Si_3N_4粉料制备工艺 |
| 2.1.3 Si_3N_4/Ni复合材料的制备和烧结 |
| 2.2 复合材料的物理力学性能测试 |
| 2.2.1 气孔率 |
| 2.2.2 密度 |
| 2.2.3 维氏硬度 |
| 2.2.4 抗弯强度 |
| 2.2.5 断裂韧性 |
| 2.3 摩擦磨损试验方法 |
| 2.3.1 摩擦试验平台的搭建 |
| 2.3.2 试验环境构建 |
| 2.3.3 配副材料 |
| 2.3.4 摩擦因数和磨损率的计算 |
| 2.4 测试分析方法 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Si_3N_4/Ni复合材料的微观组织与物理力学性能 |
| 3.1 Si_3N_4/Ni复合材料的微观组织结构 |
| 3.2 Si_3N_4/Ni复合材料的物理力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Si_3N_4/Ni复合材料分别与TC4和PEEK配副的摩擦学性能研究 |
| 4.1 Si_3N_4/Ni复合材料与TC4(钛合金)配副的摩擦学行为分析 |
| 4.1.1 摩擦试验结果 |
| 4.1.2 试验结果分析与讨论 |
| 4.2 Si_3N_4/Ni复合材料与聚醚醚酮(PEEK)配副的摩擦学性能研究 |
| 4.2.1 摩擦试验结果 |
| 4.2.2 试验结果分析与讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Si_3N_4/Ni复合材料与Si_3N_4配副的摩擦学性能研究 |
| 5.1 Si_3N_4/Ni复合材料与Si_3N_4配副在不同环境中的摩擦学性能研究 |
| 5.1.1 摩擦试验结果 |
| 5.1.2 试验结果分析与讨论 |
| 5.2 Si_3N_4/Ni复合材料在不同速度下的干摩擦学性能 |
| 5.2.1 摩擦试验结果 |
| 5.2.2 分析与讨论 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 摩擦化学反应膜的形成机制与减摩机理分析 |
| 6.1 摩擦化学反应产物的热力学分析 |
| 6.2 摩擦化学反应膜形成过程的物理建模 |
| 6.3 表面膜的减摩机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文目录 |
（3）氮化硅陶瓷球压溃与热震失效行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 氮化硅陶瓷球简介 |
| 1.2.1 氮化硅陶瓷的发展 |
| 1.2.2 轴承用氮化硅陶瓷球的发展 |
| 1.2.3 氮化硅陶瓷球在使用过程中的失效行为 |
| 1.3 氮化硅陶瓷球的失效行为研究进展 |
| 1.3.1 氮化硅陶瓷球接触疲劳失效行为研究进展 |
| 1.3.2 氮化硅陶瓷球压溃失效行为研究进展 |
| 1.3.3 氮化硅陶瓷球热震失效行为研究进展 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 试验材料及研究思路 |
| 2.1.1 试验材料与设备 |
| 2.1.2 研究思路 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 氮化硅陶瓷球压溃失效行为实验方案 |
| 2.2.2 氮化硅陶瓷球热震失效行为实验方案 |
| 2.3 分析测试方法 |
| 2.3.1 热物理性能测试 |
| 2.3.2 力学性能分析 |
| 2.3.3 微观形貌分析 |
| 第3章 氮化硅陶瓷球压溃失效行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮化硅陶瓷球的压碎载荷分析 |
| 3.3 氮化硅陶瓷球压溃过程中表面裂纹分析 |
| 3.4 氮化硅陶瓷球压溃过程破坏机理研究 |
| 3.4.1 基于赫兹接触原理的氮化硅陶瓷球破坏分析 |
| 3.4.2 基于ANSYS Workbench的氮化硅陶瓷球破坏分析 |
| 3.5 检验氮化硅陶瓷球压溃强度的步骤与误差分析 |
| 3.5.1 氮化硅陶瓷球压溃强度的误差分析 |
| 3.5.2 陶瓷球压溃强度的评价流程与工业应用思路 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 氮化硅陶瓷球热震行为有限元分析与热震实验 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 氮化硅陶瓷球的热物理性能测定 |
| 4.3 氮化硅陶瓷球热震过程的温度场与应力场模拟 |
| 4.3.1 氮化硅陶瓷球热震过程的温度场模拟 |
| 4.3.2 氮化硅陶瓷球热震过程的热应力模拟 |
| 4.4 考虑入水过程冷却速率变化的有限元模型分析 |
| 4.5 氮化硅陶瓷球的热震实验与表面形貌观察 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 氮化硅陶瓷球的抗热震性能评价方法 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 基于第二抗热震因子的氮化硅陶瓷球抗热震性能评价 |
| 5.3 基于第三抗热震因子的氮化硅陶瓷球抗热震性能评价 |
| 5.4 基于最大冷却速率的氮化硅陶瓷球的抗热震强度校核 |
| 5.5 氮化硅陶瓷球的抗热震能力评价步骤 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 陶瓷材料简介 |
| 1.2 氮化硅简介 |
| 1.2.1 氮化硅的发现及发展 |
| 1.2.2 氮化硅的结构和性能 |
| 1.2.3 氮化硅粉末的制备方法 |
| 1.3 氮化硼的简介 |
| 1.3.1 氮化硼的发现与发展 |
| 1.3.2 氮化硼的结构与性能 |
| 1.3.3 氮化硼相图以及相变 |
| 1.4 氮化硅陶瓷的制备 |
| 1.4.1 反应烧结 |
| 1.4.2 常压烧结 |
| 1.4.3 热压烧结 |
| 1.4.4 放电等离子烧结 |
| 1.4.5 热等静压烧结 |
| 1.4.6 气压烧结 |
| 1.5 Si_3N_4/BN复合陶瓷 |
| 1.5.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷介绍 |
| 1.5.2 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备方法 |
| 1.5.3 Si_3N_4/BN复合陶瓷研究现状 |
| 1.6 研究内容及意义 |
| 2 Si_3N_4/BN复合陶瓷的实验方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 氮化硅陶瓷的制备 |
| 2.4 性能测试与表征 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 维氏硬度测试 |
| 2.4.3 弯曲强度测试 |
| 2.4.4 断裂韧性测试 |
| 2.4.5 热导率测试 |
| 2.4.6 物相分析 |
| 2.4.7 表面形貌分析 |
| 3 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备和表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结助剂对复合陶瓷的力学性能的影响 |
| 3.2.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备 |
| 3.2.2 相分析 |
| 3.2.3 相对密度 |
| 3.2.4 维氏硬度 |
| 3.2.5 弯曲强度和韧性 |
| 3.3 BN含量对复合陶瓷的力学性能的影响 |
| 3.3.1 Si_3N_4/BN复合陶瓷的制备 |
| 3.3.2 相分析 |
| 3.3.3 密度 |
| 3.3.4 维氏硬度 |
| 3.3.5 弯曲强度和韧性 |
| 3.3.6 显微结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Si_3N_4/BN复合陶瓷增韧机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 自增韧 |
| 4.3 片状BN的嵌入增韧 |
| 4.4 氮化硼颗粒的层状碎裂增韧 |
| 4.5 压应力增韧 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率及其有限元分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率 |
| 5.3 ANSYS有限元分析 |
| 5.3.1 周期单胞的设计 |
| 5.3.2 各向异性对Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率的影响 |
| 5.3.3 晶粒大小对Si_3N_4/BN复合陶瓷热导率的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
（5）氮化硅陶瓷材料的微观结构调控与第二相增韧研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 热镀锌生产线现状 |
| 1.1.1 金属的腐蚀与防护 |
| 1.1.2 热镀锌的基本原理 |
| 1.1.3 Si_3N_4陶瓷在热镀锌生产线中的应用 |
| 1.2 Si_3N_4陶瓷的主要晶型与制备方法 |
| 1.2.1 主要晶型 |
| 1.2.2 主要制备方法 |
| 1.3 Si_3N_4陶瓷的形貌对性能的影响 |
| 1.3.1 α/β相含量 |
| 1.3.2 晶粒尺寸 |
| 1.3.3 晶粒取向 |
| 1.3.4 梯度材料 |
| 1.4 添加相引入对Si_3N_4陶瓷力学性能的影响 |
| 1.5 本课题的选题思路与研究内容 |
| 第2章 实验原理和方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 测试表征 |
| 2.2.1 相组成 |
| 2.2.2 化学元素 |
| 2.2.3 体积密度及显气孔率 |
| 2.2.4 理论密度与相对密度 |
| 2.2.5 显微形貌 |
| 2.2.6 弯曲强度 |
| 2.2.7 断裂韧性 |
| 2.2.8 维氏硬度 |
| 2.2.9 纤维拉伸 |
| 2.2.10 断面收缩率 |
| 2.2.11 摩擦磨损 |
| 2.2.12 摩擦表面状态 |
| 2.2.13 磨损深度与磨损率 |
| 2.2.14 热力学计算 |
| 2.2.15 晶粒尺寸 |
| 2.2.16 有限元模拟 |
| 第3章 W/Si_3N_4材料的制备及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 W/Si_3N_4材料制备 |
| 3.2.1 热力学计算分析 |
| 3.2.2 热力学计算实验验证 |
| 3.3 W引入对Si_3N_4陶瓷致密化及其力学性能的影响 |
| 3.3.1 W/Si_3N_4陶瓷材料的制备 |
| 3.3.2 W引入对Si_3N_4陶瓷致密化的影响 |
| 3.3.3 W引入对Si_3N_4陶瓷力学性能的影响 |
| 3.4 W引入对Si_3N_4陶瓷摩擦磨损性能的影响 |
| 3.4.1 摩擦磨损实验 |
| 3.4.2 与GCr15轴承钢球配副的摩擦磨损性能 |
| 3.4.3 与商用Si_3N_4球配副的摩擦磨损性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Wf/Si_3N_4材料的制备及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Wf/Si_3N_4材料的制备以及断裂行为研究 |
| 4.2.1 Wf/Si_3N_4材料的制备 |
| 4.2.2 Wf/Si_3N_4材料的断裂行为 |
| 4.3 热处理对Wf微观形貌与拉伸性能的影响 |
| 4.3.1 热处理对Wf微观形貌的影响 |
| 4.3.2 热处理对Wf拉伸性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 FeSi_2 引入对Si_3N_4 陶瓷形貌调控及其性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 FeSi_2对Si_3N_4 陶瓷形貌的调控研究 |
| 5.2.1 实验过程 |
| 5.2.2 FeSi_2在Si_3N_4 陶瓷烧结过程中的演变行为 |
| 5.2.3 FeSi_2对Si_3N_4 陶瓷形貌的调节作用 |
| 5.3 FeSi_2 生成相对Si_3N_4 陶瓷的力学性能的影响 |
| 5.3.1 FeSi2生成相相鉴定及界面状态 |
| 5.3.2 热应力模型的修正与推导 |
| 5.3.3 热应力对界面状态的影响 |
| 5.3.4 热应力对力学性能的影响 |
| 5.4 W-Fe_5Si_3 核壳结构对Fe_5Si_3/Si_3N_4 陶瓷热应力调控与性能优化 |
| 5.4.1 实验过程 |
| 5.4.2 W-Fe_5Si_3核壳结构的实现 |
| 5.4.3 W-Fe_5Si_3核壳结构热应力有限元模拟 |
| 5.4.4 W-Fe_5Si_3核壳结构对热应力分布的影响 |
| 5.4.5 W-Fe_5Si_3核壳结构引入对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结和展望 |
| 6.1 全文总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文和研究成果 |
（6）氮化硅陶瓷烧结微小变形研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Si_3N_4陶瓷及其应用 |
| 1.1.1 Si_3N_4陶瓷简述 |
| 1.1.2 Si_3N_4陶瓷的应用 |
| 1.2 Si_3N_4陶瓷成型 |
| 1.2.1 干法压制成型 |
| 1.2.2 浆料成型 |
| 1.3 Si_3N_4陶瓷的烧结 |
| 1.3.1 液相烧结机理 |
| 1.3.2 Si_3N_4陶瓷烧结助剂 |
| 1.3.3 烧结方法 |
| 1.4 烧结变形因素 |
| 1.4.1 成型坯体质量 |
| 1.4.2 形状尺寸 |
| 1.4.3 烧结液相 |
| 1.4.4 重力 |
| 1.4.5 原料粉体 |
| 1.4.6 烧结温度场 |
| 1.4.7 其他 |
| 1.5 研究背景及意义 |
| 1.6 课题研究目的及内容 |
| 1.6.1 课题研究目的 |
| 1.6.2 课题研究内容及创新点 |
| 第二章 实验原料、方法、设备及性能表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验方法、设备 |
| 2.3 分析与表征 |
| 2.3.1 pH的检测与计算 |
| 2.3.2 热重分析 |
| 2.3.3 收缩率测试 |
| 2.3.4 密度测试 |
| 2.3.5 物相与微观结构分析 |
| 2.3.6 力学性能测试 |
| 第三章 烧结助剂种类对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 实验原料配方 |
| 3.2.2 实验的制备与检测 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 烧结助剂Y2S的制备与检测 |
| 3.3.2 烧结助剂Y2SM的制备与检测 |
| 3.3.3 烧结助剂种类对Si_3N_4陶瓷烧结致密度的影响 |
| 3.3.4 烧结助剂种类对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 烧结助剂含量对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验原料配方 |
| 4.2.2 实验的制备与检测 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 烧结助剂含量对Si_3N_4陶瓷致密度的影响 |
| 4.3.2 烧结助剂含量对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 4.3.3 Y2SM含量对Si_3N_4 陶瓷烧结致密度、收缩的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 坯体对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 实验原料配方 |
| 5.2.2 实验的制备与检测 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 坯体密度对Si_3N_4陶瓷烧结致密度的影响 |
| 5.3.2 坯体密度对Si_3N_4陶瓷烧结收缩的影响 |
| 5.3.3 共沉淀与球磨粉体烧结助剂分布均匀性 |
| 5.3.4 球磨与共沉淀粉体对Si_3N_4陶瓷致密度的影响 |
| 5.3.5 球磨与共沉淀粉体对Si_3N_4陶瓷收缩的影响 |
| 5.3.6 球磨Al_2O_3-Y_2O_3-Si_3N_4 陶瓷物相分析与SEM形貌 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 真空气氛烧结炉温度场的仿真 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型与传热方式的确定 |
| 6.2.1 烧结炉物理模型的建立 |
| 6.2.2 烧结炉传热方式 |
| 6.3 实验过程 |
| 6.4 实验结果与讨论 |
| 6.4.1 保温前后烧结炉整体温度分布 |
| 6.4.2 保温前后烧结炉内壁温度分布 |
| 6.4.3 保温前后烧结炉中心截面温度分布 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文与专利 |
| 致谢 |
（7）层状Si3N4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 层状Si_3N_4基陶瓷原料的基本性质 |
| 1.2.1 Si_3N_4的基本性质 |
| 1.2.2 SiC的基本性质 |
| 1.2.3 ZrB_2的基本性质 |
| 1.3 Si_3N_4陶瓷研究现状 |
| 1.3.1 Si_3N_4陶瓷的烧结助剂 |
| 1.3.2 Si_3N_4陶瓷的增韧方式 |
| 1.3.3 Si_3N_4陶瓷的烧结方式 |
| 1.3.4 Si_3N_4陶瓷的抗氧化性能研究 |
| 1.3.5 Si_3N_4陶瓷的抗热震性能研究 |
| 1.4 层状陶瓷研究现状 |
| 1.4.1 层状陶瓷材料的选择 |
| 1.4.2 层状陶瓷材料的增韧 |
| 1.4.3 层状陶瓷的成型工艺 |
| 1.5 主要研究内容与创新点 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 创新点 |
| 第二章 层状Si_3N_4基陶瓷的制备及实验方法 |
| 2.1 实验原料与设备 |
| 2.1.1 原料 |
| 2.1.2 仪器与设备 |
| 2.2 层状Si_3N_4/SiC陶瓷材料的制备工艺 |
| 2.2.1 流延片的制备 |
| 2.2.2 叠层成型 |
| 2.2.3 真空脱脂 |
| 2.2.4 烧结 |
| 2.3 层状Si_3N_4基陶瓷的测试与表征 |
| 2.3.1 浆料的流变性能测试 |
| 2.3.2 微观结构分析和材料成分分析 |
| 2.3.3 密度测试 |
| 2.3.4 硬度测试 |
| 2.3.5 断裂韧性测试 |
| 2.3.6 弯曲强度测试 |
| 2.3.7 抗氧化性能测试 |
| 2.3.8 抗热震性能测试 |
| 第三章 层状Si_3N_4基陶瓷流延成型工艺研究 |
| 3.1 基体层流延成型工艺研究 |
| 3.1.1 粘结剂含量对Si_3N_4流延浆料流变特性的影响 |
| 3.1.2 增塑剂含量对Si_3N_4流延浆料流变特性的影响 |
| 3.1.3 固相含量对Si_3N_4流延浆料流变特性片的影响 |
| 3.1.4 粘结剂含量对Si_3N_4基体层流延片的影响 |
| 3.1.5 增塑剂含量对Si_3N_4基体层流延片的影响 |
| 3.1.6 固相含量对Si_3N_4基体层流延片的影响 |
| 3.1.7 分散剂对Si_3N_4基体层流延片的影响 |
| 3.1.8 干燥工艺对Si_3N_4基体层流延片的影响 |
| 3.2 界面层流延成型工艺研究 |
| 3.2.1 粘结剂含量对界面层流延片的影响 |
| 3.2.2 固相含量对界面层流延片的影响 |
| 3.3 流延片脱脂工艺的研究 |
| 3.3.1 流延片脱脂前后形貌图 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 层状Si_3N_4基陶瓷材料的力学性能及微观结构 |
| 4.1 层状Si_3N_4基陶瓷材料的微观结构 |
| 4.2 层状Si_3N_4基陶瓷材料的物理性能 |
| 4.3 层状Si_3N_4基陶瓷材料的力学性能及断裂行为 |
| 4.4 层状Si_3N_4基陶瓷的R曲线行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 层状Si_3N_4基陶瓷材料的抗氧化性能研究 |
| 5.1 层状Si_3N_4基陶瓷材料的氧化增重 |
| 5.2 层状Si_3N_4基陶瓷材料氧化后的形貌 |
| 5.3 层状Si_3N_4基陶瓷材料材料氧化后的力学性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 层状Si_3N_4基陶瓷材料的抗热震性能研究 |
| 6.1 层状Si_3N_4基陶瓷材料的残余抗弯强度 |
| 6.2 层状Si_3N_4基陶瓷材料热震后的形貌 |
| 6.3 层状Si_3N_4基复合材料抗热震机理分析 |
| 6.4 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 |
（8）基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 Si_3N_4的晶体结构 |
| 1.2 Si_3N_4陶瓷的烧结 |
| 1.2.1 Si_3N_4陶瓷的烧结过程 |
| 1.2.2 Si_3N_4陶瓷的烧结方法 |
| 1.3 高性能Si_3N_4基陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 高硬度Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.2 高韧性Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.3 高强度Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.4 高力学性能Si_3N_4基陶瓷 |
| 1.3.5 Si_3N_4基陶瓷的其它性能 |
| 1.4 Si_3N_4陶瓷的应用 |
| 1.5 本课题研究意义、目标及方法 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 研究背景与意义 |
| 1.5.3 研究目标与内容 |
| 第二章 实验方法与测试技术 |
| 2.1 原料选择与混料 |
| 2.1.1 原料选择 |
| 2.1.2 混料技术 |
| 2.2 材料制备与试样加工 |
| 2.2.1 样品烧结 |
| 2.2.2 样品加工 |
| 2.3 性能测试与表征 |
| 2.3.1 密度 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 显微结构分析 |
| 2.3.4 维氏硬度和断裂韧性 |
| 2.3.5 抗弯强度 |
| 2.3.6 微悬臂梁强度 |
| 2.3.7 摩擦磨损分析 |
| 2.3.8 切削实验分析 |
| 第三章 两步热压烧结法制备表硬芯韧氮化硅梯度陶瓷与性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.2.1 实验原料与烧结 |
| 3.2.2 实验测试方法 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 HP+HP法制备Si_3N_4梯度陶瓷的物相与致密度 |
| 3.3.2 HP+HP法制备Si_3N_4梯度陶瓷的显微结构与性能 |
| 3.3.3 微悬臂梁强度与界面应力分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 热压与放电等离子烧结结合法制备表硬芯韧氮化硅梯度陶瓷与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.2.1 实验原料与烧结 |
| 4.2.2 实验测试方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 HP+SPS结合法制备Si_3N_4梯度陶瓷的物相与致密度 |
| 4.3.2 HP+SPS结合法制备Si_3N_4梯度陶瓷的显微结构与性能 |
| 4.3.3 微悬臂梁强度与界面应力分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 硼化锆增强、增韧的低温热压烧结氮化硅陶瓷的制备与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.2.1 实验原粉配方 |
| 5.2.2 试样烧结与测试方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 ZrB_2粉体的含量对Si_3N_4陶瓷性能的影响 |
| 5.3.2 ZrB_2粉体中的杂质对Si_3N_4陶瓷性能的影响 |
| 5.3.3 ZrB_2粉体促进Si_3N_4相变和晶粒长大的机理研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 过渡金属硼化物增强、增韧的低温热压烧结氮化硅陶瓷的制备与性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.2.1 实验原粉配方 |
| 6.2.2 试样烧结与测试方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷物相与致密度的影响 |
| 6.3.2 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷显微结构的影响 |
| 6.3.3 HfB_2与MoB_2粉体促进α-到β-Si_3N_4相变的差异性研究 |
| 6.3.4 硼化物粉体的种类对Si_3N_4陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 氮化硅陶瓷刀具的切削性能与磨损机理研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验过程 |
| 7.2.1 切削实验 |
| 7.2.2 测试方法 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 Si_3N_4陶瓷刀具的切削性能分析 |
| 7.3.2 Si_3N_4陶瓷刀具的磨损形貌与磨损机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 全文总结与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士期间发表的学术成果 |
| 致谢 |
（9）碳材料增韧氮化硅陶瓷研究进展（论文提纲范文）
| 前言 |
| 1 氮化硅的结构和性质 |
| 1.1 单结晶相氮化硅陶瓷 |
| 1.2 无定形基质结合氮化硅陶瓷 |
| 1.3 结晶质基质结合氮化硅陶瓷 |
| 2 氮化硅增韧的研究 |
| 2.1 碳纳米管增韧氮化硅陶瓷 |
| 2.2 碳纤维增韧氮化硅陶瓷 |
| 2.2.1 单向排布碳纤维增韧 |
| 2.2.2 二维多向排布碳纤维增韧 |
| 2.2.3 三维多向排布碳纤维增韧 |
| 2.3 石墨烯增韧氮化硅陶瓷 |
| 3 展望 |
（10）注凝成型制备氮化硅基陶瓷及增韧机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 氮化硅陶瓷简介及其应用 |
| 1.2.1 氮化硅陶瓷简介 |
| 1.2.2 氮化硅陶瓷国内外研究现状 |
| 1.3 陶瓷胶态成型工艺简介 |
| 1.3.1 高压注射成型(HPIM) |
| 1.3.2 低压注射成型(LPIM) |
| 1.3.3 注浆成型(SC) |
| 1.3.4 离心注浆成型(CSC) |
| 1.3.5 直接凝固注模成型(DCC) |
| 1.3.6 压力注浆成型(PSC) |
| 1.3.7 水解辅助固化成型(HAS) |
| 1.3.8 电泳浇注(EPD) |
| 1.3.9 注凝成型(GC) |
| 1.4 凝胶注模成型工艺的研究 |
| 1.4.1 陶瓷料浆稳定机理 |
| 1.4.2 注凝成型在氮化硅基陶瓷制备过程中的应用 |
| 1.5 陶瓷强韧化机制的研究进展 |
| 1.5.1 纳米技术强韧化 |
| 1.5.2 晶须或纤维增强陶瓷基复合材料 |
| 1.5.3 颗粒弥散增强陶瓷基复合材料 |
| 1.5.4 氧化锆应力诱导相变增强陶瓷基复合材料 |
| 1.5.5 复合增韧陶瓷基复合材料 |
| 1.6 本课题的研究目的、意义及主要研究内容 |
| 1.6.1 研究的目的及意义 |
| 1.6.2 研究的主要内容 |
| 第二章 实验与分析测试方法 |
| 2.1 实验原料及实验设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 工艺流程 |
| 2.2.2 注凝成型工艺过程 |
| 2.3 样品性能的检测与表征 |
| 2.3.1 体积密度 |
| 2.3.2 物相分析 |
| 2.3.3 断裂韧性测试 |
| 2.3.4 抗弯强度测试 |
| 2.3.5 微观结构观察 |
| 第三章 注凝成型氮化硅陶瓷生坯的制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氮化硅浆料流变性的研究 |
| 3.2.1 预处理后氮化硅粉在水相中的稳定性及红外图谱分析 |
| 3.2.2 pH值和分散剂对氮化硅Zeta电位的影响 |
| 3.2.3 分散剂对浆料粘度的影响 |
| 3.2.4 球磨时间对浆料粘度的影响 |
| 3.2.6 固相含量对浆料粘度的影响 |
| 3.3 凝胶固化时间的研究 |
| 3.3.1 催化剂对凝胶固化时间的影响 |
| 3.3.2 引发剂对凝胶固化时间的影响 |
| 3.4 坯体干燥机制的研究 |
| 3.5 氮化硅陶瓷烧结体的研究 |
| 3.5.1 单体含量对氮化硅陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5.2 固相含量对氮化硅陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5.3 氮化硅陶瓷的微观组织分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 第二相增韧氮化硅基陶瓷的制备 |
| 4.1 ZrO_2相变增韧 |
| 4.1.1 ZrO_2含量对力学性能的影响及SEM分析 |
| 4.1.2 烧结温度对力学性能的影响及XRD和 SEM分析 |
| 4.2 NbC颗粒增韧 |
| 4.2.1 NbC含量力学性能的影响及微观组织分析 |
| 4.2.2 不同烧结温度的SEM分析 |
| 4.3 复合增韧系列 |
| 4.3.1 不同系列氮化硅基陶瓷的力学性能的影响 |
| 4.3.2 不同系列的SEM分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 个人简介 |
| 致谢 |
四、自增韧氮化硅陶瓷的显微结构模拟与力学性能预测（论文参考文献）
- [1]基于液相组成和显微结构调控的高热导率氮化硅陶瓷的研究[D]. 王为得. 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2021
- [2]仿“木质年轮”结构Si3N4基复合陶瓷的设计、制备及摩擦学性能研究[D]. 贾鑫. 陕西科技大学, 2021(09)
- [3]氮化硅陶瓷球压溃与热震失效行为研究[D]. 扈忠波. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [4]Si3N4/BN复合陶瓷的制备及其力学性能和热导率的研究[D]. 任一鹏. 海南大学, 2020(02)
- [5]氮化硅陶瓷材料的微观结构调控与第二相增韧研究[D]. 王鲁杰. 中国科学院大学(中国科学院上海硅酸盐研究所), 2020(03)
- [6]氮化硅陶瓷烧结微小变形研究[D]. 刘文勇. 广东工业大学, 2020(06)
- [7]层状Si3N4基陶瓷材料的制备与性能研究[D]. 王伟伟. 山东理工大学, 2020(02)
- [8]基于显微结构调控的高硬高韧氮化硅陶瓷的研究[D]. 于俊杰. 广东工业大学, 2019(03)
- [9]碳材料增韧氮化硅陶瓷研究进展[J]. 豆鹏飞. 陶瓷, 2019(06)
- [10]注凝成型制备氮化硅基陶瓷及增韧机理的研究[D]. 李礼. 湖南工业大学, 2019(01)