一、沥青及织物结构对C/C复合材料致密化的影响（论文文献综述）
敬涛[1]（2021）在《纳米纤维-CF多尺度预制体构建及其强韧C/C复合材料研究》文中提出碳/碳（Carbon/carbon,C/C）复合材料在服役过程中,崩裂、崩块、界面脱粘现象频发,严重制约了其在空天领域的深度应用。分析认为,C/C复合材料应力承载达到碳基体应力极限时,碳基体首先发生崩裂,产生破坏性裂纹并迅速传导至碳纤维（Carbon Fiber,CF）造成CF损伤,导致材料突发性失效。究其原因:一是碳基体缺乏亚微米、纳米尺度上的增强;二是碳纤维/基体界面结合状态不利于破坏性裂纹在该界面发生偏转,无法保证载荷有效传递至承载CF,强韧机制受限。本文借助电泳沉积（Electrophoretic Deposition,EPD）在CF表面共掺杂碳纳米管与碳化硅纳米线（Carbon Nanotube&Silicon Carbide Nanowire,CNTs&SiCnws）构建纳米纤维-CF多尺度预制体,借助化学气相渗透（Chemical Vapor Infiltration,CVI）加载高织构热解碳（High Texture-Pyrolytic Carbon,HT-PyC）界面层优化碳纤维/基体界面促进CNTs&SiCnws和CF跨尺度协同强韧化C/C复合材料。通过调节CVI时间为2 h、4 h、6 h,EPD时间为1 min、3 min、5 min,进而控制HT-PyC界面层厚度及CNTs&SiCnws含量,系统的研究了CNTs&SiCnws含量、HT-PyC界面层厚度对C/C复合材料基体组织、微观结构、力学性能、氧化性能的影响,阐述了相关强韧化机制,主要结论如下:（1）随CVI时间增加,CF表面凹槽基本消失,PyC界面层取向度较高,为典型的HT-PyC,在CVI时间为6 h时,CF间出现粘联结构;随EPD时间增加,CF表面的CNTs&SiCnws含量增加,在EPD时间为3 min时,CNTs&SiCnws分布较为均匀,无明显的团聚和脱落现象。（2）CNTs&SiCnws可诱导基体PyC由单一结构转变为多层结构,在纳米纤维富集区域,形核生长点密集,可诱导形成各向同性（Isotropic,ISO）PyC,纳米纤维富集区域外,晶体、晶界尺寸明显大于富集区域,晶界交叉锁合,PyC层光学活性较高,为HT-PyC,整体呈现ISO-HT多层结构。（3）适量CNTs&SiCnws可促使晶体生长良好,减少环形裂纹,提高PyC结构有序性、完整性及石墨化度,改善基体组织的微观结构,但过量CNTs&SiCnws及厚度过大的HT-PyC界面层对基体组织的微观结构改善不明显。（4）CNTs&SiCnws为PyC生长提供了更多的形核点,但会阻碍致密化过程中碳氢气体的流通、扩散过程,进而影响PyC的渗透率,易导致基体形成“闭孔”结构,造成C/C复合材料的密度及孔隙率出现细微变化。（5）引入CNTs&SiCnws及HT-PyC界面层可实现对C/C复合材料的强韧化。对于弯曲性能,HT-PyC4h-CNTs&SiCnws3min-C/C强度提升达74.33%,且失效形式表现为韧性断裂,强韧化改善最为显着;对于剪切性能,HT-PyC2h-CNTs&SiCnws3min-C/C强度提升近100%,HT-PyC4h-CNTs&SiCnws3min-C/C断裂假塑性表现最为明显,其强度提升不如前者;对于面外压缩性能,影响明显小于弯曲性能和剪切性能,HT-PyC4h-CNTs&SiCnws1min-C/C提升较为明显,压缩强度达到269.55 MPa,较纯C/C提升24.63%。（6）CNTs&SiCnws有效减少了碳纤维/基体界面脱粘、基体环形开裂等氧气的传递通道,阻碍氧气的流通、扩散,界面层可使CF延迟发生氧化,进而提高C/C复合材料的抗氧化性能。对于静态氧化性能,HT-PyC6h-CNTs&SiCnws1min-C/C失重率为11.28%,相比于纯C/C降低了64.46%;对于热震性能,CNTs&SiCnws会诱导碳基体形成多层结构和“闭孔”结构,该结构有利于抵抗高低温急剧变化导致的结构破坏,HT-PyC4h-CNTs&SiCnws3min-C/C抗热震性能表现最好。
樊凯,卢雪峰,吕凯明,钱坤[2]（2019）在《C/C复合材料孔隙结构的研究进展》文中研究指明孔隙作为C/C复合材料结构中的重要组成部分,直接影响复合材料的致密化过程及其力学、氧化、烧蚀等性能,并赋予C/C复合材料许多潜在功能。C/C复合材料的致密化过程是基体炭不断填充碳纤维预制体内部孔隙的过程。从C/C复合材料的制备原理及工艺方面来说,C/C复合材料通常需要在碳氢气体若干个连续热分解周期下或在树脂、沥青等液相前驱体多个浸渍炭化循环下获得。不同结构的碳纤维预制体内部纤维和纤维束的交织及取向排列各异,导致C/C复合材料内部孔隙大小及形状、孔隙分布、孔隙贯穿通道等各不相同,进一步导致液相或气相的前驱体浸渍预制体的难易程度、在预制体中的流动路径以及对孔隙的填充状况不尽相同。另外,每个致密化周期内,材料内部致密化程度、孔隙结构变化等均不相同。前驱体在预制体内的填充、炭化后的形态及分布等都会对下一个致密化周期中前驱体的扩散传输产生影响。因此,结构不同的预制体即使具有相同的初始密度,其制备的C/C复合材料也存在明显的性能差异。孔隙对C/C复合材料性能的影响主要表现为材料力学性能及高温环境下材料的氧化、烧蚀行为的变化。在力学性能方面,一方面孔隙的存在减小了材料载荷承受面积,为材料发生形变提供了空间;另一方面,材料内部较大的孔隙或者微孔聚集处在受到外部载荷时会产生应力集中现象。此外,界面间的裂纹会在载荷作用下随着纤维与基体脱粘呈曲折扩展。在高温氧化环境中,大量的纤维束间的孔洞、基体中孔隙以及纤维/基体间的微裂纹将成为氧化气氛的扩散通道,从而加快氧化气体在材料内部的扩散以及碳纤维的氧化,进而导致复合材料迅速氧化失效。因此,需要根据应用环境,合理控制材料的孔隙数量和孔隙结构。本文从孔隙形成原因、孔隙特征表征、孔隙对致密化过程及对材料性能的影响四个方面综述了国内外C/C复合材料孔隙结构的研究现状与进展,以期为深化C/C复合材料孔隙结构的理论研究、拓宽其应用领域奠定基础。
樊凯[3]（2019）在《三维针刺碳毡增强树脂炭复合材料的结构及性能研究》文中指出三维针刺碳毡增强树脂炭复合材料是以碳纤维针刺碳毡为增强体,以树脂炭为基体的复合材料。它的制备包括预制体成型和树脂炭增密两个过程,即先设计预制体结构并制备成型,再经过多次浸渍-炭化循环后将树脂炭填入预制体内部孔隙,从而赋予复合材料良好的整体性能。针刺密度作为三维针刺预制体最重要的成型工艺参数之一,影响了针刺预制体内厚度方向的纤维含量和纤维间的孔隙分布。一方面,预制体厚度方向的纤维含量会影响树脂炭复合材料的层间结合能力及力学性能;另一方面,纤维间的孔隙结构则会影响树脂的浸渍通道和树脂炭的填充状态,从而影响了树脂炭复合材料内部孔隙和力学性能。因此,本文从预制体针刺密度出发,研究预制体孔隙结构的变化,探究树脂炭复合材料浸渍炭化过程中孔隙的演变规律,并以分形理论为基础建立了孔隙演变模型。通过归纳不同针刺密度树脂炭复合材料的破坏模式,分析了孔隙结构对复合材料力学性能的影响。综合预制体的结构、复合材料增密过程及力学性能的研究,为构筑复合材料“预制体结构-制备-性能”的一体化体系提供实验和理论依据。本文采用四种不同针刺密度的网胎/无纬布复合铺层预制体,以酚醛树脂为浸渍剂,通过液相浸渍炭化工艺制备了三维针刺碳毡增强酚醛树脂炭复合材料。研究了20、30、40、50 P/cm2四种不同针刺密度对预制体孔隙结构、致密化效率及树脂炭复合材料力学性能的影响。主要结论如下:（1）预制体内部大孔隙主要为针刺孔及无纬布层中纤维束之间的孔隙,其内部微孔主要存在于网胎层纤维搭接处和无纬布层纤维束内部。针刺过程会在预制体内及表面形成直径为1mm左右的针刺孔。随着针刺密度的增加,宏观尺度上针刺孔的数量逐渐增加,相互重叠的几率增加,预制体内针刺部位纤维的损伤加重;微观尺度上,预制体内孔径逐渐减小且孔径分布越集中,内部纤维排列更加紧密,微孔的分布也更加均匀。（2）随着致密化周期和复合材料密度的增加,树脂炭复合材料内部孔隙总体积逐渐减少,且孔隙总体积减小的速率逐渐降低。树脂炭复合材料中的孔隙主要为60-350μm的大孔和10-60μm的中孔,两种孔隙在不同密度复合材料内部所占的孔隙体积均大于80%。随着致密化周期的增加,材料中的60-350μm的大孔所占的体积逐渐下降,10-60μm的中孔和小于1μm的微孔体积分数逐渐增加,1-10μm的小孔的体积分数基本维持稳定。树脂炭复合材料在浸渍炭化过程中,优先填充大孔,并使得材料中的大孔逐渐降为中孔,中孔再部分转化为小孔或微孔。（3）树脂炭复合材料内部孔隙填充的过程中,不断有开孔孔隙演变成闭孔孔隙,并且孔隙的填充以自相似的规律演变,树脂炭复合材料在浸渍炭化过程中孔隙演变符合分形特征。采用海绵分形模型模拟其内部孔隙结构特征,并通过分形维数的变化评价树脂炭复合材料浸渍炭化过程中孔隙结构复杂程度。随着浸渍炭化次数的增加,材料的孔隙率逐渐减小,孔隙的分形维数越来越大,材料内部孔隙存在形式及结构变得更加复杂。（4）当预制体针刺密度为40 P/cm2时,树脂炭复合材料弯曲及横、纵向压缩性能均较好。针刺密度在2050 P/cm2范围内,复合材料弯曲性能随着针刺密度的增加先提高后降低,并在针刺密度为40 P/cm2时达到最高值116.96 MPa。针刺碳毡增强树脂炭复合材料弯曲破坏特征为脆性断裂,弯曲主要破坏模式为底部倒“V”型开裂破坏。针刺碳毡增强树脂炭复合材料压缩破坏特征为塑性断裂。随着针刺密度的增加,复合材料的横向压缩性能强度不变,纵向压缩强度逐渐提高。纵向压缩破坏失效模式由层间分层及剪切破坏向端头压溃破坏转变。随着致密化周期的增加,树脂炭复合材料增密效率逐渐降低,复合材料横向压缩强度在增加,平均横向强度增量比在逐渐降低;随着材料密度的增加,预制体针刺密度对材料纵向压缩强度的影响程度会越来越大。树脂炭复合材料内部越来越复杂的孔隙结构,会对材料的压缩性能产生不利影响。
蔡榕[4]（2019）在《PIP制备ZrB2/高导热石墨膜改性C/SiC复合材料及其性能研究》文中指出临近空间飞行器在高温高压等极度恶劣的环境下,急需找寻一种工作使用寿命更长的抗烧蚀复合材料。碳纤维增强超高温陶瓷基复合材料克服了传统陶瓷材料的脆性及抗热震性能差等缺点,在临近空间飞行器热防护系统等领域具有很好的应用前景。同时疏导式热防护的观念的提出,提高材料表面的导热性能,快速疏散烧蚀点温度,增加材料的工作寿命。本论文以ZrB2陶瓷先驱体和PCS,通过PIP工艺制备C/SiC-ZrB2复合材料,并以高导热石墨膜为增强体,碳纤维为增强增韧相,PCS为基体先驱体制备高导热C/SiC复合材料。研究了先驱体陶瓷转化的裂解过程、致密化过程,并且研究了先驱体比例对C/SiC-ZrB2复合材料的微结构、力学性能、热物理性能和抗烧蚀性能以及不同高导热石墨膜含量对高导热C/SiC复合材料的微结构、力学性能和抗烧蚀性能的影响,探讨了其抗烧蚀机理。主要内容和结论如下:（1）确定了聚碳硅烷（PCS）和ZrB2先驱体的分子结构,为后续裂解过程的探究提供理论依据。探究了 PCS、ZrB2先驱体以及混合先驱体的裂解过程,并探究了升温速率对裂解过程的影响。研究发现升温速率越大,陶瓷产率越低,这是因为先驱体分子还没有来得及重排就被原位裂解成无定型态的无机物。同时通过粘度测试发现多种比例的PCS和ZrB2先驱体共混粘度均小于100mp·s,均满足PIP工艺要求,从而进一步确定了 PIP工艺制备C/SiC-ZrB2复合材料的工艺参数。（2）利用ZrB2先驱体和PCS的共溶-互熔特性得到的混合先驱体裂解制备了 SiC-ZrB2复相陶瓷。裂解过程中,ZrB2先驱体和PCS可以发生交联反应,促进双方裂解,提高陶瓷产率。ZrB2先驱体可以抑制PCS裂解后SiC晶粒成长。（3）考察了 PCS和ZrB2先驱体对所制备的C/SiC-ZrB2复合材料微结构、弯曲以及抗烧蚀等性能的影响。研究发现:ZrB2的引入会使复合材料的密度由1.87g/cm3增加到2.08g/cm3,开孔率从13.83%增加至21.82%。这是因为ZrB2的质软疏松且粘结力弱,导致纤维和集体结合弱,弯曲强度也从323.3MPa降低到了 268.6MPa。适宜的ZrB2含量的引入显着提高了 C/SiC复合材料的抗烧蚀性能,这是因为适宜的ZrB2含量可以形成一种由颗粒状ZrO2锁住玻璃态SiO2的致密氧化层,更有效的保护内部材料。最终发现当PCS和ZrB2先驱体比例为3:2时,所制备的C/SiC-ZrB2复合材料抗烧蚀性能更优异。（4）研究了高导热石墨膜含量对高导热C/SiC复合材料的密度、弯曲性能、热导率以及抗烧蚀性能的影响。研究表明:随着高导热石墨膜的增加,复合材料的密度降低,开孔隙率增加。原因是石墨膜表面太光滑,表面不能很好与基体结合。当施加应力,纤维和石墨膜铺层发生了脱层现象,导致复合材料的力学性能下降。因为石墨的本身的高导热率,因此复合材料热导率随石墨膜含量的增加而增大。当高导热C/SiC复合材料进行在1500℃,600s的等离子体烧蚀试验,发现随着石墨膜含量的增加,材料线烧蚀率逐渐降低至0.18μm/s,抗烧蚀性能得到提高。分析原因:材料表面的热导率增加,降低了驻点温度,提高了复合材料的抗烧蚀性能,为疏导式热防护结构部件材料提供了设想。
郭晨[5]（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》文中研究指明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。
张哲[6]（2019）在《液相浸渍-碳化法制备碳/碳复合材料的工艺优化及力学性能研究》文中指出碳/碳复合材料具有低密度、高比强、高比模、耐高温、耐腐蚀、抗热震等一系列优异的性能,广泛应用于航空、航天和刹车盘等领域。在液相浸渍-碳化法制备碳/碳复合材料时,先驱体的物理化学性质和制备工艺参数均会对最终制品的性能产生显着的影响,系统的研究这些影响因素,对于液相浸渍-碳化法的工艺优化和制品性能的提高有着重要的指导意义。本文以2.5D针刺碳毡为增强体,酚醛树脂溶液为先驱体,采用液相浸渍-碳化法制备了碳/碳复合材料。通过全面分析酚醛树脂先驱体的物理化学特征,并研究不同树脂浓度对碳/碳复合材料致密化过程的影响,对液相浸渍-碳化法制备碳/碳复合材料的工艺进行了优化。并分析了最优工艺制备的不同密度碳/碳复合材料的力学性能,同时结合微观形貌分析,研究了致密度对碳/碳复合材料力学性能的影响以及断裂机制。具体的研究内容以及结果如下:1.研究了酚醛树脂先驱体的固化行为、失重行为、凝胶时间和流变性能。结果表明:（1）当升温速率为5℃/min时,该酚醛树脂在150℃时固化速率最快,800℃时的残碳率为59%;（2）温度在80℃及以下,酚醛树脂溶液的凝胶时间超过4个小时,而当温度超过160℃,凝胶时间仅有几分钟;（3）室温下酚醛树脂溶液粘度随着浓度的增大而增大。在40℃90℃的温度范围内,酚醛树脂溶液粘度随着温度的增加而减小,粘性流动活化能Eη=63.07KJ/mol,树脂的粘度对温度比较敏感。在4个小时的时间内,60℃是合适的浸渍温度,树脂的粘度在较高的温度下对时间比较敏感。2.研究了不同树脂浓度对碳/碳复合材料致密化过程的影响。结果表明:随着浸渍固化碳化周期的增加,预制体的密度逐渐增大,增量逐渐减小。随着树脂浓度的增大,预制体的密度先减小后增大,浓度为75%的酚醛树脂溶液浸渍的预制体密度最大,其表面在光学显微镜下更加的致密,而在扫描电镜下该预制体的断面处纤维和基体结合较好,孔隙更小更少。3.以浓度为75%的酚醛树脂溶液为先驱体,制备了密度分别为1.1、1.2、1.3和1.4g/cm3的碳/碳复合材料试样,对这些试样进行了拉伸、弯曲和压缩性能的分析。结果表明:（1）拉伸强度和弯曲强度随着材料密度的增大先增大后减小,密度为1.3g/cm3的试样达到最大;（2）压缩强度随着材料密度的增大一直增大,密度为1.4g/cm3的试样达到最大;（3）拉伸断裂均呈现出脆性断裂特征,低密度材料在弯曲断裂时更多的表现出塑性断裂特征,X-Y向压缩断裂均表现出脆性断裂特征,低密度材料在Z向压缩断裂时显示出塑性断裂特征。
汪洋[7]（2018）在《HTVIP致密C/C外壳及SiC涂层材料与隔热性能研究》文中进行了进一步梳理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。
蒋文强[8]（2018）在《碳/碳复合材料的烧结工艺与力学性能研究》文中研究指明碳/碳复合材料是以碳为基体,由碳纤维增强的一种高性能复合材料,故其兼备了碳纤维复合材料优异的力学性能和碳素材料所固有的耐高温性能。进入21世纪以来,随着碳/碳复合材料在航空航天、军工、海洋船舶及民用领域的迅猛发展,对复合材料的安全性、可靠性、经济性的要求和期待日益升高,开发出短流程、低成本的制备工艺,对于碳/碳复合材料的推广应用具有非常重要的工程意义。本文以天然鳞片石墨为基体、国产T300型碳纤维为增强体、中间相沥青粉为浸渍剂,采用纤维浸渍的复合方法制备了碳/碳复合材料烧结预制体,再分别通过热压烧结与高温无压烧结两种工艺对预制体进行烧结,从而制备得到了力学性能优异、致密程度相对较高、尺寸稳定性好的沥青基碳/碳复合材料。该工艺与传统工艺比较,具有流程短、对生产设备要求低、生产效率高、便于批量化生产等优点,因此实现了缩短制备周期和降低成本的目的,具有重要的工业应用价值。此外本论文还重点研究了两种烧结工艺中原料质量配比（P/G）、浸渍温度、浸渍压力、烧结温度等工艺条件对于复合材料的力学性能与微观形貌的影响,并对两种烧结工艺的优缺点与适用情况进行了比较。通过一系列的实验研究与分析,主要得到以下研究结果:对于热压烧结工艺,当原料配比（P/G）为1、浸渍温度选择300℃、烧结温度为1400℃时,中间相沥青可以充分浸渍于基体与碳纤维及碳纤维束之间,流动致密化效果最佳。此时制得的碳/碳复合材料密度达到了1.755g·cm-3,显孔率仅为1.69%,此时的致密度高达95%,断裂韧性与断裂功为别为6.02MPa·m1/2h和0.92kJ·m-2,弯曲强度为363±20MPa,最大弯曲强度高达383Mpa,弯曲性能已经达到了国内外报道的先进水平。对于高温无压烧结工艺,在原料质量配比为1、浸渍温度为500℃、浸渍压力选择10MPa、最终烧结温度为1400℃时,所制备的碳/碳复合材料力学性能最佳并且致密程度良好。此时复合材料的弯曲强度可达283±15MPa,实际密度为1.663g·cm-3,显孔率为3.55%,致密度可达90%,断裂性能也比相对较高。与热压烧结工艺相比,高温无压烧结工艺所制备得到的碳/碳复合材料产品的力学性能有所下降,致密化效果也相对减弱,但也基本满足一般条件下的使用需求,并且由于高温无压烧结工艺的生产条件更加简单、对生产设备要求更低、生产效率更高并且可以实现批量化生产,所以该工艺具有重大的工业化意义。
刘禺[9]（2018）在《C/C复合材料中纳米四方氧化锆的稳定化合成及其抗烧蚀性能的研究》文中认为C/C复合材料是航空、航天、军事等领域具有不可替代地位的材料。为了满足其应用领域的特殊需求,需要提高C/C复合材料的抗烧蚀能力。为了提高C/C复合材料的抗烧蚀能力,设计在碳基体内部合成纳米四方氧化锆的方法,制备基体改性抗烧蚀C/C复合材料。通过对碳基体内部氧化锆晶型和结构的精细控制,实现材料抗烧蚀性能的提升。最终制得了具有一定抗烧蚀性能的基体改性C/C复合材料。在本文中,首先对氧化锆/碳混合体系中氧化锆晶型的稳定方法进行了研究。氧化锆/碳的物理混合体系中,经热处理氧化锆可以被部分稳定至四方晶型。在热处理过程中碳元素具有温度变化滞后的特性,该特性会在升温过程中抑制氧化锆低温相向高温相的相变,在降温过程中引导并促进低温相向高温相转变,并抑制逆向相变,从而实现氧化锆晶型的稳定化。氧化锆/碳的分子级混合体系中,氧化锆可以被完全稳定至四方晶型。在氧化钇的辅助下,氧化锆可以稳定至立方晶型。其次,对液相环境中纳米粒子的合成方式进行了研究,并提出了“分子笼效应”的理论。以在水相体系中制备羟基磷灰石和氢氧化锆等物质的方法对“分子笼效应”进行了模拟和研究,制备得到的各种纳米粒子粒径在5-30nm范围内。研究表明:在液相反应体系中,多官能团的添加剂或者溶剂可以形成分子笼结构,其原理是多官能团化合物之间的分子间作用力或氢键能够将反应限制在分隔的纳米级小区域中,从而得到纳米级产物。在一定范围内,笼分子浓度的提高有助于得到更小尺寸的纳米粒子。利用“分子笼效应”的方法,在碳基体中合成纳米氧化锆颗粒。经高温处理后,在碳基体内部得到纳米氧化锆颗粒。氧化锆颗粒尺寸以20-30nm为主,最高不超过50nm。将上述两种方法利用到制备氧化锆改性碳基体的制备过程中。将氧化碳纳米管和八水氧氯化锆制备为锆前驱体,以其为锆源,将中温煤沥青改性为含锆煤沥青。在浸渍过程中,依靠中温煤沥青构成的分子笼结构实现锆源物质的纳米级均匀分散,最终制备出含有在碳基体中均匀分散且烧蚀后呈紧致密堆积状态的纳米四方氧化锆颗粒的碳基体。又以碳化硼作为添加剂,向碳基体中引入硼元素。经碳化后生成无定形的氮化硼和硼化锆。用中温煤沥青作为浸渍剂制备C/C复合材料,用含硼含锆沥青作为浸渍剂制备改性C/C复合材料。优化了致密化工艺,并提出沥青流动性降低和体系内小分子气体溢出的竞争是影响致密化的重要影响因素。按相同密度标准,制得样品CC0、CC1-CC4。CC0为普通C/C复合材料,CC1-CC4为基体改性C/C复合材料。其中,CC0、CC1-CC4的密度分别为1.76g/cm3、1.23g/cm3、1.55g/cm3、1.75g/cm3 和 1.78g/cm3,CC1-CC4 中锆的质量分数分别为1.2%、2.1%、2.6%和10.0%。小分子气体溢出的携带效应以及陶瓷相的封闭作用是样品CC1和CC2密度和含锆量低的主要原因。将CC3和CC4样品浸渍至与CC0相同次数,密度分别为1.81 g/cm3和1.85g/cm3。对样品进行力学测试,结果表明相同密度下,碳基体中四方氧化锆的生成能够提高材料的力学性质。对样品进行静态氧化和动态烧蚀实验。CC0、CC1-CC4样品,经单次浸渍-碳化制备得到的碳基体材料在800℃下的热重测试失重率依次降低。800℃和1600℃静态氧化试验中,同密度下CC4样品的失重率较CC0样品下降96.80%和48.72%。在动态烧蚀实验中,CC4的线烧蚀率和质量烧蚀率分别较CC0下降59.41%和82.04%。CC4的抗烧蚀能力较CC0来说有较大改善。实验结果表明,静态氧化过程中,在碳基体中均匀分布的纳米氧化锆能够减少氧气扩散速率;含硼化合物的氧化可以生成氧化硼,在高温下形成液相。两者有效降低了材料的氧化速率。在动态烧蚀过程中,含硼化合物氧化生成的氧化硼辅助氧化锆在烧蚀过程中烧结出陶瓷层,陶瓷层的存在能够降低氧气的渗流速度,有效提高材料的抗烧蚀性能。其内部紧致密堆积的纳米氧化锆层能够有效降低氧气的扩散速率,降低材料的氧化速度。除此之外,熔融氧化锆层、液态氧化硼层和碳化锆层等都会提高改性C/C材料的抗烧蚀性能。
李艳[10]（2018）在《无纬布针剌C/C喉衬材料的制备及其烧蚀机制研究》文中研究指明无纬布针刺预制体克服了2D炭布叠层材料层间缺乏纤维连接的弱点,具有成本低廉、易于工业化、适合于各种尺寸、各种形状并且具有良好力学性能等优点,已被广泛应用于扩张段、延伸锥、刹车盘等领域。为了将该类型预制体应用于较为厚壁的固体火箭发动机喷管喉衬上,本文进行了无纬布针刺C/C喉衬复合材料制备方法的研究,表征了所得材料的微观结构和热力学性能。采用小型发动机试车和全尺寸发动机试车两种方式研究了服役工况下无纬布针刺喉衬材料的烧蚀行为和烧蚀机制,为其使用可靠性提供理论依据。论文的主要研究内容和结果如下:预制体内部合适的温度场是热梯度化学气相渗透有效致密的前提,对热梯度炉内的温度场进行了数值模拟与分析,获得了沉积开始阶段和终止阶段针刺预制体内部的温度分布规律,在此基础上,结合热梯度致密化模型,设计了厚壁预制体分区致密的方案。通过温度控制方式可实现分区致密,通过对比外壁恒温控温和内壁恒温控温两种方式下的材料的致密化行为,结果发现,内壁恒温控温方式下针刺材料内部具有较高的温度和合适的温度梯度,致密化行为符合分区致密方案,能够实现厚壁C/C复合材料密度由内至外的正向增长,致密均匀,致密效率相比现有整体CVI工艺提高了73.8%。在内壁恒温控温方式下,研究了热梯度CVI致密无纬布针刺预制体的致密化行为,结果发现,无纬布针刺预制体内部Z向存在平直的孔隙,更有利于碳源气体的深入渗透,500h内密度达到了1.27g/cm3,内部密度分布比较均匀。采用CVI+树脂联合增密、CVI+沥青联合增密、纯沥青增密三种致密化方式制备了无纬布针刺C/C喉衬材料,热力学性能测试结果表明,前两种技术制备的材料性能达到了喉衬材料的指标要求,且第二种技术制备的材料具有较好综合性能,该材料的Z向室温拉伸强度和2800℃高温拉伸强度分别达到了24.7MPa和52.9MPa,明显高于广泛使用的针刺整体毡喉衬材料,同时热稳定性好,1000℃Z向热膨胀系数为1.4×10-6/℃,800℃Z向导热系数为81.9 W/（m·K）。材料的性能受预制体性能和最终热处理温度影响较大,当预制体Z向拉伸强度从0.0194MPa升至0.0628MPa,最终材料Z向拉伸强度从16.1MPa提高至31.5MPa,Z向压缩强度略有上升。经过不同温度的最终热处理,材料的力学性能均有下降趋势,并且随着处理温度的升高,性能降低越明显,但材料的热稳定性提高。通过小型发动机和全尺寸发动机表征了无纬布针刺喉衬材料在服役工况下的抗烧蚀性能。结果发现,无纬布针刺喉衬的平均线烧蚀率较低,烧蚀均匀,型面光滑。CVI+沥青联合增密的材料的平均烧蚀率仅为0.056mm/s,比CVI+树脂联合增密的材料低21%,试车后结构完整。CVI+树脂联合增密的材料氧化活性点多,烧蚀面粗糙,有细小的裂纹,抗热应力因子较低,但仍高于广泛使用的整体毡C/C喉衬材料,且制备工艺简单,生产成本低。
二、沥青及织物结构对C/C复合材料致密化的影响（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、沥青及织物结构对C/C复合材料致密化的影响（论文提纲范文）
（1）纳米纤维-CF多尺度预制体构建及其强韧C/C复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 C/C复合材料及其组成 |
| 1.2.1 碳纤维及其预制体 |
| 1.2.2 基体 |
| 1.2.3 界面 |
| 1.3 C/C复合材料制备 |
| 1.3.1 碳纤维选择 |
| 1.3.2 预制体成型 |
| 1.3.3 致密化 |
| 1.4 C/C复合材料研究现状 |
| 1.4.1 C/C复合材料力学性能的不足 |
| 1.4.2 多尺度预制体提出 |
| 1.4.3 多尺度预制体及多尺度C/C复合材料研究现状 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 试验部分 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 试验原料 |
| 2.3.1 碳纤维 |
| 2.3.2 电泳液原料 |
| 2.3.3 致密化前驱体气体及载气 |
| 2.4 试验设备 |
| 2.5 C/C复合材料物理性能测试及结构表征 |
| 2.5.1 多尺度预制体CNTs&SiCnws含量测试 |
| 2.5.2 多尺度C/C复合材料密度及孔隙率测试 |
| 2.5.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.5.4 偏光显微镜分析 |
| 2.5.5 X-射线衍射分析 |
| 2.5.6 拉曼光谱分析 |
| 2.6 C/C复合材料力学性能测试 |
| 2.6.1 C/C复合材料弯曲性能测试 |
| 2.6.2 C/C复合材料压缩性能测试 |
| 2.6.3 C/C复合材料层间剪切性能测试 |
| 2.7 C/C复合材料高温氧化性能测试 |
| 2.7.1 静态氧化性能 |
| 2.7.2 热震性能 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 多尺度预制体及其C/C复合材料制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳纤维织物织造 |
| 3.3 CF@HT-PYC界面层制备 |
| 3.4 纳米纤维-CF多尺度预制体制备 |
| 3.4.1 CNTs与 SiCnws |
| 3.4.2 电泳液配制 |
| 3.4.3 EPD共掺杂CNTs&SiCnws |
| 3.4.4 多尺度预制体结构分析 |
| 3.5 多尺度预制体致密化制备C/C复合材料 |
| 3.5.1 多尺度预制体缝合 |
| 3.5.2 多尺度预制体致密化 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 多尺度C/C复合材料基体组织结构研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 多尺度C/C复合材料基体组织结构PLM分析 |
| 4.3 多尺度C/C复合材料基体组织结构SEM分析 |
| 4.4 多尺度C/C复合材料XRD分析 |
| 4.5 多尺度C/C复合材料拉曼光谱分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 多尺度C/C复合材料力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多尺度C/C复合材料弯曲性能研究 |
| 5.2.1 CNTs&SiCnws引入C/C复合材料弯曲性能研究 |
| 5.2.2 HT-PyC界面层引入C/C复合材料弯曲性能研究 |
| 5.2.3 多尺度C/C复合材料弯曲破坏断口形貌分析 |
| 5.3 多尺度C/C复合材料层间剪切性能研究 |
| 5.3.1 CNTs&SiCnws引入C/C复合材料层间剪切性能研究 |
| 5.3.2 HT-PyC界面层引入C/C复合材料层间剪切性能研究 |
| 5.3.3 多尺度C/C复合材料层间剪切破坏断口形貌分析 |
| 5.4 多尺度C/C复合材料压缩性能研究 |
| 5.4.1 CNTs&SiCnws引入C/C复合材料压缩性能研究 |
| 5.4.2 HT-PyC界面层引入C/C复合材料压缩性能研究 |
| 5.4.3 多尺度C/C复合材料压缩破坏断口形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 多尺度C/C复合材料高温氧化性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 静态氧化性能 |
| 6.2.1 CNTs&SiCnws引入静态氧化性能研究 |
| 6.2.2 HT-PyC界面层引入静态氧化性能研究 |
| 6.3 热震性能 |
| 6.3.1 CNTs&SiCnws引入热震性能研究 |
| 6.3.2 HT-PyC界面层引入热震氧化性能研究 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与创新 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
（2）C/C复合材料孔隙结构的研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 复合材料孔隙的形成 |
| 1.1 预制体的孔隙结构 |
| 1.2 基体炭制备过程中形成的孔隙 |
| 2 复合材料孔隙结构的表征 |
| 2.1 复合材料孔隙结构的特征及分类 |
| 2.2 孔隙结构的特征参数及表征手段 |
| 2.2.1 孔隙形貌 |
| 2.2.2 孔隙率 |
| 2.2.3 孔径尺寸及分布 |
| 3 孔隙结构对致密化过程及性能的影响 |
| 3.1 孔隙结构对复合材料致密化过程的影响 |
| 3.2 孔隙结构对复合材料性能的影响 |
| 4 结语与展望 |
（3）三维针刺碳毡增强树脂炭复合材料的结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 碳纤维增强炭基复合材料 |
| 1.1.1 C/C复合材料的组成 |
| 1.1.2 C/C复合材料的制备 |
| 1.1.3 树脂炭复合材料的研究现状 |
| 1.2 C/C复合材料的孔隙结构研究进展 |
| 1.2.1 复合材料孔隙的形成 |
| 1.2.2 复合材料孔隙结构的表征 |
| 1.2.3 孔隙结构对复合材料致密化过程的影响 |
| 1.2.4 孔隙结构对复合材料性能的影响 |
| 1.3 本课题的目的、意义及内容 |
| 1.3.1 研究目的及意义 |
| 1.3.2 主要研究方案 |
| 1.3.3 本课题的创新点 |
| 1.3.4 研究内容 |
| 第二章 材料制备与试验方法 |
| 2.1 原材料与实验设备 |
| 2.1.1 碳纤维 |
| 2.1.2 酚醛树脂 |
| 2.1.3 实验设备 |
| 2.2 预制体的制备与表征 |
| 2.2.1 预制体的制备 |
| 2.2.2 预制体的结构表征 |
| 2.3 树脂炭复合材料的制备与表征 |
| 2.3.1 树脂炭复合材料的制备 |
| 2.3.2 树脂炭复合材料的表征 |
| 第三章 预制体孔隙结构分析 |
| 3.1 预制体的加工成型 |
| 3.2 预制体的密度及孔隙率 |
| 3.3 预制体的孔径分布 |
| 3.4 预制体的细观形貌 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 树脂炭复合材料致密化过程中孔隙结构演变 |
| 4.1 预制体针刺密度对致密化效率的影响 |
| 4.2 树脂炭复合材料孔隙结构演变 |
| 4.2.1 压汞测试结果 |
| 4.2.2 孔隙体积变化 |
| 4.2.3 孔径分布变化 |
| 4.3 树脂浸渍炭化过程中孔隙演变模拟 |
| 4.3.1 浸渍炭化过程中闭孔形成 |
| 4.3.2 浸渍炭化过程中闭孔演变机理 |
| 4.3.3 浸渍炭化过程中孔隙演变模型 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 树脂炭复合材料力学性能的研究 |
| 5.1 针刺密度对复合材料弯曲性能的影响 |
| 5.1.1 弯曲强度 |
| 5.1.2 弯曲破坏机理 |
| 5.2 针刺密度对复合材料压缩性能的影响 |
| 5.2.1 压缩强度 |
| 5.2.2 压缩破坏机理 |
| 5.3 孔隙结构对复合材料压缩性能的影响 |
| 5.3.1 横向压缩 |
| 5.3.2 纵向压缩 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 :作者在攻读硕士学位期间发表的论文 |
（4）PIP制备ZrB2/高导热石墨膜改性C/SiC复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 论文研究背景 |
| 1.2 超高温材料(UHTCs)的研究现状 |
| 1.2.1 石墨 |
| 1.2.2 难熔金属 |
| 1.2.3 C/C复合材料 |
| 1.2.4 超高温陶瓷 |
| 1.2.4.1 硼化物体陶瓷 |
| 1.2.5 陶瓷基复合材料 |
| 1.3 高导热炭材料的研究现状 |
| 1.3.1 高导热炭材料 |
| 1.3.1.1 高导热炭纤维 |
| 1.3.1.2 高导热炭材料 |
| 1.3.1.3 高导热C/C复合材料 |
| 1.3.2 导热机理 |
| 1.4 陶瓷基复合材料研究进展 |
| 1.4.1 陶瓷基复合材料的组成 |
| 1.4.1.1 增强纤维 |
| 1.4.1.2 陶瓷基体 |
| 1.4.1.3 界面 |
| 1.4.2 陶瓷基复合材料的制备工艺 |
| 1.4.2.1 先驱体浸渍裂解法(PIP) |
| 1.4.2.2 化学气相渗透法(CVI) |
| 1.4.2.3 热压烧结法(HPS) |
| 1.4.2.4 反应熔体浸渗法(RMI) |
| 1.4.3 陶瓷基复合材料的改性 |
| 1.4.3.1 基体改性 |
| 1.4.3.2 涂层改性 |
| 1.5 陶瓷基复合材料抗烧蚀机理 |
| 1.6 研究意义及内容 |
| 第二章 实验内容及制备工艺 |
| 2.1 主要原材料 |
| 2.1.1 T300-3k碳纤维 |
| 2.1.2 高导热石墨膜 |
| 2.1.3 陶瓷有机前驱体 |
| 2.1.4 其它材料 |
| 2.2 主要设备仪器 |
| 2.3 主要分析表征方式 |
| 2.3.1 Archimede's测试密度及显气孔率 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.3.3 X射线衍射 |
| 2.3.4 傅立叶变换红外光谱分析 |
| 2.3.5 热重-差热(TG-DSC)分析 |
| 2.3.6 弯曲强度测试 |
| 2.3.7 热导率测试 |
| 2.3.8 抗烧蚀性能测试 |
| 2.4 PIP工艺制备超高温陶瓷基复合材料(主要实验装置及制备工艺) |
| 2.4.1 PyC界面层 |
| 2.4.2 C/SiC-ZrB_2和C/SiC复合材料的制备 |
| 2.4.3 高导热C/SiC复合材料的制备 |
| 第三章 SiC-ZrB_2复相陶瓷的裂解工艺研究 |
| 3.1 ZrB_2先驱体和PCS结构分析 |
| 3.2 ZrB_2先驱体和PCS及不同比例混合先驱体的粘度测试 |
| 3.3 ZrB_2先驱体裂解过程研究 |
| 3.4 PCS裂解过程研究 |
| 3.5 升温速率对先驱体裂解行为的影响 |
| 3.6 SiC-ZrB_2复相陶瓷的裂解过程 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 C/SiC-ZrB_2复合材料制备及性能研究 |
| 4.1 C/SiC-ZrB_2复合材料的制备 |
| 4.1.1 C/SiC-ZrB_2复合材料的PyC界面层 |
| 4.1.2 C/SiC-ZrB_2复合材料的制备 |
| 4.2 复合材料的微结构性能 |
| 4.3 复合材料的力学性能 |
| 4.4 C/SiC-ZrB_2复合材料烧蚀性能与烧蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 高导热C/SiC复合材料制备及性能研究 |
| 5.1 高导热C/SiC复合材料的基本物理特性及微结构 |
| 5.2 高导热C/SiC复合材料的力学性能 |
| 5.3 高导热C/SiC复合材料的导热性能及机理 |
| 5.4 高导热C/SiC复合材料抗烧蚀性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 后继工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究成果及发表的学术论文 |
| 作者和导师简介 |
| 附件 |
（5）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 |
（6）液相浸渍-碳化法制备碳/碳复合材料的工艺优化及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 碳碳复合材料概述 |
| 1.1.1 碳/碳复合材料简介 |
| 1.1.2 碳/碳复合材料的应用进展 |
| 1.2 预制体的发展 |
| 1.2.1 短切纤维毡 |
| 1.2.2 编织 |
| 1.2.3 碳布铺层 |
| 1.2.4 针刺毡 |
| 1.3 碳/碳复合材料的致密化工艺 |
| 1.3.1 化学气相渗透法CVI |
| 1.3.2 液相浸渍碳化法 |
| 1.4 碳/碳复合材料的力学性能 |
| 1.5 课题研究的意义以及内容 |
| 第二章 实验方法与设备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料 |
| 2.2.1 碳纤维预制体 |
| 2.2.2 先驱体 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 制备工艺流程 |
| 2.4.1 样品的浸渍过程 |
| 2.4.2 样品的固化过程 |
| 2.4.3 样品的碳化过程 |
| 2.5 酚醛树脂先驱体性能表征 |
| 2.5.1 固化行为和热重分析 |
| 2.5.2 凝胶行为以及流变性能测试 |
| 2.6 样品的致密度表征 |
| 2.6.1 样品的密度测量 |
| 2.6.2 样品的显微结构观测 |
| 2.7 力学性能测试 |
| 2.7.1 拉伸性能 |
| 2.7.2 弯曲性能 |
| 2.7.3 压缩性能 |
| 2.7.4 样品的微观形貌表征 |
| 第三章 酚醛树脂先驱体溶液的物理化学特性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 酚醛树脂的热分析 |
| 3.2.1 酚醛树脂的固化行为和热重分析 |
| 3.2.2 酚醛树脂的固化机理 |
| 3.2.3 酚醛树脂的固化和碳化工艺路线 |
| 3.3 酚醛树脂先驱体溶液的凝胶时间 |
| 3.4 酚醛树脂先驱体的流变性能 |
| 3.4.1 酚醛树脂溶液粘度和浓度的关系 |
| 3.4.2 酚醛树脂溶液粘度和温度的关系 |
| 3.4.3 酚醛树脂溶液粘度和时间的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 酚醛树脂溶液浓度对碳/碳复合材料致密化过程的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 浸渍碳化后碳/碳复合材料的密度 |
| 4.3 碳/碳复合材料的表面形貌 |
| 4.4 碳/碳复合材料的断口形貌 |
| 4.5 浸渍机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 最优工艺制备碳/碳复合材料的力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳/碳复合材料的拉伸性能 |
| 5.2.1 致密度对碳/碳复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.2.2 碳/碳复合材料的拉伸断裂机制 |
| 5.3 碳/碳复合材料的弯曲性能 |
| 5.3.1 密度对碳碳复合材料弯曲性能的影响 |
| 5.3.2 碳/碳复合材料的弯曲破坏机制 |
| 5.4 碳/碳复合材料的压缩性能 |
| 5.4.1 密度对碳碳复合材料压缩性能的影响 |
| 5.4.2 碳/碳复合材料的压缩破坏机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
（7）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 |
（8）碳/碳复合材料的烧结工艺与力学性能研究（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 碳纤维的发展与应用 |
| 1.2.1 碳纤维的发展历程 |
| 1.2.2 碳纤维的技术应用 |
| 1.3 碳/碳复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 碳纤维预制体的成型 |
| 1.3.2 碳/碳复合材料的致密化工艺 |
| 1.3.3 碳/碳复合材料的研究现状 |
| 1.4 本课题主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和测试方法 |
| 2.1 实验原材料及实验设备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 烧结预制体的制备工艺 |
| 2.3 材料的表征方法 |
| 2.3.1 热重分析(TG) |
| 2.3.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.3 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.4 材料的性能测试 |
| 2.4.1 密度及显孔率 |
| 2.4.2 弯曲强度 |
| 2.4.3 断裂韧性 |
| 2.4.4 断裂功 |
| 2.4.5 弹性模量 |
| 第3章 热压烧结制备碳/碳复合材料及测试表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热压烧结工艺的研究 |
| 3.3 不同原料配比的碳/碳复合材料的力学性能及微观表征 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 密度和显孔率 |
| 3.3.3 弯曲性能 |
| 3.3.4 断裂性能 |
| 3.3.5 微观形貌分析 |
| 3.4 不同浸渍温度的碳/碳复合材料的力学性能及微观表征 |
| 3.4.1 密度和显孔率 |
| 3.4.2 弯曲性能 |
| 3.4.3 断裂性能 |
| 3.4.4 微观形貌分析 |
| 3.5 不同烧结温度的碳/碳复合材料的力学性能及微观表征 |
| 3.5.1 密度和显孔率 |
| 3.5.2 弯曲性能 |
| 3.5.3 断裂性能 |
| 3.5.4 微观形貌分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高温无压烧结制备碳/碳复合材料及测试表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 高温无压烧结工艺的研究 |
| 4.3 不同浸渍温度的碳/碳复合材料的力学性能及微观表征 |
| 4.3.1 密度和显孔率 |
| 4.3.2 弯曲性能 |
| 4.3.3 断裂性能 |
| 4.3.4 微观形貌分析 |
| 4.4 浸渍压力对碳/碳复合材料的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（9）C/C复合材料中纳米四方氧化锆的稳定化合成及其抗烧蚀性能的研究（论文提纲范文）
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 符号说明 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 C/C复合材料 |
| 1.1.1 C/C复合材料的性质 |
| 1.1.2 C/C复合材料的致密化工艺 |
| 1.2 C/C复合材料的抗烧蚀工艺 |
| 1.2.1 抗氧化涂层技术 |
| 1.2.2 基体改性抗氧化技术 |
| 1.3 氧化锆陶瓷的稳定化及纳米化 |
| 1.3.1 氧化锆的性质 |
| 1.3.2 氧化锆的制备 |
| 1.3.3 氧化锆的稳定化 |
| 1.3.4 氧化锆的纳米化 |
| 1.3.4.1 气相法 |
| 1.3.4.2 液相法 |
| 1.3.4.3 固相法 |
| 1.3.4.4 其他方法 |
| 1.4 本论文的研究背景及主要研究内容 |
| 第二章 富碳环境以及碳基体中四方氧化锆的稳定化 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 氧化锆稳定化实验的实验原料 |
| 2.2.2 氧化锆稳定化实验的实验过程 |
| 2.2.3 氧化锆稳定化实验的分析测试方法 |
| 2.2.3.1 热重分析 |
| 2.2.3.2 相变过程分析 |
| 2.2.3.3 表面分析 |
| 2.2.3.4 物相分析 |
| 2.2.3.5 元素及化合状态分析 |
| 2.3 富碳环境下氧化锆晶型的稳定化 |
| 2.3.1 物理混合状态下氧化锆晶型的稳定 |
| 2.3.2 碳稳定氧化锆机理 |
| 2.3.3 分子级均匀状态下氧化锆晶型的稳定 |
| 2.3.4 四方氧化锆在碳基体中的稳定化合成设计 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 “分子笼效应”及纳米氧化锆在碳基体中的合成 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 “分子笼效应”实验的实验原料 |
| 3.2.2 “分子笼效应”实验的实验过程 |
| 3.2.2.1 羟基磷灰石纳米粒子的制备 |
| 3.2.2.2 氢氧化锆的制备 |
| 3.2.2.3 碳基体中纳米氧化锆的合成 |
| 3.2.3 “分子笼效应”实验的分析测试方法 |
| 3.2.3.1 物相分析 |
| 3.2.3.2 表面形貌分析 |
| 3.2.3.3 粒度分析 |
| 3.2.3.4 官能团检测 |
| 3.3 “分子笼效应”及纳米粒子的制备 |
| 3.3.1 纳米羟基磷灰石的合成 |
| 3.3.2 “分子笼效应”机理 |
| 3.3.3 “分子笼效应”的应用 |
| 3.4 利用“分子笼效应”在碳基体中合成纳米氧化锆 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 碳基体中纳米四方氧化锆及含硼化合物的合成 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 氧化锆及含硼化合物合成实验的实验原料 |
| 4.2.2 氧化锆及含硼化合物合成实验的实验过程 |
| 4.2.2.1 氧化碳纳米管的制备 |
| 4.2.2.2 氧化锆前驱体制备 |
| 4.2.2.3 改性碳基体材料的制备 |
| 4.2.3 氧化锆及含硼化合物合成实验的分析测试方法 |
| 4.2.3.1 元素及化合状态分析 |
| 4.2.3.2 物相分析 |
| 4.2.3.3 表面分析 |
| 4.2.3.4 热重分析 |
| 4.2.3.5 热台显微镜 |
| 4.3 煤沥青的性质及碳基体的制备 |
| 4.3.1 煤沥青的性质 |
| 4.3.2 碳基体的制备 |
| 4.4 纳米四方氧化锆在碳基体中的合成 |
| 4.4.1 含锆沥青浸渍剂的制备 |
| 4.4.2 碳基体内纳米四方氧化锆的合成 |
| 4.5 碳基体中含硼化合物的合成 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 含稳定纳米四方氧化锆C/C复合材料的制备 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 改性C/C复合材料制备实验的实验原料 |
| 5.2.2 改性C/C复合材料制备实验的实验过程 |
| 5.2.2.1 碳纤维预制体的制作 |
| 5.2.2.2 含硼含锆沥青的制备 |
| 5.2.2.3 C/C复合材料的制备 |
| 5.2.3 改性C/C复合材料制备实验的分析测试方法 |
| 5.2.3.1 表面分析 |
| 5.2.3.2 元素成分及含量分析 |
| 5.2.3.3 热重分析 |
| 5.2.3.4 力学性能测试 |
| 5.3 C/C复合材料的制备 |
| 5.3.1 致密化参数的确定 |
| 5.3.2 C/C复合材料的致密化 |
| 5.4 C/C复合材料的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 含稳定纳米四方氧化锆C/C复合材料的抗烧蚀性能 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.2.1 改性C/C复合材料抗烧蚀实验的实验原料 |
| 6.2.2 改性C/C复合材料抗烧蚀实验的实验过程 |
| 6.2.2.1 静态氧化实验 |
| 6.2.2.2 动态烧蚀实验 |
| 6.2.3 改性C/C复合材料抗烧蚀实验的分析测试方法 |
| 6.2.3.1 表面分析 |
| 6.2.3.2 热重分析 |
| 6.2.3.3 物相分析 |
| 6.3 C/C复合材料的抗烧蚀性能 |
| 6.3.1 静态氧化 |
| 6.3.2 动态烧蚀 |
| 6.4 改性C/C复合材料的烧蚀机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究成果及发表论文 |
| 作者和导师简介 |
| 附录 |
（10）无纬布针剌C/C喉衬材料的制备及其烧蚀机制研究（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 C/C复合材料概论 |
| 1.1.1 C/C复合材料的热物理特性 |
| 1.1.2 C/C复合材料的应用领域 |
| 1.2 C/C复合材料预制体研究现状 |
| 1.2.1 炭纤维预制体发展历程 |
| 1.2.2 针刺预制体制备技术 |
| 1.2.3 国外针刺预制体的发展与应用 |
| 1.2.4 国内针刺预制体的发展与应用 |
| 1.3 C/C复合材料致密化技术 |
| 1.3.1 CVI工艺 |
| 1.3.2 液相浸渍-炭化工艺 |
| 1.3.3 石墨化工艺 |
| 1.4 固体火箭发动机喷管C/C喉衬材料研究现状 |
| 1.4.1 C/C喉衬材料的发展历程 |
| 1.4.2 国外C/C喉衬材料研究现状 |
| 1.4.3 国内C/C喉衬材料研究现状 |
| 1.5 论文的选题背景与意义 |
| 1.6 本文的研究内容 |
| 第2章 材料制备与试验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料 |
| 2.2.1 碳源前驱体 |
| 2.2.2 纤维 |
| 2.2.3 预制体 |
| 2.3 无纬布针刺C/C喉衬材料制备 |
| 2.4 性能测试方法 |
| 2.4.1 体积密度 |
| 2.4.2 孔隙分布 |
| 2.4.3 微观形貌分析 |
| 2.4.4 力学性能测试 |
| 2.4.5 热物理性能表征 |
| 2.4.6 密度分布情况 |
| 2.4.7 高温拉伸性能测试 |
| 2.4.8 抗烧蚀性能评价 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 CVI致密无纬布针刺C/C喉衬材料工艺研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CVI工艺原理 |
| 3.3 CVI温度场数值模拟 |
| 3.3.1 边界条件设计输入 |
| 3.3.2 数学模型建立 |
| 3.3.3 计算结果 |
| 3.4 分区致密方案设计 |
| 3.5 试验验证情况 |
| 3.5.1 温度控制方式 |
| 3.5.2 致密效率对比 |
| 3.5.3 微观形貌对比 |
| 3.5.4 密度分布情况 |
| 3.6 无纬布针刺预制体的CVI致密化行为 |
| 3.6.1 预制体密度演变 |
| 3.6.2 微观形貌分析 |
| 3.6.3 密度分布情况 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 无纬布针刺C/C喉衬材料的致密化及性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 无纬布针刺C/C喉衬材料的致密化 |
| 4.2.1 致密化方式对无纬布针刺C/C喉衬材料基本性能的影响 |
| 4.2.2 不同致密化方式下材料的微观结构 |
| 4.2.3 不同致密化方式下材料的常温力学性能 |
| 4.2.4 不同致密化方式下材料的破坏行为 |
| 4.2.5 不同致密化方式下材料的Z向热性能 |
| 4.2.6 无纬布针刺C/C喉衬材料的高温拉伸行为 |
| 4.3 无纬布针刺C/C喉衬材料的孔隙特性 |
| 4.3.1 孔隙的光学图像 |
| 4.3.2 孔结构特性 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 无纬布针刺C/C喉衬材料性能调控研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 预制体性能调控对针刺C/C材料力学性能的影响 |
| 5.3 最终热处理温度调控对无纬布针刺材料热力学性能的影响 |
| 5.3.1 最终热处理温度对基本性能的影响 |
| 5.3.2 最终热处理温度对力学性能的影响 |
| 5.3.3 最终热处理温度对热膨胀系数的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 无纬布针刺C/C喉衬材料的烧蚀机制研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 小型发动机下无纬布针刺C/C喉衬的抗烧蚀行为 |
| 6.3 全尺寸发动机下针刺C/C喉衬的烧蚀机制 |
| 6.3.1 喉衬材料的表观烧蚀行为 |
| 6.3.2 烧蚀型面微观形貌分析 |
| 6.3.3 无纬布针刺喉衬烧蚀机制研究 |
| 6.3.4 IR-C/C喉衬材料烧蚀可靠性评价 |
| 6.4 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、沥青及织物结构对C/C复合材料致密化的影响（论文参考文献）
- [1]纳米纤维-CF多尺度预制体构建及其强韧C/C复合材料研究[D]. 敬涛. 西安工程大学, 2021
- [2]C/C复合材料孔隙结构的研究进展[J]. 樊凯,卢雪峰,吕凯明,钱坤. 材料导报, 2019(13)
- [3]三维针刺碳毡增强树脂炭复合材料的结构及性能研究[D]. 樊凯. 江南大学, 2019(12)
- [4]PIP制备ZrB2/高导热石墨膜改性C/SiC复合材料及其性能研究[D]. 蔡榕. 北京化工大学, 2019(06)
- [5]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)
- [6]液相浸渍-碳化法制备碳/碳复合材料的工艺优化及力学性能研究[D]. 张哲. 长安大学, 2019(01)
- [7]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
- [8]碳/碳复合材料的烧结工艺与力学性能研究[D]. 蒋文强. 哈尔滨工业大学, 2018(02)
- [9]C/C复合材料中纳米四方氧化锆的稳定化合成及其抗烧蚀性能的研究[D]. 刘禺. 北京化工大学, 2018(01)
- [10]无纬布针剌C/C喉衬材料的制备及其烧蚀机制研究[D]. 李艳. 西北工业大学, 2018(02)