一、3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究（论文文献综述）
白小俊[1]（2018）在《C/C-SiC摩擦材料制备及性能研究》文中进行了进一步梳理C/C-Si C复合材料是一种新型摩擦材料,具有广阔的应用市场。本课题结合温压原位反应法与液相融硅法,采用温压—液相融硅综合工艺制备具有周期短,成本偏低C/C-Si C摩擦材料,以短纤维为增强体,树脂为C基体运用温压成型技术制备C/C多孔体,再利用液相融硅法反应生成SiC基体,进而制备出C/C-SiC摩擦材料。实验以碳纤维分布、长度和碳纤维体积分数以及液相融硅温度为单一变量,研究它们的变化对材料性能的影响,主要包括弯曲强度,氧化性能,摩擦磨损性能。分析了制备材料弯曲断裂机理和摩擦磨损机理。研究结论如下:（1）熔融渗硅温度在1600℃条件下所制备出的C/C-SiC摩擦材料性能优异,弯曲强度最大。（2）实验中,对短纤维是否经过分散处理对材料的弯曲性能和摩擦磨损性能有着显着的影响。纤维的分散处理能使纤维在基体中更好的均匀分布,结合界面多,进而充分发挥短纤维的增韧效果,改善材料的性能。（3）C/C-SiC摩擦材料弯曲强度,摩擦磨损性能也与碳纤维的长度和体积分数有关,以纤维长度为10mm的,体积分数为15%条件下制备出的材料弯曲性能与摩擦磨损性能最佳。（4）C/C-SiC摩擦材料弯曲破坏时,碳纤维的脱粘和纤维拔出是增韧主要机制;在摩擦磨损过程中,主要的磨损机理是磨粒磨损和粘着磨损。（5）C/C-SiC摩擦材料在800℃氧化时会少量生成SiO2,Si O2以一种致密的保护膜的形式附着于碳化硅上阻止基体的进一步氧化,若氧化时间足够长,保护膜也会被破坏。
苏红宏[2]（2016）在《高温复杂环境下材料力学行为的理论与试验研究》文中认为金属材料（包括高温合金和难熔合金）和陶瓷材料是高温复杂环境下常用的结构和热防护材料。在高温复杂环境下,金属材料的强度、本构关系等力学行为与其在常温环境下有很大的不同,会表现出明显的温度相关性,用作外层防护或结构的陶瓷材料则会受到氧化烧蚀、热冲击等复杂的热、力、化学耦合作用。研究高温复杂环境下这些材料表现出的特殊力学行为以及其力学性能改善,对于材料在高温环境下的安全可靠工作至关重要。本文针对高温环境下金属材料的弹性模量理论和强度理论,陶瓷材料的抗热冲击性,以及材料氧化烧蚀的在线测试,开展如下研究:首先,基于晶格振动理论和自由能的分解建立了温度相关的弹性模量理论以及高温下等温和等熵模量的转换关系。通过将热振动自由能表示为应变张量的标量不变量和温度的函数,借助于热振动的爱因斯坦近似表达,从理论上推导出了温度相关的杨氏模量,体积模量,剪切模量以及泊松比。各弹性常数的理论预测与难熔金属钼的试验数据对比符合很好。进一步将本文提出的理论简化后得到与经典的Wachtman杨氏模量经验公式一致的表达,并给出了Wachtman经验公式中各参数的物理意义。其次,基于热力学基本原理建立了包含温度和应力状态的高温强度理论。通过将温度效应等价为应力场,从而方便的引入到现有的强度理论中进行温度相关的强度分析。温度相关的强度理论基于热力学基本原理和Grüneisen参数分析得出,理论表达中使用的参数具有明确的物理意义,温度效应对断裂破坏的贡献是缺陷无关的,其对断裂的等价应力贡献是只由材料摩尔体积常数和温度决定的,材料的缺陷由零点（或常温）下材料的强度所反映。该理论可以近似简化为强度与温度的线性关系,且在高低温下都有良好的准确度,非常适合工程应用。文章还通过分子动力学模拟了高温下金属钼不同平面应力状态下的断裂,给出了平面应力状态下的温度相关的强度曲线,分子动力学模拟结果与理论定性一致。通过Mo-10Cu的单向高温拉伸试验与理论预计进行对比,进一步验证了本文提出的高温强度理论的正确性。再者,提出了一种在陶瓷基底上制备与基底同材质的纳米多孔涂层的方法,用于改进陶瓷材料的抗热震性。采用金属有机框架（MOFs）,并选择与基底陶瓷材料中金属离子相同的金属用于构造MOFs,最终在基底上制备出与基底材料相同的纳米多孔结构的涂层,且该制备方法简单易行,适合大规模生产使用。这样得到的同质涂层与基底之间不存在热膨胀系数差异带来的热失配,热冲击过程中不会发生涂层剥落。同时MOFs结构的纳米多孔特性使得涂层具有极低的导热率和很低的界面换热系数（涂层与水之间）,因此带纳米多孔涂层的陶瓷试件具有优异的抗热震性。剩余强度测试和有限元模拟均一致的表明带纳米多孔涂层的试件较无涂层的试件在淬水试验中热应力阻力（临界温差）提高了约75%。最后,研究了采用非接触式光学和图像处理方法,适合高温复杂环境下使用的温度场和变形场同步测量技术和装置,并通过碳/碳化硅（C/SiC）复合材料的氧丙烷烧蚀试验验证了这套技术和装置。温度场的计算通过增强的比色法进行（对比色法进行改进,以适应实际的高温复杂环境）,位移和应变场通过增加亮度校正的数字图像相关（DIC）方法计算。试验和计算结果表明,利用单一彩色相机进行温度场和位移场的同步测量是可行的,辐射光和反射光的相互影响也得到很好的消除,该方法由于装置的简洁性,非常适合工程应用。为了进一步适应高温环境下的氧化烧蚀的测试,发展了一种基于图像子区轮廓检测的变形直接测量方法。该方法通过边缘或区域检测算子提取子区,并通过二阶图像矩将子区转换为椭圆,通过计算椭圆特征值的变化直接得到应变。模拟和试验结果验证了该直接变形测量方法的正确性和在噪声环境下的鲁棒性。
梁文建[3]（2012）在《C/C复合材料激光辐照后疲劳裂纹萌生及微结构研究》文中进行了进一步梳理本文运用ANSYS有限元分析软件模拟了C/C复合材料激光辐照过程中试样温度场和微观应力场的分布规律，并进行了激光热疲劳实验，在此基础上，运用偏光金相、扫描电镜、激光拉曼、X射线衍射和纳米压痕等现代分析手段，系统地研究了C/C复合材料激光辐照后疲劳裂纹萌生及微结构的演变，为阐明C/C复合材料的热疲劳机制提供理论依据。ANSYS微观应力场数值模拟表明：C/C复合材料经激光辐照后，穿刺区的最大应力出现在纤维与基体的界面处；随纤维体积份数（V%）增加，拉应力变大，而压应力减小，纤维体积份数影响应力分布，因此影响裂纹的萌生与扩展；外加拉伸载荷主要影响应力分布。布层区的拉应力最大值位于第二层纤维与基体的界面处。C/C复合材料激光热疲劳实验表明：疲劳裂纹萌生于穿刺区纤维与基体的界面处，裂纹沿纤维与基体的界面或基体扩展，并伴有纤维“挤出”现象，这与ANSYS微观应力场的模拟结果是一致的；穿刺纤维的弹性模量（Er）减小，硬度（H）下降；而穿刺纤维周围基体的弹性模量下降的不明显；组织中缺陷增多，石墨化度下降，微晶尺寸减小。
杜双明,乔生儒[4]（2011）在《3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳行为》文中研究说明在1500℃,10-4Pa真空中,采用应力比0.1和0.5,频率60Hz和20Hz的正弦波对三维编织炭纤维增强碳化硅基复合材料（3D-Cf/SiC）进行了拉-拉疲劳实验,利用SEM和HRTEM分别观察了疲劳试样的断口形貌和热解炭界面相的微结构。结果表明:若取循环基数为106次,当应力比为0.1时,20Hz和60Hz的疲劳极限分别是230MPa和240MPa,约为抗拉强度的88%和92%;当应力比为0.5时,60Hz的疲劳极限是230MPa,约为抗拉强度的88%。应力比低、加载频率高、循环周次多的断口粗糙度大,纤维（束）拔出较长。纳米尺度的热解炭界面相变形明显,由平直状变为卷曲状。
马彦[5]（2011）在《PIP法Cf/SiC复合材料组成、结构及性能高温演变研究》文中进行了进一步梳理随着Cf/SiC复合材料在航空航天和军事领域日益广泛的应用,近年来对Cf/SiC复合材料的研究热度不断升温,其中先驱体浸渍裂解（PIP）法在设备要求、复杂构件近净成型等方面表现出来的优势使其受到越来越多的关注。不过,当长时间处于应用环境中时,PIP法Cf/SiC复合材料的组成、结构和性能会发生一系列的演变。为了对PIP法Cf/SiC复合材料的应用提供技术支持,本文开展了PIP法Cf/SiC复合材料组成、结构和性能的高温演变研究,重点研究了基体、纤维、界面和力学性能的高温演变规律以及Cf/SiC复合材料损伤失效机理。首先研究了聚碳硅烷（PCS）转化SiC陶瓷基体的高温演变规律,结果发现惰性气氛中1200℃时SiC陶瓷基体（SC1200）除含有硅元素和碳元素外,还含有杂元素氧（1.99wt%）和少量氢元素,其中氧元素主要以SiO2形式存在,碳元素主要以SiC和自由碳（约为11wt%）形式存在,其结构为部分自由碳原子固溶于SiC相网络的无定型态;1500℃时开始碳热还原反应,氧含量减少;1600℃时,发生固溶于SiC相网络的自由碳沉淀析出,同时自由碳相开始从无定型态转变为乱层石墨结构;1800℃时,SiC陶瓷转变为由乱层石墨结构碳连续相包围SiC纳米晶（约7nm ）的多晶态。在研究SiC陶瓷基体结构演变的基础上,研究了PCS转化SiC本体陶瓷的热物理性能、氧化特性和烧蚀特性的高温演变规律。与SC1200相比,惰性气氛1800℃热处理SiC陶瓷（SC1800）的热膨胀系数从4.3×10-6/℃增大到4.8×10-6/℃,热扩散系数从0.016cm2·s-1增大到0.086cm2·s-1;同时由于SiC陶瓷的结晶程度增加、贫氧环境中自由碳相的高温稳定性优于SiC相以及热扩散系数变大缓解了烧蚀表面的热量累积,使得SC1800的抗烧蚀能力增加。SiC陶瓷的氧化特性研究结果表明:不同温度热处理SiC陶瓷中自由碳相均在600℃开始氧化;SC1200中由于部分自由碳原子固溶于SiC相网络,导致自由碳相少量氧化后SiC相就在731℃开始氧化,此时SiC陶瓷出现最大失重2.24wt%;而1600℃以上高温热处理后,SiC陶瓷中出现相分离,自由碳形成连续相保护SiC晶粒,因此自由碳相的氧化程度增加,SiC陶瓷失重超过7.00wt%,同时SiC相的氧化温度提高100℃以上。通过研究碳纤维结构和性能的高温演变发现,当热处理温度在1000℃以下时,碳纤维主要是去除表面胶;当热处理温度在10001600℃之间,随着热处理温度的升高,碳纤维进一步碳化排出灰分,石墨化程度和拉伸强度均逐渐增加,而且在1600℃热处理后呈现乱层石墨结构,拉伸强度达到最大;当热处理温度高于1600℃时,随着热处理温度的升高,碳纤维石墨化程度持续增加,拉伸强度逐渐减小,而且在1800℃热处理后,其结构为4nm左右的石墨带沿纤维轴向延伸,拉伸强度仍然较高（与碳纤维原丝相当）。研究了PIP法Cf/SiC复合材料界面结构的高温演变规律,发现在1200℃下裂解制备Cf/SiC复合材料（CSC1200）的界面相为一个C/SiO2复合层,而且由于乱层石墨结构碳层和无定型态SiO2层弹性特征不同,承力时裂纹在它们之间扩展,使碳纤维较好地发挥增强增韧的作用;在1800℃高温热处理后复合材料界面相转变为乱层石墨结构碳纤维呈化学结合的多晶态SiC陶瓷,同时存在较大的SiC晶粒（200nm）。在研究基体、纤维和界面的基础上,首次系统研究了不同条件高温热处理后PIP法Cf/SiC复合材料力学性能的演变规律。在Ar中不同温度下进行1h热处理时,当热处理温度为1600℃,Cf/SiC复合材料表现为低强度韧性断裂,经再次浸渍裂解PCS的后致密化工艺后,力学性能有较好的恢复,达到热处理前试样CSC1200的84%以上;当热处理温度大于1700℃,Cf/SiC复合材料表现为低强度脆性断裂,并且经后致密化工艺后,力学性能恢复较小,仍保持脆性断裂。因此,16001700℃是Cf/SiC复合材料高温损伤机理发生转变的重要温度范围。在1600℃Ar中对Cf/SiC复合材料进行不同时间热处理,结果表明随着热处理时间的延长,复合材料的失重率逐渐增加、力学强度逐渐下降,并在5h热处理后从韧性断裂转变为脆性断裂;比较研究了真空中1600℃不同时间热处理对Cf/SiC复合材料力学性能的影响,发现随着热处理时间的延长,复合材料的力学性能逐渐下降而失重率几乎不变,而且与Ar气氛相比,相同时间热处理复合材料的力学性能较好,热处理10h后复合材料才出现脆性断裂。对热处理后复合材料进行后致密化发现,Ar中5h内或真空中10h内热处理复合材料的力学性能都得到较好的恢复,并再次转变为韧性断裂。说明当温度为1600℃,Ar中5h或真空中10h热处理是复合材料结构和性能发生质变的临界点。系统地研究了PIP法Cf/SiC复合材料力学性能的高温损伤失效机理。研究表明,高温热处理后Cf/SiC复合材料中碳纤维主要受到化学损伤,同时其增韧作用也受热应力的影响。试样CSC1200的基体与界面相含有氧元素,在界面相内氧元素含量较高,界面相为一个C/SiO2复合层;在惰性气氛中当温度升到1500℃以上,基体和界面相中发生碳热还原反应,在此过程中,生成的SiO气体加速了硅元素向碳纤维表面的扩散,并在碳纤维表面反应生成新界面相SiC。在1600℃Ar中,随着热处理时间延长,原界面相C/SiO2被削弱,SiO气体迁移对碳纤维的化学损伤逐渐增加,与碳纤维呈化学结合的新界面相SiC逐渐加强;当热处理时间达到5h,碳热还原反应引起的碳纤维化学损伤和新界面相开始发挥主导作用,此时复合材料在热应力的促进作用下,从韧性断裂转变为脆性断裂,因此经低温去应力退火工艺后复合材料可以再次转变为韧性断裂;当热处理时间超过5h,碳热还原反应引起的碳纤维化学损伤和新界面相完全发挥主导作用,复合材料呈脆性断裂,且不可恢复。在1600℃真空中,由于及时排出SiO气体,碳纤维的化学损伤及新界面相的形成减缓,使得复合材料结构和性能发生质变的临界点从5h延迟到10h,这一结果证实了SiO气体在复合材料中迁移与反应的作用。SiO2的熔点为1723℃,当热处理温度在1700℃以上,熔化的SiO2加快了Si元素的扩散、碳纤维的化学损伤和新界面相的形成,使得复合材料在短时间内（<1h）从韧性断裂转化为脆性断裂,且不可恢复。采用PIP法在碳纤维表面制备碳涂层,新制备的Cf/SiC束丝复合材料的耐高温性能得到明显的改善。在研究SiC基体和Cf/SiC复合材料高温稳定性的基础上,研究了Cf/SiC复合材料烧蚀特性的高温演变,发现随着热处理温度的升高,Cf/SiC复合材料抗烧蚀性能逐渐提高,与基体抗烧蚀性能的演变规律相同,因为对抗环境破坏时基体发挥主要作用,对碳纤维增强体进行保护。之后,通过研究以四正丁氧基锆、二乙烯基苯、PCS三种有机物为先驱体制备锆改性Cf/SiC复合材料,发现改性后复合材料的抗烧蚀性能增强,原因是锆改性复合材料中存在耐超高温陶瓷相,具有较好的抗烧蚀性能而且烧蚀过程中能在烧蚀区形成氧化物保护层。
李龙彪[6]（2010）在《长纤维增强陶瓷基复合材料疲劳损伤模型与寿命预测》文中进行了进一步梳理纤维增强陶瓷基复合材料具有耐高温、耐腐蚀、高比强和高比模等优点,是提高航空发动机推重比的关键材料。为确保陶瓷基复合材料在航空发动机部件上可靠的使用,有必要开展陶瓷基复合材料拉伸和疲劳行为的研究。本文对单向、正交铺设、2维和2.5维编织陶瓷基复合材料单轴拉伸行为、疲劳迟滞行为、界面参数估计和疲劳寿命预测开展了深入研究。发展了预测陶瓷基复合材料单轴拉伸应力?应变曲线的细观力学方法。采用剪滞模型描述复合材料出现损伤后的细观应力场,通过损伤模型确定拉伸载荷下细观损伤参量演化,将剪滞模型与损伤模型相结合预测了陶瓷基复合材料单轴拉伸应力?应变曲线。与单向、正交铺设、2维和2.5维编织陶瓷基复合材料单轴拉伸试验数据进行了对比,各损伤阶段的应力?应变曲线与试验数据相吻合。提出了一种新的预测陶瓷基复合材料疲劳迟滞回线的细观力学模型。基于卸载/重新加载时纤维相对基体滑移的损伤机理,采用断裂力学方法确定了卸载界面反向滑移长度和重新加载界面新滑移长度,分析了不同界面滑移情况下的疲劳迟滞回线。与单向、正交铺设、2维和2.5维编织陶瓷基复合材料疲劳迟滞试验数据进行了对比,预测的迟滞回线形状和位置与试验数据相吻合。提出了一种预测陶瓷基复合材料疲劳载荷下界面剪应力的方法。建立了迟滞耗散能与界面剪应力之间的关系,通过将试验测量的不同循环数下的迟滞耗散能与理论计算值相对比,获得了室温和高温环境下单向、正交铺设、2维和2.5维编织陶瓷基复合材料疲劳载荷下的界面剪应力。提出了一种基于界面磨损机理的陶瓷基复合材料疲劳寿命预测方法。将纤维随机失效模型与界面剪应力衰退模型、纤维强度衰退模型相结合,确定了疲劳载荷下纤维随循环失效过程,预测了室温和高温环境下单向、正交铺设、2维和2.5维编织陶瓷基复合材料疲劳寿命S-N曲线,与试验数据相吻合。开展了室温和高温800°C空气环境下单向和[0/90/0/90/0/90/0/90/0]-C/SiC陶瓷基复合材料单轴拉伸试验、加卸载拉伸试验和拉?拉疲劳试验。获得了室温和高温800°C空气环境中C/SiC的拉伸和疲劳性能,揭示了其拉伸和疲劳损伤机理,预测了其单轴拉伸应力?应变曲线、疲劳迟滞回线、室温和高温疲劳载荷下的界面剪应力以及疲劳寿命S-N曲线。
孙佳[7]（2011）在《高速列车Cf/SiC制动材料的制备及性能研究》文中研究指明Cf/SiC复合材料是一种具有广阔应用前景的新型陶瓷制动材料。本课题以缩短制备周期、降低生产成本为目的,以短碳纤维代替连续碳纤维编织为增强体,以树脂为粘结剂,运用模压成型-无压烧结法制备Cf/SiC陶瓷基制动材料。研究了烧结助剂含量、烧结温度、碳纤维分布、碳纤维长度和碳纤维体积分数对复合材料弯曲强度、压缩强度和摩擦磨损性能的影响。分析了复合材料弯曲断裂破坏机理、压缩破坏机理和摩擦磨损机理。研究结果表明:（1）烧结助剂的含量影响Cf/SiC制动材料的弯曲强度。随着烧结助剂含量的增加,Cf/SiC制动材料的密度先增加后减小,抗弯强度也先增加后减小。当烧结助剂为含量为10%时,材料弯曲强度最高。（2）随着烧结温度的增加,Cf/SiC制动材料的弯曲强度先增大后减小。过高的烧结温度导致材料晶粒粗大,容易滋生裂纹,最终使复合材料抗弯强度的降低。当烧结温度为1850℃时,材料的弯曲强度达到最大值。（3）在短纤维增强复合材料中,纤维分布影响纤维与基体的界面结合状态。当碳纤维以纤维单丝状态分布时,纤维与基体结合界面多,纤维能充分发挥增强增韧作用,使材料的弯曲强度、压缩强度和摩擦磨损性得到提高。（4）碳纤维长度对复合材料性能有着重要影响。随着碳纤维长度的增加,材料的弯曲强度、压缩强度先增大后减小,磨损量也先增大后减小。当碳纤维长度为5mm时,复合材料的性能最佳。（5）碳纤维含量分别为5%、10%、15%时,复合材料的弯曲强度、压缩强度、磨损量先增大后减小。当碳纤维含量为10%时,材料的弯曲强度为18.81MPa,垂直纤维层方向压缩强度为39.04MPa,平行纤维层方向压缩强度为35.24MPa,材料磨损量最低,耐磨性最好。（6）对于Cf/SiC制动材料,弯曲破坏时,碳纤维的脱粘和纤维拔出是主要的增韧机制;压缩破坏时,垂直纤维层方向表现出明显的剪切破坏方式,在平行纤维层方向时表现出分层劈裂破坏方式;在摩擦磨损过程中,主要的磨损机理是磨粒磨损和粘着磨损。
王其坤[8]（2008）在《先驱体浸渍裂解工艺制备Cf/UHTCp/SiC复合材料及其性能研究》文中指出发展高超声速飞行器迫切需要零（微）烧蚀复合材料,为此必须提高现有耐超高温复合材料的抗烧蚀性能和抗氧化性能,并兼顾其力学性能,本文利用碳纤维的增强增韧机制、UHTC的耐超高温和零（微）烧蚀特性、SiC的抗氧化特性,采用PIP工艺制备了一系列2D Cf/UHTCp/SiC复合材料。研究了PIP的工艺参数、UHTCp种类和含量等对2D Cf/UHTCp/SiC复合材料结构和性能的影响,同时系统地研究了复合材料的力学性能和抗烧蚀性能,探讨了复合材料的抗烧蚀机理。PIP法制备2D Cf/UHTCp/SiC复合材料包括两个步骤:（1）材料成型过程,即预制体的制备;（2）致密化过程,即通过多次先驱体浸渍-裂解过程使预制体致密化。本文首先研究了复合材料的成型和致密化工艺,结果表明:碳布涂刷叠层工艺是制备复合材料预制体的理想方法,成型过程中,PCS/DVB配比是影响预制件完整性和UHTCp含量的关键参数,当mPCS:mDVB=1:3时最有利于成型和提高材料中UHTCp含量;在致密化过程中,采用单组分（PCS/xylene）真空浸渍致密化预制体,浸渍效率高,制得的材料具有结构完整、致密度高、力学性能和抗烧蚀性能好的优势。分别研究了三种UHTCp（ZrB2、ZrC、TaC）含量、模压压力以及热处理温度对复合材料结构和性能的影响。添加UHTCp能明显提高材料的抗烧蚀性能,总体上,随着UHTCp含量的提高,复合材料的抗烧蚀性能明显提高,但材料中碳纤维含量下降,力学性能随之下降。在成型时辅助压力能同时提高材料中UHTCp和碳纤维的含量,提高材料的抗烧蚀性能和力学性能,若在交联固化时也辅以压力,则能进一步提高材料的抗烧蚀性能和力学性能。对于2D Cf/ZrB2p/SiC而言,采用mPCS:mDVB:mZrB2p=1:3:8.9的成型料浆,加7MPa压力进行模压-交联,1400℃处理制得的材料力学性能最优,材料中ZrB2含量为25.5vol%,碳纤维含量为22.6vol%,SiC含量为32.5vol%,材料的弯曲强度和弯曲模量分别为252.0MPa和35.5GPa,经氧乙炔焰烧蚀考核60秒,试样表面温度达到2200℃,质量烧蚀率和线烧蚀率分别为0.0260g/s和0.0198mm/s;提高热处理温度,材料的力学性能急剧下降,但抗烧蚀性能明显提高,其中1800℃处理制得试样弯曲强度和弯曲模量分别只有27.1MPa和26.1GPa,在同样抗烧蚀考核条件下的质量烧蚀率和线烧蚀率明显降低,分别为0.0161mm/s和0.0141g/s。如何提高材料的抗烧蚀性能,同时又能兼顾材料的力学性能是应该关注的重点。对于2D Cf/ZrCp/SiC而言,采用mPCS:mDVB:mZrCp=1:3:23.3的料浆配比、加7MPa压力进行模压-交联、1600℃处理制得材料具有最佳结构和性能,材料中ZrCp含量高达33.3vol%,碳纤维含量为20.3vol%,SiC含量为26.5vol%,材料的弯曲强度和弯曲模量分别为168.7MPa和31.0GPa,经氧乙炔焰烧蚀考核60秒,表面温度为2243℃,质量烧蚀率为0.0073g/s,线烧蚀率为0.0037mm/s。采用mPCS:mDVB:mTaCp=1:3:34.0的料浆配比、加7MPa压力进行模压-交联、1600℃处理制得的2D Cf/TaCp/SiC复合材料具有理想的结构和性能,材料中TaCp含量为30.5含量,SiC含量为26.0含量,碳纤维含量为26.9vol%,弯曲强度和弯曲模量分别为210.9MPa和34.4GPa,质量烧蚀率为0.0193g/s,线烧蚀率为0.0142mm/s。系统研究了三种材料的常温力学性能、高温力学性能和抗氧化性能。三种2D Cf/UHTCp/SiC复合材料的力学性能主要取决于碳纤维含量,其中2D Cf/ZrB2p/SiC的拉伸强度为78.5MPa,2D Cf/ZrCp/SiC的拉伸强度为67.4MPa,2D Cf/TaCp/SiC的拉伸强度为118.9MPa;三种材料的剪切强度和断裂韧性分别均在30MPa和10MPa·m1/2左右。针对碳布叠层增强材料存在层间结合较弱,剪切强度不高的问题,论文又开展了Z向穿刺工艺对改善材料层间结合和提高材料力学性能的研究,制得2D Cf/ZrB2p/SiC-Zpin试样的弯曲强度为247.8MPa,弯曲模量为37.8GPa,剪切强度为37.4MPa,和未穿刺试样相比,剪切强度提高20.6%,明显改善了材料构件的可加工性和材料使用时的可靠性。三种材料的抗压强度基本相当,在x、y、z三个方向测得的抗压强度均在250.0MPa左右。与2D Cf/SiC相比,2D Cf/UHTCp/SiC具有更高的高温强度。2D Cf/ZrB2p/SiC在1800℃时的弯曲强度为143.9MPa,强度保留率达74.1%,2000℃时的弯曲强度下降严重,仅为61.8MPa;2D Cf/ZrCp/SiC在1800℃时的弯曲强度达165.9MPa,强度保留率为81.8%,2000℃时的弯曲强度为168.5MPa,强度保留率为83.1%,材料表现出优异的耐超高温性能;1800℃时2D Cf/TaCp/SiC的弯曲强度是98.0MPa,2000℃时的弯曲强度为122.2MPa。在1200℃氧化环境中,由于2D Cf/ZrB2p/SiC和2D Cf/TaCp/SiC表面能形成B2O3和Ta2O5自愈合结构,表现出较好的抗氧化性能,2D Cf/ZrB2p/SiC氧化后的弯曲强度为184.3MPa,强度保留率为69.2%;2D Cf/TaCp/SiC氧化后的弯曲强度高达197.6MPa,强度保留率为74.1%;由于ZrC氧化产物ZrO2在此温度下为粉末状,无法形成自愈合机制,2D Cf/ZrCp/SiC氧化后完全失去承担载荷的能力。分别研究了三种材料在两种考核环境中、不同考核工况下的抗烧蚀性能,结果表明:复合材料中UHTCp在抗烧蚀性能上起到重要作用,三种复合材料的抗烧蚀性能均优于2D Cf/SiC。在氧乙炔考核环境中,当试样表面温度为2200℃左右时,2D Cf/ZrB2p/SiC的质量烧蚀率和线烧蚀率为0.0062g/s和0.0052mm/s,2D Cf/ZrCp/SiC的质量烧蚀率和线烧蚀率为0.0104g/s和0.0111mm/s,2D Cf/TaCp/SiC的质量烧蚀率和线烧蚀率为0.0134g/s和0.0187mm/s,根据线烧蚀率由低到高的顺序为2D Cf/ZrB2p/SiC、2D Cf/ZrCp/SiC、2D Cf/TaCp/SiC;当表面温度为2600℃左右时,三种试样的质量烧蚀率和线烧蚀率均明显上升,但试样表现出的抗烧蚀性能有所变化,根据线烧蚀率由低到高的顺序分别为2D Cf/ZrCp/SiC、2D Cf/ZrB2p/SiC、2D Cf/TaCp/SiC;在等离子风洞中的烧蚀考核环境更加苛刻,试样的质量烧蚀率和线烧蚀率又进一步上升,此时,根据线烧蚀率由低到高的顺序分别为2D Cf/TaCp/SiC、2D Cf/ZrCp/SiC、2D Cf/ZrB2p/SiC。探讨了三种材料在不同考核环境中的抗烧蚀机理,研究认为:在氧乙炔焰中,试样的烧蚀主要为热化学烧蚀和热物理烧蚀,同时伴有一定的气流冲刷和机械剥蚀。当试样表面温度为2200℃左右时,2D Cf/ZrB2p/SiC表面形成的氧化熔融层黏度较高,能抵抗气流的冲刷并阻止氧向材料内部扩散,材料表现出较好的抗烧蚀性能;当表面温度为2600℃左右时,熔融物黏度明显下降,在气流冲刷下被吹除,材料的质量烧蚀率和线烧蚀率均明显增高。对于2D Cf/ZrCp/SiC而言,当表面温度为2200℃左右时,表面还无法形成粘稠的熔融层,不利于阻隔氧向材料内部扩散;当表面温度达到2600℃左右时,烧蚀表面形成的玻璃态熔融层具有较高的黏度,能抵抗气流的冲刷和阻挡氧向材料内部破坏,材料表现出优异的抗烧蚀性能;对于2D Cf/TaCp/SiC而言,TaC氧化产物Ta2O5的熔点只有1870℃左右,在两种考核工况下,均无法在烧蚀表面形成比较黏稠熔融层,不能对材料内部结构提供阻氧保护作用,2D Cf/TaCp/SiC表现出较差的抗烧蚀性能。在等离子风洞中,由于考核时间短（10s）,所以热物理烧蚀、气流冲刷和机械剥蚀决定了复合材料的抗烧蚀性能。在相同的气流冲刷和机械剥蚀条件下,由于ZrB2熔点只有3040℃,而ZrC和TaC的熔点分别高达3530℃和3880℃,所以在样品表面温度为2800℃的情况下,ZrB2、ZrC、TaC基体的抗剥蚀能力依次增强,从而2D Cf/TaCp/SiC复合材料表现出最好的抗烧蚀性能,2D Cf/ZrCp/SiC次之,2D Cf/ZrB2p/SiC最差。在等离子风洞中严重的气流冲刷和机械剥蚀作用下,复合材料中的叠层碳纤维布很容易逐层剥离,从而表现出比氧乙炔焰环境更大的质量烧蚀率和线烧蚀率。
文潘涛[9]（2007）在《三维编织C/SIC复合材料结构动态特性研究》文中认为三维编织C／SiC复合材料是一种新型高级材料，具有一系列优异性能。高温力学性能好、低密度的特性使其成为未来航空航天器领域研究与考察的重点。在目前关于三维编织C／SiC复合材料的研究中，细观结构分析和细观结构力学模型的建立是非常重要的内容。 本文引入“米”字型枝状单胞模型描述四步法三维编织C／SiC复合材料的细观结构。将三维编织C／SiC复合材料看作是组分材料的空间结构物，由有序的细观结构单胞叠合而成。以复合材料梁为研究对象，采用单胞作为离散单元对复合材料进行宏观网格剖分，利用有限元方法分析悬臂梁结构的固有特性。比较有限元计算结果与理论计算值证明采用“米”字型单胞预测三维四向编织C／SiC复合材料结构的动态特性是可行的。 三维编织C／SiC复合材料中含有大量的孔洞，存在于基体中的孔洞对复合材料的动态性能有很大的影响。本文采用一种新方法处理复合材料中的孔洞，进而分析一复合材料梁结构的动态特性。即通过蒙特卡罗方法对复合材料中随机分布的孔洞进行模拟，建立含孔洞“米”字型枝状单胞模型。以此模型为基础对复合材料梁结构进行宏观网格剖分，形成有限元模型后进行模态分析。结果表明：孔洞的存在降低了材料的刚度，从而导致复合材料结构固有频率值减小；考所建立的虑孔洞存在的“米”字型单胞模型可以分析复合材料结构的动态特性。 影响三维编织C／SiC复合材料性能的因素很多，随机分布的孔洞只是其中一种。本文考虑到各种随机因素对三维编织C／SiC复合材料的影响，建立随机参数复合材料梁结构系统模型，研究了基于概率的梁结构动力特性分析方法。以弹性模量和质量密度为随机变量，分析两参数的变异对复合材料结构动态特性的影响。结果表明基于随机因子法的随机参数结构动态特性的分析模型和求解方法是可行的。 本文结合细观结构力学模型和有限元方法，分析了三维编织C／SiC复合材料结构的动态特性，同时建立了随机参数系统模型分析材料物理参数的变异对复合材料结构动态特性的影响。计算结果表明方法是正确可行的，具有一定的工程应用价值。
刘兴法[10]（2003）在《3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究》文中认为陶瓷基复合材料在高温结构中有许多潜在的用途，3D-C／SiC又是目前这类材料的研究热点。但该材料的疲劳性能，特别是高温疲劳性能鲜有报道，限制了其设计、应用和进一步发展。因此本文研究了3D-C／SiC复合材料的高温拉-拉疲劳行为。所研究的3D-C／SiC由PAN碳纤维三维编织预制体化学气相渗透（CVI）SiC基体制成，其纤维体积分数约为40％。疲劳试验的应力主要范围为200MPa-300MPa，温度为室温、1100℃、1300℃和1500℃，应力比为0.1和0.5，频率为20HZ和60HZ，波形为正弦波。通过中间停机测量材料的弹性模量和电阻，并通过扫描照片观察裂纹扩展。研究发现： 试验表明，室温和高温下3D-C／SiC复合材料具有较高的抗疲劳性能，其疲劳极限约在拉伸强度的88％以上。该材料在室温、1100℃、1300℃和1500℃下的疲劳曲线和大多数材料的疲劳曲线一样，可划分为三个区域：短寿命区、长寿命区和无限寿命区。不同的是该材料的疲劳寿命曲线的应力范围比较窄。1100℃时的疲劳寿命最长，1300℃时的疲劳寿命居中，而室温和1500℃时的疲劳寿命最短。 3D-C／SiC因热膨胀不匹配所引起的热残余应力随温度不同而不同，界面上室温下沿径向表现为拉应力，在材料的制造温度以上表现为压应力，因此，不同温度下的疲劳断口上纤维束的拔出长度有着明显的不同，室温下拔出最长，1500℃下拔出最短。 通过试验发现，1500℃下的预疲劳(σmc＜σmax＜200MPa)可以提高3D-C／SiC复合材料的抗拉强度、断裂应变和疲劳寿命，但弹性模量则呈现下降趋势。同时，该材料的疲劳寿命随着应力比的增大和频率的降低而减小，即该温度下对蠕变较为敏感。 3D-C／SiC在高温疲劳过程中，当基体裂纹密度达到饱和后，材料电阻变化率进入恒定阶段，材料弹性模量进入微小变化阶段。电阻和弹性模量变化走势基本一致，说明疲劳损伤、材料电阻、弹性模量之间有着必然的联系。用电阻和弹性模量变化规律均可表征疲劳中的损伤。 3D-C／SiC由于应力集中的原因，疲劳裂纹主要起源于纤维束编织交叉处，而裂纹的扩展方式主要取决于界面层的状态和基体本身所具有的缺陷。 由以上结果可知，3D一C/SIC复合材料具有较强的高温疲劳抗力。
二、3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究（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、3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究（论文提纲范文）
（1）C/C-SiC摩擦材料制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 摩擦材料的概况 |
| 1.2.1 摩擦材料概述 |
| 1.2.2 摩擦材料发展历史 |
| 1.2.3 摩擦材料在汽车上的应用 |
| 1.3 C/C-SiC摩擦材料的研究与发展现状 |
| 1.4 C/C-SiC摩擦材料的制备 |
| 1.4.1 先驱体浸渍裂解法 |
| 1.4.2 化学气相渗透法 |
| 1.4.3 温压-原位反应法 |
| 1.4.4 反应熔渗法 |
| 1.4.5 综合工艺 |
| 1.5 研究背景与内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验原材料与设备 |
| 2.1.1 碳纤维 |
| 2.1.2 树脂 |
| 2.1.3 硅粉 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 制备的工艺 |
| 2.3 性能检测 |
| 2.3.1 密度及孔隙率测定 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.3 摩擦磨损性能测试 |
| 2.3.4 抗氧化性能测试 |
| 2.3.5 扫描电镜测试 |
| 2.4 实验注意事项 |
| 第三章 C/C-SiC摩擦材料的力学性能研究 |
| 3.1 熔融渗硅温度的影响 |
| 3.2 预先分散处理的影响 |
| 3.3 短纤维的长度的影响 |
| 3.4 纤维体积分数的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 材料的抗氧化性能研究 |
| 4.1 测试氧化性能实验方法 |
| 4.2 氧化时间与氧化性能关系 |
| 4.3 碳纤维含量对材料氧化性能的影响 |
| 4.4 温度对材料氧化失重的影响 |
| 4.4.1 温度变化与材料氧化失重关系 |
| 4.4.2 同温度下不同氧化时间对氧化失重影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 摩擦磨损性能研究 |
| 5.1 实验方法与结果 |
| 5.2 分散处理的影响 |
| 5.3 碳纤维长度的影响 |
| 5.4 体积分数的影响 |
| 5.5 摩擦磨损机理 |
| 5.6 小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 主要工作回顾 |
| 6.2 本课题展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历 在读期间的科研 |
| 致谢 |
（2）高温复杂环境下材料力学行为的理论与试验研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 金属材料高温变形和断裂研究现状 |
| 1.3 陶瓷材料抗热震性研究现状 |
| 1.4 高温复杂环境下温度及变形场在线测试技术研究现状 |
| 1.5 本文主要研究内容和创新点 |
| 1.5.1 主要研究内容和基本假设 |
| 1.5.2 主要创新点 |
| 2 金属材料温度相关的弹性模量研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 弹性变形和温度耦合的微观机理 |
| 2.3 温度相关弹性模量理论 |
| 2.4 验证和讨论 |
| 2.5 小结 |
| 3 金属材料在高温环境下的强度理论研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 静水应力下的高温强度理论 |
| 3.3 一般应力状态下的高温强度理论 |
| 3.4 分子动力学模拟金属钼温度相关的强度 |
| 3.5 实验及验证 |
| 3.5.1 高温拉伸实验 |
| 3.5.2 实验结果及理论验证 |
| 3.6 小结 |
| 4 纳米多孔涂层增强陶瓷材料抗热震性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 理论依据 |
| 4.3 氧化铝纳米多孔涂层制备方法 |
| 4.4 纳米多孔涂层增强氧化铝抗热震性试验 |
| 4.4.1 试验方法和过程 |
| 4.4.2 试验结果及分析 |
| 4.5 纳米多孔涂层对抗热冲击改进的宏微观分析 |
| 4.6 小结 |
| 5 高温复杂环境下温度和变形场在线测试技术 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 高温复杂环境的温度场和变形场同步测量方法 |
| 5.2.1 温度场和变形场同步测量原理 |
| 5.2.2 温度测量的增强比色法 |
| 5.2.3 变形测量的带亮度校正DIC算法 |
| 5.2.4 图像数据的预处理 |
| 5.3 高温复杂环境的温度场和应变场在线测试系统 |
| 5.4 碳化硅高温烧蚀温度场和变形场同步测试 |
| 5.4.1 试验过程 |
| 5.4.2 试验结果和讨论 |
| 5.5 变形场测量方法改进 |
| 5.5.1 基本原理和方法 |
| 5.5.2 测量方法的数值模拟验证 |
| 5.5.3 试验验证 |
| 5.6 小结 |
| 6 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（3）C/C复合材料激光辐照后疲劳裂纹萌生及微结构研究（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 C/C 复合材料的发展研究现状 |
| 1.2.1 C/C 复合材料的制备工艺 |
| 1.2.2 C/C 复合材料的微观结构 |
| 1.2.3 C/C 复合材料的性能及用途 |
| 1.3 有限元分析 |
| 1.4 C/C 激光热疲劳的研究进展 |
| 1.4.1 热疲劳研究现状 |
| 1.4.2 C/C 复合材料疲劳性能的研究现状 |
| 1.5 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料及样品制备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 样品制备 |
| 2.2 有限元模拟计算 |
| 2.2.1 宏观温度场模拟 |
| 2.2.2 微观应力场模拟 |
| 2.3 激光热疲劳实验 |
| 2.3.1 热疲劳实验设备及原理 |
| 2.3.2 热疲劳实验参数 |
| 2.4 分析方法 |
| 2.4.1 PLM 分析 |
| 2.4.2 Laser Raman 分析 |
| 2.4.3 XRD 分析 |
| 2.4.4 Indentation 分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 有限元数值模拟分析与讨论 |
| 3.1 宏观温度场模拟 |
| 3.1.1 宏观温度场 |
| 3.1.2 影响温度场因素 |
| 3.2 微观应力场模拟 |
| 3.2.1 穿刺区应力场 |
| 3.2.2 布层区应力场 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光辐照后微结构分析与讨论 |
| 4.1 PLM 分析 |
| 4.2 Laser Raman 分析 |
| 4.2.1 疲劳上限温度的影响 |
| 4.2.2 循环次数的影响 |
| 4.2.3 机械拉伸载荷的影响 |
| 4.2.4 热机械耦合的影响 |
| 4.3 XRD 分析 |
| 4.4 Indentation 分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 个人简介 |
（4）3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳行为（论文提纲范文）
| 1 实验材料、设备和方法 |
| 1.1 实验材料 |
| 1.2 实验设备及实验条件参数 |
| 1.3 显微组织与疲劳断口分析 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 疲劳最大应力-寿命曲线 |
| 2.2 疲劳断口特征 |
| 2.3 界面微结构损伤 |
| 3 结论 |
（5）PIP法Cf/SiC复合材料组成、结构及性能高温演变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 C_f/SiC复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 C_f/SiC复合材料的增韧机制 |
| 1.2.2 C_f/SiC复合材料的制备工艺 |
| 1.2.2.1 先驱体浸渍裂解法 |
| 1.2.2.2 化学气相渗透法 |
| 1.2.2.3 液相硅浸渍法 |
| 1.2.2.4 泥浆浸渍热压法 |
| 1.2.3 C_f/SiC复合材料的应用研究现状 |
| 1.2.3.1 热防护系统上的应用 |
| 1.2.3.2 火箭发动机上的应用 |
| 1.2.3.3 超燃冲压发动机上的应用 |
| 1.3 C_f/SiC复合材料组成、结构与性能的研究进展 |
| 1.3.1 C_f/SiC复合材料组成和结构的研究进展 |
| 1.3.1.1 SiC基体 |
| 1.3.1.2 碳纤维 |
| 1.3.1.3 界面 |
| 1.3.2 C_f/SiC复合材料性能的研究进展 |
| 1.3.2.1 C_f/SiC复合材料力学性能的高温稳定性研究进展 |
| 1.3.2.2 C_f/SiC复合材料的抗氧化性能研究进展 |
| 1.3.2.3 C_f/SiC复合材料的抗烧蚀性能研究进展 |
| 1.4 课题的提出及研究内容 |
| 第二章 实验与研究方法 |
| 2.1 实验用原材料 |
| 2.1.1 增强纤维 |
| 2.1.2 陶瓷先驱体 |
| 2.1.3 其它材料 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 3D C_f/SiC复合材料的制备 |
| 2.2.2 束丝复合材料的制备 |
| 2.3 物理及力学性能测试 |
| 2.3.1 密度的测定 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.2.1 复合材料力学性能测试 |
| 2.3.2.2 碳纤维单丝强度测试 |
| 2.3.2.3 碳纤维束丝强度测试 |
| 2.3.3 抗烧蚀性能测试 |
| 2.3.4 抗氧化性能测试 |
| 2.3.5 热物理性能测定 |
| 2.4 物相组成与微观组织结构表征 |
| 2.4.1 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.2 红外(IR)分析 |
| 2.4.3 热分析 |
| 2.4.4 色谱分析 |
| 2.4.5 能谱(EDX)分析 |
| 2.4.6 孔径分布分析 |
| 2.4.7 拉曼(Raman)分析 |
| 2.4.8 元素分析 |
| 2.4.9 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.10 透射电镜(TEM)分析 |
| 第三章 PCS转化SiC陶瓷组成、结构及性能高温演变研究 |
| 3.1 PCS先驱体及其裂解特性分析 |
| 3.2 PCS转化SiC陶瓷组成、结构高温演变研究 |
| 3.2.1 SiC陶瓷组成高温演变研究 |
| 3.2.2 SiC陶瓷结构高温演变研究 |
| 3.2.2.1 SiC相高温演变研究 |
| 3.2.2.2 自由碳相高温演变研究 |
| 3.2.2.3 小结 |
| 3.3 PCS转化SiC陶瓷性能高温演变研究 |
| 3.3.1 SiC陶瓷力学性能高温演变研究 |
| 3.3.2 SiC陶瓷热物理性能高温演变研究 |
| 3.3.2.1 SiC陶瓷热膨胀系数高温演变研究 |
| 3.3.2.2 SiC陶瓷热扩散系数高温演变研究 |
| 3.3.3 SiC陶瓷氧化特性高温演变研究 |
| 3.3.4 SiC陶瓷烧蚀特性高温演变研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 PIP法C_f/SiC复合材料组成结构高温演变研究 |
| 4.1 碳纤维组成结构及性能高温演变 |
| 4.2 界面组成结构高温演变 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 PIP法C_f/SiC复合材料力学性能高温演变及损伤机理研究 |
| 5.1 Ar中C_f/SiC复合材料不同温度热处理后力学性能演变研究 |
| 5.1.1 热处理温度对C_f/SiC复合材料弯曲性能的影响 |
| 5.1.2 热处理温度对C_f/SiC复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.2 Ar中C_f/SiC复合材料1600℃不同时间热处理后力学性能演变研究 |
| 5.2.1 热处理时间对C_f/SiC复合材料弯曲性能的影响 |
| 5.2.2 热处理时间对C_f/SiC复合材料拉伸性能的影响 |
| 5.3 真空中C_f/SiC复合材料1600℃热处理后力学性能演变研究 |
| 5.4 C_f/SiC复合材料力学性能高温损伤机理分析 |
| 5.4.1 C_f/SiC复合材料高温结构演变和损伤失效机理分析 |
| 5.4.2 热应力对C_f/SiC复合材料力学性能的损伤研究 |
| 5.4.3 碳纤维结构演变和化学损伤影响的比较分析 |
| 5.5 纤维裂解碳涂层防护技术的探索研究 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 PIP法C_f/SiC复合材料烧蚀特性高温演变及改进研究 |
| 6.1 C_f/SiC复合材料烧蚀特性高温演变研究 |
| 6.1.1 C_f/SiC复合材料不同高温环境中考核实验的比较分析 |
| 6.1.2 热处理温度对C_f/SiC复合材料烧蚀特性的影响研究 |
| 6.2 锆改性C_f/SiC复合材料烧蚀特性研究 |
| 6.2.1 锆改性SiC基体的研究 |
| 6.2.2 锆改性C_f/SiC复合材料力学性能的研究 |
| 6.2.3 锆改性C_f/SiC复合材料烧蚀特性的研究 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（6）长纤维增强陶瓷基复合材料疲劳损伤模型与寿命预测（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 图表清单 |
| 注释表 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 论文选题背景 |
| 1.2 陶瓷基复合材料单轴拉伸行为 |
| 1.2.1 试验观察 |
| 1.2.1.1 单向陶瓷基复合材料 |
| 1.2.1.2 正交铺设陶瓷基复合材料 |
| 1.2.1.3 二维编织陶瓷基复合材料 |
| 1.2.1.4 2.5 维编织陶瓷基复合材料 |
| 1.2.2 理论建模 |
| 1.2.2.1 初始基体开裂 |
| 1.2.2.1.1 长裂纹初始开裂应力 |
| 1.2.2.1.2 短裂纹初始开裂应力 |
| 1.2.2.2 基体裂纹演化 |
| 1.2.2.2.1 最大应力法 |
| 1.2.2.2.2 能量平衡法 |
| 1.2.2.2.3 临界基体应变能准则 |
| 1.2.2.2.4 随机开裂法 |
| 1.2.2.3 纤维失效 |
| 1.2.2.4 应力?应变曲线模拟 |
| 1.3 陶瓷基复合材料的疲劳行为 |
| 1.3.1 疲劳迟滞行为 |
| 1.3.1.1 试验观察 |
| 1.3.1.2 理论建模 |
| 1.3.2 界面磨损 |
| 1.3.2.1 试验观察 |
| 1.3.2.2 理论建模 |
| 1.3.3 疲劳寿命S-N 曲线 |
| 1.3.3.1 单向陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.2 正交铺设陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 二维编织陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.4 三维编织陶瓷基复合材料 |
| 1.3.4 疲劳寿命预测方法 |
| 1.4 陶瓷基复合材料拉伸和疲劳研究中存在的问题 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第二章 陶瓷基复合材料单轴拉伸行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 单向陶瓷基复合材料单轴拉伸行为 |
| 2.2.1 Budiansky-Hutchinson-Evans 剪滞模型 |
| 2.2.2 初始基体开裂 |
| 2.2.3 基体裂纹演化 |
| 2.2.4 界面脱粘 |
| 2.2.5 纤维失效 |
| 2.2.6 应力?应变曲线模拟 |
| 2.2.7 试验对比 |
| 2.3 正交铺设陶瓷基复合材料单轴拉伸行为 |
| 2.3.1 Kuo-Chou 剪滞模型 |
| 2.3.2 横向开裂 |
| 2.3.3 基体开裂 |
| 2.3.4 界面脱粘 |
| 2.3.5 纤维失效 |
| 2.3.6 拉伸应力?应变关系 |
| 2.3.7 试验对比 |
| 2.4 编织陶瓷基复合材料单轴拉伸力学行为 |
| 2.4.1 几何模型 |
| 2.4.1.1 几何模型选取 |
| 2.4.1.2 组分体积含量计算 |
| 2.4.2 刚度模型 |
| 2.4.2.1 基体刚度矩阵 |
| 2.4.2.2 纬纱刚度矩阵 |
| 2.4.2.3 经纱刚度矩阵 |
| 2.4.2.4 等效工程弹性常数 |
| 2.4.3 基体开裂 |
| 2.4.4 界面脱粘 |
| 2.4.5 纤维失效 |
| 2.4.6 拉伸应力?应变关系 |
| 2.4.7 试验对比 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 陶瓷基复合材料的疲劳迟滞行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 单向陶瓷基复合材料的疲劳迟滞行为 |
| 3.2.1 迟滞理论 |
| 3.2.1.1 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.2.1.2 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.2.1.3 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.2.1.4 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.2.1.5 卸载/重新加载应力?应变关系 |
| 3.2.2 试验对比 |
| 3.3 正交铺设陶瓷基复合材料的疲劳迟滞行为 |
| 3.3.1 开裂模式3 |
| 3.3.1.1 应力分析 |
| 3.3.1.2 界面脱粘 |
| 3.3.1.3 迟滞理论 |
| 3.3.1.3.1 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.3.1.3.2 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.3.1.3.3 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.3.1.3.4 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.3.1.3.5 卸载/重新加载应力?应变关系 |
| 3.3.2 开裂模式5 |
| 3.3.2.1 应力分析 |
| 3.3.2.2 界面脱粘 |
| 3.3.2.3 迟滞理论 |
| 3.3.2.3.1 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.3.2.3.2 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.3.2.3.3 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.3.2.3.4 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.3.2.3.5 卸载/重新加载应力?应变关系 |
| 3.3.3 基体开裂对迟滞回线的影响 |
| 3.3.4 试验对比 |
| 3.3.4.1 [0/90/0/90/0/90/0/90/0]-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 3.3.4.2 [0/90]25-SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 3.3.4.3 [03/90/03]-SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 3.4 编织陶瓷基复合材料的疲劳迟滞行为 |
| 3.4.1 迟滞理论 |
| 3.4.1.1 界面部分脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.4.1.2 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体部分滑移 |
| 3.4.1.3 界面完全脱粘，卸载/重新加载纤维相对基体完全滑移 |
| 3.4.1.4 卸载/重新加载应力?应变关系 |
| 3.4.2 试验对比 |
| 3.4.2.1 2D-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 3.4.2.2 2.5D-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 陶瓷基复合材料界面参数估计 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 单向陶瓷基复合材料界面参数估计 |
| 4.2.1 单向C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 4.2.1.1 室温界面参数估计 |
| 4.2.1.2 高温界面参数估计 |
| 4.2.2 单向SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 4.2.3 单向SiC/CAS-II 陶瓷基复合材料 |
| 4.2.4 单向SiC/1723 陶瓷基复合材料 |
| 4.3 正交铺设陶瓷基复合材料界面参数估计 |
| 4.3.1 [0/90/0/90/0/90/0/90/0]-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 4.3.1.1 室温界面参数估计 |
| 4.3.1.2 高温界面参数估计 |
| 4.3.2 [0/90]25-SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 4.3.3 [0/90]s-SiC/MAS-L 陶瓷基复合材料 |
| 4.4 编织陶瓷基复合材料界面参数估计 |
| 4.4.1 2D-SiC/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 4.4.2 2.5D-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 陶瓷基复合材料疲劳寿命预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单向陶瓷基复合材料疲劳寿命预测 |
| 5.2.1 单向C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 5.2.1.1 室温疲劳寿命预测 |
| 5.2.1.2 高温疲劳寿命预测 |
| 5.2.2 单向SiC/1723 陶瓷基复合材料 |
| 5.2.3 单向SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 5.3 正交铺设陶瓷基复合材料疲劳寿命预测 |
| 5.3.1 [0/90/0/90/0/90/0/90/0]-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 5.3.1.1 室温疲劳寿命预测 |
| 5.3.1.2 高温疲劳寿命预测 |
| 5.3.2 [0/90]_(2s)-SiC/CAS 陶瓷基复合材料 |
| 5.3.3 [0/90]_(3s)-SiC/1723 陶瓷基复合材料 |
| 5.4 编织陶瓷基复合材料疲劳寿命预测 |
| 5.4.1 2D-SiC/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 5.4.2 2D-C/SiC 陶瓷基复合材料 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 本文主要结论 |
| 6.2 今后的研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在学期间的研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 A 单向陶瓷基复合材料疲劳迟滞理论σ_t公式推导 |
（7）高速列车Cf/SiC制动材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号说明 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 纤维增韧陶瓷基复合材料的研究进展 |
| 1.3 Cf/SiC复合材料组成及研究现状 |
| 1.3.1 碳纤维 |
| 1.3.2 SiC基体 |
| 1.3.3 界面相 |
| 1.3.4 Cf/SiC复合材料的应用及研究现状 |
| 1.4 Cf/SiC复合材料制备技术 |
| 1.4.1 热压烧结法 |
| 1.4.2 先驱体转化法 |
| 1.4.3 化学气相渗透法 |
| 1.4.4 反应熔体浸渗法 |
| 1.4.5 综合工艺 |
| 1.4.6 温压-原位法 |
| 1.5 本课题研究背景及意义 |
| 1.6 研究的主要内容 |
| 第二章 Cf/SiC制动材料的制备及性能检测 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 材料成分设计 |
| 2.1.3 材料制备工艺设计 |
| 2.2 性能检测 |
| 2.2.1 密度及孔隙率的测定 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 摩擦磨损性能测试 |
| 2.2.4 扫描电子显微镜分析 |
| 第三章 Cf/SiC制动材料弯曲性能的研究 |
| 3.1 概述 |
| 3.2 Cf/SiC制动材料弯曲性能的研究 |
| 3.2.1 烧结助剂含量对制动材料弯曲性能的影响 |
| 3.2.2 烧结温度对制动材料弯曲性能的影响 |
| 3.2.3 碳纤维分布对制动材料弯曲性能的影响 |
| 3.2.4 碳纤维长度对制动材料弯曲性能的影响 |
| 3.2.5 碳纤维体积分数对制动材料弯曲性能的影响 |
| 3.3 弯曲断裂机理的分析 |
| 3.3.1 材料界面结合强度对断裂模式的影响 |
| 3.3.2 增韧机理分析 |
| 3.3.3 弯曲失效破坏分析 |
| 3.4 小结 |
| 第四章 Cf/SiC制动材料压缩性能的研究 |
| 4.1 概述 |
| 4.2 碳纤维分布对制动材料压缩性能的影响 |
| 4.3 碳纤维长度对制动材料压缩性能的影响 |
| 4.4 碳纤维体积分数对制动材料压缩性能的影响 |
| 4.5 压缩破坏机理 |
| 4.5.1 载荷-位移曲线分析 |
| 4.5.2 破坏机理分析 |
| 4.6 小结 |
| 第五章 Cf/SiC制动材料摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 概述 |
| 5.2 摩擦磨损实验结果 |
| 5.3 碳纤维分布对制动材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.4 碳纤维长度对材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.5 碳纤维体积分数对材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.6 摩擦磨损机理 |
| 5.7 小结 |
| 第六章 总结 |
| 6.1 主要工作回顾 |
| 6.2 本课题今后需进一步研究的地方 |
| 参考文献 |
| 个人简历 在读期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（8）先驱体浸渍裂解工艺制备Cf/UHTCp/SiC复合材料及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 耐超高温抗烧蚀材料研究现状 |
| 1.2.1 难熔金属 |
| 1.2.2 石墨材料 |
| 1.2.3 耐超高温陶瓷 |
| 1.2.4 碳/碳复合材料 |
| 1.2.5 陶瓷基复合材料 |
| 1.3 C_f/SiC复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 C_f/SiC复合材料的结构与组成 |
| 1.3.2 C_f/SiC复合材料的制备工艺 |
| 1.3.3 PIP工艺制备C_f/SiC复合材料的研究进展 |
| 1.3.4 C_f/SiC复合材料的应用、性能研究及发展趋势 |
| 1.4 课题的提出及研究内容 |
| 第二章 实验与研究方法 |
| 2.1 实验用原材料 |
| 2.1.1 增强纤维 |
| 2.1.2 陶瓷先驱体 |
| 2.1.3 耐超高温填料 |
| 2.1.4 其它材料 |
| 2.2 PIP法制备2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的工艺过程 |
| 2.2.1 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的成型过程 |
| 2.2.2 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的致密化过程 |
| 2.3 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料性能测试 |
| 2.3.1 密度的测定 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.3 抗烧蚀性能测试 |
| 2.3.4 抗氧化性能测试 |
| 2.4 物相组成与微观组织结构表征 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 能谱分析 |
| 2.4.3 断口及表面形貌分析 |
| 第三章 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料制备技术及性能研究 |
| 3.1 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料组成与工艺路线设计 |
| 3.1.1 材料应用背景及性能需求分析 |
| 3.1.2 材料组成设计 |
| 3.1.3 材料结构及制备工艺设计 |
| 3.2 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料制备工艺及性能优化 |
| 3.2.1 材料成型工艺研究 |
| 3.2.2 浸渍料浆研究 |
| 3.2.3 浸渍方法研究 |
| 3.2.4 ZrB_(2p)含量对材料组成结构及性能的影响 |
| 3.2.5 模压压力对材料微观结构及性能的影响 |
| 3.2.6 材料热处理工艺研究 |
| 3.3 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料碳布穿刺工艺研究 |
| 3.3.1 碳布穿刺工艺制备2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料的工艺过程分析 |
| 3.3.2 碳布穿刺工艺制备2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料的微观结构分析 |
| 3.3.3 碳布穿刺工艺对材料力学性能的影响 |
| 3.3.4 碳布穿刺工艺对材料抗烧蚀性能的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 2D C_f/ZrC_p/SiC和2D C_f/TaC_p/SiC复合材料的制备及其性能优化 |
| 4.1 2D C_f/ZrC_p/SiC复合材料的制备及其性能优化研究 |
| 4.1.1 ZrC_p含量对材料组成结构及性能的影响 |
| 4.1.2 2D C_f/ZrC_p/SiC复合材料热处理工艺研究 |
| 4.2 2D C_f/TaC_p/SiC复合材料的制备及其性能优化研究 |
| 4.2.1 TaC_p含量对材料组成结构及性能的影响 |
| 4.2.2 2D C_f/TaC_p/SiC复合材料热处理工艺研究 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 2D C_f/UHTC_p/SiC材料的力学性能及抗氧化性能研究 |
| 5.1 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料力学性能研究 |
| 5.1.1 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的拉伸强度研究 |
| 5.1.2 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的剪切性能研究 |
| 5.1.3 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的断裂韧性研究 |
| 5.1.4 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的压缩强度研究 |
| 5.1.5 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料高温力学性能研究 |
| 5.2 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的抗氧化性能研究 |
| 5.2.1 抗氧化性能研究的实验设计 |
| 5.2.2 试样宏观形貌 |
| 5.2.3 氧化失重分析 |
| 5.2.4 力学性能分析 |
| 5.2.5 电镜分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料抗烧蚀性能研究 |
| 6.1 不同考核温度下2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料抗烧蚀性能研究 |
| 6.1.1 不同考核温度下抗烧蚀性能考核试验设计 |
| 6.1.2 不同考核温度下材料考核过程分析及其抗烧蚀性能 |
| 6.1.3 材料在不同考核温度下抗烧蚀性能分析 |
| 6.2 等离子风洞环境中2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的抗烧蚀性能研究 |
| 6.2.1 等离子风洞环境中材料抗烧蚀性能考核的实验设计 |
| 6.2.2 等离子风洞环境中材料的抗烧蚀性能分析 |
| 6.3 考核时间对2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料抗烧蚀性能的影响 |
| 6.3.1 考核时间对材料抗烧蚀性能影响的实验方法 |
| 6.3.2 考核时间对2D C_f/ZrB_(2p)/SiC复合材料抗烧蚀性能的影响 |
| 6.3.3 考核时间对2D C_f/ZrC_p/SiC复合材料抗烧蚀性能的影响 |
| 6.3.4 考核时间对2D C_f/TaC_p/SiC复合材料抗烧蚀性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的抗烧蚀机理研究 |
| 7.1 2D C_f/UHTC_p/SiC复合材料的烧蚀热力学分析 |
| 7.1.1 化学反应热力学计算原理 |
| 7.1.2 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC的烧蚀热力学 |
| 7.1.3 2D C_f/ZrC_p/SiC的烧蚀热力学 |
| 7.1.4 2D C_f/TaC_p/SiC的烧蚀热力学 |
| 7.2 2D C_f/UHTC_p/SiC烧蚀前后的组成变化 |
| 7.2.1 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC烧蚀前后的组成变化 |
| 7.2.2 2D C_f/ZrC_p/SiC烧蚀前后的组成变化 |
| 7.2.3 2D C_f/TaC_p/SiC烧蚀前后的组成变化 |
| 7.3 2D C_f/UHTC_p/SiC的烧蚀表面显微形貌分析 |
| 7.3.1 2D C_f/ZrB_(2p)/SiC的烧蚀表面显微形貌分析 |
| 7.3.2 2D C_f/ZrC_p/SiC的烧蚀表面显微形貌分析 |
| 7.3.3 2D C_f/TaC_p/SiC的烧蚀表面显微形貌分析 |
| 7.4 材料的烧蚀过程分析 |
| 7.4.1 氧乙炔焰考核环境对材料的烧蚀过程分析 |
| 7.4.2 等离子电弧风洞对材料的烧蚀过程分析 |
| 7.5 2D C_f/UHTC_p/SiC的烧蚀模型 |
| 7.5.1 2D C_f/Z82p/SiC的烧蚀模型 |
| 7.5.2 2D C_f/ZrC_p/SiC的烧蚀模型 |
| 7.5.3 2D C_f/TaC_p/SiC的烧蚀模型 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
| 发表论文 |
| 专利 |
| 致谢 |
（9）三维编织C/SIC复合材料结构动态特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 C/SIC复合材料的发展 |
| 1.2 C/SIC复合材料的组分 |
| 1.2.1 C纤维 |
| 1.2.2 SiC基体 |
| 1.2.3 界面层材料 |
| 1.3 C/SIC复合材料的应用 |
| 1.4 C/SIC复合材料的研究状况 |
| 1.5 本文研究内容 |
| 第二章 基于单胞模型的3D-C/SIC复合材料结构动态特性研究 |
| 2.1 三维编织复合材料的发展及研究现状 |
| 2.1.1 三维编织技术的发展 |
| 2.1.2 三维编织复合材料研究现状 |
| 2.1.2.1 “米”字型枝状单胞模型 |
| 2.1.2.2 纤维倾斜模型 |
| 2.1.2.3 3细胞模型 |
| 2.2 三维编织C/SIC复合材料结构动态特性有限元计算 |
| 2.2.1 三维四向编织复合材料细观结构分析 |
| 2.2.2 单胞模型的简化与有限元建模 |
| 2.2.3 三维编织C/SIC复合材料悬臂梁结构模态分析 |
| 2.3 三维编织C/SIC复合材料等效模量计算 |
| 2.4 基于弯曲梁理论的悬臂结构动态特性理论计算 |
| 2.4.1 等截面均匀梁弯曲振动的运动方程 |
| 2.4.2 欧拉-伯努力悬臂梁自然模态 |
| 2.4.3 复合材料悬臂梁固有频率理论计算 |
| 2.5 小结 |
| 第三章 利用蒙特卡罗方法研究3D-C/SIC复合材料结构动态特性 |
| 3.1 概述 |
| 3.2 蒙特卡罗方法介绍 |
| 3.2.1 蒙特卡罗方法 |
| 3.2.2 伪随机数与随机抽样 |
| 3.3 三维编织C/SIC复合材料中孔洞的蒙特卡罗法模拟 |
| 3.3.1 孔洞的形成机理和聚集形态 |
| 3.3.2 3D-C/SIC复合材料的致密化 |
| 3.3.3 孔洞的蒙特卡罗法模拟 |
| 3.4 含孔洞三维编织C/SIC复合材料悬臂梁结构模态分析 |
| 3.4.1 梁结构有限元建模 |
| 3.4.2 梁结构模态分析 |
| 3.5 不含孔洞悬臂梁结构动态特性计算 |
| 3.6 小结 |
| 第四章 随机参数3D-C/SIC复合材料结构动态特性分析 |
| 4.1 概述 |
| 4.2 随机参数结构动力特性研究现状 |
| 4.3 含随机参数复合材料结构动态特性分析 |
| 4.3.1 随机参数复合材料梁结构有限元建模 |
| 4.3.1.1 梁结构的刚度矩阵 |
| 4.3.1.2 梁结构质量矩阵 |
| 4.3.1.3 随机物理参数梁结构的刚度和质量矩阵 |
| 4.3.2 随机参数复合材料梁结构动态特性的数字特征 |
| 4.3.3 随机参数梁结构固有频率计算 |
| 4.4 基于ANSYS的确定性梁结构动态特性有限元分析 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 硕士期间发表论文 |
| 致谢 |
（10）3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 第一章 绪论 |
| 1.1 陶瓷基复合材料的发展 |
| 1.2 C／SiC复合材料 |
| 1.2.1 C／SiC复合材料的工程需求与应用前景 |
| 1.2.2 碳纤维 |
| 1.2.3 界面层 |
| 1.2.4 基体 |
| 1.2.5 C／SiC的主要制备方法 |
| 1.2.6 C／SiC复合材料的研究现状 |
| 1.3 金属材料和SiC／SiC复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.1 金属材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 SiC／SiC的疲劳性能 |
| 1.3.3 高温疲劳的一般规律 |
| 第二章 试验材料和试验方法 |
| 2.1 材料及试样制备 |
| 2.1.1 T300 PAN基碳纤维的基本数据 |
| 2.1.2 三维编织的复合材料 |
| 2.1.3 试样 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 高温疲劳实验的影响因素 |
| 2.2.2 试验设备及方法 |
| 2.3 微观结构分析 |
| 第三章 影响3D-C/SiC疲劳寿命的几个主要因素 |
| 3.1 残余应力的影响 |
| 3.1.1 残余应力对3D-C／SiC抗拉强度的影响 |
| 3.1.2 残余就力对3D-C／SiC疲劳寿命的影响 |
| 3.2 应力比对3D-C／SiC疲劳寿命的影响 |
| 3.2.1 不同应力比时的疲劳寿命 |
| 3.2.2 不同应力比时的断口形貌 |
| 3.3 加载频率的影响 |
| 3.3.1 加载频率对3D-C／SiC疲劳寿命的影响 |
| 3.3.2 不同频率时的断口形貌 |
| 3.3.3 应力比、加载频率对3D-C／SiC疲劳寿命的影响 |
| 3.4 温度对3D-C／SiC疲劳寿命的影响 |
| 第四章 3D-C／SiC的损伤演变 |
| 4.1 电阻法测损伤 |
| 4.1.1 电阻法测损伤的理论基础 |
| 4.1.2 电阻法测损伤的试验实施 |
| 4.1.3 电阻法测损伤的试验结果和分析 |
| 4.2 弹性模量测损伤 |
| 4.2.1 共振法测弹性模量 |
| 4.2.2 弹性模量的试验结果和分析 |
| 第五章 高温疲劳损伤机理 |
| 5.1 纤维在基体裂纹扩展过程中的作用 |
| 5.2 2D-C／SiC复合材料的疲劳损伤机理 |
| 5.3 3D-C／SiC疲劳损伤过程 |
| 5.4 3D-C／SiC疲劳损伤机理 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
四、3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究（论文参考文献）
- [1]C/C-SiC摩擦材料制备及性能研究[D]. 白小俊. 华东交通大学, 2018(12)
- [2]高温复杂环境下材料力学行为的理论与试验研究[D]. 苏红宏. 重庆大学, 2016(03)
- [3]C/C复合材料激光辐照后疲劳裂纹萌生及微结构研究[D]. 梁文建. 燕山大学, 2012(05)
- [4]3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳行为[J]. 杜双明,乔生儒. 材料工程, 2011(05)
- [5]PIP法Cf/SiC复合材料组成、结构及性能高温演变研究[D]. 马彦. 国防科学技术大学, 2011(07)
- [6]长纤维增强陶瓷基复合材料疲劳损伤模型与寿命预测[D]. 李龙彪. 南京航空航天大学, 2010(07)
- [7]高速列车Cf/SiC制动材料的制备及性能研究[D]. 孙佳. 华东交通大学, 2011(05)
- [8]先驱体浸渍裂解工艺制备Cf/UHTCp/SiC复合材料及其性能研究[D]. 王其坤. 国防科学技术大学, 2008(04)
- [9]三维编织C/SIC复合材料结构动态特性研究[D]. 文潘涛. 西北工业大学, 2007(06)
- [10]3D-C/SiC的高温拉—拉疲劳性能研究[D]. 刘兴法. 西北工业大学, 2003(01)