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第一篇mpa研究生论文范文参考：聚硅氧烷先驱体转化制备陶瓷基复合材料研究
先驱体转化制备陶瓷材料的工艺因制备温度低、材料组成可控、成型加工容易等优点受到广泛关注,在陶瓷纤维及其复合材料的制备中显示出巨大优势和广阔应用前景.本文在全面综述先驱体转化制备陶瓷材料各方面研究情况的基础上,针对低成本制备技术,在国内率先开展聚硅氧烷先驱体转化制备陶瓷基复合材料研究,旨在拓宽先驱体转化制备陶瓷材料工艺的应用范围,为加快先驱体转化陶瓷的应用奠定基础.
选用国内市场已经商品化的廉价含氢聚硅氧烷(HPSO)、含乙烯基聚硅氧烷(VPSO)和二乙烯基苯(DVB)为原料,运用傅利叶转换红外光谱、热分析、元素分析、X射线衍射、扫描电子显微镜等手段,对聚硅氧烷的交联与裂解行为、聚硅氧烷转化制备陶瓷基复合材料的工艺以及材料的结构与性能进行了系统研究. 研究了DVB/HPSO和VPSO/HPSO两个体系的交联与裂解行为.DVB/HPSO和VPSO/HPSO在氯铂酸的催化作用下能有效交联.催化剂含量、各组分重量比例和温度是影响交联程度和陶瓷产率的关键因素.重量比例分别为0.5：1和4：1的DVB/HPSO和VPSO/HPSO体系陶瓷产率最高,分别为76.0％和74.6％.两个体系的交联产物均为无色透明坚硬固体,符合成型需要,又具有高陶瓷产率,是制备Si-O-C陶瓷基复合材料的合适先驱体. 对两个体系的裂解产物和裂解过程进行了表征.结果表明,两体系裂解产物皆由Si、O、C元素组成,其中O全部与Si结合,C一部分与Si结合,另一部分以自由碳形式存在.裂解温度对产物成分、结构以及物相有明显的影响.两体系交联产物的结构不同导致裂解产物在成分和结构上存在明显差异.两个体系的裂解都可以分为两个阶段.DVB/HPSO体系第一阶段裂解的活化能为208.38kJ/mol,遵循Avrami-Erofeev方程,由随机成核步骤控制裂解反应.VPSO/HPSO体系第一阶段裂解的活化能为234.41kJ/mol,由三维扩散步骤控制裂解反应.两个体系第二阶段的活化能分别为339.89kJ/mol和484.76kJ/mol,都遵循抛物线法则,由一维扩散过程控制裂解反应.关于DVB/HPSO体系交联与裂解的上述结果至今未见报道.国防科学技术大学研究生院学位论文 探讨了用DVBIHPSO体系制备si一C复合材料的工艺以及材料的结构与性能.siC颗粒可以抑制DVB八IPSO裂解时的体积收缩,同时起到增强作用.siC颗粒含量为4owt%和55Wt%的SIC声i一0一c的强度分别达到142.86Mpa和Zol.32Mpa,是单体si一O一C陶瓷的3~4倍.但它们的抗氧化、抗热震和耐高温性能都较差.MOSiZ也能起到增强作用,MoS贬含量为70wl,o/o的MosiZ/si一O一C的强度为1 92.55MPa,同时表现出优秀的耐高温性能.Mosi:的加入还能大幅度降低si一O一C陶瓷的电阻率. 研究了活性增强相Al在聚硅氧烷转化制备陶瓷材料中的应用.在40wt%SIC声si一O一C中加入Al能进一步减少先驱体裂解时的体积收缩,同时也能起到增强作用.含Zovol%Al的4owt%SIC夕51一o一C的强度为1 93.88Mpa,是不含AI的40wt%siC声i一o一C的1.36倍.Al的加入还能显著提高40v沈%siC夕Si一O一C的耐高温和抗氧化性能,但不能提高材料的抗热震性能.Al的加入也能明显降低si一O一C陶瓷的电阻率.600℃时,AI可与先驱体裂解产生的含碳小分子气体反应生成A14C3,800℃时AI可与裂解气氛NZ反应生成AIN,温度升高,Al的氮化反应不断进行.SIC粉的加入有助于Al的氮化.活性增强相Al在聚硅氧烷转化制备陶瓷材料中的应用至今尚未见报道.| 有关论文范文主题研究: | mpa研究生相关论文范文 | 大学生适用: | 2500字自考毕业论文、10000字专升本论文 |
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第二篇mpa研究生论文样文：碳纤维在PIP工艺制备陶瓷基复合材料过程中的损伤机理研究
本文针对先驱体浸渍裂解工艺制备陶瓷基复合材料过程中碳纤维损伤严重的问题,以聚碳硅烷(PCS)制备Cf/SiC复合材料为重点,采用SEM、TEM、IR、XRD、XPS、TG等表征手段,分析了先驱体裂解过程、纤维基体界面和碳纤维损伤过程,系统地研究了原料(碳纤维、先驱体等)和制备工艺条件等在Cf/SiC复合材料制备过程中对碳纤维损伤的影响,建立了碳纤维损伤程度的表征方法和损伤机理模型,制备了纤维表面涂层并利用涂层碳纤维制备了单向Cf/SiC复合材料.
本文首次应用复丝拉伸强度测试来表征PIP工艺中碳纤维的损伤程度,较好地解决了陶瓷基复合材料中碳纤维损伤程度如何表征这一棘手的问题.试验对比的结果表明,碳纤维原丝强度与其标称强度值相差不大,碳纤维强度测试结果的误差范围为12～17％.测试结果可以明显反映出不同工艺对碳纤维损伤的差别,为研究碳纤维在PIP工艺过程中的损伤提供了手段. 探明了PIP工艺制备CMCs过程中碳纤维的损伤形式.研究结果表明,碳纤维的损伤包括了化学损伤、高温损伤和热应力物理损伤.PIP工艺第一周期对碳纤维损伤最大,第一周期中碳纤维的强度损失率远大于后续多个周期浸渍裂解中碳纤维强度损失的总和.碳纤维损伤的主要形式是热应力物理损伤.化学损伤并不是导致碳纤维强度下降的主要因素,其中先驱体化合态的氧并不会对碳纤维产生明显的损伤,纠正了人们长期以来的错误认识. 首次探明了碳纤维热应力物理损伤机制,即碳纤维表面附着的先驱体在高温下无机化形成陶瓷体,同时伴随着大的体积收缩,在碳纤维的牵引下,基体的体积收缩以开裂形式出现,裂纹的取向以垂直于纤维轴向为主,由于碳纤维与基体热膨胀系数失配,致使碳纤维在降温过程中受到复杂热应力,引起碳纤维损伤.由此建立了碳纤维的四种热应力物理损伤模型,即基体体积收缩应力损伤模型、热应力拉伸损伤破坏模型、热应力弯折损伤破坏模型和热应力剪切损伤破坏模型.其影响因素主要为基体裂纹大小、基体硬度、碳纤维表面缺陷、碳纤维模量等.目前,类似的损伤模型尚未见报道. 本文首次较系统地对不同先驱体和不同碳纤维在PIP工艺制备CMCs过程中对碳纤维损伤的影响进行了研究.结果表明,PSO裂解后生成的基体硬度较小且延伸性好,可以缓解基体及界面的应力集中,碳纤维强度保留率较高；PSZ裂解过程中除了体积收缩对碳纤维带来物理损伤外,还与碳纤维发生严重的化学反应,使碳纤维强度大幅下降.低强度碳纤维容易在热应力拉伸或弯折破坏模式下损伤；高模量碳纤维高温损伤小,但国防科学技术大学研究生院学位论文容易以热应力剪切破坏模式下断裂,环氧树脂表面胶刚性较大,氧含量较高,使碳纤维容易受到化学损伤和热应力弯折损伤,均不宜用来制备C灯siC复合材料.高强度、低模量和柔性表面胶的碳纤维可望得到性能较好的C刀SIC复合材料. 采用先驱体转化法制备并研究了碳纤维表面涂层SIC和si一O一C,并利用涂层碳纤维制备了单向Cf/SIC复合材料.结果表明,适当厚度的SIC涂层和si一O一C涂层可以起到缓冲层和阻挡层的作用,减小碳纤维的化学损伤和物理损伤.较厚的涂层将导致碳纤维之间粘连,通过热应力损伤碳纤维.涂层碳纤维所制备的单向C刀siC复合材料力学性能测试结果显示,5%PSO和3%PCS涂层碳纤维所制备的单向C分siC复合材料性能较高,分别为797.4MPa和777.2MPa,其涂层厚度分别为0.135 pm和0.09pm,适合于用来制备Cf/siC复合材料. 本文较系统地研究了浸渍和热处理工艺条件对碳纤维损伤和材料性能的影响,阐明了制备Cf/siC复合材料应当采用的工艺条件,并建立了PIP工艺制备CMCs过程的浸渍模型.研究结果发现,高温加压可以使基体内部裂纹减小或消失,减小了对碳纤维的物理损伤,升温速率的提高不仅通过先驱体快速原位裂解避免了大裂纹的产生,从而减少了对碳纤维的物理损伤,同时通过缩短高温处理阶段时间减少了碳纤维化学损伤.采用快速升温裂解高温加压工艺(1600℃、10MPa)制备得到的C刀siC复合材料性能最优. 浸渍工艺的分析和模拟可以推导出浸渍时间函数为:怜f(基体尺寸,基体孔径大小及分布,先驱体溶液表面张力、接触角及粘度,浸渍压力).浸渍不完全将导致碳纤维受力情况更加复杂,并导致材料致密化困难.超声在有利于浸渍效果的同时使碳纤维表面缺陷加深,时间一般不应超过10min.第三篇mpa研究生论文范文模板：充水压力管道受弹体侧向冲击动力响应及穿透破坏研究
对压力管道在强冲击作用下破坏的研究首先是从不考虑内部介质与压力的管开始的,并已经取得了一些可用于工程实践的经验公式和有价值的理论结果.然而,大部分管道是在内充高压介质流体的状态下工作的,考虑内充流体介质及其压力与管道受侧向冲击破坏的耦合作用要比仅研究内空无压管道的响应更富有工程实际意义.本文对国内外关于内空圆管及充有压力介质的管道经受局部撞击作用时的大变形与破坏的研究现状进行了综述,从圆管的侧向撞击凹陷及其对管柱承载能力的影响、管壁的撞击穿透、圆管的斜冲击、内充介质及压力对冲击穿透的影响、分析模型等5个方面介绍了一些重要实验结果和处理该类冲击的分析方法与力学模型,指出了目前对内充介质及压力对圆管临界穿透能量影响的不同结论.采用实验研究—数值仿真—简化分析的技术路线对内充介质压力管道受弹体侧向冲击破坏的问题进行了研究,给出了内充介质及压力对临界穿透能量的影响趋势,主要工作如下： 首次对三跨连续充水压力管道受弹体侧向冲击的动力响应及破坏开展了大量的实验工作,完成了两组六类共185个试件的充水压力管道撞击破坏实验.试件为两种不同尺寸的钢管,采用三跨连续梁支承.Ⅰ组为外径44mm,厚度1mm的薄管,其屈服强度σ_y等于368MPa,强度极限σ_u等于504MPa.Ⅱ组为外径45mm,厚度3mm的厚管,其屈服强度σ_y等于340MPa,强度极限σ_u等于490MPa.充水圆管预加工作内压分别为0MPa,5MPa,10MPa,15MPa一-一型鳖吕夔鳖些墓型奎鼓一一一和20MPa,弹头形状分别为平头、半球头、和锥头.实验分析表明: ①、内充儿乎不可压缩的介质降低金属圆管的临界穿透能量,其降 低程度与管的径厚比直接相关.对于薄壁管,半球形弹体穿透 空管所需的临界穿透能量比充水钢管(预加内压为.MPa)高 23.7%.平头弹体穿透空管所需的临界穿透能量比充水钢管高 29.6%.而对于径厚比为15的厚管两种弹体冲击作用下的降幅 在2一3%之间,锥头弹体冲击厚壁空管的临界能量比充水管的高 2%左右.
②、管内预加内压的提高也会使临界冲击能量降低,但对于厚壁管 这一影响并不明显. ③、实验中采用的三种弹头形式分别对应于管的不同破坏模式,平 头弹体使管壁产生剪切冲塞型破坏,球形弹头使管壁产生不完 全碟形破坏.锥形弹体引起管壁的破坏模式随径厚比增加由花 瓣型向剪切冲塞型过渡. ④、相同内压情况下球形冲头的临界穿透能量略高于锥头,平头弹 体临界穿透能量比球形和锥形弹头低很多,说明三种形式的弹 头中,平头弹体最具有破坏力. ⑤、管壁的碟形变形是引起管内压力上升的主要因素. 利用大型非线性有限元程序LS一DYNA对充水压力管道受弹体侧向冲击的问题进行了仿真分析.由于冲击过程涉及流固祸合,本文利用程序中关于Lagrangian与Eulerain几何体相互祸合的机制来处理复杂的流体与管壁之间的相互作用,给出了压力管道受弹体侧向冲击的动态变形过程,对于内充介质对管的临界穿透能量的影响计算机模拟给出了与实验结果相一致的结论.计算中运用ALE描述的流体单元来处理圆管内充水,并采用最大等效应变破坏准则,给出了圆管的变形及失效的模态,仿真分析得到了冲击力、冲击点处位移及管内液体压力变化的时程曲线,与实验结果相比较其一致性是令人满意的.仿真分析的动画显示,整个太原理工大学博士研究生学位论文冲击过程可分为冲击接触,碟形变形扩展及穿透破坏三个阶段.计算表明,临界冲击速度随弹体质量的增加而减小,临界冲击速度与弹体质量在对数坐标下的变化趋势几乎是一条直线.临界冲击速度随内充液体密度的增加而减小,当液体密度增加到某一值时一,再增加液体密度,临界冲击速度不再发生变化. 采用塑性地基梁模型对内空薄壁圆管受弹体侧向冲击破坏问题进行了分析,预测了临界破坏能量,给出了冲击力时程曲线,计算结果与实验值吻合很好.在地基梁的分析模型中引入附加质量及附加阻尼以考虑内充液体和压力的影响,改进了地基梁的计算模型取得理想的计算结果.对于内充压力的影响,分别采用直接将内压力类比为地基反力的方法及利用环向膜力因子的方法进行处理,两种分析都给出了内压力对薄壁圆管的临界穿透能量有降低的趋势,内压力的存在,使得冲击作用在管壁上,沱生的凹陷变形区域减小,并使冲击作用时间缩短.研究显示:塑性地墓梁是一种有效的理论模型,可预测圆管受弹体冲击穿透破坏及变形.附加质量及附加阻尼能够很好的反映内充介质及压力对管壁变形及破坏的影响,其计算结果与实验数据吻合的很好. 本研究为压力管道的耐撞性分析和研究提供了重要的技术参数及工程分析方法.第四篇mpa研究生论文范例：自增韧与Si-C-N纳米微粉增强Si_3N_4复合材料工艺、结构与性能研究
改善Si_3N_4陶瓷的强度和韧性是Si_3N_4陶瓷应用的关键.纳米微粉增强技术与自增韧技术是近年来发展起来的能够有效提高Si_3N_4陶瓷强度和韧性的新工艺.
本文以自增韧Si_3N_4陶瓷、Si-C-N纳米微粉的合成以及纳米微粉增强Si_3N_4陶瓷为研究对象,研究了烧结助剂对自韧Si_3N_4陶瓷力学性能与显微结构的影响；揭示了不同原料配比与氨解先驱体的性能和结构的关系,研究了先驱体在不同气氛下裂解对纳米微粉的组成、结构的影响；对纳米微粉增强Si_3N_4陶瓷的组成、结构、性能与增强增韧机制以及氧化与热震行为进行了较系统的研究与分析. 首次较系统地研究了烧结助剂的引入方式、Y_2O_3与La_2O_3的比例及含量与自增韧Si_3N_4陶瓷力学性能之间的关系,确定了较佳的材料配方.当Y_2O_3：La_2O_3为1：2时,溶液法引入烧结助剂体系的性能最佳,配方为：5wt％Y_2O_3+10wt％La_2O_3+85wt％Si_3N_4,室温抗弯强度达911MPa,断裂韧性10.02MPa.m~(1／2).Y_2O_3与La_2O_3的比为2：1时,机械混合法引入烧结助剂体系的性能最佳,其配方为：20wt％Y_2O_3+10wt％La_2O_3+85wt％Si_3N_4,室温抗弯强度达934MPa,断裂韧性11.78MPa.m~(1／2).当Y_2O_3：La_2O_3等于1：1时,性能介于二者之间.烧结助剂的不同引入方式形成了自韧Si_3N_4不同的显微结构：溶液法所得材料微观结构均匀,在烧结助剂含量较低时晶粒相互缠结,形成一定的空间网络结构,强度和韧性提高；混合法所得材料在烧结助剂含量高时β-Si_3N_4晶粒直径呈现*分布,大小晶粒交错排列,结合紧密,提高了自韧Si_3N_4陶瓷的性能.裂纹偏转和晶粒拔出是自韧Si_3N_4主要的增韧机制. 采用一定体积比的(CH_3),SiCl_2和CH_3SiHCl_2为原料合成了适宜作为生产使用的先驱体,分析了其合成机理.聚氮硅烷先驱体主要由三种含Si、N、C的环状结构组成,随着原料配比中CH_3SiHCl_2含量的增加,先驱体中增加了含Si、N、O的环状结构以及直链形结构,造成气化率降低和纳米微粉纯度下降.所制得的纳米微粉主要含Si、C、N元素及少量的O元素,其成分可以通过调节载气中的NH_3流量来调节.Si／C／N纳米微粉在1500℃开始结晶,形成(α-Si_3N_4、β-SiC及少量的Si_2ON_2；温度升高,Si_2NO_2分解,同时发生竞争反应,Si_3N_4含量减少,在温度达到1700℃时,主要为α-SiC、β-SiC及少量β-Si_3N_4. 探明了Si-C-N纳米微粉的成分与加入量对SiCNnp／Si_3N_4复合材料力学性能 国防科学技术大学研究生院学位论文的影响规律.结果表明：纳米微粉的加入导致材料的致密度下降.添加不同纳米微粉的SICNnp用水.复合材料随纳米微粉含量的增加,室温强度和韧性均先升高后下降,在纳米微粉含量为20Wt％时出现一“峰”值,当采用含C量在22Wt％的纳米微粉时,复合材料具有优异的力学性能,强度和韧性值达到878．*Pa和门．96MPa MPa·,m”’.丸 研究了自韧出加.和纳米微粉增强出祉.材料的高温性能.溶液法和混合法所得自韧出祉.陶瓷在 1350C时高温韧性分别达到口．2和 14．7MPa·,m”＼而纳米微粉增强的 SICNnp侣爿.复相陶瓷的高温强度和断裂韧性分别达到 70 MPa和11．5 MPa·,m”＼ 强度保留率达到 90％.自韧出朴.高温韧性提高的原因是：一方面高温下玻璃相的高粘度起着愈合气孔、钝化裂纹的作用；另一方面大长径比的pS川.柱状晶相互搭接、交叉,阻碍了裂纹扩展与晶粒滑动.而m 纳米颗粒对玻璃相的钉扎、对m刃.晶粒的细化是SICNnp／Si.N.复相陶瓷高温强度提高的原因. 深入研究了以汇Nnp用.N.复相陶瓷中卜St爿.柱状晶、S汇颗粒以及玻璃相的位相关系,提出了晶内／晶间型结构的形成机理.认为5S水.柱状晶在形成和长大的过程中并不以m 纳米颗粒为晶核,而是在长大的过程中逐渐“吞并” S汇颗粒形成晶内型结构.晶内出 颗粒与6习川.柱状晶具有半共格关系,次界面上不含其它杂质.而fiS朴.柱状晶在长大过程中与相邻的pS柞.柱状晶相互靠近、搭接,限制了玻璃相的滑移,提高了复合材料的高温强度. 建立了纳米颗粒与6S.凡柱状晶对S汇Nnp用.N.陶瓷协同增韧力学模型.认为：SIC纳米颗粒对SICNnp用i3N4复相陶瓷的强度尤其是高温强度具有明显的增强作用,通过改变pS朴.柱状晶的强度以及对晶粒的细化而对断裂韧性产生影响.将p刁朴.柱状晶视为类似晶须的作用,根据其在SICNnp侣利.陶瓷中的＿.,..＿.；；；＿.＿＿＿..＿＿,.＿＿.＿8止b＜c.受力分析,推导出其最大增韧效果的表达式为八G＿＝一一一尸二L兰一一一.其 3Ez（l＋VI＋（L.／R广）”增韧效果与pS川.柱状晶的粒径、体积分数、晶粒的断裂强度有关,还与晶粒和周围玻璃相的结合强度有关,并根据此模型对试验结果进行了解释.V 初步探讨了出汇Nnp用加.复合材料1350C时氧化和热震行为.其氧化增重符合抛物线规律.氧化初期强度下降的较快,然后趋缓,氧化 100h后强度保留率为https://www.mbalunwen.net/jiazhi/76507.html
第五篇mpa研究生论文范文格式：氮化硼纳米管的制备及其对氧化铝和氮化硅陶瓷的强韧化作用
碳纳米管(CNTs)具有独特的物理、化学、电子学和力学性能,引起了世界各国的广泛关注.大量的研究成果证明,CNTs是一种非常有前途的复合材料增强相.通过添加CNTs在高分子和陶瓷材料中,获得了性能优异的高分子基和陶瓷基复合材料.氮化硼纳米管(BNNTs)是一种结构同CNTs非常类似的一维纳米材料,由六方氮化硼层卷曲而成.BNNTs具有与CNTs相当的弹性模量和拉伸强度,也被认为是一种很有前途的复合材料增强相.同时,BNNTs具有比CNTs更好的热稳定性和化学稳定性,抗氧化温度高达900℃,更有希望作为高温陶瓷材料的增强相.
目前,制备BNNTs存在设备和工艺流程复杂、反应温度较高、催化剂污染、成本高等缺点,严重制约了BNNTs相关性能的探索及应用.因此,发展大量制备BNNTs的技术迄今仍然是一项富有挑战性的工作.探索大量制备BNNTs的技术,简化制备工艺过程,降低成本,具有重要的理论意义和潜在的应用价值.本文利用BNNTs与CNTs结构的相似性,发展了一种以CNTs作模板,大量制备BNNTs的方法,并对其合成机理进行研究.在此基础上,将其应用于Al2O3和Si3N4陶瓷中,通过对结构和性能的表征,分析BNNTs作为增强相对于陶瓷材料的作用机理.本文的主要研究内容如下：
(1)对不同条件下(反应物、反应时间和温度以及CNTs的添加量)合成的BNNTs进行研究,优化了BNNTs的合成工艺.利用NaBH4与NH4Cl之间的化学反应,反应温度500-600℃,反应时间10-18h,制备出BN包覆的CNTs.获得的产物经过800℃空气气氛氧化处理,获得纯净的BNNTs.该制备方法设备简单、反应温度较低、避免了催化剂污染,并且在制备过程中CNTs不参与反应,避免BxCyNz纳米管的出现.
(2)将BNNTs作为增强相,以微米γ-Al2O3为起始原料,通过热压烧结制备BNNTs/Al2O3复合材料,并对其常温的力学性能和抗热震性能进行了研究和报道.研究结果表明,BNNTs的加入细化了晶粒,并且产生了明显的补强增韧效果.在添加量为1.0wt%时,断裂韧性达到6.4MPa·,m1/2,相比纯Al2O3陶瓷提高了31%；而当添加量达到2.0wt%时,弯曲强度达到523MPa,提高了67%.由于BNNTs的添加量较少,对热传导起到阻碍甚至抑制的作用,对于Al2O3陶瓷的抗热震性改善不明显.
(3)将BNNTs作为增强相,以亚微米α-Al2O3为起始原料,通过热压烧结制备BNNTs/Al2O3复合材料,并且对该复合材料的相关性能和界面结合进行了研究和报道.研究结果表明,添加SDS作为分散剂,提高了BNNTs的分散效果,同时BNNTs与Al2O3之间微量的化学反应,提高了二者之间的结合,从而有效地提高了Al2O3陶瓷的常温和高温力学性能.添加1.5wt%BNNTs的样品,室温下弯曲强度和断裂韧性分别为580.9MPa和6.1MPa·,m1/2,提高了59%和21%,在室温到700℃测试范围内,表现出比纯Al2O3更高的弯曲强度.由于BNNTs的添加量有限,对于Al2O3陶瓷的抗热震性能改善甚微.
(4)将BNNTs作为增强相,以亚微米Si3N4为起始原料,热压烧结制备BNNTs/Si3N4复合材料,并对其常温下的相关性能进行了研究.研究结果表明,1700℃烧结的复合材料的弯曲强度明显提高.与相同条件下制备的纯Si3N4陶瓷相比,1.5wt%BNNTs/Si3N4复合材料的弯曲强度达到838.9MPa,提高了33%.1750℃下烧结的复合材料,BNNTs的加入促进了柱状β-Si3N4的发育,提高了其长径比,弯曲强度略有下降,断裂韧性有较大幅度的提高.当BNNTs的含量为0.5wt%和1.5wt%时,断裂韧性分别达到9.7和9.8MPa·,m1/2,提高近40%.
(5) BNNTs在Al2O3和Si3N4陶瓷中产生了明显的强韧化效果.BNNTs补强增韧Al2O3和Si3N4陶瓷的机制主要包括：裂纹的偏转、BNNTs的脱结合、桥联、拔出和断裂等,尤其包括晶粒桥联和BNNTs桥联的耦合以及BNNTs独特的断裂方式.由于BNNTs与Al2O3和Si3N4的热失配造成基体承受一定的轴向拉应力和径向压应力.径向压应力能够提高界面结合,抑制裂纹扩展,是一种重要的强韧化手段.
本论文得到国家自然科学基金(Nos.50972076、50872072、51042005)、山东省科技发展计划(Nos.2011GGX10205、2009GG10003003)、山东大学自主创新基金(Nos.2009TS001、2012TS213)和山东大学研究生自主创新基金(No. yzc10115)资助.
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