一、树脂浸渍补充增密对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响（论文文献综述）
龚静博[1]（2021）在《旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究》文中提出C/C复合材料因其高比强度、高比模量,以及良好的高温性能等,被广泛应用于航空航天、医学、军事等科技前沿领域。制备C/C复合材料的主要方法为ICVI法和液相浸渍碳化技术两种。其中ICVI法制备C/C复合材料容易“表面结壳”,一个材料制备周期内需反复机加工,制备周期长,成本高;液相浸渍碳化技术需利用高压将树脂压入预制体内部,对设备要求较高,且所沉积的碳为“玻璃碳”,石墨化程度低,材料性能较差。为解决制备C/C复合材料致密化周期长,制备成本高的问题,本研究以环己烷作为碳源前驱体,普通环形碳毡作为预制体,采用自制沉积装置,使用旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法快速制备C/C复合材料。并利用PLM、SEM、XRD分析手段和三点弯曲等试验方法,主要研究了工艺条件对复合材料致密化行为、微观组织结构及性能的影响,主要工作和结果如下:（1）研究了相同间歇加热温度差下,不同沉积温度对C/C复合材料致密化行为、微观组织结构、物理性能与力学性能的影响。结果表明,在同一间歇加热温度差下,随着沉积温度的提高,材料的平均密度明显增大,致密化速率明显加快,材料径向和周向密度均匀性良好,热解碳结构由光滑层向粗糙层转变,材料抗弯强度增大。（2）研究了相同沉积温度下,不同间歇加热温度差对C/C复合材料的致密化行为、微观组织结构、物理性能、力学性能等的影响。结果表明,在相同沉积温度下,随着间歇加热温度差的增大,材料平均密度逐渐减小,致密化速率降低,热解碳结构由光滑层和粗糙层共存结构向光滑层转变,材料抗弯强度降低。（3）控制沉积温度为1000℃、间歇加热温度差为50℃,沉积时间为40 h,是旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料的最优工艺参数,在该工艺下,可将初始密度为0.14 g·cm-3的普通环形预制体增密至1.721 g·cm-3,致密化速率约0.0395 g·cm-3·h-1,材料整体密度均匀性较好,热解碳结构为光滑层和粗糙层混合结构,抗弯强度约为73.80 MPa,材料断裂方式为脆性断裂。（4）在环形预制体径向构建较大的温度差、周向实现旋转均匀受热,以及使用高浓度的液态碳源前驱体是旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法能够快速、均匀制备C/C复合材料的主要原因。
朱强[2]（2020）在《碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究》文中研究表明碳/铜复合材料（C/Cu）是目前最具有应用前景的滑动导电材料之一,因其既具有碳材料自润滑、耐磨、低热膨胀系数的优点,又具有铜金属良好的导电导热性而受到众多研究者的关注。但由于碳和铜既不润湿又不发生化学反应,因此两者很难形成良好的界面结合,导致力学性能及热物理性能较差。目前主要通过铜基体合金化和碳增强相表面改性两种方法改善碳/铜界面结合,但是仍然存在碳/铜复合材料强度与导电导热性能难以兼顾的问题。为了获得良好的碳/铜界面结合和使用性能,本文通过采用碳纤维/树脂碳（C/C）、纯碳纤维（Cf）、石墨（Graphite）、玻璃碳（GC）四种基体碳与Cu-10wt.%Ti合金复合制备了不同碳基体的碳/铜复合材料,研究基体碳种类对碳/铜界面润湿性及界面层微观组织的影响;选用优化的碳纤维/树脂碳（C/C）多孔体为基体碳制备了碳/碳-铜复合材料（C/C-Cu）,并研究了C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料硬度、压缩强度、导电导热及热稳定性能的影响,同时与商用1.8 g/cm3 C/C复合材料的性能进行了对比。研究结果表明:（1）C/C和Cf与Cu-Ti合金的润湿性较好,接触角分别为56.26°和40.12°,Graphite和GC与Cu-Ti合金不发生润湿,接触角均大于90°。Cf的界面层较致密均匀,且厚度最大,约5.21μm;C/C界面C原子扩散范围广,界面层厚度约4.28μm;综合评价四种基体碳与Cu-Ti合金的润湿行为及界面层组织优劣顺序为:Cf>C/C>Graphite>GC。（2）C/Cu界面层主要为Ti C相,其形成机制是C原子通过扩散进入TixCuy相反应形成了Ti C新相,而Ti C相与C相和Cu相能够完全润湿,大量的Ti C沉淀在基体碳上形成连续的界面层,从而有效改善了C/Cu界面润湿性和界面结合状态。（3）随着PIP循环增加,C/C多孔体闭孔隙率逐渐增大,增重率逐渐减小;高温热处理能提高C/C多孔体增密效率。C/C-Cu复合材料主要由C相、Cu相和Ti C相组成,C相和Cu两相形成“互联互通”的三维网络结构。随着浸渗保温时间延长,碳纤维和树脂碳界面能够形成厚度均匀、致密的Ti C层,约为2μm。（4）随着C/C多孔体密度从0.91 g/cm3增大至1.22 g/cm3,C/C-Cu复合材料硬度、压缩强度逐渐增大;电导率、热导率和热膨胀系数逐渐减小;C/C-Cu复合材料平行和垂直方向性能差异明显。随着温度升高,C/C-Cu复合材料平行方向热导率先增大后保持不变,垂直方向缓慢增大。此外,600℃退火热处理能有效改善复合材料冷热冲击后尺寸稳定性。相对于商用C/C复合材料,C/C多孔体密度为0.91 g/cm3的C/C-Cu复合材料压缩强度、电导率和热导率在平行和垂直方向性能更优,经退火处理后,C/C-Cu复合材料冷热冲击后尺寸稳定性更好,其压缩强度、电导率、热导率、冷热冲击后尺寸变化率平行和垂直方向分别为190 MPa和218 MPa、4.12 MS/m和3.47 MS/m、100.12 W/（m?K）和47.30W/（m?K）、0.41%和0.04%。
郭文建[3]（2019）在《CFRP废弃物正向碳化再生制备炭/陶复合材料及其性能研究》文中进行了进一步梳理碳纤维增强聚合物基复合材料（CFRP）是一类具有优异力学性能的复合材料,其在航空航天、风电、交通运输及体育器材等领域有着十分广泛的应用。随着CFRP的大量生产及使用,在生产过程中形成的大量CFRP边角料以及服役结束后形成的废料将不可避免地造成环境的污染以及对资源的浪费,因此对CFRP废弃物的处理已成为了CFRP产业链可持续发展亟需解决的重要问题之一。目前,CFRP废弃物的再生利用研究还未能真正实现高值回收及高值再利用的目标,这也意味着更多的CFRP废弃物再生利用策略需要被创新及尝试。本论文提出一种CFRP废弃物正向碳化再生制备炭/陶复合材料的新策略:首先,采用热解法在增碳剂的作用下将CFRP废弃物碳化,以此得到含有大量树脂碳的回收碳纤维坯体（recycled carbon fiber,rCF）;然后,所得rCF经过进一步增密制备得到具有高附加值的回收碳纤维增强碳（rCF/C）复合材料;而后,提出一种用于大尺寸复杂外形C/C复合材料陶瓷化改性的凝胶反应熔渗方法（GRMI）;最后,采用GRMI对所得rCF/C复合材料进行陶瓷化改性得到rCF/C-SiC复合材料。本论文主要研究内容及结论包括以下六个方面:（1）采用六苯氧基环三磷腈（HPCTP）、9,10-二氢-9-氧杂-10-磷杂菲-10-氧化物（DOPO）、聚碳硅烷（PCS）及磷酸铵（AP）四种典型增碳剂尝试提高环氧树脂（EP）残碳率。结果表明HPCTP对EP具有较好的增碳作用,EP残碳率由原先的9.7wt.%被提高至24.8wt.%,在实际应用中甚至可被提高至～30wt.%。EP基体中碳元素含量为71.2wt.%,即EP基体中碳元素的回收率由原先的13.8%被提高至41.6wt.%。HPCTP提高EP残碳率机理是其在热分解过程中形成磷酸根活性分子,此类磷酸根能够捕捉得到H+而生成强脱水性的磷酸。所形成的磷酸能够活化EP中的非碳基团（-OH、-O-）,降低EP热分解能垒,使EP中的非碳基团提前分解脱除,从而改变EP的热分解途径,最终使得EP在热分解过程中保留更多的热解碳。另外,rCF虽经过碳化热处理,但其晶体结构及力学性能均未出现明显的变化。（2）采用浸渍-热解法增密rCF,分别制备了回收碳纤维毡增强碳（2.5D-rCF/C）、层铺回收碳纤维增强碳（2D-rCF/C）及短切回收碳纤维增强碳（S-rCF/C）复合材料。结果表明rCF/C与原生碳纤维（virgin carbon fiber,v CF）制备的炭/碳（v CF/C）复合材料的增密效率大体相当。2.5D-rCF/C、2D-rCF/C及S-rCF/C复合材料的抗弯强度分别为106.4MPa、90.25MPa和34.0MPa,相应结构的v CF/C复合材料的抗弯强度分别为111.5MPa、95.45MPa和38.7MPa,两者之间的抗弯强度相差不大,并且具有相似的组织结构。然而,v CF/C和rCF/C复合材料断裂失效行为存在一定的差异,主要原因是EP热解碳容易在rCF/C复合材料中形成更多的孔隙缺陷。（3）提出了一种用于陶瓷化改性大尺寸复杂外形C/C复合材料的GRMI,对所提GRMI法的可行性及机理开展了详细的研究。结果表明PCS-Si凝胶具有良好的反应熔渗特性,经过PCS-Si凝胶熔渗后C/C复合材料密度由原先的1.35g·cm-3被提高至1.92g·cm-3。PCS-Si凝胶具备良好熔渗性能的主要原因是PCS具有较高的残渣率、较为温和的热解过程、热解残留物SiC不与硅熔体发生反应以及在熔渗过程中凝胶涂层能够稳定粘附在C/C复合材料表面。聚碳氮硼硅烷（PCNBS）-Si、PCNBS-Si90Zr10和PCS-Si90Zr10凝胶呈现出与PCS-Si凝胶相似的良好反应熔渗性能。陶瓷前驱体一类聚合物是制备凝胶渗剂较好的选择并且GRMI具有较好的普适性。（4）研究了反应温度、反应时间以及凝胶涂层厚度对PCS-Si凝胶熔渗C/C复合材料的影响。结果表明对于低密度(1.05g·cm-3)C/C复合材料而言,随着PCS-Si凝胶反应熔渗时间或温度的提高,所得C/C-SiC复合材料抗弯强度降低;而对于较高密度(1.32g·cm-3)C/C复合材料而言,随着PCS-Si凝胶反应熔渗时间或温度的提高,所得C/C-SiC复合材料抗弯强度呈先提高而后降低的趋势。C/C-SiC复合材料致密度、力学性能随着PCS-Si凝胶涂层厚度的提高而提高。与传统RMI所制C/C-SiC复合材料相比,由于GRMI法中硅渗剂的量得到了控制,C/C-SiC复合材料避免了过度陶瓷化,应力损伤得到了有效降低,GRMI法所制C/C-SiC复合材料相应的抗弯强度、韧性更为优异。（5）研究了C/C复合材料密度对PCS-Si凝胶熔渗的影响。结果表明随着C/C复合材料密度的提高,PCS-Si凝胶熔渗制得的C/C-SiC复合材料抗弯强度呈先提高而后降低的趋势,其中密度为1.32g·cm-3的C/C复合材料所制得的C/C-SiC具有最高强度～300MPa。通过PCS-Si90Zr10凝胶成功地陶瓷化改性了复杂外形C/C复合材料,复杂外形C/C复合材料的密度由原先的1.30g·cm-3被提高至1.96g·cm-3。GRMI具有陶瓷化改性大尺寸复杂外形C/C复合材料构件的极大潜力。（6）采用PCS-Si凝胶熔渗rCF/C复合材料制备rCF/C-SiC复合材料并对其微观结构、力学性能、摩擦性能及抗氧化烧蚀性能进行了对比分析。结果表明所得rCF/C-SiC和v CF/C-SiC复合材料的抗弯强度相当,分别为253MPa和249MPa,且具有相似的断裂失效模式。rCF/C-SiC和v CF/C-SiC复合材料在不同的碳纤维毡编织方向上的热扩散系数相近。rCF/C-SiC和v CF/C-SiC复合材料具有稳定适宜的摩擦系数,均为0.4左右,且两者均表现出较低的磨损量,分别为3.8μm·min-1和4.5μm·min-1。另外,rCF/C-SiC与v CF/C-SiC复合材料质量烧蚀率相当,分别为0.62mg·s-1和0.71mg·s-1,且两者的高温抗氧化性能亦十分优异。基于CFRP废弃物正向碳化再生制备的rCF/C-SiC复合材料具有极大潜力替代v CF/C-SiC复合材料在制动系统及热防护系统中应用。
郭晨[4]（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》文中指出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。
傅华[5]（2019）在《碳纤维增强SiC复合材料激光选区烧结成形与性能研究》文中研究表明Cf/SiC复合材料具有低密度、高强度、热稳定性好、耐磨损等优异性能,因此广泛用于制造大尺寸太空望远镜镜坯、汽车刹车片等航空航天、汽车领域关键零部件,其往往具有复杂异形结构。但传统制造方法如无压/热压烧结和模压成型等很难成形具有复杂结构的制件,且其成形件存在大量热解碳、残余硅,碳化硅含量低等缺陷。激光选区烧结（Selective laser sintering,SLS）技术是一种粉床激光的增材制造技术,采用逐层烧结粉末并叠加原理,可成形复杂结构零件。为此,本文提出以硅粉、碳纤维和酚醛树脂为原始材料,采用包覆法制备不同组分（Si=0,5,15,30 vol.%）的复合粉末,利用SLS技术成形出PF/Cf-Si初坯。系统研究了Si含量对PF/Cf-Si初坯和C/Cf-Si预制体孔隙率、孔径和体积密度的影响,进而影响渗硅反应过程,最终对试样相组成、微观组织、机械性能、热性能和摩擦磨损性能的影响,具体的研究内容及结果如下:（1）制备得到混合均匀的复合粉末,经SLS成形后PF/Cf-Si初坯孔径得到优化,经SEM图可明显看出硅均匀分散在材料中。液相渗硅（liquid silicon infiltration,LSI）后得到的Cf/SiC复合材料由β-SiC和Si两相组成,且随着原材料硅加入的增多,试样微观组织中Si的相对含量先减小后增加。在加入5vol.%Si时,其组织最均匀,有最低的残硅量,热解碳消失,其SiC含量最高为71.3 vol.%。这主要得益于原材料中加入的硅一方面可提供硅源,调控初坯和预制体孔隙结构;另一方面其反应生成SiC后,总体积变小,为后续硅反应提供“通道”进一步均匀组织。（2）经研究表明:材料的最大抗弯强度、最高断裂韧性值和最大体积密度分别为237±9.6 MPa、3.56±0.24 MPa·m1/2和为2.89±0.01 g/cm3,且这都表现在碳化硅含量最多的加入5 vol.%Si的试样组。与原材料中未添加Si颗粒相比,分别提高了24.1%、9.5%和2.48%。此外材料的高温热稳定性、热膨胀系数和热导率性能均表现良好。（3）研究了添加不同含量的硅对Cf/SiC复合材料性能影响。结果表明:相同载荷（30N）条件下摩擦系数在0.540.59之间。添加5 vol.%Si时,其磨损宽度、深度和磨损率分别为约0.95 mm、32.3μm和5.24×10-7 cm3N-1m-1,其综合表现的耐磨性最好。这主要是因为组织最均匀,SiC含量最多、残余硅含量低、纤维保存完整和无热解碳,因此摩擦过程中硬度较大的SiC区域发生“犁削”,硬度更低的Si区域主要表现脆性断裂而脱落,表现为磨粒磨损和粘结磨损。（4）基于优化的5 vol.%硅含量,研究了载荷对Cf/SiC复合材料摩擦磨损性能的影响规律。结果表明:在不同载荷（10 N、30 N、50 N和70 N）条件下的摩擦系数在0.550.60之间,在30N时材料综合表现的耐磨性最好。此外,当载荷较小（10 N）时,其磨损机制主要为磨粒磨损;载荷为30 N时,开始出现“犁削”,主要表现为磨粒磨损和粘结磨损;随着载荷继续增大到70 N时,出现凹坑和微裂纹,主要磨损机制为脆性剥落,同时存在磨粒磨损和氧化磨损。本论文有效解决了传统工艺制备所存在的组织不均匀,机械性能较差,复杂结构难成形,热性能和磨损性能低等难题,为复杂Cf/SiC复合材料制备与成形提供了一定的理论与技术基础。
李艳[6]（2018）在《无纬布针剌C/C喉衬材料的制备及其烧蚀机制研究》文中研究说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。
曾志伟[7]（2013）在《C/C-SiC复合材料的制备及力学与摩擦性能研究》文中认为摘要：C/C-SiC复合材料即炭纤维增强基体碳和碳化硅陶瓷双基体复合材料,具有密度低（≤2.40g/cm3）、耐高温、抗氧化性好、摩擦系数高、耐磨且使用寿命长等优点而受到广泛关注和重视。本文在课题组已有的C/C-SiC复合材料制备工艺基础上,以进一步缩短制备周期、优化工艺路线和降低生产成本等为目的,探索了采用浸渍-模压-熔渗法制备短炭纤维增强的C/C-SiC复合材料的新工艺。研究了C/C多孔体孔隙结构对熔渗的影响,不同处理工艺对C/C-SiC复合材料力学性能及摩擦磨损性能的影响。研究结果表明：（1）以浸渍-模压法制备的短纤维C/C多孔体经一次增密后密度可以达到1.29g/cm3,孔隙率27.09%。与整体毡多孔体、全网胎C/C多孔体相比短炭纤维模压制备的C/C多孔体的纤维分布与孔径分布更均匀,闭孔较少。（2）C/C多孔体中孔的类型和形状对熔渗过程有很大的影响：上闭孔最不利于液Si的渗入,通孔和弯孔有利于液Si的渗入。由毛细管力推导公式可知,周长／面积比越大的孔毛细管力越大。由短纤维浸渍-模压法制备的C/C多孔体中孔隙多为细长棒状,周长／面积比较大,有利于熔渗。（3）短炭纤维增强C/C-SiC复合材料平行方向和垂直方向抗压强度分别在90.3～227.0MPa、47.1～137.9MPa之间,弯曲强度为69.03～93.37MPa,冲击韧性在6.1～11.0KJ/m2范围内。（4）短炭纤维增强C/C-SiC复合材料摩擦系数在0.25～0.54内变动,磨损量在0.340×10-2cm3/MJ～3.31×10-2cm3/MJ之间。材料在制动过程中都形成了较完整的摩擦膜,制动较平稳,主要的磨损机制是磨粒磨损、粘着磨损和疲劳磨损共同作用。图46幅,表9个,参考文献95篇。
谭翠[8]（2013）在《炭/炭—铜复合材料的制备及其结构与性能研究》文中研究指明摘要：本文采用压力融渗法制备了炭／炭-铜（C/C-Cu）复合材料,研究了其微观结构、导电、导热、力学及载流摩擦磨损等性能,研究结果表明：（1）Cu合金较充分地填充于C/C多孔体内,与基体炭界面结合良好,但在不同的预制体类型及不同基体类型的C/C多孔体中浸渗路径和分布状态不同；（2）预制体为无纬布/网胎针刺整体毡的C/C-Cu复合材料的力学性能均优全网胎结构的C/C-Cu复合材料,但后者的导热性能、导电性能和载流摩擦磨损性能更优异,线性磨损率仅为12.00mm/10000Km,磨损机制主要为氧化磨损和粘着磨损；（3）随着C/C多孔体密度的提高,C/C-Cu复合材料的导热、导热性能降低,整体力学性能提高,线磨损率和质量磨损率均依次降低,多孔体密度为1.65g/cm3的C/C-Cu复合材料具有最低的磨损率,仅为39.30mm/10000Km和24.90grms/10000Km,主要磨损机制为电弧烧蚀和磨粒磨损；（4）随着C/C多孔体热处理温度的提高,以树脂炭为基体的C/C-Cu复合材料的石墨化度和导热、导电性能依次提高,整体力学性能下降,多孔体经2300℃热处理的材料磨损率最低,仅为36.60mm/10000Km和22.80grms/10000Km,磨损机制以磨粒磨损为主转向以疲劳磨损为主。（5）采用以无纬布／网胎针刺整体毡为增强体、化学气相浸渗（CVI）法制备C/C多孔体,在适度范围内提高多孔体密度和热处理温度可以获得综合性能优良的C/C-Cu复合材料。
卢雪峰[9]（2012）在《原位生长纳米纤维改性C/C复合材料的微观结构及性能研究》文中进行了进一步梳理本研究采用催化化学气相法（CCVD）在预制体内炭纤维表面原位生长纳米炭纤维（CNF）或纳米碳化硅纤维（SiCNF）,随后采用化学气相渗透法（CVI）增密热解炭,制备了纳米纤维改性C/C复合材料,系统地研究了原位生长纳米纤维改性C/C复合材料（NF-C/C）的微观结构及导热、力学、氧化和摩擦磨损性能,并对比研究了CNF和SiCNF两种不同结构的纳米纤维改性对C/C复合材料的结构和性能的影响机理。主要研究内容和结果如下：1.原位生长纳米纤维影响了炭纤维皮层结构的变化。在制备催化剂时,镍颗粒通过扩散进入炭纤维皮层,导致周围的碳原子重新排列,形成大微晶尺寸的高度有序石墨层,提高了炭纤维的石墨化度。在CCVD过程中,镍颗粒通过碳原子或碳化硅的内扩散从炭纤维皮层脱出。碳原子进入炭纤维皮层后修复炭纤维皮层的结构,并逐渐沉积在炭纤维表面形成中织构热解炭（MT-PyC）；碳化硅进入炭纤维皮层后,导致周围碳原子更加有序地排列。2.纳米纤维诱导形成高织构热解炭（HT-PyC）,并导致炭纤维与炭基体之间形成了一层界面层。包覆在CNF表面的PyC以HT-PyC的形式存在,并且在炭纤维与基体之间形成一层依次由MT-PyC、 CNF+HT-PyC组成的界面层；而包覆在SiCNF表面的PyC以MT-PyC和HT-PvC两种形式存在,MT-PyC介于SiCNF和HT-PvC之间,并在炭纤维与基体之间形成了一层由MTYUPvC、SiCNF以及HT-PyC组成的界面层3.原位生长纳米纤维改变了热解炭的生长方向以及界面的结构,导致了NF-C/C复合材料具有更优的导热性能。不同的纳米纤维对C/C复合材料在不同方向上导热性能的影响不同。相对于平行方向的导热,CNF明显提高了C/C复合材料在垂直方向的导热性能；而相对于垂直方向的导热性能,SiCNF改性C/C复合材料在平行方向的导热性能提高更为显着。4.通过影响炭纤维、界面和热解炭的结构,纳米纤维改性提高了C/C复合材料的硬度和弯曲强度、层间剪切强度、压缩强度及冲击韧性等力学性能。此外,纳米纤维改变了热解炭的生长方向,导致NF-C/C复合材料在不同方向上力学性能的差异。相对于平行炭纤维方向,纳米纤维改性后C/C复合材料在垂直炭纤维方向的力学性能提高更为显着。5.纳米纤维改性对炭纤维及C/C复合材料的氧化性能的影响不同。CNF改性炭纤维因其比表面积增大、活性点增加,从而加速了氧化；而SiCNF氧化形成的SiO2保护了炭纤维,减缓了炭纤维的氧化。CNF诱导热解炭有序沉积,降低了C/C复合材料的活性,减缓了复合材料的氧化,并在短时间氧化后复合材料保持了较高的力学性能。SiCNF改性增加了炭纤维皮层碳原子的活性,导致氧化从炭纤维皮层开始,在炭纤维与基体之间形成裂纹,提供了氧的扩散通道,加速了复合材料的氧化,并导致短时间氧化后复合材料的力学性能迅速下降。6.综合不同纳米纤维含量对改性C/C复合材料的导热、力学及氧化等性能的影响,当CNF含量为5wt%、SiCNF含量为9wt%时,纳米纤维改性C/C复合材料具有最佳的综合性能。7.纳米纤维改性导致C/C复合材料的摩擦系数随摩擦速度的变化更为明显。纳米纤维通过影响摩擦膜的形成和破坏过程来影响复合材料的摩擦机理,从而改变复合材料的摩擦系数、影响复合材料的摩擦行为。纳米纤维还改变了C/C复合材料在摩擦过程中主要的磨损形式,从而减少了复合材料的磨损。综上所述,利用CCVD/CVI法可以制备出微观结构可控、力学及导热性能优异的高强度高模量C/C复合材料,为C/C复合材料的进一步扩展应用范围打下了坚实的基础。
杨琳[10]（2011）在《炭纤维整体织物/炭—铜复合材料及其摩擦学特性的研究》文中提出炭/铜复合材料因其优异的导电、减磨耐磨性能而成为现代滑动导电材料的首选,作为受电弓滑板材料和电刷材料有着广泛的应用前景。但由于炭与铜两相界面润湿性差,因而炭/铜复合材料主要采用粉末冶金法制备。就目前常见的粉末冶金炭/铜制品而言,存在着界面结合不良、力学性能差的问题。为了克服现有炭/铜复合材料使用性能方面的不足,本文采用无压熔渗方法制备一种具有“双连通”结构的炭纤维整体织物增强/炭一铜复合材料（C/C-Cu）,并对熔渗行为的热力学和动力学、复合材料的组织结构、物理力学性能和摩擦磨损性能进行了研究.建立热力学模型计算了不同合金元素对Cu/C两相润湿性和界面张力的影响,发现添加Ti元素有助于降低Cu合金的界面张力,进而实现自发熔渗。采用Washburn模型对就自发熔渗法制备C/C-Cu复合材料工艺过程的影响因素进行了动力学分析。根据理论分析,提高合金中Ti含量,增加C坯体的孔径,选择适中的熔渗温度和保温时间有助于得到理想的熔渗效果。采用无压熔渗技术成功制备得到C、Cu两相形成网络状分布“双联通”结构的C/C-Cu复合材料。当渗剂中Ti含量为10wt%时,C/C-Cu复合材料仅由C、Cu和TiC相组成。C/C-Cu复合材料的抗弯强度在180～310MPa之间,冲击韧性在2.7～5.4J.cm-2之间,电阻率在0.16～4.2μΩ·m之间。随着C含量的升高,复合材料的热导率和热膨胀系数降低；C/C-Cu热膨胀系数值远低于其它传统C/Cu复合材料及通过复合法则得到的数值。在销-盘、环-块、往复运动三种试验模式下测试了C/C-Cu复合材料的摩擦磨损性能。实验表明往复运动模式下C/C-Cu复合材料的摩擦磨损性能最佳,试样表面形成了完整光滑的磨屑层,摩擦系数和磨损量均维持在较低水平。在环-块模式下,随着C/C-Cu材料中C含量的增加,摩擦系数降低,试样本身和对偶的磨损量均降低；基体炭为树脂炭的C/C-Cu材料摩擦系数高,自身体积磨损率和对偶件质量磨损量均高于热解炭试样；摩擦面平行于纤维取向的试样摩擦系数低于垂直纤维取向的试样,但磨损率较高；随着渗剂中Ti含量的增加,C/C-Cu的耐磨性和对对偶的损伤程度增加；三维编织炭纤维坯体所制备的C/C-Cu材料使对偶表面在短时间内形成了大量犁沟,对对偶表面造成了严重的损伤。销-盘模式下,复合材料的摩擦系数随着电流强度的增大而降低,质量磨损率随着电流增大而升高；复合材料的摩擦系数和质量磨损率均随着转速的增大而降低；接触表面的化学反应使得正极的磨损大于负极；显微分析发现正极的氧含量高于负极的氧含量,正极生成的磨屑主要以片状剥落层的形式存在,而负极的磨屑细小松散,呈等轴状。制备了含铜37%的C/C-Cu电刷,其洛氏硬度、密度和磨损量均低于J102电刷；相对于J102, C/C-Cu电刷工作面上Fe转移物较少,表明C/C-Cu电刷对集电环损伤更小。
二、树脂浸渍补充增密对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响（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、树脂浸渍补充增密对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响（论文提纲范文）
（1）旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/C复合材料概述 |
| 1.2.1 C/C复合材料的发展 |
| 1.2.2 C/C复合材料结构 |
| 1.3 C/C复合材料的应用 |
| 1.4 C/C复合材料的制备工艺 |
| 1.4.1 液相浸渍碳化技术 |
| 1.4.2 化学气相渗透技术 |
| 1.5 C/C复合材料研究现状 |
| 1.5.1 国内研究现状 |
| 1.5.2 国外研究现状 |
| 1.6 目前存在的问题及研究意义 |
| 1.7 本文研究的目的和研究内容 |
| 1.8 技术路线 |
| 第2章 C/C复合材料制备及试验方法 |
| 2.1 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI装置的设计 |
| 2.2 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI装置验证 |
| 2.3 旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI工艺过程分析 |
| 2.4 C/C复合材料的制备 |
| 2.4.1 试验原材料 |
| 2.4.2 试验设备 |
| 2.4.3 试验过程及方案设计 |
| 2.4.4 测试与表征 |
| 第3章 结果与讨论 |
| 3.1 工艺条件对C/C复合材料致密化行为的影响 |
| 3.1.1 工艺条件对C/C复合材料密度的影响 |
| 3.1.2 工艺条件对C/C复合材料致密化速率的影响 |
| 3.1.3 工艺条件对C/C复合材料密度均匀性的影响 |
| 3.2 工艺条件对C/C复合材料微观组织结构的影响 |
| 3.2.1 C/C复合材料偏光结构分析 |
| 3.2.2 C/C复合材料晶化程度测定 |
| 3.3 工艺条件对C/C复合材料抗弯性能的影响 |
| 3.3.1 抗弯强度 |
| 3.3.2 断裂机理分析 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（2）碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C/Cu复合材料的应用 |
| 1.2.1 滑动导电材料 |
| 1.2.2 集成电路散热片 |
| 1.2.3 高温结构材料 |
| 1.3 C/Cu复合材料 |
| 1.3.1 基体碳结构与性质 |
| 1.3.2 C/Cu复合材料制备方法 |
| 1.3.3 C/Cu复合材料的性能 |
| 1.4 C/Cu界面润湿问题及解决方法 |
| 1.4.1 合金元素改善C/Cu界面结合 |
| 1.4.2 基体碳表面合金化 |
| 1.5 本文研究背景、意义及内容 |
| 1.6 技术路线 |
| 2 实验方法和检测 |
| 2.1 实验材料和设备 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 材料制备工艺 |
| 2.2.1 合金浸渗剂制备工艺 |
| 2.2.2 C/C多孔体制备工艺 |
| 2.2.3 真空浸渗实验工艺 |
| 2.3 显微组织观察及分析 |
| 2.3.1 金相观察(OM)和接触角测量 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 差热分析(DSC) |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 体积密度和孔隙率测试 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 压缩强度测试 |
| 2.4.4 导电性能测试 |
| 2.4.5 导热性能测试 |
| 2.4.6 热稳定性能测试 |
| 2.4.7 冷热冲击实验 |
| 3 不同基体碳C/Cu复合材料界面润湿及微观组织 |
| 3.1 不同基体碳C/Cu复合材料的制备 |
| 3.2 基体碳种类对C/Cu界面润湿性的影响 |
| 3.2.1 基体碳种类对C/Cu界面接触角的影响 |
| 3.2.2 基体碳种类对C/Cu界面润湿形貌的影响 |
| 3.3 基体碳种类对C/Cu界面微观组织的影响 |
| 3.3.1 不同基体碳C/Cu复合材料X射线衍射分析 |
| 3.3.2 基体碳种类对C/Cu界面微观组织的影响 |
| 3.3.3 不同基体碳C/Cu复合材料界面润湿行为综合评价 |
| 3.4 C/Cu界面层形成机制及润湿行为分析 |
| 3.4.1 C-Ti-Cu体系自发反应条件分析 |
| 3.4.2 C/Cu界面形成机制分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 C/C及 C/C-Cu复合材料制备及微观组织 |
| 4.1 不同密度C/C复合材料的制备及微观组织 |
| 4.1.1 不同密度C/C复合材料的制备 |
| 4.1.2 PIP工艺循环次数对C/C复合材料的密度及孔隙率影响 |
| 4.2 C/C-Cu复合材料制备及组织分析 |
| 4.2.1 C/C-Cu复合材料的制备 |
| 4.2.2 C/C-Cu复合材料XRD物相分析 |
| 4.2.3 C/C-Cu复合材料微观组织 |
| 4.2.4 C/C-Cu复合材料界面层组织及元素分布 |
| 4.2.5 保温时间对C/Cu界面层组织结构的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 C/C-Cu复合材料力学及热物理性能 |
| 5.1 C/C-Cu复合材料硬度 |
| 5.2 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料压缩强度的影响 |
| 5.3 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料电导率的影响 |
| 5.4 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料导热性能的影响 |
| 5.5 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料热稳定性能的影响 |
| 5.5.1 C/C多孔体密度对C/C-Cu复合材料热膨胀率的影响 |
| 5.5.2 退火处理对C/C-Cu复合材料冷热冲击后尺寸稳定性的影响 |
| 5.6 C/C-Cu复合材料与商用C/C复合材料综合性能对比分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
（3）CFRP废弃物正向碳化再生制备炭/陶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 碳纤维增强聚合物基复合材料 |
| 1.2 CFRP废弃物回收工艺研究现状 |
| 1.2.1 机械回收法 |
| 1.2.2 热分解法 |
| 1.2.3 溶剂分解法 |
| 1.3 CFRP废弃物再利用研究现状 |
| 1.4 C/C复合材料基体改性研究现状 |
| 1.4.1 C/C复合材料应用及高温氧化缺陷 |
| 1.4.2 碳化物陶瓷基体改性C/C复合材料 |
| 1.5 C/C复合材料基体改性方法 |
| 1.5.1 气相改性法 |
| 1.5.2 液相改性法 |
| 1.6 反应熔渗法研究进展 |
| 1.6.1 反应熔渗法原理 |
| 1.6.2 反应熔渗法制备陶瓷改性C/C复合材料 |
| 1.6.3 反应熔渗法应用 |
| 1.7 论文选题依据及研究内容 |
| 第二章 实验部分 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.2 材料制备工艺 |
| 2.3 性能测试方法 |
| 2.4 材料微观结构及组成表征方法 |
| 第三章 CF/EP碳化再生制备C/C复合材料研究 |
| 3.1 增碳剂提高EP残碳率及机理 |
| 3.1.1 增碳剂提高EP残碳率 |
| 3.1.2 HPCTP提高EP残碳率机理 |
| 3.2 rCF/C复合材料坯体微观结构及回收碳纤维特性 |
| 3.3 rCF/C复合材料组织结构及力学性能 |
| 3.3.1 2.5D-rCF/C复合材料组织结构及力学性能 |
| 3.3.2 2D-rCF/C复合材料组织结构及力学性能 |
| 3.3.3 S-rCF/C复合材料组织结构及力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 凝胶反应熔渗法机理及其特性研究 |
| 4.1 凝胶反应熔渗法机理 |
| 4.2 凝胶反应熔渗法渗剂拓展及可行性验证 |
| 4.2.1 PCNBS-Si反应熔渗性能 |
| 4.2.2 PCS-Si90Zr10及PCNBS-Si90Zr10 凝胶反应熔渗性能 |
| 4.3 凝胶反应熔渗法工艺研究 |
| 4.3.1 凝胶反应熔渗时间 |
| 4.3.2 凝胶反应熔渗温度 |
| 4.3.3 凝胶涂层厚度 |
| 4.4 C/C复合材料密度对凝胶反应熔渗法所制复合材料组织结构及力学性能的影响 |
| 4.4.1 C/C-SiC复合材料密度及气孔率 |
| 4.4.2 C/C-SiC复合材料微观组织结构 |
| 4.4.3 C/C-SiC复合材料力学性能 |
| 4.5 凝胶反应熔渗法制备复杂外形炭/陶复合材料 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 rCF/C-SiC复合材料组织结构及其性能研究 |
| 5.1 rCF/C复合材料微观组织及孔隙结构 |
| 5.2 rCF/C-SiC复合材料微观组织结构及力学性能 |
| 5.3 rCF/C-SiC复合材料导热性能及摩擦性能 |
| 5.3.1 rCF/C-SiC复合材料导热特性 |
| 5.3.2 rCF/C-SiC复合材料摩擦特性 |
| 5.4 rCF/C-SiC复合材料抗高温氧化及烧蚀性能 |
| 5.4.1 rCF/C-SiC复合材料抗高温氧化性能 |
| 5.4.2 rCF/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 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者在学期间取得的学术成果 |
（4）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 |
（5）碳纤维增强SiC复合材料激光选区烧结成形与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 C_f/SiC复合材料组织及性能研究现状 |
| 1.3 C_f/SiC复合材料成形技术 |
| 1.3.1 传统成形技术 |
| 1.3.2 激光选区烧结技术 |
| 1.4 课题的来源 |
| 1.5 研究目的、意义及研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 原材料粉末 |
| 2.2.2 复合材料制备工艺流程 |
| 2.2.3 复合粉末制备 |
| 2.3 实验设备及方法 |
| 2.4 试样的表征与分析 |
| 2.4.1 物相分析 |
| 2.4.2 组织分析 |
| 2.4.3 密度测定 |
| 2.4.4 力学性能测试 |
| 2.4.5 热性能测试 |
| 2.4.6 摩擦磨损测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 SLS和 LSI工艺成形C_f/SiC复合材料 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验过程 |
| 3.2.1 SLS成形PF/C_f-Si初坯 |
| 3.2.2 增密处理 |
| 3.2.3 LSI工艺成形 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 组织分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 C_f/SiC复合材料的性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 机械性能 |
| 4.3 热性能 |
| 4.3.1 热膨胀系数 |
| 4.3.2 热导率 |
| 4.4 Si含量对C_f/SiC复合材料摩擦磨损性能影响 |
| 4.4.1 物相组成及组织分析 |
| 4.4.2 摩擦系数 |
| 4.4.3 磨损轮廓及磨损率 |
| 4.4.4 磨损机理 |
| 4.5 载荷对C_f/SiC复合材料摩擦磨损性能影响 |
| 4.5.1 物相及组织分析 |
| 4.5.2 摩擦系数 |
| 4.5.3 磨损轮廓及磨损率 |
| 4.5.4 磨损机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 研究展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读硕士期间撰写的学术论文及专利 |
（6）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 |
（7）C/C-SiC复合材料的制备及力学与摩擦性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 1 绪论 |
| 1.1 C/C-SiC复合材料概述 |
| 1.1.1 C/C-SiC复合材料组成及特点 |
| 1.1.2 C/C-SiC复合材料发展历史 |
| 1.1.3 C/C-SiC复合材料制备方法 |
| 1.2 C/C多孔体的制备 |
| 1.2.1 炭纤维预制体 |
| 1.2.2 炭纤维预制体的增密 |
| 1.2.3 短炭纤维模压-炭化C/C多孔体 |
| 1.3 C/C-SiC复合材料力学性能 |
| 1.3.1 炭纤维的影响 |
| 1.3.2 基体的影响 |
| 1.4 C/C-SiC复合材料摩擦性能 |
| 1.4.1 材料自身的影响 |
| 1.4.2 摩擦条件的影响 |
| 1.5 课题研究意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 研究目的及意义 |
| 1.5.2 本文的主要研究内容 |
| 2 实验与研究方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.1.1 炭纤维和预制体 |
| 2.1.2 气态炭源 |
| 2.1.3 浸渍树脂 |
| 2.1.4 沥青 |
| 2.1.5 硅粉 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 化学气相渗透设备 |
| 2.2.2 压制设备 |
| 2.2.3 浸渍/炭化设备 |
| 2.2.4 熔融渗硅设备 |
| 2.2.5 其他设备 |
| 2.3 制备方法 |
| 2.4 材料性能测试 |
| 2.4.1 体积密度和开孔率 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.4.4 金相显微镜 |
| 2.4.5 三维视频显微镜 |
| 2.5 力学性能 |
| 2.5.1 抗压试验测试 |
| 2.5.2 弯曲强度测试 |
| 2.5.3 冲击韧性测试 |
| 2.6 摩擦磨损性能测试 |
| 3 C/C-SiC复合材料制备过程与微观结构 |
| 3.1 C/C多孔体的制备及显微形貌 |
| 3.1.1 短炭纤维C/C多孔体制备及显微形貌 |
| 3.1.2 针刺全网胎和针刺整体毡C/C多孔体制备及显微形貌 |
| 3.2 孔隙结构对熔渗过程的影响 |
| 3.2.1 孔隙类型对熔渗的影响 |
| 3.2.2 孔隙形状对熔渗的影响 |
| 3.2.3 孔隙大小对熔渗的影响 |
| 3.3 C/C-SiC复合材料的物相与形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 C/C-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.1 C/C-SiC复合材料抗压性能 |
| 4.1.1 纤维分散性对C/C-SiC复合材料抗压性能的影响 |
| 4.1.2 不同树脂炭源对C/C-SiC复合材料抗压性能的影响 |
| 4.2 C/C-SiC复合材料弯曲性能 |
| 4.3 C/C-SiC复合材料冲击性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 C/C-SiC复合材料的摩擦磨损性能 |
| 5.1 纤维分散性对C/C-SiC复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.1.1 摩擦系数和磨损量 |
| 5.1.2 摩擦曲线 |
| 5.1.3 摩擦表面形貌 |
| 5.2 沥青对C/C-SiC复合材料摩擦磨损性能的影响 |
| 5.2.1 摩擦系数和磨损量 |
| 5.2.2 摩擦曲线 |
| 5.2.3 摩擦表面形貌 |
| 5.3 C/C-SiC复合材料摩擦磨损机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间主要的研究成果目录 |
| 致谢 |
（8）炭/炭—铜复合材料的制备及其结构与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 1 绪论 |
| 1.1 C/C-Cu复合材料的发展历程 |
| 1.1.1 C/C复合材料 |
| 1.1.2 炭纤维或石墨/铜(C/Cu)复合材料 |
| 1.1.3 C/C-Cu复合材料 |
| 1.2 C/C-Cu复合材料的应用 |
| 1.2.1 受电弓滑板 |
| 1.2.2 电刷和电触头 |
| 1.3 C/C-Cu复合材料的制备 |
| 1.3.1 模压法 |
| 1.3.2 Cu合金融渗法 |
| 1.3.3 铜网改性法 |
| 1.4 C/C-Cu复合材料的性能 |
| 1.4.1 导电、导热性能 |
| 1.4.2 力学性能 |
| 1.4.3 摩擦磨损性能 |
| 1.5 研究背景及主要研究内容 |
| 2 C/C-Cu复合材料的制备及性能检测 |
| 2.1 原材料 |
| 2.1.1 炭纤维 |
| 2.1.2 碳源气 |
| 2.1.3 呋喃树脂 |
| 2.1.4 Cu合金 |
| 2.2 C/C-Cu复合材料的制备 |
| 2.2.1 炭纤维预制体 |
| 2.2.2 预制体的致密化 |
| 2.2.3 C/C多孔体高温热处理 |
| 2.2.4 Cu合金的融渗工艺 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 体积密度和开孔率 |
| 2.3.2 硬度 |
| 2.3.3 导电性能 |
| 2.3.4 热导率 |
| 2.3.5 力学性能 |
| 2.3.6 载流摩擦磨损性能 |
| 2.4 样品表征 |
| 2.4.1 金相观察 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD) |
| 2.4.3 扫描电子显微镜(SEM)和能谱EDAX分析 |
| 3 预制体类型对C/C-Cu复合材料性能的影响 |
| 3.1 C/C-Cu复合材料的制备及组织结构 |
| 3.2 预制体类型对C/C-Cu复合材料导电性能、导热性能的影响 |
| 3.3 预制体类型对C/C-Cu复合材料力学性能影响 |
| 3.3.1 预制体类型对C/C-Cu复合材料冲击性能的影响 |
| 3.3.2 预制体类型对C/C-Cu复合材料压缩性能的影响 |
| 3.3.3 预制体类型对C/C-Cu复合材料弯曲性能的影响 |
| 3.4 预制体类型对C/C-Cu复合材料载流摩擦磨损性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 多孔体密度对C/C-Cu复合材料性能的影响 |
| 4.1 C/C-Cu复合材料的制备及组织结构 |
| 4.2 多孔体密度对C/C-Cu复合材料导电性能、导热性能的影响 |
| 4.3 多孔体密度对C/C-Cu复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.1 多孔体密度对C/C-Cu复合材料冲击性能的影响 |
| 4.3.2 多孔体密度对C/C-Cu复合材料压缩性能的影响 |
| 4.3.3 多孔体密度对C/C-Cu复合材料弯曲性能的影响 |
| 4.4 多孔体密度对C/C-Cu复合材料载流摩擦磨损性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料性能的影响 |
| 5.1 C/C-Cu复合材料的制备及组织结构 |
| 5.2 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料导电性能、导热性能的影响 |
| 5.3 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料力学性能的影响 |
| 5.3.1 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料冲击性能的影响 |
| 5.3.2 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料压缩性能的影响 |
| 5.3.3 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料弯曲性能的影响 |
| 5.4 多孔体热处理温度对C/C-Cu复合材料载流摩擦磨损性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（9）原位生长纳米纤维改性C/C复合材料的微观结构及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 C/C复合材料 |
| 1.1.1 C/C复合材料的制备 |
| 1.1.2 C/C复合材料的结构 |
| 1.1.3 C/C复合材料的性能 |
| 1.2 C/C复合材料的界面及界面改性 |
| 1.2.1 C/C复合材料的界面 |
| 1.2.2 界面改性 |
| 1.3 纳米纤维 |
| 1.3.1 纳米炭纤维 |
| 1.3.2 纳米碳化硅纤维 |
| 1.4 纳米纤维改性炭纤维增强复合材料的研究现状 |
| 1.5 选题背景及意义 |
| 1.6 研究思路及主要研究内容 |
| 第二章 实验和检测方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.1.1 炭纤维和预制体 |
| 2.1.2 碳源气体 |
| 2.1.3 制备纳米碳化硅纤维所用气源 |
| 2.1.4 其他原料 |
| 2.2 材料制备过程 |
| 2.2.1 炭纤维预处理 |
| 2.2.2 催化剂镍的制备 |
| 2.2.3 纳米炭纤维的制备 |
| 2.2.4 纳米碳化硅纤维的制备 |
| 2.2.5 预制体增密 |
| 2.3 微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相显微镜分析 |
| 2.3.3 三维视频显微镜 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜和能谱分析 |
| 2.3.5 透射电子显微分析 |
| 2.3.6 拉曼光谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 表观密度和开孔率 |
| 2.4.2 硬度测试 |
| 2.4.3 导热性能 |
| 2.4.4 力学性能 |
| 2.4.5 热重和差热分析 |
| 2.4.6 氧化实验 |
| 2.4.7 摩擦磨损性能 |
| 第三章 纳米纤维改性炭纤维及C/C复合材料的微观结构 |
| 3.1 原位生长纳米纤维的微观结构 |
| 3.1.1 催化剂形貌 |
| 3.1.2 纳米炭纤维的微观结构 |
| 3.1.3 纳米碳化硅纤维的微观结构 |
| 3.1.4 原位生长纳米纤维的机理 |
| 3.2 原位生长纳米纤维对炭纤维表层结构的影响 |
| 3.2.1 镍催化剂对炭纤维表层结构的影响 |
| 3.2.2 原位生长纳米纤维对炭纤维表层结构的影响 |
| 3.3 原位生长纳米纤维对C/C复合材料沉积速率的影响 |
| 3.4 原位生长纳米纤维改性C/C复合材料微结构 |
| 3.4.1 原位生长纳米炭纤维对C/C复合材料微观结构的影响 |
| 3.4.2 原位生长纳米碳化硅纤维对C/C复合材料微观结构的影响 |
| 3.4.3 纳米炭纤维与纳米碳化硅纤维对C/C复合材料结构影响的异同 |
| 3.5 炭纤维与基体之间界面层的形成机理 |
| 3.5.1 纳米炭纤维改性C/C复合材料界面层的形成机理 |
| 3.5.2 纳米碳化硅纤维改性C/C复合材料界面层的形成机理 |
| 3.6 纳米纤维对C/C复合材料石墨化度的影响 |
| 3.6.1 沉积态时纳米纤维对C/C复合材料石墨化度的影响 |
| 3.6.2 热处理后纳米纤维对C/C复合材料石墨化度的影响 |
| 3.7 小结 |
| 第四章 纳米纤维改性C/C复合材料的导热性能及导热机制 |
| 4.1 原位生长纳米纤维改性C/C复合材料的导热性能 |
| 4.2 纳米纤维含量对C/C复合材料导热性能的影响 |
| 4.2.1 纳米炭纤维含量对C/C复合材料导热性能的影响 |
| 4.2.2 纳米碳化硅纤维含量对C/C复合材料导热性能的影响 |
| 4.3 纳米纤维对C/C复合材料导热性能的影响机理 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 纳米纤维改性C/C复合材料的力学性能及机理 |
| 5.1 纳米纤维改性C/C复合材料的力学性能 |
| 5.1.1 硬度 |
| 5.1.2 弯曲性能 |
| 5.1.3 层间剪切性能 |
| 5.1.4 压缩性能 |
| 5.1.5 冲击韧性 |
| 5.2 纳米纤维含量对C/C复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.1 纳米炭纤维含量对C/C复合材料力学性能的影响 |
| 5.2.2 纳米碳化硅纤维含量对C/C复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 纳米纤维改性对C/C复合材料力学性能的影响机理 |
| 5.4 纳米纤维改性C/C复合材料的单层板结构模型 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 纳米纤维改性C/C复合材料的氧化性能及氧化机制 |
| 6.1 纳米纤维改性后炭纤维的TG-DSC分析 |
| 6.2 纳米纤维改性后C/C复合材料的非等温氧化行为及机理 |
| 6.3 纳米纤维改性C/C复合材料的等温氧化行为及氧化机理 |
| 6.3.1 等温氧化行为 |
| 6.3.2 等温氧化动力学和氧化机理 |
| 6.3.3 C/C复合材料石墨化度对其活化能的影响 |
| 6.4 纳米纤维含量对C/C复合材料氧化性能的影响 |
| 6.4.1 纳米炭纤维含量对C/C复合材料氧化性能的影响 |
| 6.4.2 纳米碳化硅纤维含量对C/C复合材料氧化性能的影响 |
| 6.5 纳米纤维改性C/C复合材料的短时间氧化及其残余力学性能 |
| 6.5.1 纳米纤维改性C/C复合材料短时间氧化行为 |
| 6.5.2 短时间氧化后纳米纤维改性C/C复合材料的力学性能 |
| 6.6 小结 |
| 第七章 纳米纤维改性C/C复合材料的摩擦磨损性能及机理 |
| 7.1 纳米纤维改性C/C复合材料的基本摩擦磨损性能 |
| 7.1.1 摩擦磨损性能 |
| 7.1.2 摩擦表面形貌 |
| 7.2 纳米纤维对C/C复合材料摩擦磨损机理的影响 |
| 7.2.1 摩擦机理 |
| 7.2.2 磨损机理 |
| 7.3 纳米纤维改性C/C复合材料的制动摩擦磨损性能 |
| 7.3.1 金属对偶件时纳米纤维改性C/C复合材料制动摩擦磨损性能 |
| 7.3.2 自身对磨时纳米纤维改性C/C复合材料制动摩擦磨损性能 |
| 7.3.3 不同摩擦速度时纳米纤维改性C/C复合材料制动摩擦磨损性能 |
| 7.4 小结 |
| 第八章 结论 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的主要研究成果 |
（10）炭纤维整体织物/炭—铜复合材料及其摩擦学特性的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 炭/炭复合材料 |
| 1.1.1 C/C复合材料的特点 |
| 1.1.2 C/C复合材料的制备 |
| 1.1.3 C/C复合材料的应用 |
| 1.2 炭/铜复合材料 |
| 1.2.1 C/Cu复合材料的研究历程 |
| 1.2.2 C/Cu复合材料的应用背景 |
| 1.2.3 炭/铜复合材料的制备技术 |
| 1.2.4 改善C/Cu界面结合的方法 |
| 1.2.5 炭/铜复合材料的性能 |
| 1.3 本论文的选题背景、目的与意义 |
| 1.4 本论文研究思路和研究内容 |
| 第二章 实验和检测方法 |
| 2.1 材料制备工艺 |
| 2.1.1 炭纤维预制体制备工艺 |
| 2.1.2 C/C复合坯体制备工艺 |
| 2.1.3 熔渗工艺 |
| 2.2 样品表征 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 金相观察 |
| 2.2.3 三维视频显微镜 |
| 2.2.4 扫描电镜和能谱分析 |
| 2.2.5 透射电子显微分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度和开孔孔隙率的测定 |
| 2.3.2 弯曲强度的测定 |
| 2.3.3 抗冲击强度的测定 |
| 2.3.4 导电性能的测定 |
| 2.3.5 热物理性能测试 |
| 2.3.6 硬度测试 |
| 2.3.7 摩擦磨损实验 |
| 第三章 自发熔渗的热力学依据 |
| 3.1 自发熔渗理论计算/分析 |
| 3.1.1 自发熔渗原理 |
| 3.1.2 界面张力计算 |
| 3.1.3 原子分数计算 |
| 3.1.4 理论计算结果 |
| 3.2 熔渗实验结果 |
| 3.2.1 熔渗实验过程 |
| 3.2.2 熔渗结果 |
| 3.3 理论预测与实验结果对比 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 自发熔渗的动力学原理 |
| 4.1 Cu合金渗入多孔体的物理模型 |
| 4.1.1 Washburn模型 |
| 4.1.2 Cu合金的高温粘度 |
| 4.1.3 界面层厚度估算 |
| 4.1.4 Washburn模型简化 |
| 4.2 熔渗的影响因素 |
| 4.2.1 保温时间对熔渗行为的影响 |
| 4.2.2 Ti含量对熔渗行为的影响 |
| 4.2.3 熔渗温度对熔渗行为的影响 |
| 4.2.4 孔隙直径对熔渗行为的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 C/C-Cu复合材料的组织结构 |
| 5.1 C/C-Cu复合材料的典型组织结构 |
| 5.2 工艺参数对组织结构的影响 |
| 5.2.1 Ti含量对组织结构的影响 |
| 5.2.2 熔渗温度和保温时间对组织结构的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 C/C-Cu复合材料的物理力学性能 |
| 6.1 硬度 |
| 6.2 抗弯强度与冲击韧性 |
| 6.3 导电性能 |
| 6.4 与C/Cu复合材料的性能对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 C/C-Cu复合材料的热物理性能 |
| 7.1 导热性能 |
| 7.2 热膨胀性能 |
| 7.3 热循环条件下的尺寸稳定性 |
| 7.4 热应力分析 |
| 7.4.1 有限元模型和材料性能参数 |
| 7.4.2 模拟结果与讨论 |
| 7.5 本章小结 |
| 第八章 C/C-Cu复合材料的摩擦磨损特性 |
| 8.1 环-块模式下的磨损行为 |
| 8.1.1 材料特性对摩擦磨损行为的影响 |
| 8.1.2 实验条件对摩擦磨损行为的影响 |
| 8.1.3 与其它滑动导电材料的性能对比 |
| 8.2 往复运动模式下的摩擦磨损行为 |
| 8.2.1 预制体编织方式对摩擦磨损行为的影响 |
| 8.2.2 载荷和速度对摩擦磨损行为的影响 |
| 8.2.3 与C/Cu滑板材料的性能对比 |
| 8.3 销盘模式下的摩擦磨损行为 |
| 8.3.1 实验条件对摩擦磨损行为的影响 |
| 8.3.2 与C/Cu滑板材料的性能对比 |
| 8.4 不同实验模式对摩擦磨损特性的影响 |
| 8.4.1 C/C-Cu复合材料的摩擦磨损特性 |
| 8.4.2 C/C-Cu复合材料与C/Cu复合材料的摩擦磨损特性比较 |
| 8.5 本章小结 |
| 第九章 C/C-Cu复合材料的应用研究 |
| 9.1 引言 |
| 9.2 试验条件 |
| 9.3 试验结果分析 |
| 9.3.1 电刷外观形貌 |
| 9.3.2 物理力学性能 |
| 9.3.3 耐磨性 |
| 9.3.4 集电环磨损 |
| 9.4 本章小结 |
| 第十章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间主要的研究成果 |
四、树脂浸渍补充增密对C/C复合材料摩擦磨损性能的影响（论文参考文献）
- [1]旋转均温间歇式液相汽化TG-CVI法制备C/C复合材料工艺及组织性能研究[D]. 龚静博. 兰州理工大学, 2021(01)
- [2]碳/铜复合材料界面润湿行为与性能的研究[D]. 朱强. 郑州大学, 2020(02)
- [3]CFRP废弃物正向碳化再生制备炭/陶复合材料及其性能研究[D]. 郭文建. 国防科技大学, 2019(01)
- [4]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)
- [5]碳纤维增强SiC复合材料激光选区烧结成形与性能研究[D]. 傅华. 华中科技大学, 2019
- [6]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)
- [7]C/C-SiC复合材料的制备及力学与摩擦性能研究[D]. 曾志伟. 中南大学, 2013(06)
- [8]炭/炭—铜复合材料的制备及其结构与性能研究[D]. 谭翠. 中南大学, 2013(06)
- [9]原位生长纳米纤维改性C/C复合材料的微观结构及性能研究[D]. 卢雪峰. 中南大学, 2012(12)
- [10]炭纤维整体织物/炭—铜复合材料及其摩擦学特性的研究[D]. 杨琳. 中南大学, 2011(12)