一、低温烧结工艺攻关（论文文献综述）
叶明亮[1]（2021）在《SiC-ZAC复相陶瓷固化体的制备及性能研究》文中研究表明针对高放石墨的安全处理,采用普通石墨(12C)模拟高放石墨(14C),以硅粉（Si）、石墨粉（C）、氧化锌粉（ZnO）、氧化铝粉（Al2O3）、碳酸钙粉（Ca CO3）为原料,系统研究了ZAC（ZnO-Al2O3-CaO）烧结助剂及SiC-ZAC复相陶瓷固化体的制备技术、结构、性能。借用高温显微镜、水泥水化热测定仪、XRD、SEM、EDS、ICP、ICP-MS等分析测试手段,采用GB/T 17129化学稳定性试验方法和ASTM C1285浸出试验方法,研究了ZnO含量对ZAC烧结助剂的熔融特性、物相组成、显微结构、水化行为和化学稳定性的影响。结果表明,ZAC烧结助剂在热处理冷却阶段,极容易析晶;高温熔制的A系列（0～30 wt.%ZnO）ZAC烧结助剂中,存在易水化的Ca Al2O4和Ca3Al2O6晶相,导致其化学稳定性较差;高温熔制的C系列（30～45wt.%ZnO）ZAC烧结助剂中,其流动温度较低,化学稳定较优;ZAC烧结助剂的较佳配方（C-30）为30.00 wt.%ZnO、44.91 wt.%Al2O3、25.09 wt.%ZnO,流动温度（FT）为1389.9℃,化学稳定性优良,在pH=5/7/9时,C-30样品中Al、Ca的归一化元素质量损失分别为:0.1993～0.2047 g/m2、0.3397～0.3959 g/m2,在pH=5时,浸出液中Zn离子浓度低于ICP-MS的检测限,在pH=7/9时,Zn的归一化元素质量损失分别为1.0622×10-5 g/m2、1.1828×10-5 g/m2。通过对合成SiC-ZAC复相粉体的热力学计算,采用固相反应合成SiC及SiC-ZAC复相粉体,利用XRD、SEM、TEM、EDS等分析测试方法,研究了不同组成的ZAC烧结助剂、不同合成方法（A法和B法）、合成温度、保温时间和ZAC含量对SiC-ZAC复相粉体的物相组成和微观结构的影响以及Si/C摩尔比、合成温度对SiC粉体的物相组成和微观结构的影响规律,优化了SiC-ZAC复相粉体和SiC粉体的合成工艺。结果表明,SiC-ZAC复相粉体的合成存在明显的空间位阻效应及副反应,部分ZnO被还原成Zn蒸汽挥发,导致C、Si反应不完全,不能合成纯度较高的SiC-ZAC复相粉体;相对于熔制后的ZAC,使用ZAC的原料（ZnO、Al2O3、Ca CO3）,即使用B法更有利于SiC-ZAC复相粉体的合成;在SiC-ZAC复相粉体中,ZAC中各个元素存在的形式不同,Al和Ca主要以Ca2Al2Si O7和Ca Al4O7晶体的形式存在,Zn主要存在于玻璃相中,这与熔制后得到ZAC的物相组成不同;合成SiC粉体的较佳工艺为Si/C摩尔比为1.2:1,1350℃真空煅烧2 h。采用真空无压烧结、真空热压烧结、常压烧结制备SiC-ZAC复相陶瓷固化体,采用XRD、SEM、元素分析仪、密度仪、硬度计和热导仪等测试仪器,通过ASTM C1220浸出试验方法,研究了烧结温度、ZAC含量对SiC-ZAC复相陶瓷固化体的密度、线收缩率、机械性能、导热性能、化学稳定性和微观形貌结构的影响。结果表明,制备SiC-ZAC复相陶瓷固化体的较佳烧结工艺为常压烧结,真空无压烧结不能获得烧结良好的固化体,真空热压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体的化学稳定性差;常压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体的主要物相为稳定的β-SiC、Ca Al2Si2O8和Si O2（表面为Zn2Si O4、ZnO晶体）晶相,其较佳配方为65wt.%SiC、15.72 wt.%Al2O3、8.78 wt.%CaO、10.5 wt.%ZnO,较佳烧结工艺为1300℃常压烧结1h;真空热压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体（R-35-1600样品）的主要物相为β-SiC、Ca3Al2（OH）12（水化产物）,其较佳配方为65 wt.%SiC、15.72 wt.%Al2O3、8.78 wt.%CaO、10.5 wt.%ZnO,较佳烧结工艺为30 MPa、1600℃真空热压烧结1 h,样品中Si、Zn（低于ICP的检测限）的归一化元素质量损失低,Al、Ca的归一化元素质量损失高,在pH=5/7/9的浸出液中,42天时,R-35-1600固化体中Si、Al、Ca的归一化元素质量损失分别为0.0064～0.0108g/m2、21.4784～24.7837 g/m2、56.9108～67.5637 g/m2。
俞孟欣[2]（2021）在《超低损耗微波介质复合陶瓷的低温烧结技术和性能调控》文中认为随着移动通信技术不断地更新换代,作为广泛应用于移动通信基站、航天航空、全球卫星定位等领域的重要组成部分,微波电子元器件正朝向高频化、小型化、超低损耗和温度稳定性方向发展。因此新的微波介质陶瓷材料除了需要具有较低的介电常数和接近零的谐振频率温度系数以外,还需要有超低的介电损耗,以满足微波电子设备在毫米波频段下的工作要求。本文采用传统固相反应法制备了温度稳定的Sr2Ce0.665Ti0.335O4（SCT）复合陶瓷以及新型低损耗（1-x）Ca2SnO4-xCaTiO3复相陶瓷,通过引入A位离子取代、改善低温烧结特性、借助XRD、SEM、EDS及矢量网络分析仪等方法系统地研究了材料的烧结行为、相组成、显微组织与微波介电性能的关系。论文的主要研究内容如下:首先,通过传统固相法合成了以Sr2CeO4和Sr2TiO4两相为主要相结构的SCT微波介质复合陶瓷材料,随后向SCT陶瓷中引入Ca2+进行A位取代,研究其对SCT陶瓷微波介电性能的影响。XRD和EDS结果表明烧结后的陶瓷中存在稳定的两相结构,且Ca2+溶入了基体晶格,没有引起相组成的改变。SEM结果表明Ca2+取代促进了晶粒生长和微观结构致密化。同时少量添加Ca2+有助于稳定晶体结构,使样品的Q×f值得到了有效的改善。当Ca2+添加量为0.25 mol.%时,在1150℃烧结4 h后取得最优性能:εr=20.9,Q×f=168,580 GHz,τf=-0.8 ppm/℃,在毫米波频段具有良好的应用潜力。随后,向SCT陶瓷中添加少量的Li2O-B2O3-SiO2（LBS）玻璃,其烧结温度从1400℃降低至1050℃。XRD结果表明LBS玻璃的加入会引起少量SrCeO3杂相,导致介电损耗增加。同时少量的LBS玻璃能促进SCT陶瓷的致密化,并改善微观形貌,减小气孔数量,从而保持较好的介电性能。但过量的玻璃会在晶界析出,阻碍其致密化并恶化介电性能。当LBS玻璃添加量为1.5 wt.%时,在1050℃烧结4h后取得最优性能:εr=19.4,Q×f=63,010 GHz,τf=-4.8 ppm/℃。最后,制备了一种新型低损耗的（1-x）Ca2SnO4-xCaTiO3（x=0.08-0.16）复相陶瓷,研究了两相相对含量对其相结构和微波介电性能的影响。XRD和SEM结果表明在1350-1475℃之间复相陶瓷的主晶相由Ca2SnO4和Ca TiO3组成,没有其他杂相生成。复相陶瓷样品的微观结构均匀,晶界清晰,晶粒之间堆积紧密。通过调节两相的相对含量可以获得谐振频率系数近零的复相陶瓷材料。当x=0.12时,0.88Ca2SnO4-0.12Ca TiO3复相陶瓷样品在1425℃烧结4 h时具有良好的综合介电性能:εr=13.2,Q×f=44,510 GHz,τf=-1.3 ppm/℃。
张东洋[3]（2020）在《多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究》文中进行了进一步梳理高超声速飞行器鼻锥和翼前缘等热端部件在飞行过程面临超过1800℃、大温度梯度和强氧化环境,为保持飞行器的维型和机动性能及精确打击性能,对热端部件用热防护材料提出了长时间超高温非烧蚀的需求。传统的难熔金属、石墨、C/C和C/SiC复合材料等高温材料已不能满足热防护的要求,超高温陶瓷材料因其高熔点、优异的力学性能和出色的抗氧化烧蚀性能而备受关注。然而,超高温陶瓷材料较低的断裂韧性和较差的抗热冲击性能制约了该材料的工程化应用,且采用传统的增韧手段提升超高温陶瓷材料的可靠性已趋于极限。碳纤维由于具备优异的室温和高温力学性能,被认为是超高温陶瓷材料当前最具潜力、最有效的增韧方法。短切碳纤维引入虽能提高超高温陶瓷材料的断裂韧性,但其增韧幅度有限,难以从根本上解决陶瓷材料的本征脆性;连续碳纤维引入能够大幅度提升陶瓷材料的破坏应变和断裂功,彻底改变超高温陶瓷材料的脆性断裂模式。然而,连续碳纤维与超高温陶瓷基体的非均匀复合化及碳纤维结构损伤难题制约了连续碳纤维增韧超高温陶瓷材料的发展和工程化应用。本文首先采用浆料刷涂工艺实现碳纤维束与超高温陶瓷基体的均匀复合,并借助纳米ZrB2粉体高烧结活性实现二维Cf/ZrB2-SiC复合材料的低温热压制备。但二维Cf/ZrB2-SiC复合材料采用叠层结构,在应力作用下易分层开裂,应用可靠性较差。随后采用三维碳纤维编织体替代碳纤维束,并结合振动辅助浆料浸渍/热压烧结等工艺实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的制备,系统研究三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的力学性能、热冲击性能及抗氧化烧蚀性能。值得注意的是,热压烧结过程中将不可避免导致三维编织体z向纤维变形或翘曲,阻碍复合材料致密化而削弱其综合性能。借鉴建筑学理念,采用振动辅助注浆/真空浸渍手段实现超高温陶瓷浆料在三维碳纤维编织体内部的均匀填充,并基于前驱体低温补给烧结实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的无压致密化,攻克了连续碳纤维与超高温陶瓷基体非均匀复合难题,解决了z向纤维翘曲或变形问题,实现了碳纤维损伤抑制,为三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的工程化应用奠定了基础。采用纳米浆料刷涂/热压烧结组合技术实现二维Cf/ZrB2-SiC（0/90°）复合材料的低温烧结致密化,并研究了碳纤维预处理温度对复合材料微结构和力学性能的影响。碳纤维束经500℃预处理后制备的二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料的断裂韧性和断裂功达到最高值,分别为6.15±0.12 MPa·m1/2和1368 J/m2,归因于热处理降低碳纤维表面反应活性,弱化了纤维/陶瓷界面结合力,促进了纤维桥联和纤维拔出等增韧机制。同时碳纤维预处理能显着提升二维Cf/ZrB2-SiC复合材料的抗热冲击性能,二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料的临界热震温差为764℃。二维Cf-500℃/ZrB2-SiC复合材料经1950℃/1000s氧乙炔考核后整体保持维型,但其层状结构导致表面氧乙炔冲刷区域出现氧化层剥落的现象,难以满足工程化对非烧蚀热防护材料的应用需求。采用振动辅助浆料浸渍/热压烧结工艺（VSI+HP）实现三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的可控制备,三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料的断裂韧性和断裂功分别为5.34±0.13 MPa·m1/2和1104 J/m2,较浆料浸渍/热压烧结制备的Cf/ZrB2-SiC（SI+HP）复合材料分别提升了25%和90%,归因于断裂过程中的裂纹偏转、裂纹分叉、纤维桥联和纤维拔出等多重机制的耦合效应。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料经水淬热冲击试验后临界热冲击温差为788℃,高于传统超高温陶瓷材料热震温差值（?Tc?500℃）。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+HP）复合材料经1500℃/1h静态氧化后结构保持完整且表面由致密Si O2玻璃层密实包覆,表现出优异的抗氧化性能。复合材料经1800℃/1000s氧乙炔考核后结构完整,线烧蚀率低至-1.70×10-4 mm/s,Zr O2颗粒对熔融Si O2相的钉扎效应缓解了Si O2氧化层挥发,避免复合材料进一步发生氧化烧蚀,揭示了三维Cf/ZrB2-SiC复合材料的烧蚀机理。采用机械振动辅助注浆/真空浸渍/前驱体低温补给组合工艺实现三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的高陶瓷含量均匀引入及无压制备。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料表现出优异的室温及高温力学性能,室温弯曲强度为385±74MPa,断裂功为3723 J/m2,1400℃和1800℃高温弯曲强度分别为420±28 MPa和129±31 MPa,优异的力学性能归因于断裂过程中裂纹偏转、裂纹分叉、纤维桥联、成束纤维拔出和界面脱粘等多重增韧机制的耦合效应。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的临界热冲击温差ΔT为962℃,残余强度保留率为70%,大幅度提升了ZrB2基超高温陶瓷材料的损伤容限。考核三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料的抗氧化和耐烧蚀性能。三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料经1400℃和1500℃静态氧化后表现出非烧蚀特性,表面均由致密Si O2氧化层紧密包覆。复合材料经2250℃/60s氧乙炔考核后结构保持完整,表面由Si O2包覆的Zr O2核壳式结构覆盖,线烧蚀率为-2.33×10-3mm/s。2250℃/360s氧乙炔考核后,复合材料表面氧化层整体出现剥落,但复合材料整体保持维型,线烧蚀率增加到-3.06×10-4mm/s。氧化层剥落后复合材料由多孔Zr O2层包覆,且Zr O2晶粒长大弥合颗粒间的间隙及碳纤维氧化后残留的孔隙,一定程度抑制三维Cf/ZrB2-SiC（VSI+VI+PIP）复合材料内部的氧化烧蚀。
蔡亚果[4]（2019）在《纳米银材料的制备及其在柔性印刷电子中的应用》文中研究表明当前电子设备逐渐向智能化、柔性化、集成化和轻薄化方向发展。柔性印刷电子采用印刷工艺制备出柔性器件,具有成本低、工艺简单、可智能化设计等特点。将导电墨水与印刷技术相结合,可实现基础电路的绿色、增材、快速制备。柔性电路需要两种不同形态的导电薄膜:其一是导电线路或图案,传统工艺是通过刻蚀箔材来实现,该过程会产生大量污染;其二是大面积导电薄膜,通常采用镀膜工艺制备,以无机氧化物为主,但存在薄膜脆性大和原料资源短缺等问题。纳米银基材料由于具有良好的导电性和稳定性而具有广阔的应用潜力,但目前因其成本、量产稳定性等问题,还未能实现产业化应用,需要进一步研究优化。本论文围绕柔性印刷电子的实际应用需求展开,通过不同形态的功能性纳米银材料的制备,包括以络合物形式存在的无颗粒银导电墨水、纳米银颗粒、纳米银线等,研究了合成参数、宏量制备的工艺和相关机理,对材料进行改性和复合化,将其用于柔性印刷电子方面。具体研究工作及特色如下:1.首次将功能性助剂2-氨基-2-甲基-1-丙醇（AMP）用于导电墨水制备方面,将前驱体碳酸银溶于AMP/甲醇中,快速合成了可低温烧结的无颗粒银导电墨水,并对其性能和机理进行研究。结果表明,当AMP/甲醇为1:1.5时,墨水中银含量可达13.15 wt.%,具有最佳导电性,烧结温度可低至100℃。电阻率达到5μΩ·cm,约为块状银的3倍。AMP中的氨基上的孤对电子可与银离子形成银氨络合物,不仅增加了难溶性银盐的溶解度,也降低了墨水的烧结温度。该无颗粒墨水解决了喷头堵塞问题,并可用于精细导电电路和图案的制备。2.研究了微波辅助法快速宏量制备纳米银颗粒（Ag NPs）的工艺,通过优化参数和对其制备机理的研究,实现了在较宽的工艺参数窗口内Ag NPs的快速大量制备,并研制出颗粒型银导电墨水和导电笔,开发了与之配套的涂层材料。结果表明,Ag NPs粒径小于20 nm,分散性良好,制备时间仅需数分钟,产率高达80%;利用二氧化硅基涂层中的分散剂（聚二烯二甲基氯化铵）与纳米银颗粒表面保护剂（聚丙烯酸）的化学作用,实现了纳米银颗粒的室温烧结。将纳米银颗粒墨水与涂层基材结合,通过书写或喷墨打印技术制备了电路图案。3.采用复合醇溶液还原法制备了直径3050 nm,长度3060μm的纳米银线（Ag NWs）,研究了硝酸银滴加速度、溴化钾含量、反应温度、聚乙烯吡咯烷酮（PVP）分子量及含量等因素对纳米银线形貌的影响和作用机理,并制备了纳米银线透明导电膜（Ag NW TCF）。结果表明,硝酸银较优的滴加速度为1015rpm;优化溴化钾含量后合成的纳米银线的长度可达60μm,长径比大于1000;最佳反应温度为130140℃;利用大分子量PVP的空间位阻效应和小分子量PVP的吸附效应,得到了具有高长径比的纳米银线。所制备的Ag NW TCF具有良好的光电性能、热稳定性和机械稳定性。4.通过用羟丙基甲基纤维素（HPMC）改善纳米银线的分散性或者将Ag NWs与导电材料（氧化石墨烯（GO）或单壁碳纳米管（SWCNT））复合来制备高质量的纳米银线基透明导电薄膜（TCF）,并将其用于加热膜、液晶调光器件、电致变色器件的制备方面。结果表明,HPMC由于自身空间位阻作用以及与银线表面的PVP间的氢键作用,提高了Ag NWs的分散性,基于Ag NW/HPMC TCF的加热膜的热效率高达417℃/（W/cm2）。GO与Ag NWs间通过静电相互作用结合,经还原处理后,Ag NWs与石墨烯形成异质结,从而提高了光电性能。基于SWCNT/Ag NW TCF的加热膜可承受最大电流高达4 A,具有良好的热稳定性,归因于SWCNT搭接在Ag NWs上,等效于多个并联电阻提供更多的导电通路,避免局部过热导致的失效。
尚晓宇[5]（2019）在《褐铁矿代替传统精矿粉的理论与实践》文中指出本厂自2006年建厂以来,我们烧结团队一直致力于如何充分发挥设备生产能力的研究,通过与同行业的对标,分析内部存在的问题,并随着科技的发展引进新工艺、新技术等方法,改善烧结机的生产环境,提高产量,降低综合能耗。自2008年开始国内钢铁行业迎来了寒冬,国内精矿粉价格居高不下,而国外进口的褐铁矿具有明显的价格优势,为了降低钢铁生产的成本,由褐铁矿替代国产精矿粉生产烧结矿成为了一种必然趋势,那么国产精矿粉配比的降低,由褐铁矿替代生产烧结矿在我公司还没有成熟的经验。所以针对褐铁矿替代精矿粉做了实验研究。为了适应大比例配加褐铁矿本厂从以下几个方面做了大量的工作,取得了可喜的成绩。一是,原料的准备,没有条件建立综合料场,利用现有的场地条件,尽可能做到等硅存放;二是为了提高自动重量配料的精度,采用国际上最先进的配料秤;三是利用混合机滚筒内部的改造,改善制粒效果;四是布料方式的改变;五是点火器采用新型煤气空气双预热点火技术;六是改变烧结机原设计对料层厚度的制约,增加了烧结机台车栏板的高度;七是为提高有效风量的增加,采取一系列增大风量减少漏风的措施。图9幅;表23个;参44篇。
于永生[6]（2019）在《珍珠岩尾矿制备α-堇青石微晶玻璃及其性能研究》文中研究表明α-堇青石微晶玻璃具有良好的力学性能、优良的介电性能及与Si、GaAs等半导体材料相匹配的热膨胀系数,被认为是最具潜力的低温共烧陶瓷（LTCC）基板材料之一。近几十年来,尽管堇青石微晶玻璃的掺杂改性及热处理工艺等研究取得了长足的发展与进步,但其大都仍依赖于高纯化学试剂原料,烧结温度及成本高。如若能够以价廉易得的天然矿物或尾矿,取代（或部分取代）纯化学试剂制备性能优异,可应用于LTCC基板的堇青石微晶玻璃,将极大降低其生产成本,同时亦有利于天然矿物及其尾矿的高效利用。然而,目前以天然矿物,尤其是其尾矿为主要原料制备堇青石微晶玻璃的研究工作较少,并未形成完善的研究体系,仍需大量的实验研究与探索。论文以珍珠岩尾矿为主要原料,在充分表征其物化性质的基础上,对其用于制备α-堇青石微晶玻璃进行了系统的实验探索与研究。首先根据堇青石理论化学计量比设计实验配方,研究了尾矿中杂质成分对微晶玻璃性能影响,并探究了尾矿的最佳用量;在此基础上,分别探讨了过量镁、铝、硅对微晶玻璃性能及结晶过程的影响。采用傅里叶变换红外光谱、X-射线衍射、扫描示差量热分析、扫描及透射电子显微技术等仪器对基础玻璃结构以及相应微晶玻璃物相组成与显微结构进行了表征,分析了尾矿用量以及过量镁、铝、硅等对微晶玻璃的介电、力学和热膨胀等性能的影响规律与机理,解析了微晶玻璃形成的结晶动力学过程与其性能的关系。主要结论与创新点有:1.依照堇青石理论化学计量比（MgO:Al2O3:SiO2=2:2:5）设计配方,以珍珠岩尾矿替代部分纯化学试剂原料制备堇青石微晶玻璃,并与纯化学试剂原料所制样品进行对比,研究了尾矿中杂质成分对微晶玻璃性能的影响。尾矿中的杂质成分（主要为K2O,Na2O,Fe2O3及CaO等）可作为玻璃网络结构的修饰体,能够破坏玻璃体的网络结构,降低玻璃态粘度和基础玻璃的玻璃转变温度（Tg）,增大Tg与第一结晶峰（Tp1）之间的温度差,促进了微晶玻璃致密烧结。同时,杂质成分亦可促进μ-和α-堇青石的生成及μ-向α-堇青石相转变,使得单一α-堇青石微晶玻璃的烧结温度显着降低（由1000℃降低至875℃）;可使微晶玻璃的气孔率显着降低、热膨胀系数与半导体材料Si更匹配及介电常数满足商用LTCC基板材料要求,用珍珠岩尾矿制备的α-堇青石微晶玻璃在用作LTCC基板材料更具优势。2.在不添加任何烧结助剂前提下,通过珍珠岩尾矿用量变化来调控基础玻璃中杂质成分含量变化,进而研究了尾矿用量对堇青石微晶玻璃性能影响,确定最佳珍珠岩尾矿用量。随着尾矿用量增加,降低了玻璃网络结构的完整性,增大了Tp1-Tg温差逐渐增大,使微晶玻璃的致密烧结性能更好;抑制了μ-堇青石的生成,促进了α-堇青石的生成及μ-向α-堇青石相转变。当尾矿用量>40 wt.%（杂质成分含量为6.43 wt.%）时,900℃烧结微晶玻璃全部生成α-堇青石相;而尾矿用量为6.43 wt.%时,即便烧结温度降至875℃,微晶玻璃仍可仅含α-堇青石相,其抗折强度最高（112 MPa）,介电常数和介电损耗分别6.62和0.024（10 MHz）,热膨胀系数(2.68×10-6 K-1)与半导体材料Si热膨胀系数匹配良好。参照LTCC基板材料的性能要求,珍珠岩尾矿用量为40 wt.%所制备的单一α-堇青石微晶玻璃的抗折强度及介电损耗稍差于商用LTCC基板材料,需要进一步调整优化实验配方。3.珍珠岩尾矿引入的杂质成分充当玻璃网络修饰体,促进了微晶玻璃的形成。相比于M01,过量MgO会降低玻璃转变温度Tg和晶化温度Tp,促进μ-和α-堇青石的低温晶化及μ-向α-堇青石相的转变;过量Al2O3和SiO2均可使玻璃转变温度Tg升高;而过量Al2O3则会抑制μ-堇青石析出,促进α-堇青石的生成;过量SiO2对μ-和α-堇青石的析出均有抑制作用。微晶玻璃的烧结-结晶过程中,均先形成μ-堇青石相,升高烧结温度或延长保温时间可使μ-向α-堇青石相转变直至全部生成α-堇青石。镁铝硅含量变化对生成致密的单一α-堇青石微晶玻璃的最低烧结温度影响程度为:MgO（850℃）<SiO2（925℃）<Al2O3（950℃）。镁、铝、硅含量增加均增大微晶玻璃的抗折强度;MgO和SiO2含量对微晶玻璃的热膨胀系数的影响不规律,Al2O3含量增加会增大微晶玻璃的热膨胀系数,微晶玻璃的热膨胀系数均随烧结温度升高而减小;MgO和Al2O3增大微晶玻璃的介电常数;SiO2降低微晶玻璃的介电常数;过量MgO含量对微晶玻璃介电损耗的影响则不规律,总体上随烧结温度升高其介电损耗增大,Al2O3和SiO2含量增加会降低微晶玻璃的介电损耗。总体而言,对于低温烧结温度制备的单一α堇青石微晶玻璃,镁铝硅含量对其介电性能改善程度为:MgO<Al2O3<SiO2;过量Al2O3条件下制备的微晶玻璃热膨胀系数与半导体材料GaAs相匹配,而过量MgO和SiO2条件下制备的微晶玻璃热膨胀系数与半导体材料Si相匹配。通过调整优化实验配方,最低烧结温度（MgO、Al2O3和SiO2分别为850℃、950℃和925℃）制备的单一α-堇青石微晶玻璃,其性能均满足LTCC基板材料的要求,且性能优越,具有很大的商业开发潜能。4.利用Kissinger方程（K）和Ozawa方程（O）分别对μ-和α-堇青石的结晶活化能进行了计算,对不同镁铝硅含量条件下晶体的析晶能力进行了研究。基础玻璃（配方M01,参比组）中,μ-和α-堇青石的结晶活化能分别为375 kJ/mol、409kJ/mol（K）和351 kJ/mol、413 kJ/mol（O）;在过量MgO基础玻璃中,μ-和α-堇青石的结晶活化能分别为269359 kJ/mol、388421 kJ/mol（K）和204382 kJ/mol、382419 kJ/mol（平均值,O）;过量Al2O3和SiO2基础玻璃中α-堇青石的结晶活化能分别为379536 kJ/mol、286345 kJ/mol（K）和247401 kJ/mol、297383 kJ/mol（平均值,O）;相比于配方M01,μ-堇青石的形成势垒随MgO含量增加整体上呈减小趋势（依据O）,α-堇青石的形成势垒随镁、铝、硅含量增加先降后升,表明过量MgO可促进μ-堇青石的结晶,而适量镁、铝、硅能促进α-堇青石的结晶。5.利用Augis-Bennett方程计算α-堇青石晶体生长的Avrami指数n,揭示了镁铝硅含量对α-堇青石微观生长机制的影响规律,通过SEM验证理论计算结果。相比于堇青石化学计量比M01配方中α-堇青石晶体的avrami指数n≈3,过量镁、铝、硅对α-堇青石的晶体生长模式有较大影响;过量MgO对α-堇青石晶体均为体相成核,而晶体生长方式基本无影响,为二维生长（M03为一维生长）;随Al2O3和SiO2含量增加,成核形式由体相成核（M31,M36M37）转变为表面成核（M32M35,M38M40）,晶体生长均为一维生长。这与SEM实际观测到的α-堇青石晶体生长形貌相吻合。6.结合制备α-堇青石微晶玻璃的性能,解析了微晶玻璃形成的结晶动力学过程与性能之间的关系。对于最低烧结温度制备的单一α-堇青石的微晶玻璃,从介电性能角度考虑,α-堇青石的晶化机制对微晶玻璃介电常数和介电损耗的改善程度规律为:体相成核和二维生长机制<体相成核和一维生长机制<表面成核和一维生长机制,后者更接近α-堇青石的介电常数（5）,且介电损耗更低（0.0044-0.016）。影响LTCC基板材料使用性能的主要参考指标为热膨胀系数和介电性能,论文中过量Al2O3微晶玻璃热膨胀系数与GaAs相匹配,而过量MgO和SiO2微晶玻璃其热膨胀系数与Si相匹配。鉴于此,α-堇青石为表面成核和一维生长的机制更有利于获得满足LTCC基板材料对介电性能要求的α-堇青石微晶玻璃。
任明[7]（2019）在《京津冀地区钢铁行业能源、大气污染物和水协同控制研究》文中研究表明京津冀地区（北京-天津-河北）当前面临着全球性的温室气体减排、区域性的严重大气污染和水资源极度短缺的三重压力。钢铁行业作为该地区的主要能耗、大气污染物排放以及水资源消耗部门,如何协同控制这三个方面问题是钢铁行业转型升级过程中面临的巨大挑战。先进生产技术是钢铁行业转向清洁、低碳、高效的可持续发展方式的关键。中国政府已经发布了一系列的节能减排技术目录,促进钢铁行业节能减排技术推广应用。因此,研究京津冀地区钢铁行业如何通过技术的优化选择协同控制能源、大气污染物和水资源是非常必要的。本文在查阅国内外相关研究的基础上,结合京津冀地区面临的特殊的资源与环境约束,考虑到该地区钢铁行业处于转型升级的关键阶段,针对京津冀地区钢铁行业能源、大气污染物和水的协同控制问题展开研究。首先,采用生命周期评价理论对不同炼钢流程的能耗、大气污染物排放和水资源消耗量进行评估,以期为优化钢铁生产结构提供基础;其次,采用环境效益评估方法和节能供给曲线等方法,评估每个节能减排技术对能源、大气污染物和水资源的影响及技术的成本有效性,以期为技术的优化选择提供基础;最后,在前两部分研究的基础上,采用运筹学理论和自下而上的建模方法建立综合动态优化模型,优化技术发展路径,以期达到能源、大气污染物和水的协同控制的目的。取得以下创新性的工作:（1）针对京津冀地区的钢铁生产技术水平,建立了 CO2和大气污染物（SO2、NOx和PM2.5）排放核算模型,弥补了区域层面上钢铁行业的CO2和大气污染物排放核算研究的不足。在应用研究中,从生命周期的角度核算不同炼钢流程的吨钢CO2、大气污染物（SO2、NOx、PM2.5）排放量及水资源使用量。高炉-转炉炼钢流程和电弧炉炼钢流程是两种常见的炼钢流程。由于国内废钢资源稀缺,在电弧炉炼钢过程中通常会加入大量的铁水。为了便于对比分析,本文将炼钢流程分为高炉-转炉炼钢流程、基于废钢和铁水的电弧炉炼钢流程和基于废钢的电弧炉炼钢流程。研究表明,与高炉-转炉炼钢流程相比,电弧炉炼钢流程具有较低的吨钢CO2和大气污染物（SO2、NOx和PM2.5）排放量,但是其吨钢用水量较高。尤其是基于废钢和铁水的电弧炉炼钢流程,其吨钢用水量要比高炉-转炉炼钢流程的吨钢用水量高出63.45%。以废钢为原料的电弧炉炼钢流程的CO2和大气污染物（SO2、NOx和PM2.5）的排放水平及取水量均较低,明显低于高炉-转炉炼钢流程和基于铁水和废钢的电弧炉炼钢流程。其中,PM2.5排放差距较为明显,基于废钢的电弧炉炼钢流程的吨钢PM2.5排放量仅占高炉-转炉炼钢流程吨钢排放量的3.9%,占基于铁水和废钢的电弧炉炼钢流程吨钢排放量的4.5%。因此,在京津冀地区可以适当提高基于废钢的电弧炉炼钢比例。（2）以钢铁行业先进适用节能减排技术为基础,建立模型全面量化技术的CO2和大气污染物（SO2、NOx和PM2.5）减排量及节水量;将节能技术的环境效益（CO2和大气污染物减排效益及节水效益）引入技术的成本有效性评估中,对传统的节能供给曲线（Conservation Supply Curve,CSC）进行拓展,在仅考虑节能效益的基础上加入节能技术的环境效益,研究环境效益对节能技术成本有效性及优先顺序的影响。研究表明,钢铁行业节能技术通过节约能源能够减少化石燃料在燃烧过程中释放的CO2和大气污染物,具有从源头上同时减排CO2和大气污染物的效果。此外,有些节能技术还兼具节水效果。例如,干熄焦技术等同时具有较好的节能、减排和节水效果。末端治理技术对特定大气污染物的减排效果较好。但是,末端治理技术在使用的过程中通常会增加电耗或者用水量,从而使得末端治理技术在减少某一种大气污染物的同时增加CO2的排放及水资源负担。因此,在技术的优化选取过程中,应该优先考虑能够从源头上减少污染物产生的节能技术,尤其是那些协同控制效果较好的节能技术。节能技术产生的CO2和大气污染物减排及节约效果通常被决策者忽略,尤其是在技术的成本-效益评估过程中。通过研究发现,在技术的成本效益评估过程中加入技术的环境效益不仅会影响技术的成本有效性,还会改变技术的优先顺序。因此,在钢铁行业技术的成本-效益评估过程中,充分考虑技术的环境效益是非常必要的,这有助于选择出使得整个社会效益最大化的技术组合。（3）将水资源因素引入CO2和大气污染物协同控制框架中,综合考虑京津冀地区钢铁行业面临的温室气体减排、严重大气污染和水资源极度短缺的三重约束以及钢铁生产过程的复杂性,构建了自下而上的综合动态优化模型,以成本最小为优化目标,模拟技术的动态发展过程以及技术的多个维度之间的相互关联关系,探索京津冀地区钢铁行业实现能源、大气污染物和水资源协同控制的最优技术发展路径。考虑到未来技术成本、水资源供给量等参数的不确定性,使用两阶段随机优化方法对综合动态优化模型中的不确定性进行处理,建立不确定条件下的综合动态优化模型。弥补了两阶段随机优化方法在钢铁行业技术投资决策研究中的不足。结合情景分析法,预测不同废钢供给情景下京津冀地区钢铁行业能源需求量、大气污染物（SO2、NOx和PM2.5）排放量和水资源需求量。研究结果表明,为了达到能源、大气污染物排放和水资源协同控制的目标,京津冀地区钢铁行业应优先推广型高导热高致密硅砖节能技术、小球烧结技术和高炉炉顶煤气干式余压发电技术等26项技术,此类技术可以有效协同控制能源、大气污染物和水资源。随着节能减排技术的优化发展和电弧炉比例的不断升高,2015～2030年京津冀地区钢铁行业不仅能够节约能源321.11百万tce,减少SO2、NOx和PM2.5排放量分别为307.49万t,108.27万t和101.77万t,而且还可节约9.65亿m3的水资源。一方面,本研究为钢铁行业协同控制温室气体、大气污染物和水资源提供思路,从而同时达到减排温室气体和大气污染物及节约水资源的目的。另一方面,为建立京津冀地区钢铁行业节能减排与产业转型升级科技示范区提供技术路线,还为全国钢铁行业技术升级提供基础。
桂凯旋[8]（2017）在《ZrB2基超高温陶瓷复合材料的低温致密化行为与性能研究》文中研究表明ZrB2陶瓷具有高熔点、高强度、高电/热导和优异的抗氧化烧蚀性能等优点,是一种极具前途的超高温陶瓷防热结构材料,在超高声速飞行器的前缘和鼻锥等部位具有很大的应用前景。然而,作为陶瓷材料,其本征脆性和较差的抗热冲击性能在很大程度上制约了该类材料在极端环境下的应用。碳纤维增韧ZrB2基超高温陶瓷复合材料是解决这一问题的最有效途径,然而碳纤维在高温烧结过程中发生的结构损伤和性能退化是该类材料在制备过程中的技术瓶颈,降低ZrB2基超高温陶瓷的烧结温度或在纤维表面制备碳涂层是抑制纤维结构损伤和性能退化的关键技术。本文主要研究内容和方法如下:采用纳米ZrB2超高温陶瓷粉体为原材料,通过粉体粒径的优选、烧结工艺的优化、粉体的除氧和烧结助剂的选择实现了ZrB2基超高温陶瓷的低温烧结,在此基础之上引入碳纤维在低温下成功地制备出ZrB2-SiC-Csf超高温陶瓷复合材料,通过对复合材料致密化行为和力学性能的研究实现了碳纤维含量的合理调控,确定了综合性能优异的材料组分和制备工艺。利用X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）和能谱分析（EDS）等技术对复合材料的物相组成和微观结构进行了研究。同时,考核了复合材料的抗热冲击性能和抗氧化烧蚀性能。研究了ZrB2粉体粒径对ZrB2-SiC陶瓷致密化、晶粒长大和力学性能的影响,优化选择平均粒径为200nm的ZrB2粉体在1450?C制备的ZrB2-SiC超高温陶瓷致密度即可达到95%以上,实现了ZrB2基超高温陶瓷的低温烧结。特别地,采用该粒径的粉体在1800?C实现了ZrB2-SiC超高温陶瓷的低温致密化,弯曲强度和断裂韧性分别高达1044MPa和6.21MPa?m1/2,明显高于传统的采用微米ZrB2粉体制备的ZrB2-SiC超高温陶瓷。基于ZrB2-SiC超高温陶瓷致密化行为的研究,实现了该类材料制备工艺参数的优化,创新地采用两步热压烧结法在低温下（1500?C）制备了ZrB2-SiC超高温陶瓷,与相同温度下单步热压烧结制备的材料相比,致密度得到提升,晶粒明显细化,力学性能大幅度提高。在ZrB2粉体中引入适量的除氧剂（碳）能有效促进致密化并抑制晶粒长大,通过研究除氧剂含量对ZrB2-SiC陶瓷致密度及力学性能的影响,优化选择1.5wt.%的碳制备了ZrB2-SiC陶瓷,在1600?C即可获得>98%的致密度,而且烧结后的材料中仅含有微量的残余碳,进一步促进了该类材料的低温致密化并抑制了晶粒长大。采用聚碳硅烷裂解产生的SiC替代颗粒状的SiC粉体热压烧结制备了ZrB2-SiC超高温陶瓷,14501800?C烧结后的材料的致密度明显提升（95.4100%）,而且基体ZrB2的晶粒尺寸也得到细化（0.301.07μm）。但是,材料的强度和断裂韧性略有降低。结果表明,粉体粒径的优选、粉体的除氧以及聚碳硅烷的引入是实现ZrB2基超高温陶瓷低温致密化的主要机理。研究了烧结温度、烧结时间对碳纤维增韧ZrB2基超高温陶瓷复合材料中碳纤维微结构的演变规律。降低烧结温度可以明显抑制碳纤维的结构损伤,烧结时间对碳纤维微结构的演变影响较小。通过热力学计算揭示了超高温陶瓷粉体中的杂质（ZrO2、B2O3和SiO2）是导致碳纤维结构损伤的主要原因,提出了ZrB2-SiC-Csf超高温复合材料的烧结温度应低于1500?C。基于此,在1450?C采用热压烧结的方法制备了ZrB2-SiC-Csf超高温陶瓷复合材料,并研究了碳纤维含量（2050vol.%）对复合材料致密度、微结构及力学性能的影响,烧结后的复合材料中碳纤维结构损伤得到有效抑制。随着纤维含量的增加,复合材料的破坏应变得到明显提升,但致密度明显下降,当纤维含量≥30vol.%时,复合材料表现出非脆性断裂的特征。优化选择30vol.%的碳纤维在1450?C热压烧结制备的ZrB2-SiC-Csf超高温陶瓷复合材料性能最佳,致密度达97.1%,断裂韧性达6.12±0.12MPa?m1/2,断裂功高达321J/m2,明显高于传统的ZrB2基超高温陶瓷复合材料。在碳纤维表面引入碳涂层后,复合材料的断裂韧性进一步提升至6.16±0.15MPa?m1/2。考察了ZrB2-SiC-Csf复合材料的抗热冲击性能和抗氧化烧蚀性能。添加30vol.%碳纤维后,复合材料的临界热冲击温差高达740?C;引入碳纤维涂层后,其临界热冲击温差进一步提升到773?C,明显高于传统的ZrB2基超高温陶瓷,表现出优异的抗热冲击性能。控制碳纤维含量≤40vol.%时,ZrB2-SiC-Csf复合材料经1500?C静态氧化1h后表面生成致密的氧化层,表现出优异的抗氧化性能。采用氧乙炔实验考核了ZrB2-SiC-Csf(30vol.%Csf)复合材料的烧蚀性能,经1600?C和1900?C长时间（1000s）烧蚀后复合材料表面完好无损,不同温度烧蚀后的试样线烧蚀率为-2.0×10-4-1.1×10-4mm/s,表现出近零烧蚀的特性。
张云[9]（2017）在《铌酸钛钴基微波介质陶瓷的制备与性能研究》文中提出随着微波通信技术的迅猛发展,低损耗中介电（εr）微波介质陶瓷已经成为卫星通讯及移动基站中谐振器的关键材料。目前实用化的中εr陶瓷材料种类较少、结构单一、性能偏低。CoTiNb2O8陶瓷的εr可达63.5,同时具有优异的品质因数（Q×f）。但它的谐振频率温度系数（τf）过大、烧结温度过高,而且相关研究甚少。基于此,本论文首次围绕其性能优化展开研究,通过掺杂烧结助剂、不同晶位离子取代、两相复合等方法,获得了一系列新型高Q中εr微波介质陶瓷。借助X射线衍射（XRD）、拉曼光谱（FT-Raman）、透射电镜（TEM）以及热激励去极化电流（TSDC）等技术深入探讨了材料晶体结构与微波介电性能之间的联系,并对其缺陷类型与介电损耗关联机制进行了分析。采用传统固相法制备了 CoTiNb2O8陶瓷,在1250℃烧结4h后其微波介电性能为εr=63.5,Q×f=25,300GHz,τf=86.06ppm/℃。在此基础上,添加了低熔点氧化物（CuO和B2O3）对CoTiNb2O8陶瓷进行低温烧结,研究了烧结助剂在基体陶瓷中的存在形式,阐述了其低温烧结机理。添加CuO后,液相CuNb2O6的形成以及Cu2+的扩散,这两者共同作用使陶瓷烧结温度降低至950℃,并且与Ag共烧匹配。B2O3加入到基体陶瓷后并没有引起任何杂相的形成。在烧结过程中,低熔点的B2O3以液相形式存在,促进传质。低频介电谱以及TSDC研究表明,B2O3增大了CoTiNb2O8陶瓷的氧空位缺陷浓度,并引起偶极子等新的缺陷形成,使Q×f降低至18,793GHz。为了降低烧结温度,本论文首次采用溶胶凝胶法以Nb2O5·nH2O为铌源合成了CoTiNb2O8微波介质陶瓷,并对其制备工艺参数、晶体结构和微波介电性能作出了系统的分析。红外光谱（FT-IR）测试结果表明,柠檬酸与金属离子主要以双齿形式耦合。pH=4时,干凝胶经800℃煅烧4h可以获得结晶化程度良好、分散均匀的单相纳米粉体。目标产物CoTiNb2O8的形成过程与固相法相似,均是中间相CoNb2O6与TiO2反应的结果。经过压片成型,CoTiNb2O8陶瓷在1000℃就可以致密化,实现了陶瓷的低温烧结。此时,陶瓷材料的微波介电性能为:εr=64.2,Q×f=16,800GHz,τf66.17ppm/℃,该工艺流程简单、安全易行。针对微波器件实际应用的要求,通过不同晶位离子取代（包括Zr取代Ti、V取代Nb）来改善CoTiNb2O8陶瓷谐振频率温度系数过大、烧结温度过高的缺点,并结合Rietveld晶体结构精修、TEM等手段,深入揭示了材料微波介电性能的变化原因。Zr4+取代Ti4+后,当x≤0.2以及x≥0.6,陶瓷分别以四方金红石型结构和单斜钨锰铁矿结构的单相固溶体形式存在,而x=0.4时,两相共存。Zr的引入增大了材料的致密度和原子堆积密度,优化了材料的Q×f值,此外还加剧了氧八面体畸变,使τf得以调整。添加V5+后,CoTiNb2O8陶瓷烧结行为得到改善。在整个研究范围内,CoTi（Nb1-xVx）2O8以单相金红石固溶体形式存在。Raman结果表明,CoTi（Nb1-xVx）2O8陶瓷微波介电性能变化与拉曼散射峰偏移密切相关。采用CoNb2O6作为温度补偿元来调节CoTiNb2O8陶瓷的谐振频率温度系数。CoNb2O6加入后在一定程度上起了助烧剂的作用,改善了基体材料的烧结行为。在烧结过程中,金红石CoTiNb2O8始终与铌铁矿CoNb2O6保持两相共存的状态。通过Lichtenecker混合法则,将复合材料介电性能的理论值和实测值进行了对比,初步分析了（1-x）CoTiNb2O8-xCoNb2O6陶瓷微波介电性能的变化原因。在x=0.8附近,获得了一种具有零温度系数的微波介质陶瓷材料,同时Q×f值得到提高。
李颖翔[10]（2016）在《Li-Zn-Ti系微波介质陶瓷介电性能及低温烧结机理研究》文中进行了进一步梳理近几年,随着通讯技术的快速发展,微波介质陶瓷被广泛应用在微波通信系统中,包含微波谐振器、介质滤波器、介质振荡器以及介质天线等微波元器件。微波介质陶瓷材料已经成为电子通信系统中的核心材料,但是要在微波电路之中应用,还需要在介电性能上具有介电常数（rε）高,介电损耗（tanδ）低（或fQ×值高）以及谐振频率温度系数（fτ）在零附近。因此,开发具有优异微波介电性能的陶瓷材料是当代信息科技发展的必然趋势。本论文中的微波介质陶瓷样品是采用传统固相法制备的,选择以Li2ZnTi3O8和ZnTiO3两种Ti基微波介质陶瓷材料为研究对象,通过元素的非化学计量比、掺杂以及取代等方式研究了陶瓷材料的晶相组成、微观形貌和微波介电性能,最后得到以下的几个主要研究成果:1.为了得到接近于零谐振频率温度系数的陶瓷材料,采用固相法一次合成工艺,制备出稳定共存的Li2ZnTi3O8-TiO2复相结构的微波介质陶瓷材料。当Li2Zn Ti3+xO8+2x材料中x值从0增加到1.00时,TiO2相在整个系统中的相对含量逐渐变大,陶瓷材料中的气孔随着TiO2相含量的增加而减少;同时,陶瓷材料的介电常数从rε=26.5逐渐增大到rε=35.6;fQ×值从61577 GHz降低到51250GHz;谐振频率温度系数以近乎直线的方式从-15ppm/℃增加到+61.4ppm/℃。当x=0.17时,Li2ZnTi3+xO8+2x陶瓷材料在1160℃烧结4h,获得优异的微波介电性能为:rε=28.5,fQ×=58511 GHz,fτ=+2.3 ppm/℃。2.为了改善陶瓷材料的fQ×值和谐振频率温度系数fτ值,我们采用非化学计量比研究了Li2ZnTi3O8陶瓷。在Li2Zn1-xTi3O8-x（x=0.010.30）介质陶瓷中,当x的值从0.01逐渐增大到0.3的这个过程中,陶瓷材料由单相Li2ZnTi3O8逐渐变为Li2Zn Ti3O8-TiO2复相陶瓷,其中Li2ZnTi3O8相的晶胞体积呈现出先减小后增大的趋势。研究发现晶胞体积的减小有利于提高陶瓷的fQ×值。并且通过密度的计算,我们从理论上证明了陶瓷材料密度降低的根本原因。随着x的值逐渐增大,陶瓷材料的介电常数先从rε=27.1减小到了最小值rε=26.3（x=0.06）,然后从最小值不断增大到rε=29.8;fQ×值先从72627 GHz增加到峰值74268 GHz（x=0.06）,然后不断减少到69613 GHz（x=0.30）;Li2Zn1-xTi3O8-x介质陶瓷的谐振频率温度系数fτ值从-13.5ppm/℃增加到+1.5ppm/℃。当x=0.3时,Li2Zn1-x Ti3O8-x复相结构微波介质陶瓷材料在1050℃烧结温度下烧结4h具有优异的微波介电性能:rε=29.8,fq×=69613ghz,fτ=+1.5ppm/℃。3.为了降低li2znti3o8-tio2复相陶瓷材料的烧结温度以满足ltcc技术的要求,我们分别选取了三种不同的助烧剂li2o-al2o3-b2o3、cao-b2o3-sio2和li2wo4进行掺杂降烧研究。三种助烧剂掺杂的陶瓷材料都能在900℃左右烧结时获得比较优异的微波介电性能。（1）当li2o-al2o3-b2o3的掺杂量增加时,tio2相逐渐溶入到玻璃相中;适量的掺杂有利于陶瓷的烧结,过量掺杂会导致陶瓷的晶界处出现微裂纹。当掺杂量为1wt%时,li2znti3o8-tio2复相陶瓷在900℃烧结时的介电性能如下:rε=26.8,fq×=27615ghz,fτ=+2.3ppm/℃。（2）当cao-b2o3-sio2的掺杂量逐渐增大时,陶瓷中的晶粒尺寸大小显示出先增大后减小的趋势。晶粒尺寸变小的主要原因与液相过多导致的“钉扎效应”影响有关。同时,过多cao-b2o3-sio2掺杂会与陶瓷发生反应生成其它杂相。这些都是陶瓷材料微波介电性能急速下降的主要原因。当掺杂量为0.5wt%时,li2znti3o8-tio2复相陶瓷在920℃烧结时的介电性能如下:rε=27.6,fq×=36567ghz,fτ=+1.1ppm/℃。（3）随着陶瓷中li2wo4掺杂量的增加,陶瓷晶粒在逐渐长大;当掺杂量增大到4wt%时,陶瓷中的晶粒表面出现了气孔,介电性能开始下降。当掺杂量x=2wt%时,li2znti3o8-tio2复相陶瓷在860℃烧结时的介电性能如下:rε=27.1,fq×=51123ghz,fτ=-3.8ppm/℃。4.为了调节li2znti3o8陶瓷的谐振频率温度系数,通过一次固相法合成工艺制备出li2znti3o8-li2tio3复相结构的微波介质陶瓷。当li2znti3o8-xli2tio3材料中x值从0.05增加到0.4时,陶瓷材料的介电常数从rε=27.2逐渐减小到rε=26.4;fq×值从61827ghz降低到59214ghz;谐振频率温度系数以近乎直线的方式从-12.4ppm/℃增加到-3.5ppm/℃。当x=0.4时,li2znti3o8-xli2tio3陶瓷材料在1075℃烧结4h,获得优异的微波介电性能为:rε=26.4,fq×=59214ghz,fτ=-3.5ppm/℃。此外,我们对0.65li2znti3o8-0.35li2tio3复相陶瓷进行了bi2o3-b2o3掺杂降烧研究,当掺杂量为0.5wt%时,陶瓷材料在840℃烧结4h致密,其微波介电性能为:rε=26.6,fq×=40683ghz,fτ=+1.0ppm/℃。5.在sn4+取代ti4+的（zn0.3co0.7）ti1-xsnxo3微波介质陶瓷中,sn4+能够完全进入陶瓷的晶格之中形成固溶体。随着sn4+取代量的增加,（znco）（tisn）o3相开始逐渐分解为（znco）2（tisn）o4相和tio2相,陶瓷材料的介电常数从rε=21.9增大到rε=29.2;fq×值呈现出先增加后减小的趋势,从56536ghz增加到66700ghz,随后减小到48630ghz;fτ值从-46.2ppm/℃逐渐增大到+94.5ppm/℃。fq×值提升是与sn4+离子对ti4+离子取代导致（znco）（tisn）o3晶相中的共价键作用的变强以及密度的提高有关。当（zn0.3co0.7）ti1-xsnxo3陶瓷中x的值为0.02时,在1220℃条件下烧结4h获得微观结构致密并且微波介电性能良好的陶瓷:rε=24,fQ×=66700 GHz,fτ=-5.4 ppm/℃。
二、低温烧结工艺攻关（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、低温烧结工艺攻关（论文提纲范文）
（1）SiC-ZAC复相陶瓷固化体的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 退役废石墨的研究现状 |
| 1.3 陶瓷固化高放石墨的研究 |
| 1.3.1 TiC基复相陶瓷固化 |
| 1.3.2 SiC基复相陶瓷固化 |
| 1.4 ZnO-Al_2O_3-CaO(ZAC)烧结助剂的研究现状 |
| 1.5 研究内容及创新点 |
| 1.5.1 研究内容 |
| 1.5.2 课题创新点 |
| 2 实验 |
| 2.1 实验原料及设备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 样品的制备 |
| 2.2.1 ZAC烧结助剂的制备 |
| 2.2.2 SiC-ZAC复相粉体的合成 |
| 2.2.3 SiC粉体的合成 |
| 2.2.4 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的烧结 |
| 2.2.5 浸出试验 |
| 2.3 分析表征 |
| 3 ZAC烧结助剂的制备及化学稳定性研究 |
| 3.1 ZAC烧结助剂熔融特性研究 |
| 3.2 ZAC烧结助剂物相分析 |
| 3.3 ZAC烧结助剂的化学稳定性研究 |
| 3.3.1 ZAC烧结助剂中存在的水化现象 |
| 3.3.2 ZAC烧结助剂的抗浸出性能研究 |
| 3.4 小结 |
| 4 SiC及 SiC-ZAC复相粉体的制备工艺研究 |
| 4.1 SiC-ZAC复相粉体合成的热力学计算 |
| 4.2 SiC-ZAC复相粉体的制备工艺研究 |
| 4.2.1 ZAC组成对SiC-ZAC复相粉体合成的影响 |
| 4.2.2 A法和B法对SiC-ZAC复相粉体合成的影响 |
| 4.2.3 合成温度和保温时间对SiC-ZAC复相粉体合成的影响 |
| 4.2.4 ZAC含量对SiC-ZAC复相粉体合成的影响 |
| 4.3 SiC粉体的制备工艺研究 |
| 4.3.1 合成温度对SiC粉体合成的影响 |
| 4.3.2 Si/C摩尔比对SiC粉体合成的影响 |
| 4.4 小结 |
| 5 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的烧结及性能研究 |
| 5.1 真空无压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体 |
| 5.2 真空热压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体 |
| 5.2.1 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的热压烧结 |
| 5.2.2 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的物相组成和显微结构分析 |
| 5.2.3 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的维氏硬度 |
| 5.2.4 SiC-ZAC复相陶瓷固化体的导热系数 |
| 5.3 真空热压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体的化学稳定性研究 |
| 5.3.1 抗浸出性能分析 |
| 5.3.2 物相分析 |
| 5.3.3 微观形貌分析 |
| 5.4 常压烧结SiC-ZAC复相陶瓷固化体 |
| 5.5 小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
（2）超低损耗微波介质复合陶瓷的低温烧结技术和性能调控（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微波介质陶瓷概述 |
| 1.2.1 微波介质陶瓷的发展历史 |
| 1.2.2 介电性能参数以及影响因素 |
| 1.2.3 微波介质陶瓷的性能优化调控 |
| 1.2.4 微波介质陶瓷的应用现状及发展趋势 |
| 1.3 低损耗微波介质复合陶瓷的研究现状 |
| 1.4 课题的提出及研究内容 |
| 第二章 样品制备工艺和性能表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验仪器 |
| 2.3 样品制备工艺流程 |
| 2.4 样品的性能和结构表征 |
| 2.4.1 密度测试 |
| 2.4.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.4.3 微观形貌分析(SEM) |
| 2.5 微波介电性能测试 |
| 2.5.1 介电常数(ε_r) |
| 2.5.2 品质因数(Q×f) |
| 2.5.3 谐振频率温度系数(τ_f) |
| 第三章 超低损耗(Sr_(1-x)Ca_x)_2Ce_(0.665)Ti_(0.335)O_4微波介质复合陶瓷的制备和性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SCT-xCa陶瓷样品的制备 |
| 3.3 结果分析与讨论 |
| 3.3.1 相结构分析 |
| 3.3.2 显微形貌分析 |
| 3.3.3 EDS能谱分析 |
| 3.3.4 SCT-xCa陶瓷的微波介电性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Sr_2Ce_(0.665)Sr_(0.335)TiO_4微波介质陶瓷的低温烧结研究 |
| 4.1 研究背景和目的 |
| 4.2 SCT-xLBS陶瓷的制备工艺 |
| 4.3 结果分析与讨论 |
| 4.3.1 相结构分析 |
| 4.3.2 微观形貌分析 |
| 4.3.3 微波介电性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 (1-x)Ca_2Sn O_(4-x)CaTiO_3复相陶瓷的制备及其微波介电性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 (1-x)Ca_2SnO_(4-x)CaTiO_3复相陶瓷的制备工艺 |
| 5.2.1 Ca_2SnO_4和CaTiO_3粉体的制备 |
| 5.2.2 (1-x)Ca_2SnO_4-xCaTiO_3复相陶瓷的制备 |
| 5.3 结果分析与讨论 |
| 5.3.1 物相分析 |
| 5.3.2 微观形貌分析 |
| 5.3.3 微波介电性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
（3）多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 超高温陶瓷材料的强韧化方法 |
| 1.2.1 颗粒增韧 |
| 1.2.2 晶须增韧 |
| 1.2.3 软相增韧 |
| 1.2.4 纤维增韧 |
| 1.3 连续纤维增韧超高温陶瓷材料的制备工艺 |
| 1.3.1 前驱体浸渍裂解法 |
| 1.3.2 反应熔渗法 |
| 1.3.3 化学气相沉积法 |
| 1.3.4 浆料渗透法 |
| 1.3.5 注射辅助真空浸渍法 |
| 1.4 碳纤维增韧超高温陶瓷材料抗热冲击性能及抗氧化烧蚀性能 |
| 1.4.1 抗热冲击性能 |
| 1.4.2 抗氧化烧蚀性能 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验材料制备方法 |
| 2.2.1 浆料刷涂/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.2 振动辅助浆料浸渍/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.3 浆料渗透/前驱体浸渍/热压烧结工艺制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料 |
| 2.2.4 振动辅助注浆/真空浸渍/前驱体补给工艺制备C_f/ZrB_2-SiC材料 |
| 2.3 材料组织结构及性能分析 |
| 2.3.1 材料组成与微结构分析 |
| 2.3.2 物理性能测试及表征 |
| 2.3.3 力学性能测试及表征 |
| 2.3.4 抗热冲击性能和氧化烧蚀性能 |
| 第3章 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的微结构与性能调控 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料微结构和力学性能的影响 |
| 3.2.1 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料微结构的影响 |
| 3.2.2 碳纤维预处理温度对二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能和抗烧蚀性能 |
| 3.3.1 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 3.3.2 二维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗烧蚀性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热压制备及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热压制备及微结构演变 |
| 4.2.1 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的振动辅助浸渍/热压制备及微结构演变 |
| 4.2.2 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的浆料-前驱体浸渗/热压制备及微结构演变.. |
| 4.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.1 振动辅助浆料浸渍/热压制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.3.2 浆料-前驱体浸渗/热压制备C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能 |
| 4.4 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 4.5 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗氧化烧蚀性能 |
| 4.5.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的静态抗氧化性能 |
| 4.5.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的动态耐烧蚀性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料无压制备及强韧化与抗氧化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的无压制备及微结构调控 |
| 5.2.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的无压制备 |
| 5.2.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的微结构控制 |
| 5.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.1 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的室温力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.2 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的室温力学性能及强韧化机制 |
| 5.3.3 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的热学性能 |
| 5.4 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗热冲击性能 |
| 5.5 三维C_f/ZrB_2-SiC复合材料的抗氧化烧蚀性能 |
| 5.5.1 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的静态氧化行为 |
| 5.5.2 C_f/ZrB_2-SiC复合材料的氧乙炔烧蚀行为 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）纳米银材料的制备及其在柔性印刷电子中的应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 论文中常见名词缩写汇总 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 柔性印刷电子简介 |
| 1.3 柔性印刷电子制备工艺 |
| 1.3.1 喷墨印刷 |
| 1.3.2 卷对卷印刷 |
| 1.3.3 丝网印刷 |
| 1.3.4 辊印和反向胶印 |
| 1.3.5 喷涂 |
| 1.4 银导电墨水 |
| 1.4.1 无颗粒银导电墨水 |
| 1.4.2 纳米银颗粒导电墨水 |
| 1.5 透明导电电极 |
| 1.5.1 纳米银线的制备方法 |
| 1.5.2 透明导电膜的制备方法 |
| 1.5.3 纳米银线透明导电薄膜的烧结方法 |
| 1.6 纳米银线基透明电极的应用 |
| 1.6.1 透明加热膜及其工作原理 |
| 1.6.2 聚合物分散液晶调光器件及其工作原理 |
| 1.6.3 电致变色器件及其工作原理 |
| 1.7 论文选题意义和主要内容 |
| 第二章 无颗粒银导电墨水的制备及其性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 无颗粒银导电墨水的制备 |
| 2.2.2 材料表征 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 前驱体的表征 |
| 2.3.2 无颗粒银导电墨水的成分调节 |
| 2.3.3 无颗粒银导电墨水的表征 |
| 2.3.4 无颗粒银导电墨水成膜性能研究 |
| 2.3.5 无颗粒银导电墨水的应用 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 纳米银颗粒的微波法制备及其性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 纳米银颗粒的制备 |
| 3.2.2 纳米银墨水及导电笔的制备 |
| 3.2.3 功能性涂料的制备 |
| 3.2.4 材料表征 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 硝酸银浓度对纳米银颗粒形貌的影响 |
| 3.3.2 微波功率和时间对纳米银颗粒形貌的影响 |
| 3.3.3 保护剂对纳米银颗粒形貌的影响 |
| 3.3.4 均一纳米银颗粒物理性能分析 |
| 3.3.5 纳米银颗粒的烧结工艺研究 |
| 3.3.6 功能性涂料的研究 |
| 3.3.7 导电笔书写导电线路性能分析 |
| 3.3.8 纳米银颗粒墨水的喷墨打印性能研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 纳米银线的制备及其性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 纳米银线的制备 |
| 4.2.2 透明导电膜的制备 |
| 4.2.3 材料表征 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 硝酸银溶液滴加速度对纳米银线形貌的影响 |
| 4.3.2 控制剂对纳米银线形貌的影响 |
| 4.3.3 反应温度对纳米银线形貌的影响 |
| 4.3.4 PVP分子量及含量对纳米银线形貌的影响 |
| 4.3.5 透明导电膜的物理性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 纳米银线基透明导电膜的制备及其在柔性印刷电子中的应用研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.2.1 纳米银线基透明导电膜的制备 |
| 5.2.2 器件的制备 |
| 5.2.3 材料表征 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 纳米银线/羟丙基甲基纤维素透明导电膜性能分析 |
| 5.3.2 纳米银线/氧化石墨烯复合透明导电膜性能分析 |
| 5.3.3 纳米银线/单壁碳纳米管复合透明导电膜性能分析 |
| 5.3.4 透明加热膜性能分析 |
| 5.3.5 聚合物分散液晶调光器件性能分析 |
| 5.3.6 电致变色器件性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 论文主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 附录 :攻读博士学位期间的科研成果 |
| 致谢 |
（5）褐铁矿代替传统精矿粉的理论与实践（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 引言 |
| 第1章 文献综述 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 国内研究现状 |
| 1.2.2 国外研究现状 |
| 1.2.3 研究评述 |
| 第2章 研究方案 |
| 2.1 研究目标 |
| 2.2 研究内容 |
| 2.3 关键问题与预期创新点 |
| 2.3.1 关键问题 |
| 2.3.2 预期创新点 |
| 第3章 褐铁矿替代精矿粉实验 |
| 3.1 实验背景介绍 |
| 3.2 实验方案的确定 |
| 3.3 方案一实验实施 |
| 3.3.1 实验存在的问题 |
| 3.3.2 改进措施 |
| 3.3.3 小结 |
| 3.4 方案二实验实施 |
| 3.4.1 出现问题 |
| 3.4.2 改进措施 |
| 3.4.3 小结 |
| 3.5 原料管理 |
| 3.6 方案三的实施 |
| 3.6.1 出现的问题 |
| 3.6.2 采取措施 |
| 3.6.3 小结 |
| 3.7 方案四实施 |
| 3.7.1 实施过程 |
| 3.7.2 小结 |
| 第4章 褐铁矿烧结生产实践 |
| 4.1 分析生产数据 |
| 4.2 褐铁矿烧结问题及对下道工序的影响 |
| 4.3 针对问题所采用的技术手段与相应措施 |
| 4.4 在实际生产过程中采取的针对性措施 |
| 4.5 褐铁矿烧结的效果及效益分析 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 导师简介 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（6）珍珠岩尾矿制备α-堇青石微晶玻璃及其性能研究（论文提纲范文）
| 作者简历 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 低温共烧陶瓷基板材料 |
| 1.1.1 研究背景及意义 |
| 1.1.2 LTCC技术及其基板材料的技术要求 |
| 1.1.3 LTCC基板材料的种类 |
| 1.1.4 微晶玻璃的制备方法 |
| 1.1.5 低温共烧微晶玻璃的烧结机理 |
| 1.2 堇青石微晶玻璃研究现状 |
| 1.2.1 堇青石晶体结构 |
| 1.2.2 堇青石晶体的性能 |
| 1.2.3 低温共烧α-堇青石微晶玻璃 |
| 1.3 堇青石微晶玻璃的晶化动力学研究现状 |
| 1.3.1 微晶玻璃的晶化动力学理论 |
| 1.3.2 堇青石微晶玻璃晶化动力学研究现状 |
| 1.4 珍珠岩矿及其尾矿的应用现状 |
| 1.5 研究意义及研究内容 |
| 第二章 珍珠岩尾矿微晶玻璃制备与结构性能表征 |
| 2.1 实验原料与实验设备 |
| 2.2 实验配方 |
| 2.3 微晶玻璃的制备 |
| 2.3.1 基础玻璃粉体的制备 |
| 2.3.2 微晶玻璃的制备 |
| 2.4 微晶玻璃的结构与性能表征方法 |
| 2.4.1 扫描示差量热分析 |
| 2.4.2 X-射线衍射分析 |
| 2.4.3 X-射线荧光光谱分析 |
| 2.4.4 傅里叶变换红外光谱仪 |
| 2.4.5 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4.6 体积密度表征 |
| 2.4.7 介电性能表征 |
| 2.4.8 热膨胀系数表征 |
| 2.4.9 抗折强度表征 |
| 2.5 结果与讨论 |
| 2.5.1 基础玻璃的FTIR分析 |
| 2.5.2 基础玻璃的DSC分析 |
| 2.5.3 微晶玻璃的XRD分析 |
| 2.5.4 微晶玻璃的显微结构分析 |
| 2.5.5 微晶玻璃的介电性能 |
| 2.5.6 微晶玻璃的热膨胀性能 |
| 2.5.7 不同成分基础玻璃的XRD分析 |
| 2.5.8 不同成分基础玻璃的FTIR分析 |
| 2.5.9 不同成分基础玻璃的DSC分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 珍珠岩尾矿用量对堇青石微晶玻璃性能的影响 |
| 3.1 杂质成分含量对微晶玻璃物相的影响 |
| 3.2 杂质成分含量对微晶玻璃显微结构的影响 |
| 3.3 杂质成分含量对微晶玻璃收缩率及密度的影响 |
| 3.4 杂质成分含量对微晶玻璃抗折强度的影响 |
| 3.5 杂质成分含量对微晶玻璃热膨胀性能的影响 |
| 3.6 杂质成分含量对微晶玻璃介电性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 镁铝硅含量对堇青石微晶玻璃性能及其结晶动力学的影响 |
| 4.1 低温烧结α-堇青石晶化过程 |
| 4.2 镁铝硅含量对微晶玻璃物相的影响 |
| 4.2.1 MgO含量对微晶玻璃物相的影响 |
| 4.2.2 Al_2O_3含量对微晶玻璃物相的影响 |
| 4.2.3 SiO_2含量对微晶玻璃物相的影响 |
| 4.3 镁铝硅含量对微晶玻璃显微结构的影响 |
| 4.3.1 MgO含量对微晶玻璃显微结构的影响 |
| 4.3.2 Al_2O_3含量对微晶玻璃显微结构的影响 |
| 4.3.3 SiO_2含量对微晶玻璃显微结构的影响 |
| 4.4 镁铝硅含量对微晶玻璃收缩率的影响 |
| 4.5 镁铝硅含量对微晶玻璃密度的影响 |
| 4.6 镁铝硅含量对微晶玻璃抗折强度的影响 |
| 4.7 镁铝硅含量对微晶玻璃热膨胀系数的影响 |
| 4.8 镁铝硅含量对微晶玻璃介电性能的影响 |
| 4.8.1 镁铝硅含量对微晶玻璃介电常数的影响 |
| 4.8.2 镁铝硅含量对微晶玻璃介电损耗的影响 |
| 4.9 镁铝硅含量对堇青石微晶玻璃的晶化动力学影响 |
| 4.9.1 不同MgO含量制备微晶玻璃的结晶活化能Eμ/α |
| 4.9.2 过量Al_2O_3含量制备微晶玻璃的结晶活化能Eα |
| 4.9.3 过量SiO_2含量制备微晶玻璃的结晶活化能Eα |
| 4.9.4 不同镁铝硅含量制备微晶玻璃的晶化Avrami指数n |
| 4.9.5 不同镁铝硅含量制备微晶玻璃中α-堇青石晶体生长形貌特征 |
| 4.10 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（7）京津冀地区钢铁行业能源、大气污染物和水协同控制研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.1.1 京津冀地区钢铁行业面临的资源与环境约束 |
| 1.1.2 京津冀地区钢铁行业转向低碳、清洁、高效生产方式的路径 |
| 1.1.3 问题的提出 |
| 1.2 研究意义、内容及方法 |
| 1.2.1 研究意义 |
| 1.2.2 研究内容 |
| 1.2.3 研究方法 |
| 1.3 技术路线与主要创新点 |
| 1.3.1 技术路线 |
| 1.3.2 主要创新点 |
| 2 研究综述 |
| 2.1 协同控制的定义 |
| 2.1.1 协同效益 |
| 2.1.2 协同控制 |
| 2.2 钢铁行业资源与环境影响及协同控制研究进展 |
| 2.2.1 钢铁行业能耗及CO_2排放研究进展 |
| 2.2.2 钢铁行业大气污染物排放研究进展 |
| 2.2.3 钢铁行业水资源需求研究进展 |
| 2.2.4 钢铁行业资源与环境问题协同控制研究进展 |
| 2.3 钢铁行业定量评估模型研究综述 |
| 2.3.1 自下而上的评估模型 |
| 2.3.2 自上而下的评估模型 |
| 2.3.3 混合评估模型 |
| 2.4 不确定优化方法在能源环境模型中的应用 |
| 2.4.1 随机数学规划及其在能源和环境模型中的应用 |
| 2.4.2 模糊数学规划及其在能源和环境模型中的应用 |
| 2.4.3 区间数学规划及其在能源和环境模型中的应用 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 京津冀地区钢铁行业发展和技术现状 |
| 3.1 钢铁行业发展现状 |
| 3.1.1 中国钢铁行业发展状况 |
| 3.1.2 京津冀地区钢铁行业发展状况 |
| 3.1.3 京津冀地区钢铁行业资源消耗和环境影响现状 |
| 3.2 京津冀地区钢铁行业技术现状 |
| 3.2.1 钢铁生产流程 |
| 3.2.2 关键节能减排技术分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 基于生命周期的钢铁生产过程大气污染物排放和用水评估 |
| 4.1 生命周期分析方法 |
| 4.2 系统边界界定及模型构建 |
| 4.2.1 系统边界界定 |
| 4.2.2 CO_2排放核算 |
| 4.2.3 大气污染物排放核算 |
| 4.2.4 用水量核算 |
| 4.3 数据来源 |
| 4.4 研究结果 |
| 4.4.1 不同钢铁生产流程的CO_2、大气污染物排放和用水量 |
| 4.4.2 各炼钢流程中不同工序的CO_2、大气污染物排放和用水量 |
| 4.4.3 与其他研究结果对比 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 钢铁行业节能减排技术大气污染物减排量评估及成本分析 |
| 5.1 节能减排技术的评估模型 |
| 5.1.1 量化节能减排技术的大气污染物减排量 |
| 5.1.2 节能供给曲线 |
| 5.1.3 初始参数设定 |
| 5.2 技术的大气污染物减排量和成本分析 |
| 5.2.1 技术的大气物污染物减排量 |
| 5.2.2 技术的成本分析 |
| 5.2.3 敏感性分析 |
| 5.3 节能技术推广的建议 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 京津冀地区钢铁行业节能减排技术优化选择 |
| 6.1 综合动态模型的构建 |
| 6.2 模型中的不确定性分析及处理 |
| 6.2.1 模型中的不确定分析 |
| 6.2.2 模型中的不确定处理 |
| 6.3 基础参数设定 |
| 6.4 研究结果 |
| 6.4.1 京津冀地区钢铁行业技术优化发展路径 |
| 6.4.2 技术节能、大气污染物减排和节水量 |
| 6.4.3 最优技术发展路径下成本分析 |
| 6.4.4 京津冀地区能源、水资源需求和污染物排放预测 |
| 6.4.5 与其他研究结果对比 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 主要研究结论 |
| 7.2 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）ZrB2基超高温陶瓷复合材料的低温致密化行为与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的和意义 |
| 1.2 ZrB_2基超高温陶瓷研究现状 |
| 1.2.1 ZrB_2陶瓷的基本性能 |
| 1.2.2 ZrB_2基超高温陶瓷的关键使用性能 |
| 1.3 ZrB_2基超高温陶瓷的制备 |
| 1.3.1 热压烧结 |
| 1.3.2 放电等离子烧结 |
| 1.3.3 无压烧结 |
| 1.3.4 反应烧结 |
| 1.4 ZrB_2基超高温陶瓷的低温烧结研究 |
| 1.4.1 粉体粒径的影响 |
| 1.4.2 粉体团聚的影响 |
| 1.4.3 粉体表面氧杂质的影响 |
| 1.4.4 生坯结构的影响 |
| 1.4.5 烧结工艺的影响 |
| 1.5 碳纤维增韧超高温陶瓷复合材料的研究现状 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 实验用原材料及制备方法 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 材料制备 |
| 2.2 测试及表征 |
| 2.2.1 成分与微结构表征 |
| 2.2.2 物理性能测试及表征 |
| 2.2.3 力学性能测试及表征 |
| 2.2.4 热冲击性能测试 |
| 2.2.5 抗氧化烧蚀性能测试 |
| 第3章 ZrB_2-SiC超高温陶瓷的低温烧结及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 ZrB_2-SiC超高温陶瓷复合材料的烧结行为和力学性能 |
| 3.2.1 ZrB_2-SiC陶瓷的致密化行为 |
| 3.2.2 ZrB_2-SiC陶瓷的晶粒长大行为 |
| 3.2.3 ZrB_2-SiC陶瓷的XRD分析 |
| 3.2.4 ZrB_2-SiC陶瓷的力学性能 |
| 3.2.5 ZrB_2-SiC陶瓷制备工艺参数的优化 |
| 3.2.6 ZrB_2-SiC陶瓷的TEM分析 |
| 3.3 添加碳对ZrB_2-SiC超高温陶瓷烧结性能的影响 |
| 3.3.1 酚醛树脂的裂解 |
| 3.3.2 添加碳对ZrB_2-SiC陶瓷致密度的影响 |
| 3.3.3 添加碳对ZrB_2-SiC陶瓷晶粒尺寸的影响 |
| 3.3.4 添加碳对ZrB_2-SiC陶瓷力学性能的影响 |
| 3.4 添加聚碳硅烷的ZrB_2陶瓷材料的制备 |
| 3.4.1 聚碳硅烷的裂解 |
| 3.4.2 添加聚碳硅烷对ZrB_2-SiC陶瓷致密度及微结构的影响 |
| 3.4.3 添加聚碳硅烷对ZrB_2-SiC陶瓷力学性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的制备与微结构表征 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 ZrB_2-SiC-C_(sf)中纤维损伤的主控因素 |
| 4.2.1 烧结温度对碳纤维微结构的影响 |
| 4.2.2 烧结时间对碳纤维微结构的影响 |
| 4.3 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的组分优化与微观结构分析 |
| 4.3.1 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料中碳纤维与陶瓷基体的热力学计算 |
| 4.3.2 纤维含量对ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料致密化与微结构的影响 |
| 4.3.3 纤维含量对ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料力学性能的影响 |
| 4.3.4 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的TEM分析 |
| 4.4 纤维涂层对ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料微结构及力学性能的影响 |
| 4.4.1 纤维涂层及ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的微结构表征 |
| 4.4.2 纤维涂层对ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料力学性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的抗热冲击性能及抗氧化烧蚀性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的抗热冲击性能 |
| 5.3 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的静态氧化 |
| 5.3.1 氧化表面的微观结构分析 |
| 5.3.2 氧化剖面的微观结构分析 |
| 5.4 ZrB_2-SiC-C_(sf)复合材料的氧乙炔烧蚀 |
| 5.4.1 烧蚀试样的宏观形貌分析 |
| 5.4.2 烧蚀试样的微观形貌分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（9）铌酸钛钴基微波介质陶瓷的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 研究背景 |
| 2.2 微波介质陶瓷的发展历史及现状 |
| 2.3 微波介质陶瓷的性能评价 |
| 2.3.1 介电常数(ε_r) |
| 2.3.2 品质因数(Q) |
| 2.3.3 谐振频率温度系数(τ_f) |
| 2.3.4 微波介电性能的测试 |
| 2.4 微波介质陶瓷分类及制备 |
| 2.4.1 微波介质陶瓷的分类 |
| 2.4.2 微波介质陶瓷的制备 |
| 2.5 低温烧结微波介质陶瓷 |
| 2.5.1 低温烧结方法 |
| 2.5.2 低温烧结微波介质陶瓷体系 |
| 2.6 热激励去极化电流 |
| 2.7 选题依据与研究内容概述 |
| 2.7.1 论文选题依据 |
| 2.7.2 论文主要研究内容 |
| 3 固相法制备CoTiNb_2O_8微波介质陶瓷与性能研究 |
| 3.1 实验过程 |
| 3.1.1 实验步骤 |
| 3.1.2 表征方法 |
| 3.2 固相法制备CoTiNb_2O_8微波介质陶瓷 |
| 3.2.1 粉体合成 |
| 3.2.2 烧结特性 |
| 3.2.3 物相分析 |
| 3.2.4 显微形貌 |
| 3.2.5 微波介电性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 CoTiNb_2O_8微波介质陶瓷低温烧结研究 |
| 4.1 实验过程 |
| 4.1.1 实验步骤 |
| 4.1.2 表征方法 |
| 4.2 CuO掺杂CoTiNb_2O_8陶瓷低温烧结和微波介电性能 |
| 4.2.1 烧结性能 |
| 4.2.2 物相分析 |
| 4.2.3 显微形貌 |
| 4.2.4 低温烧结机理探究 |
| 4.2.5 微波介电性能 |
| 4.2.6 CuO掺杂CoTiNb_2O_8陶瓷与Ag电极的共烧行为研究 |
| 4.3 B_2O_3掺杂CoTiNb_2O_8陶瓷低温烧结和微波介电性能 |
| 4.3.1 烧结性能 |
| 4.3.2 物相分析 |
| 4.3.3 显微形貌 |
| 4.3.4 低温烧结机理探究与展望 |
| 4.3.5 微波介电性能 |
| 4.3.6 TSDC表征及缺陷-性能研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 溶胶凝胶法制备CoTiNb_2O_8微波介质陶瓷与性能研究 |
| 5.1 实验过程 |
| 5.1.1 合成工艺 |
| 5.1.2 表征方法 |
| 5.2 溶胶凝胶法制备CoTiNb_2O_8粉体工艺研究 |
| 5.2.1 凝胶前驱体络合机理探讨 |
| 5.2.2 合成过程热分析 |
| 5.2.3 物相分析 |
| 5.2.4 pH值与煅烧温度的影响 |
| 5.3 溶胶凝胶法制备CoTiNb_2O_8微波介质陶瓷 |
| 5.3.1 烧结行为 |
| 5.3.2 物相分析 |
| 5.3.3 显微结构 |
| 5.3.4 微波介电性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 离子取代对CoTiNb_2O_8陶瓷微波介电性能的影响 |
| 6.1 实验过程 |
| 6.1.1 实验步骤 |
| 6.1.2 表征方法 |
| 6.2 Zr离子取代对CoTiNb_2O_8陶瓷微波介电性能的影响 |
| 6.2.1 烧结性能 |
| 6.2.2 物相分析 |
| 6.2.3 显微形貌 |
| 6.2.4 微波介电性能 |
| 6.3 V离子取代对CoTiNb_2O_8陶瓷微波介电性能的影响 |
| 6.3.1 烧结特性 |
| 6.3.2 物相分析 |
| 6.3.3 显微形貌 |
| 6.3.4 微波介电性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 (1-x)CoTiNb_2O_8-xCoNb_2O_6复相陶瓷微波介电性能研究 |
| 7.1 实验过程 |
| 7.1.1 实验步骤 |
| 7.1.2 表征方法 |
| 7.2 (1-x)CoTiNb_2O_8-xCoNb_2O_6复相陶瓷微波介电性能研究 |
| 7.2.1 烧结特性 |
| 7.2.2 物相分析 |
| 7.2.3 显微形貌 |
| 7.2.4 微波介电性能 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）Li-Zn-Ti系微波介质陶瓷介电性能及低温烧结机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 微波介质陶瓷材料发展历史 |
| 1.3 微波介质陶瓷材料的研究现状及体系 |
| 1.4 微波介质陶瓷在电路中的应用 |
| 1.4.1 微波介质材料在微波介质谐振器中的应用 |
| 1.4.1.1 微波介质谐振器的其它应用 |
| 1.4.2 微波介质陶瓷在电容器中的应用 |
| 1.4.3 微波介质陶瓷材料在微波介质基片中的应用 |
| 1.4.4 低温烧结微波介质陶瓷与LTCC技术 |
| 1.5 微波介质陶瓷材料的介电特性 |
| 1.5.1 介电常数 |
| 1.5.2 品质因数 |
| 1.5.3 谐振频率温度系数 |
| 1.6 选题意义和主要研究内容 |
| 第二章 实验样品制备与结构性能表征 |
| 2.1 实验样品的制备 |
| 2.1.1 本研究课题所用实验原料 |
| 2.1.2 实验样品制备工艺流程 |
| 2.1.3 样品制备和测试中的主要实验设备 |
| 2.2 微波介质陶瓷样品的介电性能测试 |
| 2.2.1 介电常数的测量原理 |
| 2.2.2 介电损耗的测量原理 |
| 2.2.3 谐振频率温度系数的测量原理 |
| 2.3 微波介质陶瓷材料的非电学性能表征 |
| 2.3.1 样品的收缩率 |
| 2.3.2 样品的致密度 |
| 2.3.3 样品的XRD晶相成分 |
| 2.3.4 样品的SEM微观形貌及晶粒成分 |
| 第三章 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2复相陶瓷制备与微波介电性能研究 |
| 3.1 本章引言 |
| 3.2 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2复相结构微波介质陶瓷制备 |
| 3.3 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2复相形成机理 |
| 3.4 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2复相结构微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 3.5 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2复相陶瓷微波介电性能分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ZnO含量对Li_2ZnTi_3O_8微波介质陶瓷介电性能影响的研究 |
| 4.1 本章引言 |
| 4.2 不同比例ZnO含量Li_2Zn1-xTi_3O_8-x微波介质陶瓷的制备 |
| 4.3 不同比例ZnO含量Li_2Zn1-xTi_3O_8-x微波介质陶瓷物相结构分析 |
| 4.4 不同比例ZnO含量Li_2Zn1-xTi_3O_8-x微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 4.5 不同比例ZnO含量Li_2Zn1-xTi_3O_8-x介质陶瓷微波介电性能研究 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷低温烧结研究 |
| 5.1 本章引言 |
| 5.2 Li_2Zn Ti_3O_8介质陶瓷材料低温烧结研究现状 |
| 5.3 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂的Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2陶瓷 |
| 5.3.1 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷制备 |
| 5.3.2 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷物相分析 |
| 5.3.3 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 5.3.4 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2介质陶瓷微波介电性能 |
| 5.3.5 Li_2O-Al_2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2介质陶瓷与Ag共烧 |
| 5.4 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂的Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2陶瓷 |
| 5.4.1 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷制备 |
| 5.4.2 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷物相分析 |
| 5.4.3 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 5.4.4 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2介质陶瓷微波介电性能 |
| 5.4.5 CaO-B_2O_3-SiO_2掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-TiO_2介质陶瓷与Ag共烧 |
| 5.5 Li_2WO_4掺杂的Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2陶瓷 |
| 5.5.1 Li_2WO_4掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷制备 |
| 5.5.2 Li_2WO_4掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷物相分析 |
| 5.5.3 Li_2WO_4掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 5.5.4 Li_2WO_4掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2介质陶瓷微波介电性能 |
| 5.5.5 Li_2WO_4掺杂Li_2ZnTi_3O_8-TiO_2介质陶瓷与Ag共烧 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 Li_2ZnTi_3O_8-Li_2Ti O_3微波介质陶瓷及低温烧结研究 |
| 6.1 本章引言 |
| 6.2 Li_2Zn Ti_3O_8-x Li_2TiO_3复相结构陶瓷的制备 |
| 6.2.1 Li_2Zn Ti_3O_8-x Li_2TiO_3复相结构陶瓷的晶相组成分析 |
| 6.2.2 Li_2Zn Ti_3O_8-x Li_2TiO_3复相结构微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 6.2.3 Li_2Zn Ti_3O_8-x Li_2TiO_3复相结构微波介质陶瓷介电性能分析 |
| 6.3 Li_2Zn Ti_3O_8-x Li_2TiO_3复相结构微波介质陶瓷低温烧结研究 |
| 6.3.1 Bi2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-Li_2TiO_3微波介质陶瓷制备 |
| 6.3.2 Bi2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-Li_2TiO_3介质陶瓷晶相组成分析 |
| 6.3.3 Bi2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-Li_2TiO_3介质陶瓷微观形貌分析 |
| 6.3.4 Bi2O_3-B_2O_3掺杂Li_2ZnTi_3O_8-Li_2TiO_3介质陶瓷介电性能分析 |
| 6.4 Bi2O_3-B_2O_3掺杂Li_2Zn Ti_3O_8-Li_2TiO_3介质陶瓷与Ag共烧 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 (Co, Zn)Ti O_3基微波介质陶瓷B位离子取代研究 |
| 7.1 本章引言 |
| 7.2 Sn~（4+）取代Ti~（4+）的(Co, Zn)TiO_3基微波介质陶瓷制备 |
| 7.3 Sn~（4+）取代Ti~（4+）的(Co, Zn)TiO_3基微波介质陶瓷物相分析 |
| 7.4 Sn~（4+）取代Ti~（4+）的(Co, Zn)TiO_3基微波介质陶瓷微观形貌分析 |
| 7.5 Sn~（4+）取代Ti~（4+）的(Co, Zn)TiO_3基陶瓷微波介电性能分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 全文总结 |
| 8.1 全文总结 |
| 8.2 后续工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
四、低温烧结工艺攻关（论文参考文献）
- [1]SiC-ZAC复相陶瓷固化体的制备及性能研究[D]. 叶明亮. 西南科技大学, 2021
- [2]超低损耗微波介质复合陶瓷的低温烧结技术和性能调控[D]. 俞孟欣. 合肥工业大学, 2021(02)
- [3]多维度Cf/ZrB2-SiC复合材料的微结构构筑及性能研究[D]. 张东洋. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [4]纳米银材料的制备及其在柔性印刷电子中的应用[D]. 蔡亚果. 华东师范大学, 2019(02)
- [5]褐铁矿代替传统精矿粉的理论与实践[D]. 尚晓宇. 华北理工大学, 2019(03)
- [6]珍珠岩尾矿制备α-堇青石微晶玻璃及其性能研究[D]. 于永生. 中国地质大学, 2019(01)
- [7]京津冀地区钢铁行业能源、大气污染物和水协同控制研究[D]. 任明. 中国矿业大学(北京), 2019(08)
- [8]ZrB2基超高温陶瓷复合材料的低温致密化行为与性能研究[D]. 桂凯旋. 哈尔滨工业大学, 2017(01)
- [9]铌酸钛钴基微波介质陶瓷的制备与性能研究[D]. 张云. 北京科技大学, 2017(08)
- [10]Li-Zn-Ti系微波介质陶瓷介电性能及低温烧结机理研究[D]. 李颖翔. 电子科技大学, 2016(02)