热处理对 3D C/C 复合材料断裂行为的影响 张明瑜1 ,李建立1 ,苏哲安1 ,陈建勋1 ,黄东1 ,殷腾2 (1. 中南大学 粉末冶金国家重点实验室, 湖南 长沙 410083; 2. 中南大学 机电工程学院, 湖南 长沙 410083) 摘要:采用 3D 炭纤维预制体,以丙烯作为碳源,氮气作为载气,利用自制的快速 CVI 炉制备了 C/C 复合 材料.详细分析了不同 CVI 工艺下,热处理对 C/C 复合材料断裂强度、断裂方式以及材料均匀性的影响.力学 性能测试结果表明,材料的弯曲断裂特征与制备过程中受到的高温热处理次数有关.与1次连续 CVI 工艺相比, 多阶段连续 CVI 工艺下,C/C 复合材料经过 2 次"CVI- 热处理"循环工艺后,其密度达 1.8 g/cm3,抗弯强度达 196.69 MPa,断裂方式为假塑性断裂,材料在 Weibull 概率分布下强度分散性较小. 关键词:炭/炭复合材料;热处理;断裂;Weibull 分布 中图分类号: TB332 文献标志码: A 文章编号: 1673-9833(2011)01-0001-05 Effect of Heat-Treatment on Fracture Characteristics of 3D C/C Composites Zhang Mingyu1 , Li Jianli1 , Su Zhean1 , Chen Jianxun1 , Huang Dong1 , Yin Teng2 (1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. College of Mechanical and Electrical Engineering, Central South University, Changsha 410083, China) Abstract: Using 3D carbon fibre preform, with C3 H6 as the carbon source and N2 as the carrier gas, C/C composites are fabricated by the fast CVI process. The effects of heat-treatment on flexural strength, fracture ways and the uniformity of C/C composites are analyzed under different CVI processes. The experimental results indicate that the fracture characteristics of composites are closely related to the times of heat-treatment during CVI process. Compared with a continuous CVI, C/C composites show a pseudo-plastic fracture with the destiny 1.8 g/cm3 and flexural strength 196.69 MPa after two "CVI-heat treatment" circulation under multi-stage CVI process, and the uniformity of materials is well by Weibull distribution. Keywords: C/C composites; heat-treatment; fracture; Weibull distribution 收稿日期 :2010-12-10 基金项目 :国家自然科学基金资助项目(50802115) ,国家 973计划基金资助项目(2011CB605801) 作者简介 :张明瑜(1974-) ,男,辽宁沈阳人,中南大学助理研究员,主要从事 C/C复合材料工艺研究, 作者简介 :E-mail:mingyu@mail.csu.edu.cn 湖南工业大学学报Journal of Hunan University of Technology Vol.25 No.1 Jan. 2011 第25 卷第1期 2011 年 1月 0 引言 炭纤维增强炭 / 炭(C/C)复合材料综合了纤维增 强复合材料优良的力学性能和炭质材料的高温性能, 因而被广泛应用于航空航天领域.根据复合材料的基 体前驱体的不同,可将C/C复合材料分为热解炭基、树 脂炭基以及沥青炭基 3 类,其中热解炭和纤维的结合强 度以及综合力学性能均明显高于树脂炭和沥青炭[1- 2] . 由于 C/C 复合材料多用于国防军工领域,因此关 于高性能热解炭基 C/ C 复合材料力学性能的研究较 少.已有研究表明[3-6] ,对于脆性纤维增强塑性基体或 塑性纤维增强脆性基体复合材料,其强度服从 2 参数 Weibull 分布.获取不同工艺下制备的 C/C 复合材料力 学性能的可靠数据和材料断裂演变过程,是材料制造 者和设计者共同关心的问题[7-8] .为提高对高密度预制 2 2011年湖南工业大学学报体制备炭 / 炭复合材料的认识,本文将研究不同工艺 下热处理对 3D C/C 复合材料断裂性能的影响,从而进 一步优化快速化学气相浸渗 (chemical vapor infiltration, 简称 CVI)工艺. 1 实验部分 1)实验设备 本实验的主要设备有:电子万能试验机,CSS- 44100 型,长春试验机研究所生产;自制快速 CVI 炉, 设备简图如图 1 所示. 2)沉积工艺 采用氮气稀释丙烯C3H6 , 沉积温度为900~1 100 ℃, 丙烯流速为1.3~5 L/min, 氮气流速为1~6 L/min. 1次连 续工艺则是在相同条件下连续沉积,中间只进行机械 加工,最终进行 1 次热处理.多阶段连续工艺中,样 品每沉积 50~80 h,进行1次机械加工和2 000~2 300 ℃ 石墨化处理. 3)结构分析 采用电子万能试验机测试材料的抗弯强度和弯曲 模量.其中,材料抗弯强度的测量参照 QJ2099 — 99标 准及GB14452—1999标准进行, 并采用三点弯曲法. 为 减小 Weibull 分布模型的形状参数的分散性,降低其相 对误差,实验过程中对每个样品取有效试样 20 个[9] , 加工尺寸均为55 mm*10 mm* 4 mm.材料弯曲模量 的测量参照GB/T1042—1979进行,且测试时的加载速 率为1.0 mm/min. 采用称重并测量体积法测算样品的密度. 2 结果与讨论 表1为不同预制体经1次连续CVI工艺前后的密度. 表1表明,不同密度预制体经过 50 h CVI 工艺后,所 制备的 C/C 复合材料的密度随着预制体初始密度的升 高而逐渐下降.本实验结果表明,相对于低密度预制 体,通过 1 次CVI 工艺实现高密度预制体增密是比较 困难的. 图2显示了选用初始密度为 0.94 g/cm3 的预制体, 采用多阶段连续 CVI 工艺制备 C/C 复合材料的密度和 强度变化情况. a)密度 b)强度 由图 2 可以看出,C/C复合材料经过 2 次"CVI-热 处理"循环工艺后,其密度达到 1.8 g/cm3 ,抗弯强度 达到 196.69 MPa.但是当"CVI- 热处理"循环工艺的 次数超过 2 次时,材料密度的增加量不明显,而抗弯 强度反而开始下降.但对于 1 次连续 CVI 工艺制备的 C/C 复合材料,其密度达到 1.4 g/cm3 后即不再升高,而 经过 1 次热处理后,其抗弯强度则由 232.43 MPa 降低 图1CVI设备简图 Fig.1 Scheme of CVI system 图2 不同致密化循环工艺对C/C复合材料的 密度和强度影响 Fig. 2 Influence of different densification cycle on bulk density and flexural strength of C/C composites 表1不同预制体 1次连续 CVI前后密度 Table 1 The density of different layers with one-step CVI process 1.52 1.25 1.23 1.20 1 次连续 CVI 最终 密度 /(g·cm-3 ) 三维正交三维正交三维正交三维正交编织结构纤维初始体积分数 /% 21.6 44.3 48.3 53.4 初始 密度 / (g·cm-3 ) 0.38 0.78 0.85 0.94 编号1234第1期3张明瑜,等 热处理对 3D C/C复合材料断裂行为的影响 到114.93 MPa. 图3为C/C 复合材料经过不同次数"CVI- 热处理" 循环工艺时材料强度的 Weibull 概率分布.Weibull 模数m是表征材料均匀性的常数,m 越大,表示材料越 均匀,材料的强度分散性越小. 由图 3 可看出,1 次连续 CVI 工艺只经历 1 次最终 热处理,C/C 材料的密度分布不均匀,预制体由表及 里形成密度梯度;而 3次热处理会使纤维受损量大,材 料内部缺陷增多,从而导致 Weibull 模数 m 值下降. 在C/C 复合材料中任取一微元,其微元强度 服从 2 参数 Weibull 分布方程 w(a, m)[10-13] ,即,(1) 式中:a 为尺度参数;m 为Weibull 模数,是反映缺陷 在材料中分布状况的参数. 损伤变量 D 是表征材料损伤程度的量度,而且损 伤强度与各微元所包含的缺陷多少有关,这些缺陷直 接影响着微元的强度 .损伤变量 D 与微元强度 所服 从的统计规律有如下关系[3] : . (2) 将实验所得参量代入方程(2) ,可得到不同工艺 下制备 C/C 复合材料的损伤演化方程为: , (3) . (4) 图4所示分别为1次连续CVI工艺和多阶段连续CVI 工艺制备 C/C 复合材料的断裂演化过程. 由图 4 可知,1 次连续 CVI 工艺下制备的 C/C 材料 的损伤从 40 MPa 就开始了,而多阶段连续 CVI 工艺制 备的 C/C 复合材料的损伤在 130 MPa 才开始,这表明 多阶段连续 CVI 工艺制备 C/C 复合材料的密度和均匀 性明显好于 1 次连续 CVI 工艺制备的 C/C 复合材料的 密度和均匀性. C/C 复合材料经历"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺 时,一方面,热处理过程会导致材料的抗弯强度下降; 但是另一方面,密度上升又会提高材料的抗弯强度. 图5为C/C 复合材料在制备过程中不同阶段下的断裂 特征曲线(N=0, 1, 2, 3表示所制得的C/C复合材料经过 "CVI- 热处理 -CVI"循环工艺的次数) . 图3 不同次数CVI-热处理循环工艺下材料强度的 Weibull概率分布 Fig. 3 Weibull probability distribution for the material strength at different 'CVI-heat treatment' circulation processes a)1 次连续 CVI b)多阶段连续 CVI 图4 不同工艺制备C/C复合材料断裂损伤演化图 Fig. 4 Fracture evolution chart of C/C composites at different preparation processes a) N=0 4 2011年湖南工业大学学报从图 5中可以看出, C/C 复合材料未经热处理(即N=0)时,基体 / 界面的结合强度大,存在较大的内应 力,曲线呈现出明显的脆断特征.经历 1 次"CVI- 热 处理 - CVI"循环工艺时,材料在失效后仍能保持较高 的承载能力,呈现出假塑性断裂特征,且有明显的 2 次承载面.这可解释为:第一次热处理对材料有明显 的开孔作用,因此有利于后续 CVI 在空隙内填充大量 的热解炭,且连接为整体,当材料受到外加应力作用 时,热解炭先发生脆断.炭纤维和热解炭在热处理过 程中,由于 2 者热膨胀系数失配[14-15] ,纤维 / 基体界面 结合强度弱化,继热解炭脆断后,材料呈"假塑性"断裂.而且此时只经历 1 次热处理,炭纤维在热处理过 程中损伤较小,因此能保持较好的纤维韧性,弯曲位 移量大.经历 2 次"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺后, 材料的密度上升,其对材料抗弯强度的作用仍占主导 地位,因而 C/C 复合材料内部分区断裂,载荷 - 位移 曲线呈台阶状.经3次"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺 后,C/C 复合材料密度上升对抗弯强度的作用低于热 处理对抗弯强度的弱化,因而材料的抗弯强度降低, 且载荷 - 位移曲线趋于平滑,这主要是由于热处理次 数增多会导致纤维 / 基体界面结合强度大幅度下降, 预制体层间作用力减弱,材料在弯曲应力作用下很快 发生分层破坏. 3 结论 1)C/C 复合材料经过 2 次"CVI- 热处理"循环工 艺后,密度达 1.8 g/cm3 ,抗弯强度达 196.69 MPa.当"CVI- 热处理"循环工艺次数超过 2 次时,复合材料密 度的增量不明显,而其抗弯强度开始下降.而经 1 次CVI工艺制备的C/C复合材料,其密度达1.4 g/cm3 时即 不再升高,而其抗弯强度经1次热处理则由232.43 MPa 降低到114.93 MPa. 2)从材料经过不同次数"CVI- 热处理"循环工艺 下材料强度的 Weibull 概率分布来看,当循环工艺次数 低于 2 次或者超过 2 次时,Weibull 模数 m 值下降,材 料均匀性降低.因此, "CVI- 热处理 -CVI"致密化工 艺循环次数以 2 次为宜. 3)热处理工艺对高密度三维正交预制体制备的热 解炭基 C/C 复合材料断裂行为影响较大,其断裂强度 随热处理次数变化.当复合材料进行 2 次"CVI- 热处 理-CVI"致密化循环工艺时,材料的断裂呈明显假塑 性断裂特征,载荷 - 位移曲线呈台阶式;当热处理次 数超过 2 次时,载荷 - 位移曲线由台阶式趋于平滑,这 表明复合材料在弯曲破坏下过早发生分层断裂,抗弯 强度降低. 参考文献: [1] Schmidt D T. 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热处理对 3D C/C 复合材料断裂行为的影响 张明瑜1 ,李建立1 ,苏哲安1 ,陈建勋1 ,黄东1 ,殷腾2 (1. 中南大学 粉末冶金国家重点实验室, 湖南 长沙 410083; 2. 中南大学 机电工程学院, 湖南 长沙 410083) 摘要:采用 3D 炭纤维预制体,以丙烯作为碳源,氮气作为载气,利用自制的快速 CVI 炉制备了 C/C 复合 材料.详细分析了不同 CVI 工艺下,热处理对 C/C 复合材料断裂强度、断裂方式以及材料均匀性的影响.力学 性能测试结果表明,材料的弯曲断裂特征与制备过程中受到的高温热处理次数有关.与1次连续 CVI 工艺相比, 多阶段连续 CVI 工艺下,C/C 复合材料经过 2 次"CVI- 热处理"循环工艺后,其密度达 1.8 g/cm3,抗弯强度达 196.69 MPa,断裂方式为假塑性断裂,材料在 Weibull 概率分布下强度分散性较小. 关键词:炭/炭复合材料;热处理;断裂;Weibull 分布 中图分类号: TB332 文献标志码: A 文章编号: 1673-9833(2011)01-0001-05 Effect of Heat-Treatment on Fracture Characteristics of 3D C/C Composites Zhang Mingyu1 , Li Jianli1 , Su Zhean1 , Chen Jianxun1 , Huang Dong1 , Yin Teng2 (1. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. College of Mechanical and Electrical Engineering, Central South University, Changsha 410083, China) Abstract: Using 3D carbon fibre preform, with C3 H6 as the carbon source and N2 as the carrier gas, C/C composites are fabricated by the fast CVI process. The effects of heat-treatment on flexural strength, fracture ways and the uniformity of C/C composites are analyzed under different CVI processes. The experimental results indicate that the fracture characteristics of composites are closely related to the times of heat-treatment during CVI process. Compared with a continuous CVI, C/C composites show a pseudo-plastic fracture with the destiny 1.8 g/cm3 and flexural strength 196.69 MPa after two "CVI-heat treatment" circulation under multi-stage CVI process, and the uniformity of materials is well by Weibull distribution. Keywords: C/C composites; heat-treatment; fracture; Weibull distribution 收稿日期 :2010-12-10 基金项目 :国家自然科学基金资助项目(50802115) ,国家 973计划基金资助项目(2011CB605801) 作者简介 :张明瑜(1974-) ,男,辽宁沈阳人,中南大学助理研究员,主要从事 C/C复合材料工艺研究, 作者简介 :E-mail:mingyu@mail.csu.edu.cn 湖南工业大学学报Journal of Hunan University of Technology Vol.25 No.1 Jan. 2011 第25 卷第1期 2011 年 1月 0 引言 炭纤维增强炭 / 炭(C/C)复合材料综合了纤维增 强复合材料优良的力学性能和炭质材料的高温性能, 因而被广泛应用于航空航天领域.根据复合材料的基 体前驱体的不同,可将C/C复合材料分为热解炭基、树 脂炭基以及沥青炭基 3 类,其中热解炭和纤维的结合强 度以及综合力学性能均明显高于树脂炭和沥青炭[1- 2] . 由于 C/C 复合材料多用于国防军工领域,因此关 于高性能热解炭基 C/ C 复合材料力学性能的研究较 少.已有研究表明[3-6] ,对于脆性纤维增强塑性基体或 塑性纤维增强脆性基体复合材料,其强度服从 2 参数 Weibull 分布.获取不同工艺下制备的 C/C 复合材料力 学性能的可靠数据和材料断裂演变过程,是材料制造 者和设计者共同关心的问题[7-8] .为提高对高密度预制 2 2011年湖南工业大学学报体制备炭 / 炭复合材料的认识,本文将研究不同工艺 下热处理对 3D C/C 复合材料断裂性能的影响,从而进 一步优化快速化学气相浸渗 (chemical vapor infiltration, 简称 CVI)工艺. 1 实验部分 1)实验设备 本实验的主要设备有:电子万能试验机,CSS- 44100 型,长春试验机研究所生产;自制快速 CVI 炉, 设备简图如图 1 所示. 2)沉积工艺 采用氮气稀释丙烯C3H6 , 沉积温度为900~1 100 ℃, 丙烯流速为1.3~5 L/min, 氮气流速为1~6 L/min. 1次连 续工艺则是在相同条件下连续沉积,中间只进行机械 加工,最终进行 1 次热处理.多阶段连续工艺中,样 品每沉积 50~80 h,进行1次机械加工和2 000~2 300 ℃ 石墨化处理. 3)结构分析 采用电子万能试验机测试材料的抗弯强度和弯曲 模量.其中,材料抗弯强度的测量参照 QJ2099 — 99标 准及GB14452—1999标准进行, 并采用三点弯曲法. 为 减小 Weibull 分布模型的形状参数的分散性,降低其相 对误差,实验过程中对每个样品取有效试样 20 个[9] , 加工尺寸均为55 mm*10 mm* 4 mm.材料弯曲模量 的测量参照GB/T1042—1979进行,且测试时的加载速 率为1.0 mm/min. 采用称重并测量体积法测算样品的密度. 2 结果与讨论 表1为不同预制体经1次连续CVI工艺前后的密度. 表1表明,不同密度预制体经过 50 h CVI 工艺后,所 制备的 C/C 复合材料的密度随着预制体初始密度的升 高而逐渐下降.本实验结果表明,相对于低密度预制 体,通过 1 次CVI 工艺实现高密度预制体增密是比较 困难的. 图2显示了选用初始密度为 0.94 g/cm3 的预制体, 采用多阶段连续 CVI 工艺制备 C/C 复合材料的密度和 强度变化情况. a)密度 b)强度 由图 2 可以看出,C/C复合材料经过 2 次"CVI-热 处理"循环工艺后,其密度达到 1.8 g/cm3 ,抗弯强度 达到 196.69 MPa.但是当"CVI- 热处理"循环工艺的 次数超过 2 次时,材料密度的增加量不明显,而抗弯 强度反而开始下降.但对于 1 次连续 CVI 工艺制备的 C/C 复合材料,其密度达到 1.4 g/cm3 后即不再升高,而 经过 1 次热处理后,其抗弯强度则由 232.43 MPa 降低 图1CVI设备简图 Fig.1 Scheme of CVI system 图2 不同致密化循环工艺对C/C复合材料的 密度和强度影响 Fig. 2 Influence of different densification cycle on bulk density and flexural strength of C/C composites 表1不同预制体 1次连续 CVI前后密度 Table 1 The density of different layers with one-step CVI process 1.52 1.25 1.23 1.20 1 次连续 CVI 最终 密度 /(g·cm-3 ) 三维正交三维正交三维正交三维正交编织结构纤维初始体积分数 /% 21.6 44.3 48.3 53.4 初始 密度 / (g·cm-3 ) 0.38 0.78 0.85 0.94 编号1234第1期3张明瑜,等 热处理对 3D C/C复合材料断裂行为的影响 到114.93 MPa. 图3为C/C 复合材料经过不同次数"CVI- 热处理" 循环工艺时材料强度的 Weibull 概率分布.Weibull 模数m是表征材料均匀性的常数,m 越大,表示材料越 均匀,材料的强度分散性越小. 由图 3 可看出,1 次连续 CVI 工艺只经历 1 次最终 热处理,C/C 材料的密度分布不均匀,预制体由表及 里形成密度梯度;而 3次热处理会使纤维受损量大,材 料内部缺陷增多,从而导致 Weibull 模数 m 值下降. 在C/C 复合材料中任取一微元,其微元强度 服从 2 参数 Weibull 分布方程 w(a, m)[10-13] ,即,(1) 式中:a 为尺度参数;m 为Weibull 模数,是反映缺陷 在材料中分布状况的参数. 损伤变量 D 是表征材料损伤程度的量度,而且损 伤强度与各微元所包含的缺陷多少有关,这些缺陷直 接影响着微元的强度 .损伤变量 D 与微元强度 所服 从的统计规律有如下关系[3] : . (2) 将实验所得参量代入方程(2) ,可得到不同工艺 下制备 C/C 复合材料的损伤演化方程为: , (3) . (4) 图4所示分别为1次连续CVI工艺和多阶段连续CVI 工艺制备 C/C 复合材料的断裂演化过程. 由图 4 可知,1 次连续 CVI 工艺下制备的 C/C 材料 的损伤从 40 MPa 就开始了,而多阶段连续 CVI 工艺制 备的 C/C 复合材料的损伤在 130 MPa 才开始,这表明 多阶段连续 CVI 工艺制备 C/C 复合材料的密度和均匀 性明显好于 1 次连续 CVI 工艺制备的 C/C 复合材料的 密度和均匀性. C/C 复合材料经历"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺 时,一方面,热处理过程会导致材料的抗弯强度下降; 但是另一方面,密度上升又会提高材料的抗弯强度. 图5为C/C 复合材料在制备过程中不同阶段下的断裂 特征曲线(N=0, 1, 2, 3表示所制得的C/C复合材料经过 "CVI- 热处理 -CVI"循环工艺的次数) . 图3 不同次数CVI-热处理循环工艺下材料强度的 Weibull概率分布 Fig. 3 Weibull probability distribution for the material strength at different 'CVI-heat treatment' circulation processes a)1 次连续 CVI b)多阶段连续 CVI 图4 不同工艺制备C/C复合材料断裂损伤演化图 Fig. 4 Fracture evolution chart of C/C composites at different preparation processes a) N=0 4 2011年湖南工业大学学报从图 5中可以看出, C/C 复合材料未经热处理(即N=0)时,基体 / 界面的结合强度大,存在较大的内应 力,曲线呈现出明显的脆断特征.经历 1 次"CVI- 热 处理 - CVI"循环工艺时,材料在失效后仍能保持较高 的承载能力,呈现出假塑性断裂特征,且有明显的 2 次承载面.这可解释为:第一次热处理对材料有明显 的开孔作用,因此有利于后续 CVI 在空隙内填充大量 的热解炭,且连接为整体,当材料受到外加应力作用 时,热解炭先发生脆断.炭纤维和热解炭在热处理过 程中,由于 2 者热膨胀系数失配[14-15] ,纤维 / 基体界面 结合强度弱化,继热解炭脆断后,材料呈"假塑性"断裂.而且此时只经历 1 次热处理,炭纤维在热处理过 程中损伤较小,因此能保持较好的纤维韧性,弯曲位 移量大.经历 2 次"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺后, 材料的密度上升,其对材料抗弯强度的作用仍占主导 地位,因而 C/C 复合材料内部分区断裂,载荷 - 位移 曲线呈台阶状.经3次"CVI- 热处理 -CVI"循环工艺 后,C/C 复合材料密度上升对抗弯强度的作用低于热 处理对抗弯强度的弱化,因而材料的抗弯强度降低, 且载荷 - 位移曲线趋于平滑,这主要是由于热处理次 数增多会导致纤维 / 基体界面结合强度大幅度下降, 预制体层间作用力减弱,材料在弯曲应力作用下很快 发生分层破坏. 3 结论 1)C/C 复合材料经过 2 次"CVI- 热处理"循环工 艺后,密度达 1.8 g/cm3 ,抗弯强度达 196.69 MPa.当"CVI- 热处理"循环工艺次数超过 2 次时,复合材料密 度的增量不明显,而其抗弯强度开始下降.而经 1 次CVI工艺制备的C/C复合材料,其密度达1.4 g/cm3 时即 不再升高,而其抗弯强度经1次热处理则由232.43 MPa 降低到114.93 MPa. 2)从材料经过不同次数"CVI- 热处理"循环工艺 下材料强度的 Weibull 概率分布来看,当循环工艺次数 低于 2 次或者超过 2 次时,Weibull 模数 m 值下降,材 料均匀性降低.因此, "CVI- 热处理 -CVI"致密化工 艺循环次数以 2 次为宜. 3)热处理工艺对高密度三维正交预制体制备的热 解炭基 C/C 复合材料断裂行为影响较大,其断裂强度 随热处理次数变化.当复合材料进行 2 次"CVI- 热处 理-CVI"致密化循环工艺时,材料的断裂呈明显假塑 性断裂特征,载荷 - 位移曲线呈台阶式;当热处理次 数超过 2 次时,载荷 - 位移曲线由台阶式趋于平滑,这 表明复合材料在弯曲破坏下过早发生分层断裂,抗弯 强度降低. 参考文献: [1] Schmidt D T. 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