合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征

梅辉等：2D C/SiC复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征· 137 ·第35卷第2期
2维C/SiC复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征
梅辉，成来飞，张立同，徐永东，孟志新，刘持栋
(西北工业大学，超高温结构复合材料国防科技重点实验室，西安 710072)
摘要：通过单向拉伸和分段式加载–卸载实验，研究了二维编织C/SiC复合材料的宏观力学特性和损伤的变化过程。

用扫描电镜对样品进行微观结构分析，并监测了载荷作用下复合材料的声发射行为。

结果表明：在拉伸应力低于50MPa时，复合材料的应力–应变为线弹性；随着应力的增加，材料模量减小，非弹性应变变大，复合材料的应力–应变行为表现为非线性直至断裂。

复合材料的平均断裂强度和断裂应变分别为234.26MPa和0.6%。

拉伸破坏损伤表现为：基体开裂，横向纤维束开裂，界面层脱粘，纤维断裂，层间剥离和纤维束断裂。

损伤累积后最终导致复合材料交叉编织节点处纤维束逐层断裂和拔出，形成斜口断裂和平口断裂。

关键词：陶瓷基复合材料；碳纤维/碳化硅复合材料；力学性能；微结构
中图分类号：TB332文献标识码：A文章编号：0454–5648(2007)02–0137–07
DAMAGE EVOLUTION AND MICROSTRUCTURAL CHARACTERIZATION OF A
CROSS-WOVEN C/SiC COMPOSITE UNDER TENSILE LOADING
MEI Hui，CHENG Laifei，ZHANG Litong，XU Yongdong，MENG Zhixin，LIU Chidong
(National Key Laboratory of Thermostructure Composite Materials, Northwestern Polytechnical University, Xi′an 710072, China)
Abstract: The damage evolution and the associated mechanical response of a 2 dimensional C/SiC composite were investigated under monotonic and stepwise incremental loadings and unloadings. The microstructures of the samples were observed by scanning electron microscopy and the damage behavior under mechanical loading was monitored by the acoustic emission technique. The results show that the stress-strain of the composite is linear at stress below 50MPa. The modulus of the material decreases and the inelastic strain increases with the increase of tension stress, and the composite exhibits a largely non-linear stress-strain behavior up to rupture. The mean fracture strength and failure strain of the composite are 234.26MPa and 0.6%, respectively. The tensile damage behavior in-volves: matrix microcracking, transverse bundle cracking, interfacial debonding, fiber fracture, ply delamination and bundle splitting. The damage accumulation eventually results in splitting and pull-outs of the fibers at the crossovers between the bundles, leading to two major rupture modes of the oblique and plain sections.
Key words: ceramic matrix composites; carbon fiber/silicon carbide composite; mechanical properties; microstructure
连续碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(carbon fiber reinforced silicon carbide, C/SiC)具有高强度、高硬度、耐高温、低密度等一系列优异性能，已成为航空航天领域极具发展前景的新一代高温热结构材料[1]。

C/SiC广泛应用于航空发动机的热端部件，如：尾喷管调节片、密封片、航天飞行器的头锥、机翼前缘、以及火箭与动能武器的喷管及其扩张段等[2–3]。

力学性能表征对于了解结构材料的基础性能极为重要[4–6]。

研究材料在外部载荷环境中的响应和破坏机理有助于改进材料的制备工艺，提高材料的服役性能。

国际上对连续纤维增强陶瓷基复合材料基础力学行为的表征已经进行了较多的实验，并取得了一定的理论成果[7–8]。

近年来，国内报道了三维编织C/SiC复合材料的拉压性能、断裂韧性和声发射响
收稿日期：2006–08–10。

修改稿收到日期：2006–10–09。

基金项目：国家自然科学基金重大研究计划重点项目(90405015)资助；
国家杰出青年科学基金(50425208)资助；长江学者和创新团
队发展计划资助项目。

第一作者：梅辉(1977～)，男，博士研究生。

通讯作者：成来飞(1962～)，男，博士，教授。

Received date:2006–08–10. Approved date: 2006–10–09.
First author: MEI Hui (1977—), male, postgraduate student for doctor degree. E-mail: phdhuimei@
Correspondent author: CHENG Laifei (1962—), male, doctor, professor. E-mail: chenglf@
第35卷第2期2007年2月
硅酸盐学报
JOURNAL OF THE CHINESE CERAMIC SOCIETY
Vol. 35，No. 2
February，2007
硅酸盐学报
· 138 ·2007年
应等[9–11]，而对于二维(2 dimensional, 2D)编织C/SiC 材料力学性能的研究很少[12–14]，尚不能系统地表征具有非线性、各向异性、可损伤特性材料的力学行为。

为此，研究了2D C/SiC复合材料在拉伸载荷作用下的宏观力学行为和微观结构，探讨了材料在这一过程中的损伤演变和失效机制。

1 实验
1.1 材料制备
采用日本东丽公司(Toray Ltd., Tokyo, Japan)生产的1k T300TM碳纤维束编织成(0°/90°)碳布，叠压得到二维编织预制体。

经化学气相沉积(chemical vapor deposition, CVD)工艺反应沉积适当厚度的热解碳界面相后再沉积碳化硅基体[1]，得到纤维体积分数约为40%的2D C/SiC复合材料板材。

图1示出了复合材料中的纤维构造及其三大组成要素：基体、界面和纤维。

用数控机床将复合材料平板精密加工成如图2所示的拉伸样品，样品尺寸见表1。

为防止样品被试验机夹头压碎，样品的两端贴有硬铝加强片。

用排水法测得样品体密度为2.18g/cm3，孔隙率为13%左右。

1.2 测试分析
为了得到应力–应变曲线、拉伸损伤机理、损伤的发展和拉伸断裂情况，对C/SiC复合材料采取单向和加载–卸载(分段式)两种拉伸试验。

实验在INSTRON 8801(Instron Ltd., High Wycombe, Eng-land)实验机上通过控制位移加载，加载速度为0.001 mm/s。

在单调拉伸试验过程中，使用MICRO–80D 型声发射仪(Physical Acoustic Corp., New Jersey, USA)监测样品损伤的变化。

在加载–卸载实验中，应力每增加约20MPa，卸载一次，重复进行加载–卸载直至样品断裂。

用日本产HITACHI S–4700型扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)观察样品的微结构。

图1 2D C/SiC复合材料预制体纤维构造
Fig.1 Fiber architectures and constitution of the 2 dimensional (2D) C/SiC composite
图2 拉伸实验样品示意图
Fig.2 Geometry and dimensions of the as-received
2D C/SiC composite sample
表1 2D C/SiC复合材料室温拉伸测试结果
Table 1 Tensile experimental results of the 2D C/SiC composites at room temperature
Dimension/mm
Sample
L L0W T Modulus /
GPa
Ultimate tensile strength /
MPa
Failure strain /
%
2D CSiCT1 120.1 40.0 8.00 4.33 78.4 252.45 0.74 2D CSiCT2 120.0 40.1 8.06 4.34 80.7 230.43 0.58 2D CSiCT3 120.2 39.9 8.00 4.32 84.5 232.01 0.63 2D CSiCT4 119.8 40.0 8.04 4.33 81.3 222.13 0.52 Mean value 120.0±0.1 40.00±0.07 8.03±0.03 4.33±0.01 81.2±2.5 234.26±12.80 0.60±0.09 L—Total length; L0—Tested length; W—Sample width; T—Sample thickness.
梅辉等：2维C/SiC复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征· 139 ·第35卷第2期
2 结果与分析
2.1 单调拉伸行为
图3为典型的2D C/SiC复合材料样品的单调拉伸应力–应变曲线和声发射监测的样品弹性波累积能量与应变的关系。

拉伸曲线大部分表现为明显的非线性，线弹性变形被限制在大约50MPa以下(通常称为“比例极限”)，之后表现为非线性。

在50MPa 到150MPa之间，基体中由于制备工艺产生的初始裂纹开始扩展，曲线的斜率随着载荷的增大而减小；150MPa以上，应力–应变关系随着应力的增加，斜率有增大的趋势。

在材料突然断裂之前，应力–应变曲线的斜率再次下降，大量的纤维束断裂拔出导致材料的最终失效。

材料的极限拉伸强度(ultimate tensile strength，UTS)和断裂应变见表1所示，统计平均值分别为234.26MPa和0.60%。

根据应力–应变曲线在0到50MPa之间线性阶段的斜率得出材料的Young′s模量约为81.2GPa。

图3 典型的2D C/SiC复合材料单调拉伸应力–应变曲线和实时的声发射信号
Fig.3 Typical tensile stress–strain curves of the 2D C/SiC composites with real-time acoustic emission signals
AE—Acoustic emission
由图3可见：声发射(acoustic emission, AE)监测到的试件损伤和破坏过程，分别提取的AE信号中直接表现材料损伤的弹性波累积能量和AE事件发生记数。

50MPa以下的线弹性阶段，几乎没有损伤发生，AE能量趋近于0且出现较少的事件记数，卸载后样品完全可以恢复到原来的状态。

当应力–应变曲线进入非线性段后，应力引起基体裂纹的扩展和延伸，材料损伤随着不可逆应变的增加而加剧，AE能量在基体开裂处(50MPa)突然加大，事件记数明显偏多。

150MPa以后，随着应力–应变曲线斜率的增大损伤速度有所减缓，AE能量的增幅降低，事件记数减少。

当应力达到230MPa，纤维束开始大量断裂并逐层拔出，伴随的AE能量再一次突然增大，事件记数增加，预示样品即将最终失效。

在整个损伤监测过程中，声发射响应与材料中发生的损伤具有良好的对应关系，能够较好地反映材料损伤的实时变化。

C/SiC复合材料的应力–应变曲线的非线性表明：加载期间材料内部发生损伤并积累。

图4a～图4c 的SEM观察中可以发现的损伤模式有：(1)基体开裂(M)；(2)横向纤维束开裂(T)；(3)界面层脱粘(I)；(4)纤维断裂(F)；(5) 层间剥离(P)和(6)纤维束断裂(B)。

图4 2D C/SiC复合材料在拉伸载荷下的SEM照片Fig. 4 Scanning electron microscope (SEM) photographs of 2D C/SiC composite under mechanical loading Damage modes: M—Matrix cracking; T—Transverse bundle
cracking; I—Interfacial debonding; F—Fiber breaking;
P—Ply delamination; B—Bundle splitting
硅酸盐学报
· 140 ·2007年
这些损伤模式随着外载荷应力水平的增加依次发生，造成材料宏观性能的下降，损伤累积到一定程度之后导致材料的最终破坏。

陶瓷基复合材料正是由这些损伤产生非弹性应变从而达到增韧的目的[15]。

另外，从图4a中还可以看出：在2D C/SiC 复合材料中，只有沿外力方向的纵向纤维能够有效地阻止裂纹的扩展，并尽量偏折这些裂纹，而另一半横向的纤维很容易被裂纹穿过。

2.2 损伤演变分析与评价
为了确定拉伸载荷对复合材料性能尤其是对复合材料模量的影响，进行加载–卸载实验(分段式实验)。

图5为2D C/SiC复合材料在循环加载–卸载下的应力–应变曲线。

从图5中可以看出：每个循环中的加载曲线直到前一循环应力水平时几乎都是线性的，然后变成非线性，这表明：只有载荷超过前面一次循环的最大应力时才会形成新的损伤，低于这一水平，材料中的裂纹只是宽度变大，不会有较大的扩展或延伸，材料表现为线弹性行为[16]。

图5中加载–卸载循环曲线的外围轮廓线与图3中单调拉伸曲线一致。

图5中迟滞回环的宽度并不是很宽，表明：材料在加载过程中不存在较大的滑移，在这种情况下可以利用每个加载–卸载迟滞回环割线模量(E n=tgθn)的变化，来粗略地评价材料在这一应力水
图5 2D C/SiC复合材料在循环加载和卸载下的应力–应变曲线Fig.5 Tensile stress–strain curves of the 2D C/SiC composites with interrupted unloading–reloading cycles
εr—Residual thermal strain; σr—Residual thermal stress;
σt—Unloading stress; εi—Inelastic strain; εe—Elastic strain;
E0—Initial modulus; E n—Secant modulus;θn—Tangent
angle 平下的性能衰变，这样在拉伸载荷下材料的损伤演变可以用损伤因子D来表征：
1
E
E
D n
n
−
=(1) 其中：n为加载–卸载次数；E0为材料的初始模量；
E n为第n次加载–卸载的模量。

图6为2D C/SiC复合材料在拉伸载荷下损伤因子与应力的关系曲线。

由图6可以看出：材料的损伤随着应力的增大呈抛物线增大，而在50～150MPa 这一阶段增大得最快。

150MPa以后损伤的增加逐渐
趋于平缓。

图6 2D C/SiC复合材料在拉伸载荷下损伤因子D与应力水平的关系
Fig.6 Relationship between damage factors (D) of 2D C/SiC composite and stress levels under mechanical loading
综合上述图3、图5和图6的实验结果，可以更为深入地了解陶瓷基复合材料在拉伸载荷下的损伤机制：在拉伸应力达到基体开裂应力50MPa之前，样品表现出线性特征，几乎没有损伤发生(见图3)。

当应力超过50MPa，制备过程中产生的裂纹开始扩展，使应力–应变曲线表现为非线性(见图3)，材料模量开始下降(见图5)并出现损伤(见图6)。

随着拉伸应力在50MPa到150MPa之间的持续上升，更多的初始裂纹开始扩展，同时产生新的基体裂纹，导致非弹性应变εi的增加(见图5)，模量E n的迅速下降和损伤的加剧(见图6)。

当应力超过150MPa 后，虽然仍有少量新的基体裂纹继续产生，但大量初始裂纹的扩展已经完成，裂纹密度达到饱和，因此应力–应变曲线的斜率稍微回升(见图3)，模量降低的速率减小，损伤的增加逐渐趋于平缓(见图6)。

另外，除了基体裂纹以外，其他的损伤模式在这一过程中开始出现并持续积累，例如：横向纤维束开裂，界面层脱粘和纤维断裂等，这些损伤模式也能
梅 辉 等：2维C/SiC 复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征
· 141 ·
第35卷第2期
引起应力–应变曲线的非线性特征和模量的下降。

在高应力水平(>230 MPa)下，层间剥离和纤维束断裂发生(见图3)。

因此，在基体裂纹密度饱和以后，其他损伤模式的继续发展，在纤维束最终断裂之前使应力–应变曲线的斜率再次下降。

表1示出样品的平均最大拉伸强度σu 为234.26 MPa ，在图6中，该应力水平对应的损伤因子D =0.45，也就是说当材料性能的损伤达到45%，材料就会失效。

实际工程应用中还应该考虑安全系数，实验误差以及具体服役环境的影响，设计的损伤因子必须大大低于这个理论值。

另一方面，将每个加载–卸载迟滞回环的割线反向延长后，交于一点O ′(见图5)，这一点可以被称为“无残余热应力原点”。

陶瓷基复合材料高温制备后在室温下会导致内部热失配，形成残余热应力σr 和基体开裂应变εr 。

如果没有σr 和εr 的存在，材料的性能必将会得到大大提高，拉伸应力–应变曲线的原点自然从O 被平移到了O ′。

利用任何一个回环构成的两个相似三角形(△O ′RG ≌△FHG )可以得出如下关系：
e
i
r t r εεεσσ+= (2)
其中：σt ，εi ，εe 分别代表每个加载–卸载循环的应力水平，及所引起的非弹性应变和弹性应变。

很明显，任意2个迟滞回环建立的关系式(2)，可以构成一组仅包含未知数σr 和εr 的二元一次方程组。

计算出的平均残余热应力σr 和应变εr 分别为：134.85 MPa 和0.16%。

基于以上分析，如果将外力作用的零点O ，平移到残余热应力零点O ′，不仅材料的断裂强度和断裂应变被大幅提高；而且此时在假想压应力(图5中横轴下方区域)的作用下基体裂纹会发生闭合，这样材料的应力–应变关系可以理解为一种可损伤的弹性行为。

需要指出的是，上述计算仅适用于材料的应力–应变迟滞回环宽度较窄，加载过程中滑移可以忽略的情况。

相反，如果加载过程中的滑移偏大(如材料具有很厚的界面层)，导致较大的应力–应变迟滞回环宽度，“无残余热应力原点”将是每个循环中加载曲线尾部线性部分的反向延长线交点[7]，而且其位置的计算会更为复杂一些。

2.3 断口分析和失效模式
如上所述，在达到材料的极限拉伸强度234.26 MPa 之前，材料内部已经积累了大量的损伤。

这些损伤最终将导致材料的断裂。

图7为典型的复合材料拉伸断口的SEM 照片。

从图7可以看出：大部分
图7 2D C/SiC 复合材料在拉伸载荷下断口形貌的SEM 照片
Fig.7 SEM photographs of fracture surfaces of 2D C/SiC
composite under mechanical loading
纵向纤维束在编织节点或靠近编织节点(见图7a)的地方断裂，样品断口不仅包含大量纵向纤维束逐层断裂，而且伴有明显的纤维拔出(见图7b)，拔出长度接近1 mm 左右。

在二维(0°/90°)交叉编织叠层复合材料中，编织节点处由于纤维束之间的挤压作用，沉积了较少的SiC 基体，更为重要的是每个节点周围还均匀分布着4个编织孔(见图7a)，即使SiC 基体沉积较为致密，该处依然是材料中的薄弱点，容易引发基体裂纹汇聚，使之包围的编织节点纤维束产生应力集中，最终导致材料断裂。

同时，这些裂纹产生后，内部热应力得到释放，引起模量下降，卸载后残余变形随之增加，所以基体裂纹是应力–应变呈非线性的主要原因。

如图7所示，当纵向纤维束拉伸断裂拔出时，将横向纤维束带走，形成层状拔出，断口上形成一排孤立纤维束。

较长的纤维拔出表明陶瓷基复合材料由于软质热解碳界面层(见图1b)的缓冲作用从而具备良好的增韧效果。

图8为2D C/SiC 复合材料在拉伸作用下断裂的SEM 照片。

对2D C/SiC 复合材料试样拉伸断口特征进行统计分析，可以简单的分为两类断裂模式：斜口断裂和平口断裂。

第一种类型的断口与外应力
硅酸盐学报
· 142 ·2007年
方向(纵向)呈明显角度，约为15°左右，特征为纤维从大的基体裂纹中拔出很长(见图8a)，具有较高的断裂强度和断裂应变。

第二种类型纤维拔出较少，断口颇为平整，如图8b所示，断裂强度和断裂应变相对较低。

形成这两类断裂模式的原因极其复杂，可能与复合材料中纤维对基体裂纹的偏折程度，残余热应力的分布以及材料中缺陷(如基体不连续区域)的存在状态有关。

图8 2D C/SiC复合材料在拉伸载荷下的断裂模式Fig.8 Fracture modes of 2D C/SiC composite under mechanical loading
S1—Oblique crack propagating path; S2—Plain crack propa-
gating path; δ—Waviness
图8c简单地示意了两类断裂模式的形成机制。

在外部应力作用下，高温制备形成的初始裂纹开始垂直于应力方向扩展。

图4a表明：裂纹可以容易地穿过横向(图8c中90°)纤维束，只有沿外应力方向的纵向(图8c中0°)纤维束才能有效阻止裂纹的扩展并偏折裂纹。

当整个复合材料中残余热应力分布均匀，缺陷较少且分散的情况下，这种在外应力法面内传播的裂纹能够被最大程度地沿着纵向0°纤维束排布的δ方向(波纹度)偏折，直至偏折裂纹的纤维束断裂，外应力重新指向裂纹尖端的另一束纵向纤维，最后按照S1的路径到达材料的另一侧，形成第一类断裂模式。

相反，当复合材料中残余热应力分布不均匀，缺陷较多且集中的情况下，裂纹总会沿着那些容易穿过的“薄弱地带”扩展和延伸，尽管纵向0°纤维束仍然沿δ方向偏折裂纹，但是“薄弱地带”的存在致使裂纹偏折很短的距离，纤维束就过早的发生断裂，裂纹最终沿着S2的路径形成较为平整的断口且纤维拔出较短。

比较而言，第一类断裂模式裂纹扩展路程长，消耗更多的破坏能量，能够获得较高的极限拉伸强度和断裂应变，以及更长的纤维拔出。

3 结论
(1) 2D C/SiC复合材料在拉伸载荷下应力–应变曲线的弹性阶段被限制在大约50MPa以下，之后表现为多阶段损伤的非线性特性。

基于假想的“无残余热应力原点”，材料的拉伸行为可以理解为一种可损伤的弹性变化。

计算出的平均σr和εr分别为134.85 MPa和0.16%。

(2) 声发射对损伤的监测表明：声发射响应与材料中发生的损伤具有良好的对应关系，能够较好地反映材料损伤的实时变化。

(3) 随着应力增加材料中的损伤主要表现为：基体开裂，横向纤维束开裂，界面层脱粘，纤维断裂，层间剥离和纤维束断裂。

这些损伤导致应力–应变曲线的非线性变化和材料模量的下降。

损伤因子D随应力水平的增加呈抛物线增大，累积损伤达到约45%，材料就会失效。

(4) 材料的失效主要是二维交叉编织节点处的纤维束由于应力集中导致的逐层断裂和拔出。

横向裂纹不同的扩展路径和偏折程度形成斜口和平口两类主要的断裂模式。

裂纹扩展的路程越长，吸收的破坏能量就越多，纤维拔出也越长，断裂强度和断裂应变也越大。

梅辉等：2维C/SiC复合材料的拉伸损伤演变过程和微观结构特征· 143 ·第35卷第2期
参考文献：
[1] 张立同, 成来飞, 徐永东. 新型碳化硅陶瓷基复合材料的研究进展
[J]. 航空制造技术, 2003, 1: 24–3.
ZHANG Litong, CHENG Laifei, XU Yongdong. Aeronaut Manuf Technol (in Chinese), 2003, 1: 24–32.
[2] CHRISTIN F. Design, fabrication and application of C/C, C/SiC and
SiC/SiC composites [A]. In: KRENKEL W ed. High Temperature Ce-ramic Matrix Composites [M]. Weinheim: WILEY-VCH Press, 2001.
731–743.
[3] SCHMIDT S, BEYER S, KNABE H, et al. Advanced ceramic matrix
composite materials for current and future propulsion technology ap-plications [J]. Acta Astronaut, 2004, 55: 409–420.
[4] YOTTE S, QUENISSETET J M. Toughness characterization of
damageable ceramic matrix composites [J]. Compos Part A: Appl Sci Manuf, 1999, 30: 191–201.
[5] 成来飞, 徐永东, 张立同, 等. 3D C/SiC复合材料在复杂环境试验
中性能演变的两重性[J]. 稀有金属材料与工程, 2006, 35(4): 521–527.
CHENG Laifei, XU Y ongdong, ZHANG Litong, et al. Rare Metal Mater Eng (in Chinese), 2006, 35(4): 521–527.
[6] MEI H, CHENG L F, ZHANG L T. Thermal cycling damage mecha-
nisms of C/SiC composites in displacement constraint and oxidizing atmosphere [J]. J Am Ceram Soc, 2006, 89(7): 2330–2334.
[7] CAMUS G, GUILLAUMAT L, BASTE S. Development of damage in
a 2D woven C/SiC composite under mechanical loading: I. mechanical
characterization [J]. Compos Sci Technol, 1996, 56: 1363–1372. [8] WANG M, LAIRD C. Characterization of microstructure and tensile
behavior of a cross-woven C/SiC composite [J]. Acta Mater, 1996, 44(4): 1371–1387.
[9] 王波, 矫桂琼, 潘文革. 三维编织C/SiC复合材料的拉压实验研
究[J]. 复合材料学报, 2004, 21(3): 110–114.
WANG Bo, JIAO Guiqiong, PAN Wenge, et al. Acta Mater Compos Sin (in Chinese), 2004, 21(3): 110–114.
[10] 潘文革, 矫桂琼, 王波, 等. 声发射技术在三维编织C/SiC复合材
料拉伸损伤分析中的应用[J]. 无机材料学报, 2004, 19(4): 871–875.
PAN Wenge, JIAO Guiqiong, WANG Bo, et al. J Inorg Mater (in Chi-
nese), 2004, 19(4): 871–875.
[11] 潘文革, 矫桂琼, 管国阳. 三维编织C f/SiC复合材料的拉伸破坏行
为[J]. 硅酸盐学报, 2005, 33(2): 160–163.
PAN Wenge, JIAO Guiqiong, GUAN Guoyang, et al. J Chin Ceram Soc (in Chinese), 2005, 33(2): 160–163.
[12] 管国阳, 矫桂琼, 张增光. 2D C/SiC 复合材料的宏观拉压特性和失
效模式[J]. 复合材料学报, 2005, 22(4): 81–85.
GUAN Guoyang, JIAO Guiqiong, ZHANG Zengguang. Acta Mater Compos Sin (in Chinese), 2005, 22(4): 81–85.
[13] 潘文革, 矫桂琼, 管国阳. 二维机织碳纤维/碳化硅陶瓷基复合材料
损伤分析[J]. 硅酸盐学报, 2005, 33(11): 1321–1325.
PAN Wenge, JIAO Guiqiong , GUAN Guoyang. J Chin Ceram Soc (in Chinese), 2005, 33(11): 1321–1325.
[14] 管国阳, 矫桂琼, 张增光, 等. 平纹编织C/SiC复合材料的失效判据
[J]. 硅酸盐学报, 2005, 33(9): 1100–1104.
GUAN Guoyang, JIAO Guiqiong, ZHANG Zengguang, et al. J Chin Ceram Soc (in Chinese), 2005, 33(9): 1100–1104.
[15] BASTE S. Inelastic behaviour of ceramic matrix composites [J].
Compos Sci Technol, 2001, 61: 2285–97.
[16] MEI H, CHENG L F, ZHANG L T. Damage mechanisms of C/SiC
composites subjected to constant load and thermal cycling in oxidizing atmosphere [J]. Scr Mater, 2006, 54: 163–168.。