化學(xué)氣相滲透2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能及損傷機(jī)理

王西, 王克杰, 柏輝, 宋卓林, 王波, 張程煜

化學(xué)氣相滲透2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能及損傷機(jī)理

王西1,2, 王克杰1, 柏輝1, 宋卓林1,2, 王波3, 張程煜1,2

(西北工業(yè)大學(xué) 1. 超高溫結(jié)構(gòu)復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室; 2. 西北工業(yè)大學(xué)–斯洛伐克科學(xué)院聯(lián)合研究中心; 3. 航空學(xué)院, 西安 710072)

研究了采用化學(xué)氣相滲透工藝制備2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的真空蠕變性能, 蠕變溫度為 1200、1300和1400 ℃, 應(yīng)力水平范圍為100~140 MPa。用掃描電子顯微鏡(SEM)和高分辨透射電子顯微鏡(TEM)分別觀(guān)察分析了2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變斷口形貌和微觀(guān)結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明, 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的主要蠕變損傷模式包括基體開(kāi)裂、界面脫粘和纖維蠕變。橋接裂紋的纖維發(fā)生蠕變并促進(jìn)了基體裂紋的張開(kāi)、位移增大, 進(jìn)一步導(dǎo)致復(fù)合材料蠕變斷裂, 在復(fù)合材料蠕變過(guò)程中起決定性作用。2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能與SiC纖維微觀(guān)結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性密切相關(guān)。在1200 ℃/100 MPa時(shí), 纖維晶粒沒(méi)有長(zhǎng)大, 復(fù)合材料的蠕變斷裂時(shí)間大于200 h; 蠕變溫度為1400 ℃時(shí), 纖維晶粒明顯長(zhǎng)大, 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變斷裂時(shí)間縮短至8.6 h, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大了三個(gè)數(shù)量級(jí)。

2D-SiCf/SiC復(fù)合材料; 蠕變性能; 蠕變損傷; SiC纖維

連續(xù)碳化硅纖維增強(qiáng)碳化硅復(fù)合材料(SiCf/SiC)具有耐高溫、高比強(qiáng)、高比模、抗熱震和抗燒蝕等優(yōu)異性能, 同時(shí)克服了陶瓷的脆性和可靠性差等弱點(diǎn), 因而在航空航天飛行器的熱結(jié)構(gòu)部件中具有廣闊的應(yīng)用前景, 同時(shí)作為耐熱事故燃料包殼材料在核能領(lǐng)域中也有應(yīng)用潛力[1-2]。

從20世紀(jì)90年代至今, 研究人員對(duì)SiCf/SiC復(fù)合材料的高溫蠕變行為進(jìn)行了大量研究。Morscher等[3-5]研究了不同類(lèi)型碳化硅纖維(包括: Hi-Nicalon, Hi-Nicalon Type S, Tyranno SA, Sylramic-iBN)為增強(qiáng)體的SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能。結(jié)果表明, 纖維類(lèi)型顯著影響SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能, Sylramic-iBN纖維增強(qiáng)的SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能最佳。Dicarlo等[6]用Monkmann-Grant公式統(tǒng)一了SiCf/SiC復(fù)合材料、SiC纖維及基體的蠕變速率和斷裂時(shí)間, 揭示了SiCf/SiC的蠕變由纖維蠕變和基體裂紋擴(kuò)展控制。Vicens等[7]對(duì)Nicalon-SiCf/SiC復(fù)合材料在蠕變過(guò)程中的微觀(guān)結(jié)構(gòu)演變進(jìn)行了研 究, 結(jié)果表明在高于1200 ℃的蠕變過(guò)程中纖維晶粒發(fā)生了再結(jié)晶。上述研究結(jié)果表明在SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變過(guò)程中SiC纖維起著重要作用。SiC纖維與SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變性能的關(guān)系還需進(jìn)一步研究。

為此, 本研究開(kāi)展了以平紋編織碳化硅纖維布為增強(qiáng)體的SiCf/SiC(2D-SiCf/SiC)真空蠕變?cè)囼?yàn), 蠕變溫度范圍為1200~1400 ℃, 應(yīng)力范圍為100~ 140 MPa。利用SEM和TEM分別觀(guān)察蠕變?cè)嚇訑嗫诤臀⒂^(guān)結(jié)構(gòu), 從而揭示SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變損傷機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本試驗(yàn)所用材料為2D-SiCf/SiC復(fù)合材料。增強(qiáng)體為平紋編織碳化硅纖維布, 采用的SiC纖維性能如表1所示。界面為BN, 由化學(xué)氣相沉積(CVD)方法制備。由化學(xué)氣相滲透(CVI)方法制備SiC基體。獲得的2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的性能見(jiàn)表2。將制備好的材料加工成圖1所示的蠕變?cè)嚇印?/p>

1.2 蠕變實(shí)驗(yàn)

在超高溫蠕變?cè)囼?yàn)系統(tǒng)(RDL50, 長(zhǎng)春試驗(yàn)機(jī)研究所)上進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn), 真空度為~10–3Pa。將試樣加熱至試驗(yàn)溫度(1200、1300和1400 ℃), 保溫30 min后施加蠕變載荷開(kāi)始蠕變?cè)囼?yàn), 蠕變應(yīng)力范圍為100~140 MPa。蠕變過(guò)程中記錄變形–時(shí)間曲線(xiàn)。

表1 SiC纖維的基本性能

表2 SiCf/SiC復(fù)合材料的基本性能

圖1 2D-SiCf/SiC的蠕變?cè)嚇有螤钆c尺寸

1.3 微觀(guān)分析

蠕變?cè)囼?yàn)完成后, 利用SEM (Hitachi S4700,日本)觀(guān)察試樣的表面裂紋和斷口形貌。利用TEM (Tecnai F30 G2, FEI)分析典型蠕變?cè)嚇拥奈⒂^(guān)結(jié)構(gòu)。透射電鏡樣品由聚焦離子/電子雙束電鏡(FIB, Helios G4 CX, FEI)制備。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 蠕變曲線(xiàn)

圖2為2D-SiCf/SiC復(fù)合材料在1200 ℃不同應(yīng)力條件下的蠕變曲線(xiàn)。該曲線(xiàn)主要由減速蠕變階段和穩(wěn)態(tài)蠕變階段兩部分組成。隨著蠕變應(yīng)力的增大, 穩(wěn)態(tài)蠕變階段縮短甚至消失。如1200 ℃/140 MPa條件下, 其蠕變曲線(xiàn)還出現(xiàn)了加速蠕變階段。在其它溫度條件下也呈現(xiàn)出類(lèi)似規(guī)律。

表3列出了2D-SiCf/SiC復(fù)合材料在不同蠕變條件下的蠕變結(jié)果。在1200 ℃/100 MPa條件下, 2D- SiCf/SiC蠕變斷裂時(shí)間為216 h, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率為6.1×10–9s–1。隨著溫度升高和應(yīng)力增大, 蠕變斷裂時(shí)間縮短, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大。在1400 ℃/100 MPa條件下, 蠕變性能下降最為顯著, 蠕變斷裂時(shí)間縮短為8.6 h, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大至1.5×10–6s–1。

圖2 2D-SiCf/SiC在1200 ℃不同應(yīng)力條件下的蠕變曲線(xiàn)

表3 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能

2.2 蠕變損傷

圖3為2D-SiCf/SiC復(fù)合材料在不同條件下蠕變?cè)嚇訕?biāo)距段的宏觀(guān)照片。從圖3中可以看出, 試樣斷裂后, 其表面均分布著肉眼可見(jiàn)的橫向裂紋, 即裂紋方向垂直于應(yīng)力且平行于斷口, 并沿試樣厚度方向擴(kuò)展。此外, 在宏觀(guān)斷口上還觀(guān)察到不同程度的纖維拔出。橫向裂紋說(shuō)明2D-SiCf/SiC在蠕變過(guò)程中發(fā)生了嚴(yán)重的基體開(kāi)裂以及裂紋張開(kāi)。宏觀(guān)可見(jiàn)的纖維拔出說(shuō)明蠕變過(guò)程中界面性能發(fā)生了退化。

圖3 不同蠕變條件下2D-SiCf/SiC試樣的宏觀(guān)斷口照片

對(duì)SiCf/SiC試樣表面的橫向裂紋數(shù)目和纖維拔出長(zhǎng)度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)可知, 蠕變斷裂時(shí)間越長(zhǎng)的試樣, 表面裂紋數(shù)目越多, 拔出纖維越長(zhǎng)。在1200 ℃/100 MPa條件下, 標(biāo)距內(nèi)橫向裂紋數(shù)量達(dá)到13條, 纖維拔出長(zhǎng)度約為10 mm。而在1400 ℃/100 MPa條件下, 裂紋數(shù)目只有8條, 并且斷口比較平齊, 纖維拔出較短。纖維拔出長(zhǎng)度與纖維/基體界面結(jié)合強(qiáng)度密切相關(guān), 弱界面結(jié)合強(qiáng)度有利于纖維拔出[8]。因此可以推斷: 在蠕變過(guò)程中, 纖維/基體界面結(jié)合強(qiáng)度隨著蠕變時(shí)間的延長(zhǎng)而降低。

圖4顯示了1200 ℃/100 MPa蠕變?cè)嚇颖砻媪鸭y的張開(kāi)情況?？梢钥吹皆嚇恿鸭y張開(kāi)位移為100 μm左右, 纖維橋接基體裂紋。此時(shí)基體裂紋張開(kāi)或擴(kuò)展和纖維橋接處于動(dòng)態(tài)平衡[9], 一方面橋接纖維抑制基體裂紋擴(kuò)展, 另一方面纖維蠕變導(dǎo)致橫向裂紋張開(kāi)距離增大, 促進(jìn)裂紋擴(kuò)展。因此基體發(fā)生開(kāi)裂后, 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變性能由纖維性能決定。

根據(jù)前面關(guān)于斷口形貌和纖維橋接裂紋現(xiàn)象的分析, 可以推測(cè)出2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變損傷過(guò)程: 首先產(chǎn)生基體裂紋, SiC纖維橋接這些基體裂紋; 隨后纖維/基體界面脫粘, 應(yīng)力由基體傳遞到纖維, 橋接裂紋的纖維發(fā)生蠕變并促進(jìn)基體裂紋的擴(kuò)展; 最后纖維斷裂, 導(dǎo)致2D-SiCf/SiC復(fù)合材料斷裂。該過(guò)程與Chermant等[10]的研究結(jié)果一致。

3 分析與討論

3.1 應(yīng)力指數(shù)和蠕變激活能

穩(wěn)態(tài)蠕變速率與應(yīng)力和溫度之間的關(guān)系可由公式(1)表示[11]:

其中, A1為與材料本身相關(guān)的常數(shù), n為應(yīng)力指數(shù), Qc為蠕變激活能, R為氣體常數(shù)。當(dāng)溫度一定時(shí), 可由lgε和lgσ關(guān)系曲線(xiàn)的斜率計(jì)算得到應(yīng)力指數(shù); 當(dāng)應(yīng)力一定時(shí), 可由lgε和1/T的關(guān)系曲線(xiàn)的斜率計(jì)算得到蠕變激活能。

由2.2節(jié)可知, 蠕變過(guò)程中產(chǎn)生貫穿基體裂紋后, 應(yīng)力基本由纖維承擔(dān)。本實(shí)驗(yàn)所用的2D-SiCf/SiC復(fù)合材料中的橫向纖維體積分?jǐn)?shù)(f1)為20%, 因此纖維應(yīng)力為加載應(yīng)力除以f1。根據(jù)式(1)可繪出如圖5所示穩(wěn)態(tài)蠕變速率與纖維應(yīng)力和溫度的關(guān)系曲線(xiàn)。圖5(a)為2D-SiCf/SiC的纖維應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)蠕變速率的關(guān)系。本實(shí)驗(yàn)所用的纖維與Hi-Nicalon纖維的力學(xué)性能基本一致, 為了分析纖維的蠕變性能, 還繪制了Hi-Nicalon纖維的相關(guān)數(shù)據(jù)。計(jì)算得到2D-SiCf/SiC復(fù)合材料中的纖維在1200和1300 ℃的蠕變應(yīng)力指數(shù)分別為5.8和4.4, 與Hi-Nicalon纖維在相同條件下的應(yīng)力指數(shù)接近(分別是6和3.1)[12]。上述結(jié)果說(shuō)明2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變斷裂由纖維控制。與2.2中得到的結(jié)果一致。

圖5(b)顯示了2D-SiCf/SiC復(fù)合材料在100和140 MPa條件下穩(wěn)態(tài)蠕變速率與溫度的關(guān)系。根據(jù)公式(1)計(jì)算得到2D-SiCf/SiC復(fù)合材料在100和140 MPa的蠕變激活能分別為501.6和439.8 kJ/mol, 可以看出應(yīng)力越大, 蠕變激活能越低。碳原子和硅原子在-SiC晶粒內(nèi)的擴(kuò)散激活能分別為841和912 kJ/mol[13], 可知復(fù)合材料的蠕變激活能小于碳原子和硅原子擴(kuò)散所需要的激活能量, 說(shuō)明2D- SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變不是由原子擴(kuò)散機(jī)制決定的。結(jié)合2.2中的蠕變?cè)嚇恿鸭y張開(kāi)位移比較大, 纖維拔出可達(dá)10 mm的試驗(yàn)現(xiàn)象, 可以推測(cè)材料蠕變變形主要是與孔洞的形成和裂紋的張開(kāi)有關(guān)。

圖5 穩(wěn)態(tài)蠕變速率ε與應(yīng)力σ和溫度T之間的關(guān)系

3.2 微觀(guān)結(jié)構(gòu)分析

前述分析都表明2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能由纖維決定, 為了進(jìn)一步研究2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變機(jī)制, 利用TEM分析了2D-SiCf/SiC原始試樣和蠕變?cè)嚇拥奈⒂^(guān)結(jié)構(gòu)。

圖6為原始態(tài)2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的TEM照片、纖維HRTEM照片及SAED圖譜。從圖6(a)可以看出, 纖維主要由黑色-SiC小晶粒和非晶相構(gòu)成, 纖維表面有一層300 nm左右的富碳層?；w由結(jié)晶度很高的柱狀-SiC晶體構(gòu)成, 亞晶粒長(zhǎng)度可達(dá)100 nm。圖6(b)顯示了SiC纖維的HRTEM照片, 可以看出SiC纖維晶粒呈等軸狀, 分散在褶皺狀的PyC和SiCO非晶中。SiC纖維的SAED圖呈多晶環(huán)狀, 說(shuō)明纖維中的SiC晶粒為納米晶。

圖7顯示了兩種蠕變條件下試樣中SiC纖維的HRTEM照片和SAED圖譜。與原始試樣相比, 在1200 ℃/100 MPa條件下, SiC纖維中的PyC有序度增強(qiáng), 未觀(guān)察到位錯(cuò)和層錯(cuò)等缺陷。在1400 ℃/100 MPa條件下, SiC晶粒明顯長(zhǎng)大, 纖維結(jié)晶度增強(qiáng)。圖8統(tǒng)計(jì)了原始態(tài)和不同條件蠕變后2D-SiCf/SiC復(fù)合材料中纖維的SiC晶粒尺寸分布規(guī)律。原始態(tài)和1200 ℃/100 MPa蠕變后的SiC晶粒尺寸范圍為4~12 nm, 平均尺寸約為8.0 nm。SiC晶粒沒(méi)有明顯長(zhǎng)大, 微觀(guān)結(jié)構(gòu)基本保持穩(wěn)定。經(jīng)1400 ℃/100 MPa蠕變后, 纖維中的SiC晶粒平均尺寸約為11.5 nm, 最大晶粒尺寸為16 nm。說(shuō)明在1400 ℃, 發(fā)生了SiCO非晶相向-SiC的轉(zhuǎn)變, 并使得SiC晶粒長(zhǎng)大[14]。

圖6 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料原始試樣的TEM照片

圖7 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變后SiC纖維的HRTEM照片及其衍射圖譜

圖8 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料不同蠕變條件下的SiC纖維晶粒尺寸分布圖

結(jié)合纖維的微觀(guān)結(jié)構(gòu)和復(fù)合材料的蠕變性能分析可知, 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能與SiC纖維微觀(guān)結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。1200 ℃/100 MPa條件下, 纖維微觀(guān)結(jié)構(gòu)保持基本穩(wěn)定, 2D-SiCf/SiC蠕變性能較為優(yōu)異。1400 ℃/100 MPa條件下, 纖維晶粒發(fā)生長(zhǎng)大, 蠕變性能急劇下降。由Hall-Petch公式可知, SiC纖維的晶粒越大, 其強(qiáng)度越低。相關(guān)研究[15]也表明在1400 ℃及以上溫度退火后, SiC纖維晶化和晶粒迅速長(zhǎng)大, 導(dǎo)致纖維拉伸強(qiáng)度急劇下降。因此, 在1400 ℃較高溫度下, 纖維強(qiáng)度降低, 損傷加劇, 導(dǎo)致復(fù)合材料蠕變性能顯著降低。

4 結(jié)論

1)隨著溫度的升高和應(yīng)力的增大, 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變性能下降, 其蠕變斷裂時(shí)間縮短, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大。1200 ℃/100 MPa時(shí), 蠕變斷裂時(shí)間為216 h, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率為6.1′10–9s–1; 1400 ℃/ 100 MPa時(shí), 蠕變斷裂時(shí)間縮短為8.6 h, 穩(wěn)態(tài)蠕變速率增大至1.5′10–6s–1。

2)在2D-SiCf/SiC復(fù)合材料蠕變過(guò)程中, 首先產(chǎn)生基體裂紋, SiC纖維橋接基體裂紋; 同時(shí)纖維/基體界面結(jié)合強(qiáng)度降低, 導(dǎo)致界面脫粘; 纖維蠕變促進(jìn)基體裂紋張開(kāi)、位移進(jìn)一步增大, 最后發(fā)生蠕變斷裂。

3) 2D-SiCf/SiC復(fù)合材料的蠕變性能與SiC纖維的微觀(guān)結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性密切相關(guān)。1200 ℃/100 MPa時(shí), 纖維微觀(guān)結(jié)構(gòu)基本保持穩(wěn)定, 2D-SiCf/SiC蠕變性能優(yōu)異; 1400 ℃/100 MPa時(shí), 纖維晶粒明顯長(zhǎng)大, 結(jié)晶度提高, 2D-SiCf/SiC的蠕變性能急劇下降。

[1] YUAN QIN, SONG YONG-CAI. Research and development of continuous SiC fibers and SiCf/SiC composites., 2016, 31(11): 1157–1165.

[2] SCHMIDT S, BEYER S, KNABE H,. Advanced ceramic matrix composite materials for current and future propulsion technology applications., 2004, 55(3): 409–420.

[3] MORSCHER G N. Tensile creep and rupture of 2D-woven SiC/SiC composites for high temperature applications., 2010, 30(11): 2209–2221.

[4] MORSCHER G N, JOHN R, ZAWADA L,. Creep in vacuum of woven sylramic-iBN melt-infiltrated composites., 2011, 71(1): 52–59.

[5] MORSCHER G N. Tensile creep of melt-infiltrated SiC/SiC composites with unbalanced sylramic-iBN fiber architectures., 2011, 8(2): 239–250.

[6] DICARLO J A, YUN H M, HURST J B. Fracture mechanisms for SiC fibers and SiC/SiC composites under stress-rupture conditions at high temperatures., 2004, 152(2): 473–481.

[7] VICENS J, ROUILLON M H, FOURVEL P,. TEM observations of SiC-SiC materials with a carbon interphase after tests at high temperature., 1991, 2(1): 75–85.

[8] SHI YING, ARAKI HIROSHI, YANG WEN,. Influence of fiber pre-coating on mechanical properties and interfacial structures of SiC(f)/SiC., 2001, 16(5): 883–888.

[9] FABER K T, EVANS A G. Crack deflection processes—I. Theory., 1983, 31(4): 565–576.

[10] CHERMANT J L, BOITIER G, DARZENS S,. The creep mechanism of ceramic matrix composites at low temperature and stress, by a material science approach., 2002, 22(14): 2443–2460.

[11] DENG S, WARREN R. Creep properties of single crystal oxides evaluated by a Larson-Miller procedure., 1995, 15(6): 513–520.

[12] BODET R, BOURRAT X, LAMON J,. Tensile creep behavior of a silicon carbide-based fiber with a low oxygen content., 1995, 30(3): 661–677.

[13] CHOLLON G, PAILLER R, NASLAIN R,. Correlation between microstructure and mechanical behavior at high temperatures of a SiC fiber with a low oxygen content (Hi-Nicalon)., 1997, 32(5): 1133–1147.

[14] WANG YAN-YAN, ZHANG LI-TONG, TANG XUE-YUAN,. Effect of temperature on microstructure and mechanical properties of Hi-Nicalon fibers., 2005, 33(3): 263–267.

[15] HE XIN-BO, QU XUAN-HUI, YE BIN. Preparation and mechanical properties of SiCf/SiC Composites., 2005, 20(3): 677–684.

Creep Properties and Damage Mechanisms of 2D-SiCf/SiC Composites Prepared by CVI

WANG Xi1,2, WANG Kejie1, BAI Hui1, SONG Zhuolin1,2, WANG Bo3, ZHANG Chengyu1,2

(1. Science and Technology on Thermostructural Composite Materials Laboratory, Northwestern polytechnical University, Xi’an 710072, China; 2. NPU-SAS Joint Research Center, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China; 3. School of Aeronautics, Northwestern polytechnical University, Xi’an 710072, China)

The creep properties of 2D-SiCf/SiC composites prepared by chemical vapor infiltration were studied. The creep temperatures were 1200, 1300 and 1400 ℃, and the stress levels ranged from 100 MPa to 140 MPa. Scanning electron microscope was used to observe the fracture morphology, and their microstructure was analyzed by high resolution transmission electron microscope. The results show thatthe creep damage modes of 2D-SiCf/SiC composites mainly include the generation of matrix crack, interfacial debonding and fiber creep. The creep of bridging fibers leads to increase of the opening distance of the matrix cracks and further creep rupture of the composite. The microstructural stability of the SiC fiber plays a critical role in the creep properties of 2D-SiCf/SiC composites. SiC grains in the fibers of 2D-SiCf/SiC composites do not grow when it is crept at 1200℃/100 MPa. However, the grains grow significantly when the creep temperature increases to 1400 ℃. The creep rupture time decreases to 8.6 h from above 200 h, and the steady-state creep rate increases by three orders of magnitude.

2D-SiCf/SiC composite; creep properties; creep damage; SiC fiber

1000-324X(2020)07-0817-05

10.15541/jim20190450

TQ174

A

2019-09-02;

2019-10-27

國(guó)家自然科學(xué)基金(51572224); 超高溫結(jié)構(gòu)復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室創(chuàng)新基金(614291105011717)

National Natural Science Foundation of China (51572224); Creative Research Foundation of Science and Technology on Thermostructural Composite Materials Laboratory (614291105011717)

王西(1996–), 女, 碩士研究生. E-mail: wangxi-_nwpu.@163.com

WANG Xi (1996–), female, Master candidate. E-mail: wangxi-_nwpu.@163.com

張程煜, 教授. E-mail: cyzhang@nwpu.edu.cn

ZHANG Chengyu, professor. E-mail: cyzhang@nwpu.edu.cn