C_C复合材料在原子氧辐照下的结构性能演变
C-C复合材料
6.3.1 C/C用碳纤维选择
1）碳纤维碱金属等杂质含量越低越好 C/C的一个重要用途是耐烧蚀材料，钠等碱金属是
碳的氧化催化剂；
当C/C用来制造飞行器烧蚀部件时，飞行器飞行过 程中由于热烧蚀而在尾部形成含钠离子流，易被 探测和跟踪，突防和生存能力受到威胁。
制造C/C的碳纤维碱金属含量要求<100mg/kg，目 前黏胶基碳纤维和PAV基碳纤维（特别是石墨纤 维）碱金属含量均满足要求。碱金属含量 <50mg/kg的超纯碳纤维的研制也正在进行中。
6.5.3 其他方面的应用
医疗：C/C与人体组织生理上相容，弹性模 量和密度可以设计得与人骨相近，并且强 度高，可做人工骨。
工业生产：美国用作玻璃工业中的热端、 高温模具、高温真空炉内衬材料；核反应 堆零件、电触头、热密封垫和轴承。
6.5.4 C/C的发展趋势与应用前景
今后将以结构C/C复合材料为主，向功能和 多功能C/C复合材料发展；
C/C的升华温度高达3600℃，在这样的高温 度下，通过表面升华、辐射除去大量热量， 使传递到材料内部的热量相应地减少。
表6-1 不同材料的有效烧蚀热的比较
6.2.4 化学稳定性
C/C除含有少量的氢、氮和微量金属元素外， 几乎99%以上都是元素C，因此它具有和C 一样的化学稳定性。
耐腐蚀性：C/C像石墨一样具有耐酸、碱和 盐的化学稳定性；
预制件的浸渍：通常在真空下进行，有时 为保证树脂或沥青渗入所有空隙也需施加 一定压力。
固化及碳化：若先驱体为树脂需先固化， 然后碳化。碳化在惰性气氛中进行，温度 范围为650～1100℃；
石墨化：为提高模量有必要进行石墨化， 通常在惰性气氛炉中进行，温度范围 2600～2750 ℃。
碳碳复合材料的应用研究现状
碳碳复合材料的应用研究现状碳碳复合材料（Carbon-Carbon Composites，简称C/C复合材料）是一种高性能的结构材料，由碳纤维和炭化石墨相互穿插制成。
由于其优异的力学性能、耐高温性能和抗氧化性能，碳碳复合材料被广泛应用于航空航天、航空制动系统、摩擦材料等领域。
在航空航天领域，碳碳复合材料被广泛应用于航天器热防护系统、发动机喷管、推力矢量控制器等关键部件。
由于碳碳复合材料的高温稳定性和耐烧蚀性能，可以有效保护航天器在高速进入大气层时受到的热载荷，提高航天器的安全性能和使用寿命。
同时，碳碳复合材料还可以用于制造发动机喷管，由于其具有较高的导热性能和机械强度，可以有效提高发动机的推力和燃烧效率。
在航空制动系统中，碳碳复合材料可以用于制造刹车盘和刹车瓦。
由于其具有较低的热膨胀系数和良好的摩擦性能，可以有效提高刹车系统的制动效率和耐久性。
此外，碳碳复合材料还具有较低的密度和良好的抗疲劳性能，可以减轻飞机的重量，提高飞机的载荷能力和燃油效率。
在摩擦材料领域，碳碳复合材料可以用于制造刹车片和离合器片。
由于其具有较低的热膨胀系数和良好的摩擦性能，可以有效提高刹车和离合器的制动效率和耐久性。
此外，碳碳复合材料还具有较低的摩擦噪声和磨损率，可以提高汽车驾驶的舒适性和安全性。
除了航空航天、航空制动系统和摩擦材料，碳碳复合材料还有许多其他应用领域。
例如，在核能领域，碳碳复合材料可以用于制造核反应堆的结构材料和导热材料，由于其具有较高的热导率和较低的中子俘获截面，可以提高核反应堆的热效率和安全性能。
在光学领域，碳碳复合材料可以用于制造太阳能电池板的支撑结构，由于其具有较低的质量和较高的强度，可以提高太阳能电池板的转换效率和使用寿命。
碳碳复合材料的应用研究已经取得了显著的进展，其在航空航天、航空制动系统、摩擦材料等领域的广泛应用为相关行业带来了许多技术突破和经济效益。
随着科学技术的不断发展和创新，相信碳碳复合材料的应用前景将更加广阔。
碳碳复合材料ppt课件
循环浸渍－碳化曲线反映了浸渍－碳化工艺特点：
❖ 在进行1～3次浸渍碳化时，复合材料的密度增加较快， 从预制体密度（约1.2～1.3g/cm3）增加到1.6g/cm3以上；
❖ 从第四次循环浸渍碳化开始，则每次复合材料的密度增 加相对较慢。
❖ 为了减少浸渍－碳化次数，提高浸渍碳化效率和改善复 合材料的性能，一般采用真空压力浸渍工艺，形成了压 力浸渍碳化工艺（PIC, Pressure Impregnation Carbonization）。并且在沥青液态浸渍－碳化工艺中得 到应用。
沥青碳化率＝0.95QI＋0.85(BI-QI)+(0.3-0.5)BS
因此，沥青的碳化率随高分子量芳香族化合物的含量增加而增加。 最高的碳化率达90％，但与碳化时的压力有关。当碳化压力增强时， 低分子量物质挥发气化，并在压力下热解得到固态沥青碳。
★ 沥青碳化特性
★ 沥青碳化特性
沥青的压力碳化经历以下过程：
沥青液态压力浸渍－碳化 工艺是在常压、250℃下先浸 渍，然后在此温度下加压至 100MPa压力下继续浸渍，再 此压力下经650℃碳化。
同样需经历多次PIC工艺 使/C复合材料致密化。
● HIPIC工艺
HIPIC工艺是热等静压浸 渍碳化工艺（Hot Isostatic Pressure Carbonization）,即 在等静压炉中进行PIC工艺。
沥青、树脂浸渍-碳化与CVD裂解碳填充孔隙的区别
C/C复合材料CVD/CVI工艺的种类主要有：
❖ 等温 (Isothermal)法； ❖ 压力梯度 (Pressure gradient)法； ❖ 温度梯度(Thrmal gradient)法； ❖ 化学液气相沉积法（Chemical Liquid Vapour
碳碳复合材料
气相沉积法
－预成型体。 主要工艺参数：温度、压力、时间。 成本问题：重要的是如何尽可能缩短工艺各工序,降
低成本。
预成型体和基体碳
制备的基本思路 先将碳增强材料预先制成预成型体，然后再以基体碳填充，
逐渐形成致密的C/C复合材料。 预成型体是一个多孔体系，含有大量孔隙，即使是在用成束
碳纤维编织的预成型体中，纤维束中的纤维之间仍含有大量 的孔隙。
一、碳／碳复合材料概述
我国碳/碳复合材料的研究和开发主要集中在航天、 航空等高技术领域，较少涉足民用高性能、低成本碳 /碳复合材料的研究。
目前整体研究水平还停留在对材料宏观性能的追求上， 对材料组织结构和性能的可控性、可调性等基础研究 还相当薄弱，难以满足国民经济发展对高性能碳/碳 复合材料的需求。
预成型体和基体碳
树脂碳：为无定形(非 晶态)碳，在偏光显微 镜下为各向同性。
图7-l4为碳纤维／酚醛 树脂碳基复合材料的 偏光显微组织。
可以看出树脂碳在碳 化时收缩所形成的显 微开裂。
碳／碳复合材料CVD工艺
CVD反应过程 1）反应气体通过层流流动向沉积衬底的边界层扩散； 2）沉积衬底表面吸附反应气体； 3）反应气体产生反应并形成固态产物和气体产物； 4）气体产物分解吸附，并沿一边界层区域扩散； 5）产生的气体产物排出。
化学气相沉积法
在沉积法中也可用等离子弧法。这种方法已经用来制 取微细碳化物，如碳化钛、碳化钽、碳化铌等。等离 子弧法的基本过程是使氢通过等离子体发生器将氢加 热到平均30000C的高温， 再将金属氯化物蒸气和碳 氢化合物气体喷入炽热的 氢气流（火焰）中，则金 属氯化物随即被还原、碳 化，在反射墙上骤冷而得 到极细的碳化物。
碳纤维增强炭基复合材料力学性能与失效分析研究
碳纤维增强炭基复合材料力学性能与失效分析研究碳纤维增强炭基复合材料（CFCC）作为一种新型的轻质、高强、高温材料已经在航空、航天、航海、能源等行业得到了广泛应用。
然而，在实际生产过程中，CFCC的力学性能和失效问题也一直备受关注。
本文将从CFCC的力学性能和失效分析两个方面进行探讨。
力学性能分析：CFCC的力学性能是指其在承受外部力的作用下，能够承受的最大力和强度。
CFCC的力学性能主要取决于其基体材料和增强材料的类型、数量和组织形态以及加工工艺等因素。
首先，基体材料对CFCC力学性能的影响较大，常见的基体材料有碳化硅、碳化钨等。
基体材料的选择除了要具备较高的强度和韧性外，还应具备良好的导热性和抗氧化性能，以保证复合材料的高温稳定性。
其次，增强材料的类型、数量和组织形态也对CFCC的力学性能有着重要影响。
常用的增强材料有碳纤维、陶瓷颗粒等。
在选择增强材料时，应根据CFCC的使用环境和要求来进行选择。
此外，增强材料的组织形态也影响着复合材料的强度和韧性，如碳纤维长度、方向、层数等都会影响其力学性能。
最后，加工工艺也是影响CFCC力学性能的因素之一。
加工工艺的好坏直接影响着CFCC的组织和性能。
在生产过程中应关注温度、压力、制品形状等因素对CFCC性能的影响。
失效分析：CFCC的失效问题主要集中在强度不足和失效模式选择两个方面。
其中，强度不足是指CFCC承受外部力的能力不够；失效模式选择是指在复合材料受到外部载荷时，可能发生的各种失效模式，如断裂、剥离、疲劳等。
CFCC的强度不足问题主要是由于增强材料和基体材料之间的界面结合不够强造成的。
在生产过程中，应通过使用适当的固化剂、选择合适的生产工艺等措施来加强增强材料和基体材料之间的结合力，以提高CFCC的强度。
失效模式选择问题则需要综合考虑CFCC使用环境和受力方式等因素进行分析。
一般来说，CFCC的失效模式主要是断裂和剥离两种。
在选择失效模式时，应考虑增强材料和基体材料本身的性质，如强度和韧性等。
CC复合材料烧蚀形貌测量及烧蚀机理分析
C/C复合材料烧蚀形貌测量及烧蚀机理分析俞继军1 马志强1 姜贵庆1 童秉纲2(1 北京空气动力学研究所,北京 100074)(2 中国科学院研究生院,北京 100039)文 摘 对C/C复合材料试件的表面细观烧蚀进行了常压下的亚、超声速和高压下的亚音速烧蚀形貌的测量;根据测量结果,分析了C/C复合材料在上述情况下的质量损失规律。
结果表明:C/C复合材料在亚音速流场的条件下,z向纤维束首先发生剥蚀,当压力升高时,碳布会发生层间剥蚀的现象;而在超音速条件下,碳布更容易发生剥蚀的现象。
关键词 C/C复合材料,烧蚀,机械剥蚀Pattern Surface Measure and Ablation Analysis for C/C C om posite MaterialY u Jijun1 Ma Zhiqiang1 Jiang G uiqing1 T ong Binggang2(1 Beijing Institute of Aerodynamics,Beijing 100074)(2 G raduate School of the Chinese Academy of Sciences,Beijing 100039)Abstract Different microstructures of ablated surfaces,including those under normal pressure and subs onic or su2 pers onic flow field and those under high pressure and subs onic flow field,are measured for the sam ples of C/C com posite materials.Based on experimental results,mass loss rules under corresponding conditions are given.The results dem on2 strate that under the subs onic flow fields there firstly exists mechanical erosion of fibers in z direction and with the pres2 sure higher laminated carbon cloth will be peeled between the layers,but under supers onic flow fields,the carbon cloth will be eroded m ore easily.K ey w ords C/C com posite material,Ablation,Mechanical erosion1 引言在航天器再入的过程中,C/C复合材料会受到空间的高焓、高压、高热流恶劣条件,在材料自身各组成相的烧蚀不同步的情况下,材料的表面会形成一定的细观烧蚀形貌[1,2]。
碳碳复合材料(Composite materials)简介
1
碳碳复合材料 （Composite materials）
简介
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
C/C复合材料
• 碳碳复合材料可以通过渗透一种碳先驱体 到碳纤维预制体中，然后再升温到大约 1000℃碳化，或者1000℃通过CVD方法， 然后经过多次浸渍、碳化或CVD，最后加 热到2000℃以上石墨化。
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
碳基体
• 一般有三种碳基体先驱体
– 热塑型沥青 – 热固型树脂 – CVI方法
• 选择哪种方法的原则：很到程度上依赖于 生成复合材料部件的几何形状。
– 厚度薄的部件主要采用CVI方法； – 厚度厚的部件使用树脂或沥青渗透； – 复杂形状的几何部件使用树脂渗透。 – 一般利用混合方法对碳纤维增强复合材料进行
• CC复合材料的拉伸强度随着温度的升高而 增大的主要机制：
– 排出气体（吸收的水）的影响 – 基体强度与温度的依赖性 – 纤维基体界面 – 蠕变变形的影响 – 热应力的影响 – 纤维强度的影响
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
基体强度与温度的依赖性
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
因此，材料性能是细观组分材料响应的宏观表现
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
有限元方法
• 模拟实验法
– 含有缺陷 – 细观结构没有周期性
• 特征体元法
– 具有周期的细观几何结构 – 细观结构复杂
材料基础培训-碳碳复合材料（Composite materials）简介
碳碳复合材料的研究进展
碳碳复合材料的研究进展材料科学与工程学院 11N091820030 许明阳碳/ 碳(C/ C) 复合材料是碳纤维增强碳基体的复合材料,具有高强高模、比重轻、热膨胀系数小、抗腐蚀、抗热冲击、耐摩擦性能好、化学稳定性好等一系列优异性能,是一种新型的超高温复合材料。
C/C 复合材料作为优异的热结构、功能一体化工程材料,自1958 年诞生以来,在军工方面得到了长足的发展,其中最重要的用途是用于制造导弹的弹头部件。
由于其耐高温、摩擦性好,目前已广泛用于固体火箭发动机喷管、航天飞机结构部件、飞机及赛车的刹车装置、热元件和机械紧固件、热交换器、航空发动机的热端部件、高功率电子装置的散热装置和撑杆等方面。
C/ C 复合材料种类多、性能各异,为此人们针对特定的用途来设计合适的C/ C 复合材料。
由于碳/ 碳复合材料具有以上特征,自20 世纪50 年代末问世起就引起了全世界的关注, 各发达国家纷纷投入这方面的研究。
到60 年代末至70 年代初,美国就将其用于火箭喷管, 英国用于协和号飞机刹车盘。
自此碳/ 碳复合材料在欧美得到了很大发展。
80 年代以后, 更多国家进入了这一研究领域, 在提高性能、快速致密化工艺研究及扩大应用等方面取得很大进展。
近两年, 我国中南大学、航天科技集团公司和西北工业大学科研人员分别用CLVD( 化学液气相沉积) 法和CLVI(化学液相气化渗透) 工艺制备出碳/ 碳复合材料, 济南大学用RCLD(快速化学液相沉积)制备出1D 和2D 碳/ 碳复合材料。
碳/ 碳复合材料由于制备周期长、工艺复杂、成本高等因素, 其应用范围仅限于军事、高科技等领域, 而在民用领域远远尚未开发。
1、碳/碳复合材料的制备工艺1.1碳/碳复合材料的预成型体和基体碳在进行预制体成型前,根据所设计复合材料的应用和工作环境来选择纤维种类和编织方式，预成型体是一个多孔体系，含有大量空隙。
如三维碳/碳复合材料中常用的结构的预成型体中的纤维含量仅有40%，也就是说其中空隙就占60% 。
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第28卷 第8期 无 机 材 料 学 报Vol. 28No. 82013年8月Journal of Inorganic Materials Aug. , 2013收稿日期: 2012-10-18; 收到修改稿日期: 2013-01-10基金项目: 国家973计划项目(2011CB605806); 国家自然科学基金(50820145202)National Basic Research Program of China(2011CB605806); National Natural Science Foundation of China(50820145202)作者简介: 田 聪(1987-), 男，硕士研究生. E-mail:tiancong@ 通讯作者: 成来飞, 教授. E-mail:chenglf@文章编号: 1000-324X(2013)08-0853-06 DOI: 10.3724/SP.J.1077.2013.12622C/C 复合材料在原子氧辐照下的结构性能演变田 聪, 成来飞, 栾新刚(西北工业大学 超高温结构复合材料重点实验室, 西安710072)摘 要: 通过分析失重率、显微形貌变化讨论了原子氧辐照对C/C 复合材料以及SiC 基体改性C/C 复合材料(C/C-SiC)的损伤机制; 并通过热膨胀系数(CTE)、热扩散率(TD)以及弯曲强度等性能的变化, 进一步讨论了原子氧辐照损伤对材料热物理及力学性能影响。
结果表明, C/C 复合材料受原子氧辐照损伤是物理化学综合作用, 属于冲击诱发-增强表面化学刻蚀; SiC 组元表现出良好的抗原子氧侵蚀性能, 阻碍了原子氧向材料内部侵蚀, 但是SiC 组元在更长时间辐照后出现机械破损; C/C 复合材料在原子氧辐照下失重率呈线性增加, 而C/C-SiC 复合材料失重率小于C/C 复合材料且增长幅度越来越小; C/C 复合材料和C/C-SiC 复合材料的整体结构性能在辐照损伤后发生了一定变化。
关 键 词: C/C 复合材料; C/C-SiC 复合材料; 原子氧 中图分类号: TQ174 文献标识码: ADegradation Behaviour of C/C Composites by Atomic Oxygen IrradiationTIAN Cong, CHENG Lai-Fei, LUAN Xin-Gang(Science and Technology on Thermostructural Composite Materials Laboratory, Northwestern polytechnical University, Xi’an710072, China)Abstract: Erosion mechanisms of C/C composite and C/C-SiC composite (matrix modification for C/C compositeusing SiC) irradiated by atomic oxygen (AO) were studied by analyzing erosion morphology and mass loss rate. Thermal diffusivity coefficient, thermal expansion coefficient and flexural strength were determined before and af-ter AO exposure test to discuss thermal physics and mechanics of AO damage. The results show that the erosion of C/C composite is the cooperation of chemical oxidation and mechanical erosion, which can be termed bombard-ment-induced surface chemical etching. The SiC components show good resistance to atomic oxygen erosion and hinder internal erosion. However, SiC components can also be damaged mechanically as the exposure time increas-ing. The mass loss rate of C/C composite is approximately proportional to the exposure time, while the mass loss rate of C/C-SiC composite is smaller than that of C/C composites and the increase of the mass loss rate slows down as the exposure time increasing. The changes of thermophysical property and mechanical property show that the overall performances of C/C and C/C-SiC have been changed to some extent after the AO exposure testing.Key words: C/C composite; C/C-SiC composite; atomic oxygenC/C 复合材料作为一种新型的高温结构材料, 具有低比重、高比强、高比模、低热膨胀系数、耐热冲击和耐烧蚀等一系列优异性能, 尤其是C/C 复合材料强度随着温度的升高不降反升的独特性能, 使其作为新一代航天器飞行器热防护系统具有其它材料难以比拟的优势[1-3]。
但是, C/C 复合材料作为热防护构件随航天器进入外太空, 直接暴露于苛刻的空间环境下, 结构性能演变会直接影响其服役安全。
在低地球轨道(LEO, 200~700 km)环境中, 主要环境组分为原子氧(AO), 原子氧具有高化学活性,854 无机材料学报第28卷其氧化作用远大于分子氧。
另外, 在LEO以8 km/s 速度飞行的航天器与原子氧撞击等效于能量约为5 eV 的原子氧轰击航天器材料表面, 其作用相当于4.8×104 K 的高温。
这种罕见的高温氧化、高速碰撞对材料的侵蚀是非常严重的, 所以国外航天专家认为原子氧是LEO 航天器表面最危险的环境因素[4-5]。
目前原子氧辐照试验的对象大多为高分子材料、金属或者无机涂层。
多树旺等[6-7]对金属银、聚酰亚胺等高分子材料、Al2O3涂层等材料体系进行了较系统的原子氧辐照试验研究。
张蕾等[8]对环氧树脂、有机硅涂层进行了原子氧辐照试验。
赵小虎等[9]研究了原子氧对碳纤维/环氧复合材料的剥蚀效应。
东京大学Fujimoto等[10]用原子氧对三种碳材料(graphite, C/C和C/C-SiC)进行处理, 主要讨论了温度对材料的剥蚀程度的影响; 刘小冲等[11]研究了原子氧对C/SiC复合材料的剥蚀效应。
但是对C/C 复合材料及其改性材料在原子氧辐照环境下结构性能演变进行系统研究的报道较少。
本工作利用地面模拟试验设备对针刺C/C复合材料和SiC基体改性C/C复合材料(C/C-SiC)进行原子氧辐照试验。
基于测定辐照前后失重率, 分析表面显微结构, 讨论原子氧对复合材料的辐照损伤; 并基于试样热膨胀系数、热扩散率以及三点弯强度, 讨论原子氧辐照引起的损伤对材料整体结构及热物理、力学性能的影响。
1实验过程1.1 复合材料制备C/C复合材料是以准三维针刺整体毡(网胎和无纬布交替铺层后经针刺制成), 在1600℃预石墨化后, 在化学气相浸渍(CVI)炉中以丙烯为主要碳源气在900℃沉积300 h增密至1.6 g/cm3, 最后在2100℃进行最终石墨化处理。
C/C-SiC复合材料也是以准三维针刺整体毡(网胎和无纬布交替铺层后经针刺制成), 先于CVI炉中以丙烯为主要碳源气增密至 1.3 g/cm3, 之后于1700℃真空炉中以工业硅粉为原料, 熔融渗硅增密至1.8 g/cm3。
根据热物理性能以及力学性能测定需要, 对制备好的复合材料进行机械加工获得满足尺寸要求的试样。
机械加工过程保证试样正表面与网胎和无纬布层平行, 侧表面与其网胎和无纬布层垂直。
1.2 辐照试验原子氧辐照试验在兰州空间物理研究所进行, 设备原理参见文献[12]。
原子氧通量密度为 1.53×1016 atoms/cm2·s, 能量为5~8 eV。
每种材料都进行5、10、15、20 h四种不同时间长度的辐照试验, 少量试样进行75 h辐照试验作为补充。
原子氧束流垂直并迎向试样正表面进行辐照试验。
辐照试验温度为室温。
1.3 测试分析使用高精度电子天平(Mettler Toledo AG204 Delta Range, 精度0.01 mg)测量试样辐照前后质量变化, 进而得出失重率; 使用扫描电子显微镜(SEM, HITACHI S-4700)进行表面显微结构分析; 使用激光导热仪(Netzsch CLFA427)和推杆式热膨胀仪(Netzsch DIL402)分别测定试样的热膨胀系数(CTE)和热扩散率(TD), CTE测试方向与试样正表面(即辐照面)平行, TD测试方向与试样正表面垂直; 使用电子万能试验机(SANS CMT4304)测定试样三点弯曲强度, 垂直试样正面方向施力。
2结果和讨论2.1 失重率如图1所示, 随着原子氧辐照时间的增加, C/C 复合材料失重率近似线性增加, 说明原子氧对C/C 复合材料具有持续的氧化侵蚀作用。
C/C-SiC复合材料在原子氧辐照各个阶段失重率均小于C/C复合材料, 而且在辐照后期, C/C-SiC的失重率增加幅度明显趋缓。
这说明SiC基体改性能提高C/C复合材料的抗原子氧化学侵蚀能力。
2.2显微结构如图2所示, 低倍观察发现, C/C复合材料辐照20 h后开口孔隙的尺寸和数量都有所增加, 纤维轮廓线更加清晰。
图1 C/C和C/C-SiC失重率随原子氧辐照时间变化Fig. 1 Mass loss rate of C/C and C/C-SiC exposed in the AO for different time第8期田聪, 等: C/C复合材料在原子氧辐照下的结构性能演变 855图2 (a) 辐照前和(b)~(h)辐照20 h后 C/C显微结构变化Fig. 2. SEM images of C/C composites before (a) and afterexposed to AO for 20 h (b)-(h)增加放大倍数, 如图2(c)和2(d)所示, 发现致密区域的损伤是不均匀的, 损伤区域与完好区域共存,且二者在微米尺度没有连续的过渡区, 说明原子氧对C/C复合材料的损伤侵蚀是直接而有效的, 这与原子氧对高分子材料作用类似, 属于冲击诱发和增强表面化学刻蚀机制[13]。