复合材料的强韧化模板课件

5.强韧化强韧化 5.1复合材料的强度复合材料的强度 分析复合材料破环行为的两种表达方式分析复合材料破环行为的两种表达方式 作为引起材料的变形、损伤程度及最终作为引起材料的变形、损伤程度及最终破坏的载荷的函数破坏的载荷的函数 描述为复合材料发生应变时内部所吸收描述为复合材料发生应变时内部所吸收的能量。（韧性）的能量。（韧性）纤维与基体的纤维与基体的断裂断裂基体的开裂基体的开裂基体的切变基体的切变5.1.1 长纤维复合材料的断裂模式长纤维复合材料的断裂模式 纤维的断裂纤维的断裂应变大于基应变大于基体的断裂应体的断裂应变变 纤维的断裂应纤维的断裂应变小于基体的变小于基体的断裂应变断裂应变 f 复合体系复合体系弹性模弹性模量量（GPa）断裂断裂应变应变（%）断裂应断裂应力力（MPa）mfu(MPa)fmu(MPa)f(体积体积%)1u(MPa)高模量碳高模量碳纤维纤维3500.7250035-2.51267环氧树脂环氧树脂基体基体42.0100玻璃纤维玻璃纤维712.82000-143010.91000聚酯基体聚酯基体32.070Nicalon 纤纤维维1300.81000-17510.8500玻璃基体玻璃基体700.14100f 与纤维平行的载荷与纤维平行的载荷最初的断裂通常发生最初的断裂通常发生在最弱处在最弱处应力值增加应力值增加发生材料全体的断裂发生材料全体的断裂两个类型两个类型累积损伤模型累积损伤模型纤维断裂传播模型纤维断裂传播模型与纤维平与纤维平行的应力行的应力1在裂纹在裂纹附近增长附近增长较快较快 在裂纹的传播在裂纹的传播方向上也存在方向上也存在显著的横向应显著的横向应力力 纤维与基体的刚性比纤维与基体的刚性比越大，应力集中越严越大，应力集中越严重；重；界面剪切强度接近界面剪切强度接近0时，时，应力集中可以忽略不应力集中可以忽略不计；计；相邻纤维之间的距离相邻纤维之间的距离增大（纤维的体积分增大（纤维的体积分数减少），则应力集数减少），则应力集中会减轻。中会减轻。环氧树脂环氧树脂/碳纤维碳纤维界面强度较大界面强度较大产生大的应力集中产生大的应力集中呈现出贯通大的纤维束的倾呈现出贯通大的纤维束的倾向向 聚酯聚酯/玻璃玻璃 聚酯聚酯/Kevlar纤维纤维连接较弱，发生了大范围的纤维拔出连接较弱，发生了大范围的纤维拔出 有害的环境，沿裂纹进行浸透，纤维强度显著下降有害的环境，沿裂纹进行浸透，纤维强度显著下降 横向拉伸断裂横向拉伸断裂 强度及应变都显强度及应变都显著降低著降低局部应力局部应力纤维对横向强度纤维对横向强度没有贡献没有贡献 对于横向载荷，泊松比有下降的倾向对于横向载荷，泊松比有下降的倾向 2/12/21fmuu剪切断裂剪切断裂 复合材料复合材料轴向强轴向强度度1u（MPa）横向强横向强度度2u（MPa）剪切强剪切强度度12u（MPa）轴向断轴向断裂应变裂应变1u（%）横向断横向断裂应变裂应变2u（%）聚酯聚酯/50%玻璃玻璃70020502.00.3环氧树脂环氧树脂/50%碳（高弹）碳（高弹）100035700.50.3环氧树脂环氧树脂/50%Kevlar120020502.00.4 压缩断裂压缩断裂 Ym/c5.1.2 受到非轴向载荷的单层板的断裂受到非轴向载荷的单层板的断裂 1）最大应力学说最大应力学说 在单纯的最大应力学说中，假定与纤维平行或在单纯的最大应力学说中，假定与纤维平行或垂直的应力达到某一极限值时，发生断裂。垂直的应力达到某一极限值时，发生断裂。1212xyxyT 22222222cscsTsccscscscs其他的断裂学说其他的断裂学说 在组合应力，特别是对叠层板的各个层片施加在组合应力，特别是对叠层板的各个层片施加平面应力的条件下，对长纤维复合材料的断裂平面应力的条件下，对长纤维复合材料的断裂进行了各种预测。进行了各种预测。Rowlands于于1985年发表了年发表了对该方法的展望。大部分方法都是基于对金属对该方法的展望。大部分方法都是基于对金属展开的屈服标准的采用。最为一般的是展开的屈服标准的采用。最为一般的是Tresca与与Mises的屈服标准。的屈服标准。Tresca的标准相当于达的标准相当于达到最大剪切应力的极限值时发生的屈服到最大剪切应力的极限值时发生的屈服 实验数据实验数据 5.1.3 叠层板的强度叠层板的强度 层间应力层间应力 末端效应末端效应 5.1.4 受到内压的圆管的破损受到内压的圆管的破损 5.2.复合材料的韧性复合材料的韧性 受到负荷的材料所吸收的能量与应力同等重要受到负荷的材料所吸收的能量与应力同等重要 韧性优异的材料在断裂时需要大的能量韧性优异的材料在断裂时需要大的能量 在受到冲击等多种负荷的情况下，材料是吸收一在受到冲击等多种负荷的情况下，材料是吸收一定的能量而断裂定的能量而断裂 在很多情况下，决定材料性能的是断裂韧性。在很多情况下，决定材料性能的是断裂韧性。5.2.1 断裂机理基本概念 材料的断裂是由于裂纹周围积蓄的能量随裂纹材料的断裂是由于裂纹周围积蓄的能量随裂纹的扩展而释放所发生。的扩展而释放所发生。如果能量不能达到平衡，则裂纹不扩展。如果能量不能达到平衡，则裂纹不扩展。裂纹先端的高应力与裂纹传播的能量不能取得裂纹先端的高应力与裂纹传播的能量不能取得平衡时，裂纹不发生扩展。平衡时，裂纹不发生扩展。在一般的金属材料中，由于晶粒界上滑移高频在一般的金属材料中，由于晶粒界上滑移高频率地发生，所以显示出高的断裂韧性。率地发生，所以显示出高的断裂韧性。*22 EC 2/Gc E 临界长度临界长度 能量释放率能量释放率*ccKcEG完全的开口模式（KII=0）中，=0；完全的剪切模式（KI=0）中，=90。以应力或能量基础的裂纹变形 以裂纹先端的应力为焦点。指出在受到与纤维平行的负荷的复合材料中，裂纹接近纤维时，在裂纹的先端产生横向应力，这样的应力使界面开口，使来自纤维插入部的裂纹钝化，或者发生使裂纹变形的倾斜。能量基础的裂纹变形的标准。一个模块中产生的裂纹，随着裂纹的增大而向另一模块扩展。所以可以推测，通过施加为了使裂纹扩展的负荷，能够使裂纹在该过程中贯通到另一模块，或者是发生沿着界面的变形。2141mmffICfCffh Eh EGGh E 5.2.2 对断裂能量的贡献对断裂能量的贡献 通常的工业材料中要求优异的断裂韧性。通常的工业材料中要求优异的断裂韧性。关于断裂韧性，对于复合材料有利的是关于断裂韧性，对于复合材料有利的是促进材料内对能量的吸收的机制。而且，促进材料内对能量的吸收的机制。而且，理解对该能量吸收的控制机理也是十分理解对该能量吸收的控制机理也是十分主要的。主要的。提高断裂韧性提高断裂韧性 使强化材料分布均匀，限制颗粒或纤维的尺寸，改善成形工序。优异的界面强度的提高。非金属基体，对于基体的能量吸收，虽然是有限的范围，但是，强韧化的机理还是有很大意义的。塑料基复合材料的韧性的改善，其基本想法也是使用其韧性高于基体的强化材料。基体的变形基体的变形 金属基体一般在裂纹附近产生大的滑移，所以具有高的断裂韧性。但是高分子材料（特别是热固性树脂）与陶瓷的断裂韧性一般较低。复合材料的断裂中基体的变形，与同一材料非强化状态下的变形相比，有很大的不同。基体的变形会受到很多约束，在刚性高的纤维周围的基体，不能进行自由的变形，负荷的传递的不同。裂纹附近的应力是三维应力场，阻碍基体伴随着变形的塑性流动。横向的拉伸应力，阻碍了塑性流动，却在材料中产生了空洞，反而容易断裂。纤维的断裂纤维的断裂 复合材料的的断裂中纤维的断裂是其基本形式。复合材料的的断裂中纤维的断裂是其基本形式。断裂能量中纤维断裂所占的比例很小。断裂能量中纤维断裂所占的比例很小。有机体系纤维的断裂能量也较大。例如有机体系纤维的断裂能量也较大。例如KevlarTMKevlarTM纤维。纤维。金属纤维的断裂能量比无机纤维要大，强化混凝金属纤维的断裂能量比无机纤维要大，强化混凝土中钢筋的体积比虽然较低，但仍然能够得到好土中钢筋的体积比虽然较低，但仍然能够得到好的效果，的效果，在复合材料中，如果不能充分利用纤维的性能，在复合材料中，如果不能充分利用纤维的性能，提高韧性是比较困难的。提高韧性是比较困难的。界面剥离界面剥离 在复合材料的断裂过程中常常发生。裂纹向着与纤维排列方向相垂直的方向扩展，裂纹在到达界面时，可能会在界面产生剥离。界面剥离是由横向载荷或剪切载荷所产生的。摩擦滑动与纤维的拔出抵抗摩擦滑动与纤维的拔出抵抗 通常的纤维强化复合材料的断裂能量，是通常的纤维强化复合材料的断裂能量，是在界面上的摩擦滑动而进行。断裂的能量在界面上的摩擦滑动而进行。断裂的能量吸收会因界面的粗糙度、接触压力或滑动吸收会因界面的粗糙度、接触压力或滑动距离而不同。距离而不同。微小结构的效果微小结构的效果 为控制复合材料的断裂能量，有改变纤维为控制复合材料的断裂能量，有改变纤维的长度、纤维的方向、进而改变界面特性的长度、纤维的方向、进而改变界面特性等多种方法。关于纤维的方向的效果，有等多种方法。关于纤维的方向的效果，有以下所示的研究结果。以下所示的研究结果。a）定向叠）定向叠层材料层材料b）金属基）金属基复合材料复合材料 界面特性的控制界面特性的控制 5.2.3 准临界裂纹的扩展准临界裂纹的扩展 在裂纹扩展过程中，在能量释放速率低于在裂纹扩展过程中，在能量释放速率低于临界值时，会发生急剧的断裂。临界值时，会发生急剧的断裂。两种情况。两种情况。第一，如果负荷由某种方法而变动，则在第一，如果负荷由某种方法而变动，则在裂纹先端的局部，仅发生少量的裂纹扩展。裂纹先端的局部，仅发生少量的裂纹扩展。第二，裂纹先端浸入腐蚀液的部分韧性下第二，裂纹先端浸入腐蚀液的部分韧性下降。降。疲劳疲劳 对于金属基复合材料，疲劳断裂是重要的研对于金属基复合材料，疲劳断裂是重要的研究课题。对于疲劳的分析，一般是进行关于究课题。对于疲劳的分析，一般是进行关于重复负荷中最大载荷与最小载荷之间的应力重复负荷中最大载荷与最小载荷之间的应力扩大系数的差扩大系数的差K进行研究。最初发生断裂的进行研究。最初发生断裂的最大值最大值Kmax，是由循环放出的能量与，是由循环放出的能量与K相相关而求出。所以，以负荷应力的大小关而求出。所以，以负荷应力的大小K作为作为表示值而使用应力比表示值而使用应力比R（Kmim/Kmax）。裂）。裂纹扩展的抵抗。纹扩展的抵抗。ndcKdN玻璃纤维强化的塑料复合材料的最大应力振幅与断裂重复次数玻璃纤维强化的塑料复合材料的最大应力振幅与断裂重复次数（a）金属基复合材）金属基复合材料。优异的疲劳特性，料。优异的疲劳特性，表现在定向强化复合表现在定向强化复合材料的纤维方向施加材料的纤维方向施加负荷应力时。负荷应力时。（b）根据纤维不同）根据纤维不同方向上计算的对于各方向上计算的对于各个断裂重复次数个断裂重复次数Nf的的负荷应力。负荷应力。应力腐蚀裂纹应力腐蚀裂纹 应力腐蚀所产生的裂纹，是由于腐蚀液浸入了应力腐蚀所产生的裂纹，是由于腐蚀液浸入了断面先端，从而促进了准临界裂纹的生长而造断面先端，从而促进了准临界裂纹的生长而造成的。材料的局部韧性下降的微观机理，因材成的。材料的局部韧性下降的微观机理，因材料的种类及环境条件而变化。料的种类及环境条件而变化。例如，在铝基材料中，在包含水分及盐分的空例如，在铝基材料中，在包含水分及盐分的空气中，疲劳裂纹会以通常的气中，疲劳裂纹会以通常的510倍的速度扩倍的速度扩展。对于塑料基复合材料，基体的行为因液体展。对于塑料基复合材料，基体的行为因液体的存在而敏感地变化。的存在而敏感地变化。5.3 陶瓷基复合材料的韧化陶瓷基复合材料的韧化 5.3.1 韧化的分类与特征韧化的分类与特征 屏蔽机理 在裂纹尖端施加应力，产生与原材料不同特性的区域，使在裂纹尖端施加应力，产生与原材料不同特性的区域，使应力集中缓和的机理应力集中缓和的机理称为屏蔽机理称为屏蔽机理(Shielding Mechanism)或裂纹屏蔽机理或裂纹屏蔽机理(Crack Shielding Mechanism)。它在陶瓷。它在陶瓷基复合材料的强韧化中起着重要的作用。其主要特征是基复合材料的强韧化中起着重要的作用。其主要特征是基体和纤维的临界应力强度因子经复合化后虽然都没有基体和纤维的临界应力强度因子经复合化后虽然都没有变化，但作为复合材料的整体，临界应力强度因子却发变化，但作为复合材料的整体，临界应力强度因子却发生了变化。它是可以使临界应力强度因子和断裂能量同生了变化。它是可以使临界应力强度因子和断裂能量同时增大的有效手段。时增大的有效手段。屏蔽机理强化相直接承受力，产生屏蔽效果可得到现状下最大的韧化。适合于纤维、颗粒等多种强化材料。对于连续纤维强化的玻璃和陶瓷材料，获得了35Mpa m1/2的断裂韧性值。而且宏观断裂过程是积累性，而不是灾难性断裂。因此可以得到单体陶瓷所不具备的断裂机理。该机理用于晶须或短纤维时效果较差，但可以减小使用连续纤维时的各向异性。屏蔽机理强化相不直接承受力，但影响断裂过程中的相互作用在激活区(Zone Wake)残留的微裂纹或ZrO2相变等引起的残余压应力的作用带来的韧化。该机理所得到的最大韧化约为10 MPa m1/2。在使用短纤维强化时，如果能避免缺陷，则可以大幅度提高强度。非屏蔽机理 非屏蔽机理主要是利用裂纹与材料间的相互作用而消耗额外的能量，因此对应力强度因子的贡献很小，主要是使断裂能量提高。这种相互作用可以使裂纹发生弯曲或偏转，与直进模式相比路径变得复杂。可能发生主裂纹以外的断裂方式，所以与单体基体相比所需能量增大。5.3.2 相变及微裂纹韧化相变及微裂纹韧化 在屏蔽韧化机理中，相变及微裂纹韧化在屏蔽韧化机理中，相变及微裂纹韧化是主要的两类。二者的共同点在于都是是主要的两类。二者的共同点在于都是在主裂纹附近产生应力集中而形成体积在主裂纹附近产生应力集中而形成体积膨胀，从而达到韧化的目的。膨胀，从而达到韧化的目的。应力-应变曲线 假定由于相变或微裂纹引起的体积膨胀使平均法线应力由起始值到达饱和值，此时平均应力(=11+22+33)与体积膨胀应变(=11+22+33)的关系 应力-应变曲线平均应力和平均应变的关系可由下式所定(2)。O-A：ij=2Gij+BA-B：ij=2Gij+B(-e*)(4.2)B-C：ij=2Gij+B(-e*s)ij式中G为剪切弹性模量，B为体积弹性模量，上标“”、“”表示A-B和C-D间的物理量，e*为膨胀应变，e*s为B点的饱和膨胀应变。膨胀应变与韧化 应力随距裂纹距离的接近而增大，且在尖端附近形成马氏体相变或发生微裂纹的区域（称为相变区，Process Zone 或 Frontal Process Zone）。该区域随荷重的增加而扩展。裂纹扩展，在两侧留下几乎一定宽度的残留膨胀应变区(b)。该区域的膨胀应变e*ij在陶瓷的韧化中起着重要的作用。膨胀应变与韧化 上述相变区的尺寸与试样整体相比很小，其外侧应力分布可以可以用线性弹性论近似。式中K为由负荷所决定的应力强度因子，r为距裂纹尖端的距离，fij()为形状系数，由裂纹形状和加载方式所决定。ijijKrf2()膨胀应变与韧化另一方面，相变区的内侧，由于膨胀应变的逐渐发生使应力分布散乱。但在距裂纹尖端很近的地方e*达到饱和，其应力分布可以用线性弹性论近似。式中KC为受膨胀应变影响的裂纹尖端的应力强度因子。它与K有不同的值，相当于式4.1中的Ktip。当KC达到临界值KCIC时，断裂发生。e*的效果可用KC表达。KC=K-KC即由屏蔽机理K随荷重而增加，此为表观现象。而实际的断裂过程则由KC所支配。所以KC 越大，表示韧化效果越好。ijCijKrf2()膨胀应变与韧化 关于膨胀应变对KC 的影响效果，由两种定量解析的模型。Meeking等的应力理论和Budiansky等的能量理论。两种模型从力学上讲是等价的(4)，但从不同的出发点论述了韧化。它们对于理解韧化的机理都是有用的。相变韧化 氧化锆的马氏体相变可以产生约5%的体积膨胀和约16%的剪切变形，其中的剪切变形可以由产生挛晶等方式抵消，从宏观上看，能够起到韧化效果的主要是体积变形膨胀。由韧化的能量模型可知 式中U(x2)为应变能量密度，H为相变区宽度，为平均应力，为饱和膨胀应变，E为弹性模量，为泊松比KU xdxeB eB BEedxcHcsscscH222 19 12202220()()(/)()()*相变韧化另一方面，假定相变区无限延伸，则由韧化的应力理论模型，可得 由Budiansky可知，式4-8为膨胀系数很小时式4-6取极限所得。式4-7与式4-8的数值解的差别仅0.3%。式4-6式4-8中计算Kc时需要H的值，通常H可由无膨胀应变时的应力分布来估算。KE eHE eHccsccsc*/*.11230214311 2ccKr()cos/13221 2RKcc()()cos2912222相变韧化由此可以求得H在x2方向的最大值。将上式代入，得 式中为支配韧化的无量纲参数，定义为 这样，Kc与 成反比。由式4-10可知，越小，H越大，韧化效果也大。HKcc3 11222()KKc3 382 191()()*ccsccE eccc微裂纹韧化 主裂纹扩展时，其尖端部高应力区域很容易产生微裂纹。微裂纹是产生膨胀应变的机理之一。这主要是由于在微裂纹产生之前，存在有局部的拉伸残余应力。这种残余应力(a)发生在弹性模量与线膨胀系数各向异性的多晶体中，相邻晶粒的主轴方向不同(8)。(b)是发生在颗粒增强复合材料中，颗粒的膨胀系数比基体大的场合 微裂纹韧化 无论哪种场合，烧结时从高温到室温的冷却过程中，由于热膨胀系数的差引起错配并产生残余应力。前者发生在晶粒界、后者发生在颗粒与基体的界面。还有一种机理适用于象氧化锆一样引起膨胀应变的颗粒增强复合材料 微裂纹韧化微裂纹韧化与相变韧化不同，在微裂纹发生时伴随着弹性模量（Ec Ec）和应力强度因子（Kcc Kcc”）的变化。所以即使仅发生不伴随相变区的前沿区，也可以由屏蔽机理达到韧化。设Vc为微裂纹的体积分数，则应力强度因子的变化为 由能量理论，裂纹扩展开始时的应力强度因子为 KVKccccc()1KEEVKccccc/()1微裂纹韧化 实际上微裂纹的成长具有复杂的多样性，实际上微裂纹的成长具有复杂的多样性，要找出在何种情况下出现什么样的微裂要找出在何种情况下出现什么样的微裂纹的规律十分困难，因此也难以对纹的规律十分困难，因此也难以对er*和和B”进行解析。当然，使用特殊的模型还进行解析。当然，使用特殊的模型还是可以对解析极限尝试，例如是可以对解析极限尝试，例如Hutchinson的解析，的解析，(a)适用于薄圆盘状适用于薄圆盘状的微裂纹，的微裂纹，(b)适用于由引起相变的颗粒适用于由引起相变的颗粒形成的微裂纹。形成的微裂纹。微裂纹韧化微裂纹韧化 从以上的讨论虽然可以得出在从以上的讨论虽然可以得出在wake区开区开口微裂纹越多，韧化效果也越好的结论。口微裂纹越多，韧化效果也越好的结论。但是实际上可以想象到，当微裂纹密度但是实际上可以想象到，当微裂纹密度过高、尺寸过大时，会对材料产生不良过高、尺寸过大时，会对材料产生不良影响。而现状是尚未进行对含有这种恶影响。而现状是尚未进行对含有这种恶化因素的解析。因此本节的讨论应限定化因素的解析。因此本节的讨论应限定在微裂纹密度非常低、尺寸非常小的范在微裂纹密度非常低、尺寸非常小的范围。围。5.3.3 裂纹偏转裂纹偏转 裂纹偏转是指裂纹在材料中呈锯齿状的扩展现象。复合材料中裂纹发生偏转的主要原因有：基体与强化相弹性模量的差异、界面效应或热错配产生的内应力的影响，特别是内应力的不均匀性和界面等与裂纹的相互作用。在主裂纹尖端产生微裂纹时，微裂纹会与主应力轴垂直，随后微裂纹间又可能形成连接。在这种场合，断裂后可以观察到裂纹的偏转，并使强度和断裂韧性发生变化。裂纹偏转 裂纹在材料中呈锯齿状扩展的模式，可以分为倾转模式（titl mode）和扭转模式（twist mode）两类 裂纹偏转裂纹偏转使断裂韧性提高的原因主要是由于裂纹以锯齿状扩展时表面积的增多。在这种场合下，裂纹偏转的角度是一个重要的参数。考虑(a)中A0B0C0的路径，即使经过A0 A1C1C0的锯齿状或者是象(b)一样经过更为复杂的路径，其表面积时相同的。裂纹偏转引起韧化的主要原因在于随着路径变为锯齿状，实际的表面积增加。同时伴随着裂纹的扩展尖端应力场分布变化，而从微观上讲断裂已成为混合模式。裂纹偏转 关于复合材料中裂纹的偏转，Faber与Evans进行了理论分析和实验研究。在该理论中假定在复合材料中扩展的裂纹，接近强化相时会形成图4-14所示的裂纹扭转和偏转。对于不连续纤维、薄片和颗粒不同形状的强化相，设定各自的裂纹路径。由此路径求出裂纹扩展时平均能量释放率。EGkkkcccccccc()()()()()()122222322111裂纹偏转 使用上述理论计算出的随强化材料体积分数的变化。可以看出，对应同一体积分数Vf，强化相的形状效果如下 不连续纤维板片状球状 裂纹偏转该理论假定裂纹不向强化相中扩展，而且也未考虑界面强度等因素。但是有研究表明，即使时裂纹向第二相扩展，也会产生裂纹偏转，使断裂韧性提高。除Faber之外，对裂纹偏转进行理论分析的还有Kageyama、Chou等人，他们假定在proces zone发生纳米级的微裂纹，由此产生裂纹偏转。采用分配位错法（Distributed Dislocation Method）对断裂韧性做了解析。裂纹偏转不仅具有强化相相当的尺寸，而且还可能具有宏观（12mm）的周期性。此时应力强度因子也会随裂纹偏转的周期而产生重复增大和减小的现象。而且这种周期增减性不仅发生在短纤维复合材料中，在连续纤维复合材料中也得到了证实。5.3.4 裂纹弯曲裂纹弯曲 裂纹弯曲是指当裂纹扩展时由于强化相的阻碍使得尖端路径弯曲，从而使测得的断裂韧性值提高的机理。裂纹弯曲机理使由Large首先提出了基本思想，随后由Evans将Large的理论向二维发展，从而奠定了现在的理论基础。在该理论中，假定由于第二相的存在使在材料中扩展的裂纹尖端由直线变成曲线是韧化的根本所在。其解析方法与金属中存在有夹杂时对位错的作用相同。该机理多在第二相与基体结合强的场合观察到。在颗粒强化玻璃、纤维强化玻璃等玻璃基复合材料中发表了较多的观察结果。