c/c复合材料以其优良的力学、热学及电学性能在航天、航空、核能领域及许多民用工业领域受到极大关注。十几年来，C/C复合材料的研究得到了迅速发展和广泛应用，已成为90年代乃至21世纪的关键材料之一。目前，C/C复合材料的制备方法主要是采用化学气相沉积（CVD）法、高压液相浸渍以及加压炭化法，以上3种方法各有其特点，但无论哪一种方法，其生产周期都较长，工艺环节较多，同时生产工艺难以精确控制，生产成本太高，虽然以上问题军事领域还可以接受，但势必影响它的发展和广泛应用，目前虽然已有一些新的快速致密化工艺，但距实际应用还有相当大的距离3.本文采用锻后石油焦及煤焦油中温浙青基体原材料，采用加压焙烧的方法制备出了低成本的短纤维增强的炭基复合材料，研究了炭纤维体积含量对C/C复合材料力学性能的影响。
1试验材料与研究方法基体材料采用锻后石油焦、煤焦油中温浙青（质量比为7：3），增强体采用聚丙烯腈（PAN）基短切炭纤维（5mm）以加压焙烧法制备C/C复合材料，高焙烧温度900K二次热处理温度1由可见，当炭纤维体积分数较低时，纤维的增强效果不明显，随着炭纤维体积分数的增加，复合材料的抗折强度逐渐升高；当炭纤维的体积分数达到8.3%时，复合材料的抗折强度达到24.0MPa；之后，随着炭纤维的体积分数的增加，复合材料的抗折强度逐渐下降。
2.2C/C复合材料的断口分析对复合材料抗折强度接近平均强度的试样进行断口分析，如所示。
由可以看出：当复合材料中的炭纤维体积分数较低时（a、b），基体中的炭纤维分布均匀，没有观察到纤维偏聚区存在，炭纤维均匀地穿插浙青炭之中。当复合材料中的炭纤维含量较高时（c）炭纤维出现明显的偏聚现象，偏聚区的炭纤维呈束状或呈严重的相互搭结状分布，由于偏聚区内基体材料很难浸入而易形成孔洞，该类孔洞成为复合材料中明显的结构缺陷。对于纤维增强复合材料而言，当纤维含量较低时，纤维不能起到有效的增强作用，所以抗折强度较低，随着纤维含量的逐渐增加，抗折强度有所提高。当纤维含量较高时，由于偏聚区的存在而在复合材料内部形成结构缺陷，该类缺陷严重地影响了材料的机械性能，所以此时随着纤维含量的增加抗折强度下降。
通过断口高倍观察还可以看出，断口表面大量纤维被拔出，纤维断面平齐，几乎没有发现纤维断裂能量就越多，同时，纤维含量越高，基体中的裂纹越不容易扩展，复合材料的强度越1~11.当纤维含量过高时，由于混料条件的限制，大量纤维不但不能有效地起到增强作用，纤维聚集区反而成为新的薄弱环节，在应力作用下该处很容易破坏，所以复合材料的强度随着纤维含量的增加反而降低。
3结论C/C复合材料断口的高倍观察的迹象，同时纤维表面粘附少量的基体材料。
由此可以判定，C/C复合材料的断裂过程中并未发生增强体炭纤维的断裂，纤维的拔出为破坏的主要形式，材料的断裂过程为基体与炭纤维的界面破坏所控制。由SEM结果可知，在断裂过程中，裂纹的扩展总是避开炭纤维。对于本试验条件下的C/C复合材料而言，有很多促使裂纹产生的因素，例如材料本身的气孔、微裂纹及短纤维末端的应力集中等。
在加载过程中，裂纹可能在复合材料中多处产生、扩展，当扩展裂纹与纤维相遇时，在纤维与基体所决定的应力条件下，裂纹的扩展方向发生转移，开始沿着基体与纤维的界面扩展直到纤维的末端为止，从而导致纤维与基体部分分离。由于基体总是弱的，在载荷作用下基体裂纹很快扩展到下一根纤维，并重复界面断裂的过程直至材料断裂，而纤维不可能发生断裂。所以短纤维增强C/C复合材料的破坏形式为界面破坏所控制，表现为断口处大量纤维拔出。
纤维增强复合材料中的界面是增强相与基体相的中间相，界面是增强相与基体相的连接者，纤维与基体复合过程的本质就是纤维表面形成完整传递应力的界面，界面的作用是将加于复合材料的载荷，经由基体通过界面传递到增强体，这就要求界面有一定的粘结强度，合适的粘结强度使界面能够传递应力。另外，界面在一定外力作用下脱粘，使纤维拔出，纤维与基体发生摩擦并增大表面能，使材料以拔出功和摩擦功等形式吸收外载能量，从而提高材料的抗破坏能力。对炭纤维而言，其表面光滑且惰性大，与基体相容性差，不能很好地与基体进行粘合，仅依靠粘结剂浙青炭化后形成的炭网把焦炭粉与炭纤维连结起来形成块体纤维与基体的界面结合较M7~9.所以，C/C复合材料在断裂时断口处大量纤维被拔出，同时，纤维表面的粘附物较少。
C/C短纤维复合材料在断裂过程中，吸收能量的主要机制是脱胶，所以，在纤维混合均匀的条件当炭纤维体积分数小于8.3 %时，随着炭纤维体积分数的增加，复合材料的抗折强度逐渐升高，之后，随着炭纤维的体积分数的增加，复合材料的抗折强度逐渐下降；短纤维增强C/C复合材料的断口特征为大量纤维拔出，其断裂过程为界面破坏所控制。