一种预应力纤维增强C/SiBCN陶瓷复合材料及其制备方法与流程

一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及陶瓷基复合材料技术领域，尤其涉及一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料及其制备方法。


背景技术：

2.碳纤维增强硅硼碳氮基体复合材料(c/sibcn复合材料)，是以碳纤维或碳纤维织物如碳布、碳毡等作为增强体，sibcn为基体，通过pip工艺(即聚合物浸渍
‑
交联
‑
热解工艺，是将纤维预制体浸渍在聚合物前驱体溶液中，在特定的条件下将浸渍后的预制体交联固化，最后在高温热解的陶瓷化转变过程中转化为无机的陶瓷基体，通过多次循环浸渍热解过程，最终制得相对致密的陶瓷基复合材料)加工得到的一种轻质高强的吸波复合材料。
3.c/sibcn陶瓷基复合材料具有轻质、高强、耐高温、抗氧化等优异性能，是理想的航空动力高温结构材料；同时其具有良好的吸波性能也用作多波段吸波材料的主要组分，是满足轻质高温隐身材料的不二之选。然而，在采用pip工艺制备c/sibcn陶瓷复合材料的过程中，浸渍热解的次数往往会对预制体的体积和内部膨胀应力带来很大的影响，最终导致在制备出的大件复合材料表面存在明显的裂纹和开裂现象。传统的解决方法往往是通过界面层的引入来达到扩散屏障的作用，保护纤维的免受化学损伤：例如引入热解碳(pyc)界面热氧化改善断裂行为，但这会影响材料的吸波性能；或采用金属熔覆法，利用金属线膨胀系数>陶瓷的特点以及良好的韧性和拉伸强度给陶瓷基复合材料施加预应力，但作为高温下吸波涂层的主要应用对象，金属熔点低的特性不能满足高温下的使用要求。


技术实现要素：

4.本发明的目的在于提供一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料及其制备方法，所述方法能够抑制复合材料在制备过程中裂纹的产生以及因内应力造成的层间剥离和纤维脱粘。
5.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
6.本发明提供了一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的制备方法，包括以下步骤：
7.将碳纤维预制体加压浸渍于聚硅硼氮烷前驱体中，得到生胚；
8.将所述生胚进行交联固化，得到固化体；
9.将所述固化体进行热解，得到sibcn陶瓷基体；
10.将所述sibcn陶瓷基体依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到c/sibcn复合材料；
11.将所述c/sibcn复合材料自上表面向下表面进行磨削钻孔，形成贯穿孔；
12.将涂覆有环氧树脂的碳纤维束引入所述贯穿孔中，将所得复合物两端采用锚点固定，同时向一端锚点施加z向应力，将所得预应力复合材料依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到z向碳纤维增强c/sibcn复合材料；
13.将所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料去除z向应力和锚点后，依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程3～4次，得到预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
14.优选的，所述聚硅硼氮烷前驱体的硼含量为1～2wt％，数均分子量mn为600～900；所述碳纤维预制体中碳纤维的型号为t300
‑
1k。
15.优选的，所述加压浸渍的压力为0.8～2mpa，浸渍时间为4～6h。
16.优选的，所述交联固化的温度为160～400℃，时间为2～3h。
17.优选的，所述热解的温度为1000～1200℃，时间为2～4h。
18.优选的，所述c/sibcn复合材料的密度为1.70～1.95g/cm3、孔隙率为16～26vol％、增重率为12～18wt％。
19.优选的，所述贯穿孔的直径为3mm；所述贯穿孔在所述c/sibcn复合材料上的分布方式为1个贯穿孔/4cm2。
20.优选的，所述碳纤维束为t700碳纤维束；所述t700碳纤维束的直径为1～2mm，所述t700碳纤维束的型号为t700
‑
12k。
21.优选的，将所得预应力复合材料重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，使得所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料的增重率为3～8wt％。
22.本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
23.本发明提供了一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料及其制备方法，本发明在重复pip的过程中对纤维预制体层间进行改进，沿垂直于纤维预制体层间方向引入z向预应力纤维，通过磨削钻孔将z向预应力纤维引入sibcn陶瓷基体中，垂直于轴向的预应力纤维可在pip浸渍热解制备较厚试样的过程中抵消来自复合材料内部向外的内应力，改善结构陶瓷的受力性能，同时避免纤维过多拔出和层间破坏的现象；而且，z向(垂直于轴向)纤维能够增强材料沿轴向的力学性能，不仅减小了复合材料的内应力，还可以改善基体同增强体纤维的结合状况，解决了连续碳纤维增强sibcn陶瓷基复合材料基体层间过早开裂的问题。
24.此外，本发明选用比金属物理相容性更好且具有优异的拉伸性能的t700碳纤维作为增强纤维，既改善了在纵向引入预应力纤维过程中复合材料过早开裂的现象，同时又不会对目标性能产生影响，利用预应力纤维回缩提供压缩应力的方法减小复合材料内部向外的膨胀应力，解决了在制备复合材料的过程中产生的基体过早开裂和纤维拔出现象，对于制备大件较厚的陶瓷基复合材料提供了新的方法。
25.对于厚度和体积较大的碳纤维增强sibcn复合材料而言，z向预应力纤维的引入，减小了在pip工艺中材料因体积膨胀而引起的层间结合强度较弱部分纤维同基体剥离的现象，相比较现有制备小体积试样(厚度约为1cm)的方法，不便引入锚点和z向预应力纤维，减小了制备难度，提高了试样的力学性能。
附图说明
26.图1为本发明预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的制备流程图；
27.图2为预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的立体图；其中，1
‑
碳纤维预制体；2
‑
贯穿孔；3
‑
预应力碳纤维束；4
‑
聚硅硼氮烷前驱体浸渍液；
28.图3为预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的半剖视图；其中，5
‑
锚点位置；
29.图4为对比例1制备的复合材料的断面图；
30.图5为实施例1制备的复合材料的断面图。
具体实施方式
31.本发明提供了一种预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的制备方法，包括以下步骤：
32.将碳纤维预制体加压浸渍于聚硅硼氮烷前驱体中，得到生胚；
33.将所述生胚进行交联固化，得到固化体；
34.将所述固化体进行热解，得到sibcn陶瓷基体；
35.将所述sibcn陶瓷基体依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到c/sibcn复合材料；
36.将所述c/sibcn复合材料自上表面向下表面进行磨削钻孔，形成贯穿孔；
37.将涂覆有环氧树脂的碳纤维束引入所述贯穿孔中，将所得复合物两端采用锚点固定，同时向一端锚点施加z向应力，将所得预应力复合材料依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到z向碳纤维增强c/sibcn复合材料；
38.将所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料去除z向应力和锚点后，依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程3～4次，得到预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
39.在本发明中，若无特殊说明，所需制备原料均为本领域技术人员熟知的市售商品。
40.本发明将碳纤维预制体加压浸渍于聚硅硼氮烷前驱体中，得到生胚。本发明对所述碳纤维预制体所用碳纤维的规格和形状没有特殊的限定，本领域熟知的碳纤维均可。在本发明的实施例中，所述碳纤维预制体中碳纤维的型号具体为t300
‑
1k，孔隙率为60％、纤维丝径为5μm，形状为圆柱体，所述圆柱体的底面直径为75mm，高度为100mm。
41.本发明对所述碳纤维预制体的编制过程及预制体的尺寸和形状没有特殊的限定，按照本领域熟知的过程根据实际需求调整即可；在本发明的实施例中，所述碳纤维预制体的尺寸具体为长100mm
×
宽53mm
×
高53mm，编制方式为2.5d或3d。
42.在本发明中，所述聚硅硼氮烷前驱体(pbsz)的硼含量优选为1～2wt％，数均分子量mn优选为600～900；本发明利用聚硅硼氮烷前驱体作为制备sibcn陶瓷基体的原料，通过后续的加压浸渍
‑
固化
‑
热解的方式完成pbsz向sibcn的陶瓷化转变。
43.在本发明中，所述加压浸渍优选在氮气氛围中进行；所述加压浸渍优选在反应釜中进行；所述加压浸渍的压力优选为0.8～2mpa，更优选为1mpa，浸渍时间优选为4～6h，更优选为4.5～5h。本发明采用加压浸渍提高浸渍效率。本发明对所述聚硅硼氮烷的用量没有特殊的限定，按照上述条件进行完全浸渍得到相应聚硅硼氮烷负载量的生胚即可。
44.完成所述加压浸渍后，本发明优选不进行任何处理，直接进行后续交联固化。
45.得到生胚后，本发明将所述生胚进行交联固化，得到固化体。
46.在本发明中，所述交联固化优选在氮气氛围中进行；所述交联固化过程仍然保持加压浸渍阶段的压力；所述交联固化的温度优选为160～400℃，更优选为170～300℃，时间优选为2～3h，更优选为2.5h；在所述交联固化过程中，没有明显的失重现象出现，聚硅硼氮烷前驱体(pbsz)释放出少量的氢气，前驱体中的
‑
ch＝ch2基团参与热交联反应，分子链间
的si
‑
h键发生硅氢化和脱氢耦合反应释放出氢气。
47.得到固化体后，本发明将所述固化体进行热解，得到sibcn陶瓷基体。在本发明中，所述热解优选在氮气氛围中进行；所述热解的温度优选为1000～1200℃，更优选为1100℃，时间优选为2～4h，更优选为2～3h；所述热解优选在高温管式炉中进行；本发明对所述高温管式炉没有特殊的限定，本领域熟知的相应设备即可。在所述热解过程中，聚硅硼氮烷前驱体中的
‑
si(ch3)3端基基团发生自由基交联反应，pbsz聚合物通过无机化过程转化为sibcn陶瓷基体。
48.得到sibcn陶瓷基体后，本发明将所述sibcn陶瓷基体依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到c/sibcn复合材料。在本发明中，所述依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次的优选为将所述sibcn陶瓷基体加压浸渍于聚硅硼氮烷前驱体中，将所得材料进行交联固化，将所得固化产物进行热解，完成一次重复过程，然后以此循环重复进行加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程。本发明重复进行所述浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次使得复合材料更为密实，方便磨削钻孔。
49.在本发明中，所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程记为pip过程。
50.在本发明中，所述c/sibcn复合材料的密度优选为1.70～1.95g/cm3，更优选为1.85g/cm3、孔隙率优选为16～26vol％，更优选为17.5vol％、增重率优选为12～18wt％，更优选为14wt％，所述增重率的计算公式为(m1‑
m0)/m0，其中m0指前一次pip工艺后的试样干重，m1指的是下一次pip后试样的干重。本发明重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次达到上述增重率即可。
51.得到c/sibcn复合材料后，本发明将所述c/sibcn复合材料自上表面向下表面进行磨削钻孔，形成贯穿孔。本发明优选采用夹具将c/sibcn复合材料固定后，进行磨削钻孔。本发明对所述磨削钻孔的具体过程没有特殊的限定，按照本领域熟知的过程进行钻孔即可。
52.在本发明中，所述贯穿孔的直径优选为3mm；所述贯穿孔在所述c/sibcn复合材料上的分布方式为1个贯穿孔/4cm2；所述贯穿孔在c/sibcn复合材料上均匀分布。
53.本发明将涂覆有环氧树脂的碳纤维束引入所述贯穿孔中，将所得复合物两端采用锚点固定，同时向一端锚点施加z向应力，将所得预应力复合材料依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，得到z向碳纤维增强c/sibcn复合材料。
54.在本发明中，所述碳纤维束优选为t700碳纤维束；所述t700碳纤维束的直径优选为1～2mm，更优选为1.5mm，所述t700碳纤维束的型号优选为t700
‑
12k。
55.在本发明中，所述涂覆有环氧树脂的t700碳纤维束的制备过程优选为在t700碳纤维束的表面涂覆环氧树脂；将所得碳纤维束置于通风橱中于室温下固化12h，得到涂覆有环氧树脂的t700碳纤维束。在本发明中，所述环氧树脂优选为环氧树脂ab胶，所述环氧树脂ab胶中a:b质量比优选为2:1。本发明对所述涂覆的过程没有特殊的限定，按照本领域熟知的过程均匀涂覆即可。本发明对所述环氧树脂与t700碳纤维束的用量比没有特殊的限定，能够在t700碳纤维束上均匀涂覆环氧树脂即可。
56.本发明对将涂覆有环氧树脂的t700碳纤维束引入所述贯穿孔中以及锚点固定的过程没有特殊的限定，按照熟知的过程进行锚点固定并保证碳纤维束的至少一端处于便于切削和预应力释放的位置即可。
57.在本发明中，所述向一端锚点施加z向应力的过程优选为将t700碳纤维束固定在
对拉螺栓的反力装置上，一端锚点固定；使用扭矩扳手对另外一端的螺母进行预紧，使得施加z向应力的大小优选为40～200mpa，更优选为90～150mpa。
58.在本发明中，将所得预应力复合材料重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，使得所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料的增重率优选为3～8wt％；所述增重率优选与上文所述定义相同。本发明重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次保证在上述增重率范围即可。在本发明中，所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料的密度优选为1.9～2.1g/cm3，孔隙率优选为5～15vol％。
59.本发明施加z向应力后将所得预应力复合材料依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程2～3次，能够填充z向预应力碳纤维束同碳纤维预制体之间的孔隙，保证两者结合紧密，从而使得去除锚点后所产生的向内收缩的应力充分施加在材料内部，解决基体开裂的问题。
60.得到z向碳纤维增强c/sibcn复合材料后，本发明将所述z向碳纤维增强c/sibcn复合材料去除z向应力和锚点后，依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程3～4次，得到预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。本发明对所述去除z向应力和锚点的过程没有特殊的限定，按照本领域熟知的过程进行即可。去除z向应力和锚点后，本发明重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程3～4次，直至材料的增重率＜1wt％。本发明重复pip过程能够使得聚硅硼氮烷类聚合物更好的分散在预制体内部，且获得的复合材料较为致密，且可以在简单的工艺设备和热处理温度下，不引入烧结助剂便能获得均匀性好、杂质较少纯度较高的陶瓷基复合材料。在本发明中，所述预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的密度优选为2.0～2.2g/cm3，孔隙率优选为1.5～5.5％vol％。
61.图1为本发明预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的制备流程图，如图所示，本发明将c纤维预制体加压浸渍于pbsz前驱体，将所得复合材料生胚固化和热解后重复进行加压浸渍
‑
固化
‑
热解过程2～3次，得到密实的c/sibcn复合材料，对密实的c/sibcn复合材料进行磨削钻孔后，将c纤维束涂覆环氧树脂后引入固定于钻孔所得贯穿孔中，然后对c纤维束施加预应力，重复pip2～3次后，得到c/sibcn复合材料，去除预应力和锚点后，重复pip过程3～4次，得到z向预应力纤维增强c/sibcn复合材料。
62.图2为本发明预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的立体图；其中，1
‑
碳纤维预制体；2
‑
贯穿孔；3
‑
预应力碳纤维束；4
‑
聚硅硼氮烷前驱体浸渍液；如图2所示，碳纤维预制体1浸渍于聚硅硼氮烷前驱体浸渍液4中，预应力碳纤维束3固定于贯穿孔2中，形成复合材料。
63.图3为预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料的半剖视图；其中，5
‑
锚点位置。如图3所示，在预应力纤维束的两端进行锚点固定。
64.本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
65.下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
66.以下实施例1～2和对比例1～2中，所用聚硅硼氮烷前驱体(pbsz)的硼含量为1～
2wt％，数均分子量mn为600～900。
67.实施例1
68.将2.5d碳纤维预制体(t300
‑
1k编制而成，孔隙率60％，纤维丝径5μm，形状为圆柱体，圆柱体的底面直径为75mm，高度为100mm)裁剪成长100mm
×
宽53mm
×
高53mm的尺寸置于压力反应釜中，外接真空泵抽干釜体内的空气，向反应釜内添加pbsz浸渍液直至完全浸渍，采用n2作气氛进行加压浸渍，施加的压力为1mpa，浸渍时间为4h，得到生胚；将压力反应釜釜内温度提升至170℃(整个体系的压力仍保持为1mpa)，进行交联固化，固化时间为2h，关闭加热装置，随反应釜冷却至室温；将样品从釜内取出，转移至高温管式炉中，在n2保护气氛条件，在1000℃进行热解2h，重复所述加压浸渍
‑
交联固化和热解的过程(pip)3次，得到致密的复合材料(密度1.85g/cm3、孔隙率17.5vol％、增重率14wt％)；对所述致密的复合材料进行磨削钻孔，形成直径3mm的贯穿孔，贯穿孔的分布方式为1个贯穿孔/4cm2；
69.在t700
‑
12k碳纤维束(直径1.5mm)表面涂覆环氧树脂ab胶(质量比为2:1)，将所得复合物置于通风橱中于室温下固化12h，将固化后的碳纤维束引入贯穿孔中并固定在对拉螺栓的反力装置上，一端锚点固定；使用扭矩扳手对另外一端的螺母进行预紧，向该端锚点施加z向应力117.5mpa，将所得预应力复合材料重复上述pip工艺3次，材料的增重率为5wt％，密度为2.01g/cm3，孔隙率为9.1vol％；
70.去除z向应力和锚点后，依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程4次，所得材料的密度为2.1g/cm3，孔隙率为2.05vol％，增重率为0.87wt％，得到预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
71.实施例2
72.将三维(3d)碳纤维预制体(t300
‑
1k编制而成，碳纤维的体积分数为32％、纤维丝径6μm)裁剪成长100mm
×
宽53mm
×
高53mm的尺寸置于压力反应釜中，外接真空泵抽干釜体内的空气，向反应釜内添加pbsz浸渍液直至完全浸渍，采用n2作气氛进行加压浸渍，施加的压力为1mpa，浸渍时间为4h，得到生胚；将压力反应釜釜内温度提升至170℃(整个体系的压力仍保持为1mpa)，进行交联固化，固化时间为2h，关闭加热装置，随反应釜冷却至室温；将样品从釜内取出，转移至高温管式炉中，在n2保护气氛条件，在1000℃进行热解2h，重复所述加压浸渍
‑
交联固化和热解的过程(pip)3次，得到致密的复合材料(密度1.73g/cm3、孔隙率21.3vol％、增重率12wt％)；
73.在t700
‑
12k碳纤维束(直径1.5mm)表面涂覆环氧树脂ab胶(质量比为2:1)，将所得复合物置于通风橱中于室温下固化12h，将固化后的碳纤维束引入贯穿孔中并固定在对拉螺栓的反力装置上，一端锚点固定；使用扭矩扳手对另外一端的螺母进行预紧，向该端的锚点施加z向应力90mpa，将所得预应力复合材料重复上述pip工艺3次，增重率为5.4wt％，此时样品密度为2.07g/cm3，孔隙率为7.2vol％；
74.去除z向应力和锚点后，依次重复进行所述加压浸渍
‑
交联固化
‑
热解的过程4次，材料的密度为2.19g/cm3，孔隙率为1.57vol％，增重率为0.95wt％，得到预应力纤维增强c/sibcn陶瓷复合材料。
75.对比例1
76.将2.5d碳纤维预制体(t300
‑
1k编制而成，孔隙率60％、纤维丝径5μm)裁剪成长100mm
×
宽53mm
×
高53mm的尺寸置于压力反应釜中，外接真空泵抽干釜体内的空气，向反应
釜内添加pbsz浸渍液直至完全浸渍，采用n2作气氛进行加压浸渍，施加的压力为1mpa，浸渍时间为4h，得到生胚；将压力反应釜釜内温度提升至170℃(整个体系的压力仍保持为1mpa)，进行交联固化，固化时间为2h，关闭加热装置，随反应釜冷却至室温；将样品从釜内取出，转移至高温管式炉中，在n2保护气氛条件，在1000℃进行热解2h，重复所述加压浸渍
‑
交联固化和热解的过程8次，得到致密的复合材料，增重率为0.81wt％，材料的密度1.752g/cm3，孔隙率为5vol％。
77.将实施例1和对比例1制备的复合材料进行观察，所得结果见图4～5，图4为对比例1制备的复合材料的断面图；图5为实施例1制备的复合材料的断面图；由图4可知，对比例1制备的复合材料具有明显的基体裂纹，这说明基体过早开裂，而由图5可知，实施例1中的样品没有纤维脱粘基体开裂的情况，这说明预应力纤维的引入抵消了一部分复合材料内部的应力，避免了复合材料内应力在裂纹处的集中，防止了硅硼碳氮基体的过早开裂。
78.对比例2
79.将三维(3d)碳纤维预制体(t300
‑
1k编制而成，碳纤维的体积分数为32％、纤维丝径6μm)裁剪成长100mm
×
宽53mm
×
高53mm的尺寸置于压力反应釜中，外接真空泵抽干釜体内的空气，向反应釜内添加pbsz浸渍液直至完全浸渍，采用n2作气氛进行加压浸渍，施加的压力为1mpa，浸渍时间为4h，得到生胚；将压力反应釜釜内温度提升至170℃(整个体系的压力仍保持为1mpa)，进行交联固化，固化时间为2h，关闭加热装置，随反应釜冷却至室温；将样品从釜内取出，转移至高温管式炉中，在n2保护气氛条件，在1000℃进行热解2h，重复所述加压浸渍
‑
交联固化和热解的过程7次，得到致密的复合材料(密度2.01g/cm3、孔隙率3vol％、增重率0.95wt％)。
80.将实施例2和对比例2制备的复合材料分别用内圆切割机沿z向切开，观察断面，发现对比例2的复合材料纤维有脱粘现象，在界面结合处有裂纹产生，这说明基体过早开裂。而实施例2中的样品截面仍保持完整，未观察到明显的纤维拔出和复合材料开裂的情况。这说明预应力纤维的所产生的的压缩应力抵消了一部分复合材料的内应力，避免了内应力在裂纹处的集中，防止了基体的过早开裂。
81.根据gbt6569
‑
2006记载的方法，对实施例1和对比例1制备的复合材料分别进行弯曲性能测试，结果表明，对比例1制备的复合材料表现为脆性断裂模式，弯曲强度为118.45
±
10.45mpa，实施例1制备的复合材料表现为假塑性断裂模式，弯曲强度为152
±
3.55mpa，说明本发明通过引入预应力纤维所制备的复合材料具有更加优异的弯曲性能。
82.以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。