TiB2 /Ti-6Al-4V梯度裝甲復(fù)合材料界面結(jié)構(gòu)與防彈機理

宋亞林，張龍，趙忠民，潘傳增

(軍械工程學(xué)院 車輛與電氣工程系，河北 石家莊050003)

0 引言

近年來，新型高速穿甲彈迅速發(fā)展，對裝甲車輛防護能力提出更嚴峻的挑戰(zhàn)，如何開發(fā)出高效、廉價的防護裝甲，是各國軍事領(lǐng)域研究的重要課題。復(fù)合陶瓷材料憑借“高硬度、高模量、高強度及低密度”的優(yōu)異特性成為裝甲防護材料領(lǐng)域的重要發(fā)展方向之一［1］?，F(xiàn)行的陶瓷/金屬雙層復(fù)合裝甲通常是將陶瓷粘接金屬背板制備而成，利用高硬度陶瓷面板擊碎或鈍化彈丸，韌性金屬背板塑性變形吸收彈丸和陶瓷碎片的殘余動能［2-5］。但是，陶瓷與金屬在密度、彈性模量及聲阻抗等方面存在明顯差異。受沖擊時，陶瓷/金屬界面處產(chǎn)生反射拉伸波，造成抗拉強度較低的陶瓷面板斷裂，極大削弱陶瓷材料的防彈優(yōu)勢。為了克服陶瓷/金屬聲阻抗失配的結(jié)構(gòu)缺陷，陶瓷/金屬梯度裝甲復(fù)合材料(FGACs)的概念被提出［6-8］，其核心是通過梯度設(shè)計，使陶瓷/金屬達到良好的界面匹配，降低陶瓷/金屬之間聲阻抗差異，弱化反射拉伸波對陶瓷面板的動態(tài)損傷，極大提升陶瓷復(fù)合裝甲整體抗彈性能。然而，陶瓷/金屬的物理、化學(xué)性能差異較大，如何實現(xiàn)二者之間有效梯度連接本身就是焊接領(lǐng)域的難題。此外，目前高性能TiB2基陶瓷的低成本制備技術(shù)也有待完善，且TiB2/Ti-6Al-4V 梯度復(fù)合界面結(jié)構(gòu)是否能改善材料的防彈性能也有待驗證。

2013年，宋亞林等［9］采用超高重力場燃燒合成技術(shù)，在制備細晶TiC-TiB2凝固陶瓷的同時，實現(xiàn)了陶瓷/鈦合金的熔化擴散焊。本文在前期工作基礎(chǔ)上，探討TiB2/Ti-6Al-4V 的梯度界面結(jié)構(gòu)及其對復(fù)合材料防彈性能的影響。

1 試驗材料與試驗方法

試驗基于超高重力場反應(yīng)加工技術(shù)，采用(B4C+Ti)作為反應(yīng)體系，其反應(yīng)如(1)式所示。選取Ti-6Al-4V 合金板作為金屬底板，置于坩堝底部，隨后將球磨混合的反應(yīng)物料壓于Ti-6Al-4V 合金板上部。將坩堝固定在離心機懸臂兩端，啟動離心機，當離心加速度達到2 000 g(g=9.8 m/s2)時，觸發(fā)點火裝置，誘發(fā)燃燒合成反應(yīng)。待反應(yīng)完畢后，關(guān)閉離心機并取下坩堝，經(jīng)磨削去除頂部渣層及隨后的線切割加工，獲得TiB2/Ti-6Al-4V 梯度復(fù)合材料正六邊形樣品，如圖1所示。

圖1 TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料六邊形樣品Fig.1 Hexagonal product of TiB2/Ti-6Al-4V graded armor composites

以Rigaku RINT X 射線衍射(XRD)儀進行連接區(qū)物相分析。以Sirion-200 場離子掃描電子顯微鏡(FESEM)進行連接區(qū)顯微組織分析。以阿基米德法測試材料的密度。以HVS-50 型數(shù)顯維氏硬度儀測定梯度連接區(qū)的硬度。以CMT5105 型微機控制電子萬能拉伸機測量梯度連接區(qū)的層間剪切強度。試驗制備的TiB2基陶瓷與Ti-6Al-4V 板的性能見表1、表2.

根據(jù)中華人民共和國軍用標準(GJB5119—2002)對同樣采用超重力燃燒合成制備的TiB2基陶瓷和TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料進行殘余穿深(DOP)試驗，即通過測定殘余穿深來評價材料的防彈性能。彈道試驗利用54 式14.5 mm 彈道槍，侵徹法線角為0°. 采用14.5 mm 穿甲燃燒彈，彈速為990+-78m/s，射距為8 m. 靶板材料(TiB2基陶瓷、TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料)被嵌入鋼套中而受到徑向約束，同時，在鋼套上打孔，利用螺栓將高強鋼面板、背板與靶板材料連接，從而制成試驗靶板，爾后將試驗靶板置于支撐座上，緊靠后效板，進行DOP 試驗，其彈道試驗示意圖和試驗靶板如圖2、圖3所示。并根據(jù)(2)式、(3)式計算二者防護系數(shù):

式中:PA為14.5 mm 穿甲燃燒彈在603 裝甲鋼上的侵徹深度，約為41 mm;PH為14.5 mm 穿甲燃燒彈在高強鋼上的侵徹深度，約為30.4 mm;Pr為穿甲彈在603 裝甲鋼后效板上的侵徹深度，由于本試驗中，背板厚度較大，彈體未穿透背板，所以此項為0;PF與PB分別為高強鋼(30CrMnSiNi2A)面板與背板的侵徹深度(mm);μ 為高強鋼面板、背板相對于603 裝甲鋼的穿深換算系數(shù)PH/PA，為0.74;b 為穿甲彈對靶體材料的侵徹深度(mm);ρm為603 裝甲鋼密度，為7.85 g/cm3;ρc為靶板材料密度，為4.5 g/cm3.

表1 試驗制備的TiB2基陶瓷力學(xué)性能［9］Tab.1 Mechanical properties of prepared TiB2 based ceramic［9］

表2 Ti-6Al-4V 力學(xué)性能［10］Tab.2 Mechanical properties of Ti-6Al-4V［10］

圖2 彈道試驗示意圖Fig.2 Schematic diagram of ballistic experiment

圖3 試驗靶板照片F(xiàn)ig.3 Photograph of assembled test target

2 結(jié)果與討論

經(jīng)對圖1中陶瓷/鈦合金連接區(qū)(自陶瓷至鈦合金方向)每隔0.5 mm 依次磨削、拋光制樣，分別進行XRD 和FESEM 分析，可以發(fā)現(xiàn)，TiB2/Ti-6Al-4V 之間結(jié)合緊密，顯微組織逐漸過渡分布，不存在明顯的階躍式突變界面，也未發(fā)現(xiàn)微裂紋和夾雜等缺陷。TiB2/Ti-6Al-4V 連接區(qū)自陶瓷側(cè)向鈦合金側(cè)呈現(xiàn)出TiC1-x-TiB-TiB2→TiB2-Ti-TiC1-x-TiB→TiB2-TiC1-x-TiB-Ti→TiB-TiC1-x-Ti→TiC1-x-Ti 梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)，如圖4所示。

分析認為，燃燒反應(yīng)釋放的熱量熔化反應(yīng)原料，除生成Ti-C-B 液相外，還將加熱坩堝底部的鈦合金板，并使其表面出現(xiàn)微熔區(qū)。此時，靠近鈦合金板表面處的Ti-C-B 液相，由于超重力傳質(zhì)、傳熱效應(yīng)，導(dǎo)致其熱傳導(dǎo)率較高，形成大過冷度，將率先凝固，TiC、TiB2先后大量形核析出，致使陶瓷晶粒顯著細化，同時，凝固產(chǎn)生的結(jié)晶潛熱進一步熔化鈦合金板表面，以產(chǎn)生更多的鈦液。由于Ti-C-B 液相與Ti-6Al-4V 合金板表面微熔區(qū)的原子化學(xué)勢與濃度差異，從而出現(xiàn)B、C、Ti 的原子互擴散，即液態(tài)陶瓷中的C、B 向鈦液擴散，鈦液中的Ti 向液態(tài)陶瓷擴散，且因C 相對于B 在鈦液中具有更高的擴散速率，使得C 擴散距離更遠、分布更廣，生成非計量比的TiC1-x［11］，如圖4(a)～圖4(d)所示。另外，隨著TiB2大量析出，鈦合金板微熔區(qū)的大量Ti 原子，由于液相停留時間長，擴散距離遠，能夠與靠近Ti 合金板處的TiB2發(fā)生包晶反應(yīng)(TiB2+ L →TiB)，生成TiB 小片晶，從而形成以TiB2、TiB 尺寸與分布為特征的梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)。

圖4 TiB2/Ti-6Al-4V 連接區(qū)XRD 照片和FESEM 照片F(xiàn)ig.4 XRD patterns and FESEM images of the joint of TiB2/Ti-6Al-4V

表3 DOP 試驗結(jié)果Tab.3 DOP experimental results

在TiB2/Ti-6Al-4V 連接區(qū)附近等距離取點，測試其維氏硬度分布，結(jié)果表明，連接區(qū)附近Ti-6Al-4V 和TiB2基陶瓷的維氏硬度分別約為6.13 GPa 和16.8 GPa，且自Ti-6Al-4V 側(cè)至TiB2側(cè)材料硬度呈近似線性增大趨勢，如圖5所示。采用短梁剪切法分別測量5 組試樣的連接區(qū)剪切強度，其均值約為202 MPa. 表3中列出兩組試驗靶板的DOP 試驗與計算結(jié)果，可以發(fā)現(xiàn)，TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料的防護系數(shù)遠高于TiB2基陶瓷的測試結(jié)果。

圖6(a)、圖6(b)為彈體沖擊后TiB2基陶瓷靶板毀傷照片。從中可以發(fā)現(xiàn)，TiB2基陶瓷層被完全擊穿，迎彈面陶瓷幾乎全部碎裂、脫落，且碎塊尺寸較小，無法分辨彈體沖擊后形成倒圓錐的具體位置，彈體殘片混合其中，而在其背板上留下直徑略大于彈徑的淺坑。圖6(c)、圖6(d)為彈體沖擊后TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料毀傷照片。從中可以清楚觀察，TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料未被擊穿，迎彈面陶瓷僅部分碎裂，少量脫落，而其余部分雖然產(chǎn)生裂紋，但仍保持較好的完整性，僅在彈著點處呈現(xiàn)深灰色，如圖6(c)所示。而TiB2/Ti-6Al-4V 的鈦合金板未被擊穿，也沒有產(chǎn)生變形，沖擊應(yīng)力僅導(dǎo)致部分鈦合金熱影響區(qū)組織剝離、脫落，形成多個小坑，如圖6(d)所示。

圖5 TiB2/Ti-6Al-4V 連接區(qū)維氏硬度分布Fig.5 Vickers hardness of the joint of TiB2/Ti-6Al-4V

圖6 靶板的毀傷照片F(xiàn)ig.6 Photographs of the damaged targets

當高速彈丸侵徹裝甲時，在裝甲中會產(chǎn)生極強的應(yīng)力波，其強度足以使裝甲材料發(fā)生破壞，且根據(jù)聲阻抗理論，應(yīng)力波在陶瓷中的傳播速度比彈體速度高得多［12］。所以在沖擊波作用下，在彈體尚未到達的區(qū)域，抗拉強度較低的陶瓷板背面會產(chǎn)生高密度的動態(tài)裂紋，降低其防彈能力。因此，陶瓷/金屬界面處產(chǎn)生的反射拉伸應(yīng)力波對裝甲靶板的防彈能力至關(guān)重要。當彈著點產(chǎn)生的壓應(yīng)力波傳播到TiB2/裝甲鋼界面時，因二者聲阻抗差異(Zc＞Zm)，會產(chǎn)生反射拉伸應(yīng)力波，如(4)式、(5)式所示。

式中:R、T 分別為應(yīng)力波的反射系數(shù)和透射系數(shù);Zc、Zm分別為陶瓷、金屬的聲阻抗，Zc= ρccc，Zm=ρmcm，ρc、ρm分別為陶瓷、金屬的密度，cc、cm為應(yīng)力波在陶瓷、金屬中的傳播速度;σ、σR、σT分別為入射波強度、反射波強度、透射波強度。

由(4)式、(5)式可知，陶瓷/金屬界面波阻抗匹配狀況直接決定應(yīng)力波的大小與性質(zhì)［13］。對于TiB2基陶瓷靶板，TiB2陶瓷板與裝甲鋼背板呈機械貼合狀態(tài)，且受加工因素影響，TiB2基陶瓷微觀表面粗糙，使其與裝甲鋼背板難以實現(xiàn)完全無縫貼合。由于有空氣的存在，從而產(chǎn)生間隙效應(yīng)［14］，必然加劇二者聲阻抗失配狀況，且裝甲鋼背板與TiB2基陶瓷無連接強度，其對陶瓷的支撐作用有限。當穿甲彈沖擊靶板時，在陶瓷/裝甲鋼背板界面處產(chǎn)生反射拉伸應(yīng)力波，其強度遠大于TiB2基陶瓷的抗拉強度。反射拉伸應(yīng)力波在傳遞過程中，不斷在其缺陷(縮孔、縮松)處誘發(fā)裂紋，且透射應(yīng)力波導(dǎo)致裝甲鋼背板彎曲變形，使TiB2基陶瓷與裝甲鋼剝離，削弱其對陶瓷板的支撐作用，致使陶瓷發(fā)生嚴重層裂和拉伸斷裂。當與陶瓷迎彈面沖擊裂紋發(fā)生交匯、貫通時，形成陶瓷錐，隨后的彈體動能沖擊導(dǎo)致TiB2基陶瓷幾乎完全斷裂成小尺寸陶瓷碎塊，從而使陶瓷層防彈能力失效［15］。殘余的彈體繼續(xù)侵徹，在背板上留下穿深，如圖6(a)、圖6(b)所示。

相對于TiB2/裝甲鋼，(4)式與(5)式不能簡單適用于TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料，因為該材料在界面連接處呈現(xiàn)出梯度的復(fù)合結(jié)構(gòu)，不存在突變界面，連接區(qū)聲阻抗、彈性模量等特性連續(xù)變化。因此，可將TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)看作材料性質(zhì)相近、聲阻抗小幅等值變化的n 層材料(連接區(qū)聲阻抗匹配性越好，層間聲阻抗的差值就越小，n 的取值就越大)。將彈著點產(chǎn)生的沖擊波簡化為一維應(yīng)力波，只考慮其在靶板厚度方向上的傳播，如圖7所示。根據(jù)多層材料層間應(yīng)力響應(yīng)機理［16］，當彈體沖擊靶板時，界面間的應(yīng)力關(guān)系為

式中:σ0，σ1，σ2，…，σn+1為每層界面處的入射波強度;σ'0，σ'1，σ'2，…，σ'n為每層界面處的反射波強度;R1，R2，…，Rn和T1，T2，…，Tn分別為層間反射系數(shù)和透射系數(shù)。將(6)式迭代可得

圖7 梯度連接區(qū)應(yīng)力波傳播模型Fig.7 Pattern of stress wave propagating through the graded joint

設(shè)T' =TnTn-1Tn-2…T0，為入射波通過TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)時總的透射系數(shù)。

TiB2與Ti-6Al-4V 的聲阻抗由表1、表2可知。當應(yīng)力波通過TiB2/Ti-6Al-4V 突變界面時，由(4)式可得其透射系數(shù)T 為0.649. 當應(yīng)力波通過TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)時，由(7)式經(jīng)Matlab 軟件計算可得，隨著n 的增大，T'趨近于0.693，如圖8所示。

則有

因為T-R=1 (R ＜0)，又由(6)式可知:

式中:R'與R 分別為入射波通過TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)和突變界面時的反射系數(shù);σ'R、σR分別為入射波通過TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)和突變界面時的反射波強度。

圖8 透射系數(shù)T＇隨梯度中間層n 增大的變化趨勢Fig.8 The variation tendency of transmitting factor of stress wave with the increase in the number of intermediate layers

由(10)式可知，TiB2和Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)聲阻抗的匹配性越好(即n 越大)，就越能有效降低反射拉伸波的強度，且由于TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)范圍較大(本試驗制備的TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)厚度超過1.5 mm)，應(yīng)力波通過時，經(jīng)過多次反射、折射與透射而呈連續(xù)彌散、衰減之態(tài)，且延遲應(yīng)力波達到峰值的時間，極大削弱反射應(yīng)力波對陶瓷的拉伸損傷效應(yīng)［17］，如圖6所示。盡管梯度連接區(qū)的存在增大了透射系數(shù)，進而增大透射應(yīng)力波的強度，但由于Ti-6Al-4V 自身具有較高的彎曲強度，不易發(fā)生變形，且TiB2/Ti-6Al-4V 冶金結(jié)合，具有很高的結(jié)合強度，仍能為TiB2基陶瓷提供有力支撐，保證陶瓷的完整性。同時，由于TiB2/Ti-6Al-4V 梯度連接區(qū)的剪切耦合效應(yīng)能夠有效傳遞橫向載荷和應(yīng)變，降低橫向接切波對陶瓷的開裂損傷作用，延緩由于拉伸應(yīng)力波導(dǎo)致的動態(tài)裂紋擴展速率，從而抑制陶瓷層裂和背面圓錐裂紋的萌生與擴展，降低動態(tài)裂紋密度，增強陶瓷斷裂阻力與損傷緩解能力。通過延長沖擊載荷在材料內(nèi)部傳播、加載時間及彈體在材料內(nèi)部的駐留時間，材料的防彈性能得以明顯提升，如圖6(c)、圖6(d)所示。

3 結(jié)論

1)超高重力場反應(yīng)合成TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料，通過高溫液相熔合及不同原子間互擴散，實現(xiàn)了TiB2基陶瓷與Ti-6Al-4V 梯度連接。XRD 與FESEM 分析表明，在TiB2/Ti-6Al-4V 的連接界面上，TiB2、TiB 陶瓷相自陶瓷側(cè)逐漸過渡至鈦合金側(cè)，呈現(xiàn)TiC1-x-TiB-TiB2→TiB2-Ti-TiC1-x-TiB→TiB2-TiC1-x-TiB-Ti →TiB-TiC1-x-Ti →TiC1-x-Ti 梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)特征。

2)通過對TiB2基陶瓷材料與TiB2/Ti-6Al-4V梯度裝甲復(fù)合材料分別進行DOP 試驗，可以發(fā)現(xiàn)，TiB2基陶瓷被完全擊穿，幾乎全部碎裂、脫落，而TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料未被擊穿，僅迎彈面處陶瓷部分碎裂，少量脫落，背彈面的鈦合金板則保持完整。同時，計算得出二者的防護系數(shù)分別為3.05 和7.30，由此可知，TiB2/Ti-6Al-4V 梯度裝甲復(fù)合材料的防彈性能遠超TiB2基陶瓷材料。

3)試驗結(jié)果和數(shù)值分析表明，由于TiB2/Ti-6Al-4V 界面梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)的聲阻抗匹配良好，有效緩解反射拉伸應(yīng)力波對陶瓷的動態(tài)損傷，且梯度復(fù)合界面剪切耦合效應(yīng)抑制了界面橫向剪切波的損傷作用，從而有效提高材料的防彈性能。

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