硼化鈦基陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料組織演化、損傷失效與抗彈性能研究

趙忠民，彭文斌

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硼化鈦基陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料組織演化、損傷失效與抗彈性能研究

趙忠民，彭文斌

軍械工程學(xué)院車輛與電氣工程系，石家莊050003

基于陶瓷/鈦合金之間的熔化連接和原子互擴(kuò)散，采用離心反應(yīng)熔鑄工藝成功制備出具有連續(xù)梯度特征的TiB2基陶瓷/Ti-6Al-4V合金層狀復(fù)合材料。該復(fù)合材料分為陶瓷基體、中間過(guò)渡區(qū)及金屬基底三層結(jié)構(gòu)，且陶瓷/鈦合金層間原位形成以陶瓷相 (TiB2, TiC1-x)、Ti基合金相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)為特征的梯度納米結(jié)構(gòu) (微米?微納米?納米) 復(fù)合界面。測(cè)試表明該復(fù)合材料層間剪切強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度、斷裂韌性分別達(dá)到335 MPa ± 35 MPa、862 MPa ± 45MPa和45 MPa×m1/2 ± 15 MPa×m1/2。陶瓷/鈦合金層間剪切斷裂誘發(fā)TiB2、TiB棒晶的自增韌機(jī)制及有限的Ti基合金延性相增韌機(jī)制，使層間剪切測(cè)試與三點(diǎn)彎曲測(cè)試得出的載荷/位移曲線均呈現(xiàn)出近乎線性上升趨勢(shì)。對(duì)TiB2基陶瓷、陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料進(jìn)行14.5軍用制式穿甲彈DOP靶試，得出兩種材料的平均防護(hù)系數(shù)分別為3.05和7.30。陶瓷/鈦合金層間原位生成的梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合界面不僅改善了陶瓷/鈦合金之間聲阻抗匹配，而且也使陶瓷/鈦合金層間保持高的結(jié)合強(qiáng)度。陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料遭受彈體沖擊時(shí)，將誘發(fā)界面載荷傳遞與剪切耦合的雙重效應(yīng)，最終在表觀上使陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料的防彈性能得以顯著提升。

陶瓷/金屬層狀復(fù)合材料；離心反應(yīng)熔鑄工藝；梯度納米結(jié)構(gòu)界面；損傷失效；防彈性能

陶瓷/背板層狀復(fù)合裝甲是目前結(jié)構(gòu)最簡(jiǎn)單、研究最普遍、應(yīng)用最廣泛的裝甲材料之一。研究表明[1-8]：因陶瓷面板與背板之間為膠粘連接，層間界面聲阻抗發(fā)生突變，陶瓷/背板層間橫向剪切強(qiáng)度低，加之陶瓷的脆性本質(zhì)，因而在彈丸一次沖擊作用下陶瓷面板與粘接層損傷面積大，出現(xiàn)諸如粘接層失效、陶瓷破碎飛濺、面板/背板分離等嚴(yán)重的動(dòng)態(tài)損傷，難以承受彈丸的二次打擊。這一損傷特性致使目前陶瓷/金屬層狀復(fù)合裝甲防護(hù)能力難以得到進(jìn)一步提升，且不具備抗重復(fù)打擊能力，因而成為陶瓷復(fù)合裝甲發(fā)展的技術(shù)瓶頸。

相比于傳統(tǒng)的陶瓷/金屬雙層結(jié)構(gòu)復(fù)合裝甲，陶瓷/金屬功能梯度復(fù)合裝甲具有明顯的結(jié)構(gòu)/功能一體化集成優(yōu)勢(shì)，即：(1) 通過(guò)建立梯度過(guò)渡層，弱化反射拉伸波與橫向剪切波，引發(fā)層間剪切耦合效應(yīng)，利于傳遞橫向載荷與橫向應(yīng)變；(2) 多尺度界面促進(jìn)應(yīng)力波發(fā)散，促使金屬相流變，利于沖擊能量耗散、應(yīng)力波強(qiáng)度衰減與反射拉伸波高峰延遲；(3) 通過(guò)梯度過(guò)渡層的載荷傳遞作用，增大復(fù)合材料韌性，減小復(fù)合裝甲的沖擊損傷面積，提升裝甲抗多次打擊的能力，進(jìn)而可顯著改善沖擊載荷下界面應(yīng)力狀態(tài)，更加高效發(fā)揮陶瓷高模量、高硬度與金屬高韌性的性能互補(bǔ)優(yōu)勢(shì)。自上世紀(jì)90年末美國(guó)科學(xué)家提出陶瓷/金屬梯功能梯度復(fù)合裝甲的新概念后，該材料已成為裝甲防護(hù)材料發(fā)展的總趨勢(shì)[8-10]。然而，作為目前最具發(fā)展?jié)摿Φ奶沾晒羌軡B金屬型功能梯度復(fù)合裝甲材料，雖然消除了沿材料厚度方向的聲阻抗突變界面，但是卻難以滿足高硬度面板、高強(qiáng)韌性背板的裝甲結(jié)構(gòu)要求，因而雖使裝甲抗多發(fā)彈能力有所改善，但卻又使裝甲抗單發(fā)彈能力不足。因此，陶瓷骨架滲金屬型功能梯度復(fù)合裝甲仍需在組分設(shè)計(jì)、微觀修飾、制備工藝及性能評(píng)價(jià)等方面進(jìn)行深入的研究和全面的改進(jìn)[8]。

梯度納米結(jié)構(gòu)是指材料的結(jié)構(gòu)單元尺寸(如晶粒尺寸或?qū)悠穸? 在空間上呈梯度變化，即材料存在著從納米尺度連續(xù)增加到微米尺度的微結(jié)構(gòu)演化特征。梯度納米結(jié)構(gòu)的實(shí)質(zhì)是晶界(或相界) 密度在空間上呈梯度變化，因此對(duì)應(yīng)著許多物理化學(xué)性能在空間上的梯度變化、結(jié)構(gòu)尺寸的梯度變化，有別于不同特征尺寸結(jié)構(gòu)(如納米晶粒、亞微米晶粒、微米粗晶粒) 的簡(jiǎn)單混合或復(fù)合，有效避免了結(jié)構(gòu)特征尺寸突變引起的性能突變，可以使具有不同特征尺寸的結(jié)構(gòu)相互協(xié)調(diào)，同時(shí)表現(xiàn)出各特征尺寸所對(duì)應(yīng)的多種作用機(jī)制，使材料的整體性能和使役行為得到優(yōu)化和提高[11]。因此，積極發(fā)展低能耗、快流程的陶瓷/金屬梯度復(fù)合新方法及外場(chǎng) (如離心場(chǎng)、超聲場(chǎng)、電磁場(chǎng)、超臨界環(huán)境等) 輔助制備新工藝，制備出低成本、高性能的陶瓷/金屬梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料，實(shí)現(xiàn)陶瓷/金屬層間梯度納米結(jié)構(gòu)演化的過(guò)程控制，就成為當(dāng)前功能梯度復(fù)合材料 (Functional Graded Materials, FGM) 的國(guó)際發(fā)展前沿與研究熱點(diǎn)[12]。

軍械工程學(xué)院趙忠民[13, 14]等人采用離心反應(yīng)熔鑄技術(shù)，通過(guò)陶瓷液態(tài)成形與快速凝固方式，成功制備出TiB2基細(xì)晶陶瓷。隨后，趙忠民[15, 16]等人通過(guò)預(yù)先置入Ti-4Al-4V合金基板，借助高速離心機(jī)引發(fā)的“熱爆”反應(yīng)及隨即形成的熱真空環(huán)境，促使鈦合金基底部分熔化，通過(guò)鈦合金與陶瓷的液態(tài)熔合與擴(kuò)散，制備出硼化鈦基陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料。本文基于離心反應(yīng)熔鑄硼化鈦基陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料，通過(guò)層間組成、相尺寸分布與微結(jié)構(gòu)演化的顯微分析，結(jié)合復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度、斷裂韌性、界面剪切強(qiáng)度及界面硬度分布的力學(xué)性能測(cè)試，并與TiB2基陶瓷力學(xué)性能相比較，揭示復(fù)合材料界面結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能與損傷演變之間的聯(lián)系，探究層間連續(xù)梯度界面對(duì)材料結(jié)構(gòu)損傷演化、失效機(jī)制的影響，并通過(guò)14.5 mm軍用制式穿燃彈DOP (Depth of Penetration) 靶試驗(yàn)證，揭示多尺度界面作用下陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料對(duì)穿甲彈的動(dòng)能耗散機(jī)制與抗彈機(jī)理。

1實(shí) 驗(yàn)

本研究所用的原料為粒度同在40 μm ~ 70 μm的分析純Ti粉、Ni粉和粒度為5 μm ~ 10 μm的工業(yè)純B4C粉。根據(jù)化學(xué)反應(yīng)式 (1) 確定Ti和B4C的摩爾比為3:1，且Ni金屬添加量占反應(yīng)體系總質(zhì)量的10%。

3Ti + B4C ? TiC + 2TiB2(1)

本研究所用的金屬基板Ti-6Al-4V合金，其基本物理、力學(xué)性能列于表1。

表1 Ti-6Al-4V合金性能[17]

將經(jīng)表面預(yù)處理的Ti-6Al-4V合金基板放置于坩堝底部。按比例配置的粉末物料在球磨機(jī)中球磨混合4 h后裝填于坩堝內(nèi)部金屬基板上，用液壓機(jī)將反應(yīng)物料壓制成坯，并將坩堝固定于懸臂離心機(jī)上。開(kāi)動(dòng)離心機(jī)使坩堝底部的離心加速度達(dá)到2000(為重力加速度，9.8m·s-2)，以鎢絲通電加熱方式在反應(yīng)物料上部進(jìn)行局部引燃，促使“熱爆”反應(yīng)模式生成。待熱爆反應(yīng)結(jié)束繼續(xù)保持離心機(jī)運(yùn)行5 min后，迅速停止離心機(jī)并快速取出坩堝，放入高溫退火爐中緩慢冷卻至室溫。最后待高溫爐爐溫降至室溫，自坩堝中取出材料樣品，經(jīng)電火花線切割加工后獲得對(duì)角線長(zhǎng)為80 mm的正六邊形材料制品，如圖1所示。

Figure 1 Hexagonal products of laminated composite of ceramic and Ti-based alloy

采用山東掖縣材料試驗(yàn)機(jī)廠的HVS-50型數(shù)顯維氏硬度儀測(cè)試陶瓷/合金鋼層間界面硬度分布。

采用三點(diǎn)彎曲法測(cè)定了TiB2基陶瓷、TiB2基陶瓷/合金鋼層狀復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度f，所用試樣尺寸為36 mm3 mm4 mm，加載速率為 0.5 mm/min。采用單邊切口梁 (Single-Edge Notched Beam, SENB) 測(cè)定了TiB2基陶瓷、TiB2基陶瓷/合金鋼層狀復(fù)合材料的斷裂韌性IC，所用試樣尺寸為25 mm2.5 mm5 mm，加載速率 0.05 mm/min。對(duì)于層狀復(fù)合材料，陶瓷、金屬層厚各占試樣厚度一半，以陶瓷表面為壓頭接觸面，且SENB切口位于金屬基底一側(cè)。以短梁剪切法測(cè)定了層狀復(fù)合材料界面剪切強(qiáng)度，所用試樣尺寸為20 mm8 mm5 mm，加載速率為0.2 mm/min。材料各項(xiàng)力學(xué)性能均測(cè)試了6根試樣并取平均值。

采用日本Rigaku公司的RINT 2000型X射線衍射儀 (XRD) 分析了復(fù)合材料的相組成；采用德國(guó)Zeiss公司的Ultra55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡 (FESEM) 分析了復(fù)合材料界面組成結(jié)構(gòu)和斷口形貌，采用美國(guó)FEI公司的Tecnai F30型透射電子顯微鏡(TEM) 分析了復(fù)合材料界面相結(jié)構(gòu)和形態(tài)，采用Tecnai F30型透射電子顯微鏡高分辨系統(tǒng)觀察了復(fù)合材料層間異相界面。

根據(jù)國(guó)家軍用標(biāo)準(zhǔn) (GJB5119-2002)，采用14.5 mm軍用制式穿甲燃燒彈以990 ± 8 m/s的著彈速對(duì)TiB2基陶瓷、TiB2基陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料分別進(jìn)行了DOP (Depth of Penetration) 靶試，DOP靶體結(jié)構(gòu)如圖2所示。根據(jù)DOP靶試結(jié)果，根據(jù)以下公式計(jì)算出了兩種材料的防護(hù)系數(shù)：

(2)

式中，0為14.5 mm穿甲燃燒彈對(duì)603裝甲鋼的侵徹深度 (約為41 mm)；r為穿甲彈對(duì)603裝甲鋼后效板的侵徹深度，由于在靶試中靶體背板厚度較大，使得彈體未能擊穿背板，故該值不予考慮；C與B分別為高強(qiáng)鋼 (30CrMnSiNi2A) 面板與背板的侵徹深度 (mm)；=Q/0= 0.74為高強(qiáng)鋼面板、背板相對(duì)于603裝甲鋼的穿深換算系數(shù) (其中Q為14.5 mm穿甲燃燒彈對(duì)高強(qiáng)鋼的侵徹深度，約為30.4 mm)；為穿甲彈對(duì)靶體材料的侵徹深度 (mm)；m為603裝甲鋼密度 (7.85 g/cm3)；c為靶板材料密度。

Figure 2 Sketch of target structure for DOP test

圖3實(shí)驗(yàn)制備出的陶瓷基體粉末XRD分析

Figure 3 XRD pattern of the prepared ceramic matrix powder

表2 實(shí)驗(yàn)制備出的TiB2基陶瓷性能

2 結(jié)果與討論

2.1 陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料界面結(jié)構(gòu)與梯度演化

XRD和FESEM分析表明，TiB2基陶瓷由TiB2基體相的微米或亞微米片晶、第二相的TiC無(wú)規(guī)則晶及少量的Ni基合金晶間相構(gòu)成，如圖3和圖4所示。TiB2基陶瓷的彈性模量、密度、維氏硬度V、斷裂韌性IC、彎曲強(qiáng)度f(wàn)及聲阻抗C測(cè)試結(jié)果列于如表2。

對(duì)TiB2基陶瓷中的裂紋擴(kuò)展路徑以及三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度試樣的斷口形貌進(jìn)行了FESEM觀察，發(fā)現(xiàn)正是小尺寸TiB2片晶在斷裂過(guò)程中誘發(fā)的裂紋釘扎、裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋橋接及片晶拔出的增韌機(jī)制 (圖5、圖6)，才使得該陶瓷具有高的斷裂韌性與彎曲強(qiáng)度。

Figure 4 FESEM micrograph of TiB2-TiC-Ni

Figure 5 FESEM images of crack propagation paths: (a) crack deflection (b) crack bridging and pull out

Figure 6 FESEM fractography of TiB2-based ceramic

圖7所示為陶瓷/鈦合金界面組織的低倍FESEM照片。可以看出，陶瓷/鈦合金層間不存在明顯的階躍式突變界面。

圖7 層狀復(fù)合材料層間FESEM顯微組織

Figure 7 FESEM microstructure of the laminated composite from the ceramic to Ti-6Al-4V alloy substrate

對(duì)陶瓷/鈦合金層間 (自陶瓷至鈦合金方向) 每隔0.5 mm依次電火花線切割、磨制拋光后分別進(jìn)行XRD和FESEM分析，發(fā)現(xiàn)靠近陶瓷基體的層間區(qū)域組成相為TiB2、TiC1-x及少量的TiB，中間過(guò)渡區(qū)由TiB、TiC1-x和Ti基合金相組成，靠近Ti-6Al-4V金屬基底的層間區(qū)域則為Ti相和少量的TiC1-x(圖8)。同時(shí)，從靠近陶瓷基體的層間區(qū)域到靠近鈦合金基底的層間區(qū)域，TiB2的相尺寸與體積分?jǐn)?shù)急劇降低，Ti相體積分?jǐn)?shù)逐漸增多，而TiB的相尺寸與體積分?jǐn)?shù)卻呈現(xiàn)出先漸升后驟降的趨勢(shì)，如圖9所示。

Figure 8 XRD patterns of the interlaminar regions of the laminated composite: (a) the area near the ceramic matrix; (b) the area of the intermediate; (c) the area near the Ti-alloy substrate

Figure 9 FESEM images of the interlaminar microstructures from the ceramic to Ti-6Al-4V alloy:(a) ceramic matrix; (b) 0.5 mm away from the ceramic; (c) 1.0 mm away from the ceramic; (d) 1.5 mm away from the ceramic

基于前期研究[13-16, 18]可知，高的離心力引入促成SHS“熱爆”燃燒模式轉(zhuǎn)化，促使SHS過(guò)程的高能量集中瞬間生成，并在坩堝內(nèi)部迅速形成熱真空環(huán)境，這不僅促使全部液態(tài)產(chǎn)物的快速生成，而且還導(dǎo)致了鈦合金基底的部分熔化。在自由原子擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力作用下，液態(tài)陶瓷與熔融鈦合金發(fā)生熔合與互擴(kuò)散，在液態(tài)陶瓷與固態(tài)鈦合金基底之間形成Ti、B、C各自元素原子的濃度梯度。在隨后的快速凝固過(guò)程中，靠近液態(tài)陶瓷區(qū)域中B、Ti原子濃度高，且TiB2熔化熵最大，故在凝固初期TiB2作為初生相率先形核析出，隨即TiC第二相也析出長(zhǎng)大。當(dāng)TiB2初生相完全析出后，鈦合金基底與陶瓷的液態(tài)熔合與擴(kuò)散使得靠近半固態(tài)陶瓷的層間區(qū)域仍存在著剩余鈦液，隨即發(fā)生TiB2析出相與剩余鈦液之間的轉(zhuǎn)熔反應(yīng)，直接生成細(xì)小的TiB棒晶，即

Ti (l) + TiB2 (s) ? 2TiB (s)(3)

這樣不僅使陶瓷基體相TiB2得以細(xì)化，而且在層間界面上又原位生成了TiB微納晶，使陶瓷凝固組織得以進(jìn)一步細(xì)化。但是，因瞬時(shí)高溫原子有限擴(kuò)散所致，B的原子濃度隨遠(yuǎn)離半固態(tài)陶瓷的距離增加而急劇下降，使得中間過(guò)渡區(qū)的TiB2初生相尺寸與體積分?jǐn)?shù)隨之急劇減小。與之相反，Ti的原子濃度卻隨之陡然升高，這樣在高濃度的自由Ti原子作用下，TiB2初生相經(jīng)轉(zhuǎn)熔反應(yīng)迅速消失，而TiB析出相呈現(xiàn)出先漸增后漸少乃至完全消失的變化趨勢(shì)，故在靠近陶瓷基體的層間區(qū)域上TiB的相尺寸與體積分?jǐn)?shù)均呈最高值，進(jìn)而最終從陶瓷基體到Ti-6Al-4V基底形成以TiB2、TiB尺寸與體積分?jǐn)?shù)為特征的跨尺度多層次 (多相相間) 連續(xù)梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)。同時(shí)，由于C原子也持續(xù)向鈦合金基底發(fā)生擴(kuò)散，且C相對(duì)于B在合金液相中具有高的擴(kuò)散系數(shù)[19]，故在靠近鈦合金基底的層間區(qū)域生成非化學(xué)計(jì)量比的微納米/納米TiC1-x顆粒鑲嵌于Ti基底上的凝固組織。

圖10 層狀復(fù)合材料層間維氏界面硬度分布圖

Figure 10 Vickers hardness distribution at the interlaminar region of the laminated composite

圖11 層狀復(fù)合材料層間剪切載荷-位移曲線

Figure 11 Load-displacement curve of the laminated composite during interlaminar shear test

圖12 層狀復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲載荷-位移曲線

Figure 12 Load-displacement curve of the laminated composite during 3-point bending test

圖13 層狀復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲測(cè)試失效樣品

Figure 13 The failed samples of the laminated composite after 3-point bending test

2.2陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料力學(xué)性能與損傷失效機(jī)制

圖10為陶瓷/鈦合金連續(xù)梯度層狀復(fù)合材料層間維氏硬度變化曲線。由于陶瓷/鈦合金之間的液態(tài)熔合與互擴(kuò)散，陶瓷/鈦合金層間界面上形成了跨尺度連續(xù)梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)，故在表觀上使復(fù)合材料層間維氏硬度近似呈線性變化。短梁剪切強(qiáng)度測(cè)試和三點(diǎn)彎曲強(qiáng)度測(cè)試發(fā)現(xiàn)，陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料層間短梁剪切載荷-位移曲線與三點(diǎn)彎曲載荷/位移曲線均近乎呈線性關(guān)系，如圖11和圖12所示。在三點(diǎn)彎曲測(cè)試中還發(fā)現(xiàn)，陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料在發(fā)生部分層間解離、開(kāi)裂后才出現(xiàn)陶瓷斷裂失效現(xiàn)象，如圖13所示。測(cè)試得到，陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料層間剪切強(qiáng)度為335 MPa ± 35 MPa，彎曲強(qiáng)度為862 MPa ± 45 MPa，略高于陶瓷基體彎曲強(qiáng)度 (758 MPa ± 25 MPa) 和Ti-6Al-4V合金退火態(tài)的屈服強(qiáng)度 (825 MPa)，但低于Ti-6Al-4V合金退火態(tài)斷裂極限 (3895 MPa)。復(fù)合材料單邊切口梁斷裂韌性IC達(dá)到45 MPa·m1/2± 15 MPa·m1/2。

低倍FESEM觀察發(fā)現(xiàn)陶瓷/鈦合金連續(xù)梯度層狀復(fù)合材料的剪切斷口呈凸凹不平狀，如圖14 (a) 所示。高倍FESEM觀察發(fā)現(xiàn)材料剪切斷口多發(fā)生于陶瓷/鈦合金層間界面上，如圖14 (b) 所示。如前所述，由于陶瓷/鈦合金層間形成以TiB2、TiB相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)為特征的跨尺度多層次連續(xù)梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)，因而當(dāng)層間界面承受低載荷剪切 (即層間界面剪切位移低于0.02 mm) 時(shí)，因Ti延性相的塑性變形與加工硬化，載荷-位移曲線表現(xiàn)出鋸齒狀波動(dòng)上升；但是當(dāng)層間界面剪切位移大于0.02 mm后，層間界面剪切過(guò)程則主要表現(xiàn)為層間TiB2棒晶 (或片晶)、TiB棒晶的沿晶斷裂模式，進(jìn)而誘發(fā)TiB2棒晶 (或片晶) 和TiB棒晶的裂紋釘扎、裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋橋接及拔出增韌機(jī)制 (圖15)，使得剪切載荷-位移曲線呈現(xiàn)出近乎線性上升趨勢(shì) (圖11)，并使復(fù)合材料層間剪切強(qiáng)度維持著較高水平。

Figure 14 Interlaminar shear fractographies of ceramic/Ti-alloy continuously-graded laminated composite: (a) low magnification; (b) high magnification

Figure 15 Interlaminar shear fractographies of ceramic/Ti-alloy continuously-graded laminated composite: (a) pull-out of TiB2platelets; (b) pull-out of TiB rod-like grains

如前所述，高速離心場(chǎng)的引入促使燃燒合成“熱爆”模式轉(zhuǎn)化，不僅促成液態(tài)陶瓷快速生成，而且還促進(jìn)了Ti-6Al-4V合金基底部分熔化，這樣經(jīng)快速凝固后熔融鈦合金極易形成粗大的鑄態(tài)柱狀晶，并產(chǎn)生縮孔凝固缺陷 (圖16)，嚴(yán)重弱化鈦合金的塑、韌性，加之陶瓷/鈦合金層間結(jié)合強(qiáng)度又較高，所以為保持復(fù)合材料陶瓷/鈦合金之間協(xié)同位移，靠近層間區(qū)域的陶瓷基體首先發(fā)生層間橫向剪切開(kāi)裂，裂紋擴(kuò)展過(guò)程中TiB棒晶又誘發(fā)裂紋橋接、拔出增韌機(jī)制，如圖17箭頭所示。盡管這種陶瓷自增韌機(jī)制對(duì)增大裂紋擴(kuò)展阻力、抑制裂紋擴(kuò)展具有積極作用，但是缺乏增韌效果更為強(qiáng)烈的延性相增韌機(jī)制，難以抑制陶瓷與鈦合金之間橫向剪切位移，最終表現(xiàn)出層間剪切開(kāi)裂、陶瓷部分碎化的材料破壞失效形式，如圖13所示。

Figure 16 FESEM image of solidified microstructures and shrinkage cavities in Ti-alloy substrate

圖17復(fù)合材料三點(diǎn)彎曲斷口形貌FESEM圖像

Figure 17 FESEM fractography of the laminated composite after 3-point bending test

2.3 陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料抗彈性能與侵徹彈動(dòng)能耗散機(jī)制

TiB2基陶瓷、陶瓷/鈦合金層狀復(fù)合材料的防護(hù)系數(shù)測(cè)試結(jié)果列于表3，兩種材料的平均防護(hù)系數(shù)分別為3.05與7.30，且層狀復(fù)合材料在防護(hù)系數(shù)上比TiB2基陶瓷提高了139.3%。經(jīng)DOP靶試后觀察材料毀傷狀況，發(fā)現(xiàn)14.5 mm軍用制式穿燃彈雖然對(duì)厚度約為20 mm的TiB2基陶瓷發(fā)生完全侵徹，并在高強(qiáng)鋼背板上造成深度為1.5 mm ~ 3.0 mm的剩余淺坑 (圖18)，但是卻僅對(duì)層狀復(fù)合材料的陶瓷層造成侵徹深度為8.5 mm ~ 8.7 mm的表面損傷，且彈頭鈍化嚴(yán)重，彈體發(fā)生斷裂，分別如圖19和圖20所示。因此這就證實(shí)硼化鈦基陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料，憑其高的層間解離抗力與高的整體強(qiáng)韌性，在DOP靶試中不僅表現(xiàn)出高的抗彈性能，而且又可呈現(xiàn)出優(yōu)異的抗多次打擊能力。

表3 材料靶試結(jié)果

Figure 18 Damage and Failure of TiB2-based ceramic target after DOP test: (a) ceramic; (b) back plate

國(guó)內(nèi)外關(guān)于陶瓷材料動(dòng)態(tài)力學(xué)的研究結(jié)果指出[1-8]，當(dāng)穿甲彈沖擊、侵徹靶板時(shí)，在陶瓷/高強(qiáng)鋼背板界面處會(huì)產(chǎn)生反射拉伸應(yīng)力波，這一應(yīng)力波在傳播過(guò)程中會(huì)持續(xù)在陶瓷內(nèi)部缺陷 (如縮孔、縮松、氣孔等) 處誘發(fā)微裂紋，并促使其向陶瓷內(nèi)部、邊緣發(fā)生深度擴(kuò)展，經(jīng)交匯、連通后形成圓錐形裂紋 (Conical Cracks)，加速陶瓷整體的碎化和層裂。當(dāng)撞擊裂紋和圓錐形裂紋發(fā)生交匯、貫通時(shí)，陶瓷周邊約束對(duì)碎化陶瓷的互鎖效應(yīng)隨即失效，殘余彈體便在剩余動(dòng)能作用下輕易穿透松散的碎化陶瓷，繼續(xù)撞擊、侵徹高強(qiáng)鋼背板，最終致使陶瓷的防護(hù)能力失效，并在高強(qiáng)鋼背板上產(chǎn)生剩余穿深，如圖18所示。

Figure 19 Impact damages of ceramic/Ti-based-alloy nanostructured graded composite after DOP test: (a) impact front; (a) back

Figure 20 Damage and failure of the AP projectile after DOP test

Figure 21 The dependence of transmitting coefficientof compressive stress wave on the divided number of the intermediate

由于本研究所制備的陶瓷/鈦合金界面具有多層次 (多相相間)、跨尺度 (微米?微納米?納米) 的梯度納米結(jié)構(gòu)連續(xù)演化特征，陶瓷與鈦合金之間不存在階躍式突變界面，陶瓷/鈦合金的聲阻抗C、彈性模量和硬度V等性能呈現(xiàn)連續(xù)變化，因此可將層狀復(fù)合材料梯度界面看作材料性質(zhì)相近、聲阻抗小幅等值變化的層材料(界面聲阻抗C匹配性越好，層間聲阻抗的差值就越小，值就越大)。將彈著點(diǎn)產(chǎn)生的沖擊波簡(jiǎn)化為一維應(yīng)力波，只考慮其在靶板厚度方向上的傳播，根據(jù)多層材料層間應(yīng)力響應(yīng)機(jī)理[20-22]，并考慮彈體沖擊靶板時(shí)界面間的應(yīng)力關(guān)系，可以得出，當(dāng)壓縮應(yīng)力波通過(guò)層狀復(fù)合材料突變界面時(shí)，其透射系數(shù)為0.699，但是當(dāng)壓縮應(yīng)力波通過(guò)層狀復(fù)合材料梯度界面時(shí)，經(jīng)Matlab軟件計(jì)算得出隨著的增大，趨近于0.733，如圖21所示。

因此可以認(rèn)為，層狀復(fù)合材料梯度界面聲阻抗的匹配性越好 (即越大)，反射拉伸波強(qiáng)度越低。由于本研究制備的層狀復(fù)合材料梯度界面厚度較大 (界面厚度超過(guò)1.5 mm)，壓縮應(yīng)力波通過(guò)陶瓷/金屬梯度界面時(shí)，經(jīng)過(guò)梯度界面組成多次反射、折射與透射而呈連續(xù)耗散、衰減狀態(tài)，延遲了壓縮應(yīng)力波達(dá)到峰值的時(shí)間，進(jìn)而極大削弱反射拉伸應(yīng)力波對(duì)陶瓷基體的動(dòng)態(tài)損傷，如圖19所示。盡管陶瓷/鈦合金梯度界面因增大壓縮應(yīng)力波透射系數(shù)而增大了透射應(yīng)力波強(qiáng)度，但因Ti-6Al-4V合金具有高的彎曲強(qiáng)度，不易發(fā)生塑性變形，且陶瓷與鈦合金層間梯度納米結(jié)構(gòu)界面呈冶金結(jié)合狀態(tài)，層間剪切強(qiáng)度達(dá)到335 MPa ± 25 MPa，具有很高的結(jié)合強(qiáng)度，仍可為TiB2基陶瓷提供有效支撐，使得陶瓷材料經(jīng)彈體沖擊、侵徹后仍可保持結(jié)構(gòu)完整性。同時(shí)，也由于陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)界面使陶瓷與鈦合金保持著高的結(jié)合強(qiáng)度，因此在遭受彈體沖擊時(shí)通過(guò)抑制橫向剪切應(yīng)力波傳播與橫向位移產(chǎn)生，誘發(fā)界面剪切耦合效應(yīng)，強(qiáng)烈消弱了橫向剪切應(yīng)力波對(duì)陶瓷/鈦合金梯度復(fù)合材料的界面解離，增大了陶瓷基體斷裂阻力與損傷緩解性，進(jìn)一步抑制了陶瓷背面圓錐裂紋的萌生與擴(kuò)展，這樣就可通過(guò)遲滯反射拉伸應(yīng)力波在陶瓷內(nèi)部的傳播，延遲動(dòng)態(tài)載荷對(duì)陶瓷的加載時(shí)間，增強(qiáng)陶瓷抗碎裂能力，增加彈體在陶瓷內(nèi)部的駐留時(shí)間，最終在宏觀上使陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料的防彈性能得以明顯提升。

3結(jié) 論

(1) 采用離心反應(yīng)熔鑄工藝，通過(guò)陶瓷與鈦合金的液態(tài)熔合與擴(kuò)散，成功制備出了TiB2基陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料，并在陶瓷/鈦合金層間原位生成以TiB2、TiB的相尺寸與體積分?jǐn)?shù)為特征的跨尺度 (微米?微納米?納米)、多層次 (多相相間) 的梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合界面。力學(xué)性能測(cè)試表明，陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料層間剪切強(qiáng)度達(dá)到335 MPa ± 35 MPa，彎曲強(qiáng)度達(dá)到862 MPa±45 MPa，略高于陶瓷基體彎曲強(qiáng)度 (758 MPa ± 25 MPa) 和Ti-6Al-4V合金退火態(tài)屈服強(qiáng)度 (825 MPa)，但卻低于Ti-6Al-4V合金退火態(tài)斷裂極限 (3895 MPa)，復(fù)合材料單邊切口梁斷裂韌性IC達(dá)到45 MPa·m1/2± 15 MPa·m1/2。

(2) 對(duì)層間剪切FESEM斷口形貌進(jìn)行的觀察發(fā)現(xiàn)，層間剪切斷裂主要表現(xiàn)為TiB2棒晶 (或片晶)、TiB棒晶的晶間斷裂模式，誘發(fā)TiB2棒晶 (或片晶) 和TiB棒晶的裂紋釘扎、裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋橋接及拔出增韌機(jī)制，使得剪切載荷-位移曲線呈現(xiàn)出近乎線性上升趨勢(shì)。同時(shí)，三點(diǎn)彎曲試樣斷口形貌的FESEM觀察發(fā)現(xiàn)，因鈦合金基底生成粗大的鑄態(tài)組織與縮孔凝固缺陷，加之陶瓷/鈦合金層間結(jié)合強(qiáng)度較高，為保持復(fù)合材料陶瓷/鈦合金之間的協(xié)同位移，靠近層間區(qū)域的陶瓷基體首先發(fā)生層間橫向剪切斷裂，誘發(fā)TiB棒晶的裂紋橋接與拔出增韌機(jī)制，直至造成層間剪切開(kāi)裂、陶瓷部分碎化的最終破壞失效。

(3) 對(duì)TiB2基陶瓷材料和陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料分別進(jìn)行了14.5 mm軍用制式穿燃彈DOP靶試，得出兩種材料的平均防護(hù)系數(shù)分別為3.05和7.30。結(jié)合材料層間應(yīng)力響應(yīng)分析可以認(rèn)為，在陶瓷/鈦合金層間原位生成梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合界面不僅使得陶瓷/鈦合金之間聲阻抗匹配得以改善，而且還使得陶瓷/鈦合金層間保持高的結(jié)合強(qiáng)度，進(jìn)而不僅通過(guò)復(fù)合界面的載荷傳遞有效緩解了界面反射拉伸應(yīng)力波對(duì)陶瓷基體造成的動(dòng)態(tài)損傷，而且還通過(guò)抑制橫向剪切應(yīng)力波在梯度界面上的傳播及隨后的橫向位移產(chǎn)生，誘發(fā)界面剪切耦合效應(yīng)，增大陶瓷斷裂阻力與損傷緩解性，最終使陶瓷/鈦合金梯度納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料的防彈性能得以顯著提升。

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Microstructure Evolution, Structural Damage, Failure Mechanisms and Ballistic Performance of Nano-Structured Graded Composite with TiB2-Based Ceramic and Ti-Based Alloy

ZHAO Zhong-Min, PENG Wen-Bin

Department of Vehicle and Electric Engineering, Ordnance Engineering College, Shijiazhuang 050003, China

Based on fusion bonding and atomic inter-diffusion between the liquid ceramic and molten Ti-based alloy, the continuously-graded laminated composites of TiB2-based ceramic and Ti-6Al-4V alloy were prepared by SHS centrifugal casting. The laminated composites consist of three-layer structure with the ceramic matrix, the intermediate layer and the Ti-based alloy substrate, and, within the intermediate layer, a nano-structured continuously-graded (microstructured → micro/ nanostructured→ nanostructured) microstructures characterized by the size and distribution of TiB2, TiB and Ti-based phases were achieved. Interlaminar shear strength, flexural strength and fracture toughness of the prepared composite were measured to be 335 MPa ± 35 MPa, 862 MPa ± 45MPa and 45 MPa×m1/2± 15 MPa×m1/2, respectively. FESEM fractographyies showed that, because of the achievement of self-toughening mechanism by TiB2platelets and TiB rod-like grains along with limited ductile toughening mechanism by Ti-based phases during interlaminar shear in the composite, two kinds of load-displacement curves resulting respectively from interlaminar shearing test and 3-point bending test presented nearly the linear-increase trends. By conducting DOP test with 14.5 mm army AP projectiles on TiB2-based ceramic and the laminated composite, the average ballistic mass effectiveness of two materials were measured to be 3.05 and 7.30, respectively. Hence, it was considered that, because of the nano-structured graded composite interface in-situ developed from the ceramic to Ti-6Al-4V alloy, the acoustic impedance matching was improved between the ceramic and the alloy, while high bonding strength was maintained in the laminated composite. As a result, the dual effects of load transferring and shear coupling by the interlaminar interface were initiated as the composite was impacted by the projectile, and high ballistic performance of the laminated composite was finally achieved.

Ceramic/metal laminated composite; centrifugal reactive casting processing; nano-structured graded interface; damage and failure; ballistic performance

TB332

1005-1198 (2016) 06-0412-13

A

10.16253/j.cnki.37-1226/tq.2016.09.002

2016-09-23

2016-10-12

國(guó)家自然科學(xué)基金(51072229)，武器裝備預(yù)研基金 (9140A12040213JB34001)。

趙忠民 (1968-), 男, 河南洛陽(yáng)人, 教授。E-mail: zhaozm2007@aliyun.com。