基于原位拉伸的HTPB 推進(jìn)劑多尺度損傷演化分析

李永強，李高春，林明亮

（1.海軍航空大學(xué)， 山東 煙臺 264001； 2.91049 部隊， 山東 青島 266100）

0 引 言

復(fù)合固體推進(jìn)劑作為多相復(fù)合材料，在外力載荷的作用下，其內(nèi)部將出現(xiàn)顆粒脫濕、基體變形損傷乃至斷裂等現(xiàn)象，使得其宏觀力學(xué)性能隨之發(fā)生復(fù)雜變化［1］。因此，單尺度的研究難以探究宏觀損傷的底層機理［2］，連續(xù)介質(zhì)力學(xué)角度出發(fā)的本構(gòu)方程固有其局限性［3］，多尺度損傷演化研究逐步成為國內(nèi)外研究的熱點［4］。

實驗測定是模擬計算的基礎(chǔ)，模擬計算是實驗測試的延伸，當(dāng)前對于固體推進(jìn)劑的研究大多從實驗 和 數(shù) 值 分 析2 個 方 面 展 開［5］。從 高 速 相 機［6］、超聲檢測到掃描電鏡［7］、微CT［8］，再到質(zhì)譜與色譜［9］、電子探針［10］，隨著檢測手段的進(jìn)步，對推進(jìn)劑的實驗研究從宏觀形貌發(fā)展為細(xì)觀結(jié)構(gòu)，并逐漸演變到成分分析。然而，由于實驗手段的限制，單純的唯象表征難以進(jìn)行定量化分析，使得數(shù)字圖像處理、有限元仿真［11］、分子動力學(xué)等方法逐步應(yīng)用到推進(jìn)劑損傷的輔助研究中。CCD 相機和數(shù)字圖像法的結(jié)合［12］實現(xiàn)了推進(jìn)劑宏觀表面變形場的分析與參數(shù)反演，高精度微CT 的應(yīng)用［13-14］從細(xì)觀角度獲取了多種拉伸狀態(tài)下推進(jìn)劑內(nèi)部形貌和孔隙率的演變情況，構(gòu)建細(xì)觀本構(gòu)方程［15］以及使用有限元分析工具［16］則將力學(xué)性能的演化及其影響因素［17］進(jìn)行量化處理，而全原子分子動力學(xué)［18］的應(yīng)用則從微觀角度探究基體交聯(lián)結(jié)構(gòu)、加載速率［19］以及粘接界面［20］對推進(jìn)劑力學(xué)性能的影響，并模擬加載過程中分子鏈結(jié)構(gòu)的演化。

盡管以上研究對推進(jìn)劑開展了宏細(xì)觀損傷研究和形貌構(gòu)造，擬合并驗證了各個尺度的力學(xué)方程，但并未構(gòu)造宏-細(xì)-微觀損傷演化的橋梁，不能直觀地展示損傷演化的過程，難以對裂紋的萌生和擴展進(jìn)行深層次解讀。因此，本研究以原位加載下固體推進(jìn)劑為研究對象，使用CCD 相機實時獲取宏觀形貌，使用微CT 同步構(gòu)造內(nèi)部細(xì)觀結(jié)構(gòu)，并通過構(gòu)建分子動力學(xué)模型進(jìn)行微觀損傷分析，深層次精準(zhǔn)解讀推進(jìn)劑損傷演化的本質(zhì)和影響因素，為推進(jìn)劑力學(xué)性能的提升和結(jié)構(gòu)完整性的保持提供參考和借鑒。

1 研究方法

1.1 實驗部分

1.1.1 實驗樣品與設(shè)備

實驗采用XLAB-2000 型高精度、高效率顯微CT 和XFOR 系列原位拉伸平臺，同時搭配MV-CU120-10GM高速CCD 相機和MTS Advantage 光學(xué)引伸計，如圖1所示。XLAB-2000 采用開管射線源，像素矩陣和細(xì)節(jié)識別能力分別為4608×5890 和200 nm，空間分辨率最高為2 μm；XFOR 采用恒速加載的控制模式，載荷精 度 為 0.5%，加 載 速 率 最 小 為 0.4 μm·s-1；MV-CU120-10GM 采用自動增益和自由運行模式，有效像素為1200 萬，分辨率為4204×3036；MTS Advantage 視場范圍為50～500 mm，數(shù)據(jù)更新率最高為3000 Hz，分辨率最高為0.2 μm。

圖1 微CT 組合測試平臺Fig.1 Micro-CT combined test platform

同時，為保證加載過程中掃描成像的效果，參照QJ924-85 標(biāo) 準(zhǔn)［21］制 作 微 啞 鈴 型 試 件，試 件 中 部 為5 mm×3 mm×3 mm 的端羥基聚丁二烯（HTPB）推進(jìn)劑，兩側(cè)粘接切割成型的亞克力板，具體尺寸參數(shù)示意如圖2 所示。

圖2 試件構(gòu)形及尺寸Fig.2 Configuration and size of specimen

1.1.2 實驗方法

實驗時將試件固定在拉伸夾具上，上端置于夾具凹槽內(nèi)，下端通過加載夾具以5 μm·s-1的速率向下運動，外置透明管狀密封罩，并將加載平臺放置于檢測樣品臺。同時，高速CCD 相機以10 s 為間隔采集試件表觀形貌，微CT 間隔50 s 加載時間后掃描一周，由X 射線發(fā)生器發(fā)射的高能射線輻射穿透樣品后由探測器接收并記錄一組投影數(shù)據(jù)，直至試件斷裂。微CT 掃描工作電壓為100 kV，工作電流為170 μA，空間分辨率為2 μm，Air 濾波片，掃描360°且掃描角度差為0.225°，拉伸、掃描及數(shù)據(jù)存儲將通過預(yù)設(shè)參數(shù)自動執(zhí)行。

此外，借助于DIC 對試件表觀形貌進(jìn)行處理，以實現(xiàn)對推進(jìn)劑宏觀損傷演化的初步分析。同時，為進(jìn)一步探究推進(jìn)劑內(nèi)部結(jié)構(gòu)的演變狀況，在z軸方向截取寬度為2500 μm 的關(guān)鍵損傷區(qū)域進(jìn)行三維重構(gòu)。三維重構(gòu)要求樣品必須旋轉(zhuǎn)一周，重構(gòu)精度則取決于單次旋轉(zhuǎn)度數(shù)，由于物質(zhì)的密度影響其對X 射線的吸收能力，導(dǎo)致探測器對不同區(qū)域的接收信號產(chǎn)生差異，進(jìn)而導(dǎo)致投影成像的灰度值具有明顯的邊界，故借助于自研的三維重構(gòu)軟件，經(jīng)由預(yù)處理、投影校正、模型重建、后處理生成三維體積數(shù)據(jù)，并進(jìn)行渲染處理。

1.2 模擬部分

推進(jìn)劑內(nèi)部界面層的細(xì)觀損傷揭示了宏觀力學(xué)性能轉(zhuǎn)變和微裂紋萌生擴展的根本原因，是推進(jìn)劑結(jié)構(gòu)性損傷的唯象性解釋。因此，為進(jìn)一步探究界面層損傷的底層機理，定量化表述界面層力學(xué)性能的轉(zhuǎn)變，并對兩相界面層損傷發(fā)生位置進(jìn)行合理化解釋，采用全原子分子動力學(xué)模擬，構(gòu)造高氯酸銨（AP）/HTPB、Al/HTPB 分子體系模型，并求解界面結(jié)合能和AP/HTPB界面層內(nèi)聚破壞的力學(xué)本構(gòu)。

1.2.1 模型構(gòu)建

（3）在行駛過程中，電動汽車SOC值將隨著行駛的繼續(xù)而不斷變化，根據(jù)此條件限制電動汽車是否需要充電以及充電量的大小。

HTPB 預(yù)聚物數(shù)均分子量為2796，單體數(shù)為50，其中順式、反式和乙烯基式占比分別為24%，56%，20%。在固化過程中，其與甲苯二異氰酸酯（TDI）通過如圖3 所示固化反應(yīng)生成氨基甲酸酯，以達(dá)到擴鏈固化的效果。此外，增塑劑癸二酸二辛酯（DOS）對于黏合劑體系力學(xué)性能的改善具有重要的作用，其與HTPB-TDI（固化反應(yīng)產(chǎn)物）在推進(jìn)劑整體中所占比例分別為3.3%和8.0%。對于Al 和AP 顆粒，其（0 1 1）晶面均是與基體分子產(chǎn)生相互作用的主界面，故借助Materials Studio［22］將 切 割 厚 度 為20 ? 的 晶 體 與 黏 合劑體系組建AP/HTPB 和Al/HTPB 界面。構(gòu)建的分子模型如圖4 所示。

圖3 固化反應(yīng)Fig.3 Curing reaction

圖4 微觀分子體系模型Fig.4 Microscopic molecular system model

1.2.2 平衡與加載

對于所構(gòu)建的基體和界面層模型，選用Compass力場進(jìn)行平衡處理，設(shè)置隨機初始速度，將10 ? 作為截 斷 半 徑，并 采 用Andersen［23］、Berendsen［24］方 法 控溫、控 壓，經(jīng) 由Max iterations 為5000 的Geometry Optimization、cycles 為50，始末溫度為100，400 K 的并采用NVE 系綜的Anneal、step 均為1 fs，總時間均為200 ps 的NVT 和NPT 系 綜 的Dynamics 處 理 后，所 獲得的基體模型NPT 系綜模擬過程中溫度、勢能和密度變化如圖5 所示。由圖5 可得，溫度、密度波動范圍在10 K、0.05 g·cm-3范圍內(nèi)，且勢能在-2000 kJ·mol-1上下進(jìn)行微小波動，故可認(rèn)為分子模型體系已經(jīng)達(dá)到平衡狀態(tài)，能夠支撐界面結(jié)合能的精準(zhǔn)計算。

圖5 基體分子體系平衡驗證Fig.5 Verification of matrix molecular system equilibrium

同時，為了從微觀層面揭示推進(jìn)劑界面層力學(xué)性能的演變機理，通過lammps 對分子模型進(jìn)行分子動力學(xué)拉伸模擬，從原子尺度解析鏈段結(jié)構(gòu)和能量變化。為確定固定和加載區(qū)域，以及界面層的位置，沿加載方向?qū)δＰ瓦M(jìn)行切片處理，并計算AP 和HTPB 的密度，如圖6 所示。分子體系拉伸模擬過程主要包括平衡和張力2 個方面，且能量最小化、控溫和控壓的平衡過程避免了模型初始隨機性的同時，消除了模型內(nèi)部可能存在的高能勢壘。

圖6 界面模型加載示意Fig.6 Interface model loading schematic

2 結(jié)果與討論

2.1 宏觀損傷演變

實驗中，CCD 相機所捕捉到了宏觀試件表面在原位加載過程中的變化，該變化定性描述了推進(jìn)劑在頸縮效應(yīng)下由均勻擴展轉(zhuǎn)變?yōu)榫植渴湛s，直至損傷斷裂的過程。為進(jìn)一步對變形場進(jìn)行定量分析，研究借助于數(shù)字圖像處理方法，對試件表面ROI 區(qū)域進(jìn)行灰度值劃分，并將其作為變形過程中各幀圖片的同源點以實現(xiàn)位置標(biāo)定。變形過程中，同源點的移動會產(chǎn)生一系列位移矢量，將其分解為旋轉(zhuǎn)和拉伸后，可通過位置的移動獲取拉伸張量。通過對加載時間分別為100，300，400 s 和500 s 的試件表面形貌設(shè)置ROI 區(qū)域，并與初始圖像對比，獲取x方向正應(yīng)變εxx云圖如圖7 所示。

圖7 推進(jìn)劑宏觀應(yīng)變云圖Fig.7 Macroscopic strain cloud map of propellant

由圖7 可知，ROI 區(qū)域大小為200×120 pixels，單個pixel 代表25 μm。加載初期，推進(jìn)劑內(nèi)部應(yīng)變較為散亂，出現(xiàn)非連續(xù)性局部帶狀高應(yīng)變區(qū)域與分散分布的應(yīng)變凹陷區(qū)域，且正負(fù)應(yīng)變值交替出現(xiàn)；隨著加載的進(jìn)行，局部大應(yīng)變區(qū)域出現(xiàn)，最大應(yīng)變峰值急劇上升；當(dāng)總體應(yīng)變達(dá)到0.4 時（圖7c），新的局部應(yīng)變峰值出現(xiàn)，高應(yīng)變帶狀區(qū)域?qū)崿F(xiàn)逐步連通并呈現(xiàn)三處高應(yīng)變集中區(qū)域；隨著推進(jìn)劑形變的加劇，應(yīng)變峰值持續(xù)增加，中部高應(yīng)變區(qū)域向兩側(cè)擴展，形成寬約40 pixels的高應(yīng)變條狀區(qū)域。由ROI 區(qū)域應(yīng)變演化過程可知，固體推進(jìn)劑的加載擴展不能視為均勻變化，大粒徑的顆粒會形成應(yīng)變凹陷區(qū)，而夾雜在顆粒間的基體則會形成高應(yīng)變帶狀區(qū)域。在持續(xù)的加載過程中，分散分布的高應(yīng)變基體將會逐步連通并向兩側(cè)擴展，從而演變生成裂縫，造成推進(jìn)劑整體的損傷斷裂。

2.2 細(xì)觀模型重構(gòu)

通過組合PSO 和Hooke-Jeeves 搜索算法［5］，對由微CT 獲取的z軸方向上寬度為2500 μm 的關(guān)鍵損傷區(qū)域投影數(shù)據(jù)進(jìn)行快速的閾值分割以實現(xiàn)三維重構(gòu)，重構(gòu)的推進(jìn)劑模型如圖8 所示。

圖8 推進(jìn)劑關(guān)鍵損傷區(qū)域三維模型構(gòu)型Fig.8 Three-dimensional model configuration of propellant critical damage area

由圖8 可得，經(jīng)由渲染處理的藍(lán)色AP 顆粒呈現(xiàn)類球狀的不規(guī)則形貌，以極大的填充比例嵌套在灰色基體內(nèi)，加之其他輔助成分，共同構(gòu)成了推進(jìn)劑整體。由于試件取自推進(jìn)劑方坯，在切割或移動過程中，破壞了界面層AP 顆粒的包覆效果，致使顆粒脫落，從而在基體表面形成多個分散不均的凹坑。由于凹坑的深度相對于三維模型整體而言，數(shù)值比例極小，故而不考慮其對推進(jìn)劑整體損傷的影響。此外，由于顆粒和基體的性能差異，加之生產(chǎn)工藝或環(huán)境因素的影響，推進(jìn)劑內(nèi)部一般會存在部分初始缺陷，且缺陷可能來自于顆粒、基體或界面層。因此，將顆粒剔除并重構(gòu)黑色孔隙區(qū)域，并將其渲染為紅色初始缺陷?？傮w上，初始缺陷非常小且非均勻的分散在推進(jìn)劑的各個位置，呈現(xiàn)出兩側(cè)稀疏，中間密集的景象。

在原位加載過程中，推進(jìn)劑結(jié)構(gòu)的不均勻性使得其產(chǎn)生大量局部不規(guī)則形變，致使宏觀力學(xué)性能先后經(jīng)歷了線粘彈性、應(yīng)力軟化、應(yīng)力卸載以及損傷斷裂4個階段。為探究推進(jìn)劑宏觀力學(xué)性能轉(zhuǎn)變的緣由，并判別細(xì)觀損傷的影響，對拉伸應(yīng)變分別為0.1，0.3，0.4，0.5 狀態(tài)下試件關(guān)鍵損傷區(qū)域進(jìn)行重構(gòu)，并間隔50 s 加載時間對孔隙率進(jìn)行計算，繪制圖9 如下。

圖9 關(guān)鍵損傷區(qū)域結(jié)構(gòu)演變Fig.9 Structural evolution of critical damage area

由圖9 可知，在初始階段，初始損傷的存在并未使得孔隙迅速擴張，試件總體呈現(xiàn)均勻形變，且未見明顯損傷；當(dāng)應(yīng)變達(dá)到0.2 左右時，應(yīng)力增速減緩，微小的孔隙在試件內(nèi)部萌生，并隨著加載的進(jìn)行而持續(xù)性擴展；而當(dāng)應(yīng)力進(jìn)入下降階段時，孔隙密集分布在推進(jìn)劑內(nèi)部，且中間部位分布密度明顯高于兩側(cè)。由孔隙率的統(tǒng)計數(shù)據(jù)可得，在加載過程中，推進(jìn)劑內(nèi)部孔隙率隨著應(yīng)變的增加由0.0255 增長到0.243，且分布密度增加、分布形貌更加明顯，并與宏觀應(yīng)變呈現(xiàn)類指數(shù)函數(shù)關(guān)系。此外，為直觀展現(xiàn)試件內(nèi)部形貌的演變，在應(yīng)變分別為0.1 和0.5 的狀態(tài)下，截取厚度一半位置，即1500 μm 處未渲染試件內(nèi)部景象如圖10a。同時，對初始標(biāo)號為213 的孔隙進(jìn)行4 個階段的追蹤，其萌生擴展過程如圖10b 所示。

圖10 推進(jìn)劑加載損傷演化Fig.10 Damage evolution of propellant under loading

如圖10 所示，對比高低應(yīng)變推進(jìn)劑內(nèi)部切片形貌可得，低應(yīng)變下，孔隙均位于較大AP 顆粒與基體的界面層，而Al 粉周邊及基體未見明顯損傷。隨著應(yīng)變的加劇，小尺寸AP 顆粒周邊逐漸萌生孔隙，而大尺寸顆粒周邊孔隙開始擴展，并通過對承載狀態(tài)下呈現(xiàn)絲帶狀的基體的損傷破壞完成交匯，進(jìn)而形成微裂紋。同時，初始孔隙呈現(xiàn)不規(guī)則的幾何形狀，在隨后的擴展中，逐漸形成圓弧狀凹陷，并向周邊擴展，逐漸形成更大的孔隙缺陷。孔隙的擴展形狀，表明其在推進(jìn)劑加載過程中，萌生于顆粒與基體的界面層，并沿著界面層擴展，通過孔隙的合并完成體量的升級。此外，圖10a中橘黃色區(qū)域所標(biāo)注的AP 顆粒內(nèi)部初始損傷，在大應(yīng)變狀態(tài)下，在包覆基體的壓縮作用下逐漸消失。為進(jìn)一步量化分析推進(jìn)劑內(nèi)部孔隙萌生情況，對4 種應(yīng)變狀態(tài)下孔隙的數(shù)量和等效半徑進(jìn)行統(tǒng)計，并對孔隙模型進(jìn)行重構(gòu)。通過對等效半徑大小進(jìn)行排序，繪制孔隙編號與等效半徑示意如圖11。

圖11 關(guān)鍵損傷區(qū)域孔隙演變Fig.11 Pore evolution of critical damage area

由圖11 可知，在原位加載過程中，孔隙數(shù)量由567 增長到1888，最大等效半徑由80.42 μm 擴展到444.92 μm，由于頸縮效應(yīng)使得推進(jìn)劑內(nèi)部區(qū)域受到三軸應(yīng)力的作用，孔隙呈現(xiàn)中間多、兩側(cè)少的分布狀態(tài)，且應(yīng)力集中效應(yīng)使得大孔隙等效半徑的階躍效應(yīng)更加明顯。損傷和孔隙演變過程表明，微量的初始缺陷盡管不能影響推進(jìn)劑力學(xué)性能，但會引導(dǎo)其孔隙進(jìn)一步萌生擴展的范圍，且孔隙的累積和演化是推進(jìn)劑力學(xué)性能變化的主要原因。

2.3 微觀分子模擬

界面結(jié)合能是指混合相體系中為維持結(jié)構(gòu)平衡而在各相之間產(chǎn)生的相互作用能量，能夠表征材料的界面行為和性能，揭示基體與顆粒之間的粘結(jié)狀況。對于AP 和Al 與HTPB 黏合劑之間的結(jié)合能，可表示為：

式中，ET為混合相體系的平均總能量，Einter為界面平均相 互 作 用 能，EAP/Al和EHTPB分 別 為AP，Al 晶 體 和HTPB的平均單點能，單位均為kJ·mol-1。

通過Forcite Calculation 對平衡優(yōu)化后200 ps 范圍內(nèi)AP/HTPB、Al/HTPB 體系進(jìn)行分子間相互作用能計算，對所獲取的多組數(shù)據(jù)取均值后可得界面結(jié)合能分別為1.088，4.263 kJ·mol-1。由界面結(jié)合能的大小可得，對于相同粒徑下的AP 和Al 所產(chǎn)生的界面層，AP界面層更容易脫粘，加之AP 粒徑遠(yuǎn)大于Al 顆粒，其所產(chǎn)生的應(yīng)力集中現(xiàn)象更為明顯，故而在一般情況下，AP/HTPB 界面層的損傷遠(yuǎn)早于Al/HTPB 界面層的損傷。同時，為進(jìn)一步探究外載作用下AP/HTPB 界面層的變形損傷情況，設(shè)定加載速率為10-3?·fs-1，對界面層體系模型在常溫下進(jìn)行單軸拉伸，并采用Ovito 軟件［25］對4 種加載應(yīng)變εzz狀態(tài)下分子模型體應(yīng)變進(jìn)行可視化顯示。微觀結(jié)構(gòu)演變?nèi)鐖D12 所示。

圖12 微觀界面層體應(yīng)變演化云圖Fig.12 Evolutionary cloud map of microscopic interface layer volume strain

由圖12 可知，界面層分子體系局部大變形首先出現(xiàn)在HTPB 內(nèi)部，并呈現(xiàn)不規(guī)則的分布狀態(tài)；隨著外載的增加，局部大應(yīng)變區(qū)域逐步擴展到界面層，且應(yīng)變峰值急劇增大；當(dāng)上端移動距離增大到12 ? 時，界面層產(chǎn)生明顯損傷，HTPB 與AP 之間出現(xiàn)空隙，其余區(qū)域應(yīng)變減小、應(yīng)力釋放，整體上形成以界面層為核心區(qū)的高應(yīng)變帶狀區(qū)域；當(dāng)拉伸距離進(jìn)一步增加時，空隙逐步擴展，AP 上殘留部分HTPB 分子鏈，界面層區(qū)域HTPB分子鏈重排，與AP 形成多條獨立的鏈狀連接，且連接的分子鏈均處于高應(yīng)變狀態(tài)［18］。為探究分子體系形態(tài)與力學(xué)性能的關(guān)系，提取拉伸方向界面應(yīng)力，并與z軸方向的位移共同構(gòu)成數(shù)值曲線［20］。此外，分子鏈結(jié)構(gòu)的演變致使微觀空隙的萌生和擴展，最終導(dǎo)致兩相界面的分離。因此，通過提取lammps 所生成的dump格式的軌跡文件，實現(xiàn)對每種拉伸形態(tài)下原子位置的定位，并將Simulation cell 區(qū)域按照一定的尺寸劃分為多個方塊，以方塊內(nèi)有無原子判別并計算微觀空隙率。同時，從能量角度出發(fā)，探究形變區(qū)域中外力做功的作用效果和轉(zhuǎn)化形式。繪制的應(yīng)力、空隙率以及能量演變曲線如圖13 所示。

圖13 力學(xué)及能量演變曲線Fig.13 Mechanics and energy evolution curves

由圖13 可知，應(yīng)力曲線總體上呈現(xiàn)初始線性增加，屈服后應(yīng)力增速減緩，越過峰值后應(yīng)力急劇下降的形態(tài)，且由于分子體系熱波動的影響，應(yīng)力呈現(xiàn)明顯的振蕩現(xiàn)象。因此，為直觀地描述內(nèi)聚破壞的力學(xué)本構(gòu)，采用適用于脆性材料的唯象指數(shù)型內(nèi)聚力模型擬合應(yīng)力數(shù)據(jù)，可得當(dāng)前AP/HTPB 界面結(jié)合強度為129.4 MPa，法向分離位移為6.668 ?。此外，由于計算成本的限制，分子體系應(yīng)變率遠(yuǎn)高于實驗，致使應(yīng)力數(shù)據(jù)與實驗［21］及反演［22］數(shù)據(jù)在數(shù)量級上產(chǎn)生差異。

通過對包括價鍵、交叉項和非鍵項在內(nèi)的分子體系能量進(jìn)行計算，可得在模型加載過程中，只有非鍵能產(chǎn)生明顯變化，其他類型能量未見明顯波動。對比應(yīng)力、空隙率和非鍵能曲線，考慮到應(yīng)變滯后效應(yīng)的影響，應(yīng)力的增長伴隨著非鍵能的增加，而應(yīng)力的削弱則伴隨著空隙率的增大。界面層分子鏈在外載作用下共經(jīng)歷了3 個階段，在小應(yīng)變的初始階段，分子鏈整體向中心區(qū)域收縮，分子間距減小，微觀空隙被壓縮，外力作用所產(chǎn)生的應(yīng)變能以非鍵能的方式存儲，體系整體呈現(xiàn)彈性；隨著位移的增加，HTPB 分子鏈產(chǎn)生相對滑移，分子間距增大，非鍵能減小，微觀空隙得到初步擴展；在大應(yīng)變的分離階段，部分與AP 構(gòu)成良好粘接關(guān)系的分子鏈由于上端的牽引作用逐步脫離AP 界面，并在拉力和粘接力的作用下產(chǎn)生局部大應(yīng)變，微觀空隙進(jìn)一步擴展，界面層遭到內(nèi)聚破壞，應(yīng)力持續(xù)減小。

3 結(jié) 論

對基于原位加載的HTPB 推進(jìn)劑開展宏細(xì)觀實驗和微觀數(shù)值模擬，多尺度探究其損傷演化過程，得到以下結(jié)論：

（1） AP/HTPB 分子體系高應(yīng)變區(qū)域由HTPB 內(nèi)部萌生，逐步擴展至界面層，持續(xù)外載作用致使分子鏈重排，分子間距改變，微觀空隙在分子鏈間萌生并擴展，且牽引-分離曲線符合指數(shù)型內(nèi)聚力模型，高應(yīng)變率作用致使當(dāng)前分子體系界面結(jié)合強度達(dá)到129.4 MPa，法向分離位移為6.668 ?。

（2） Al 和AP 顆粒與HTPB 基體界面結(jié)合能3.9 倍的差異以及粒徑大小影響下的應(yīng)力集中，加之微觀空隙的演變，致使細(xì)觀孔隙首先萌生于大粒徑AP 顆粒處，并沿兩相界面層擴展，導(dǎo)致顆粒間隙處基體在高應(yīng)變下?lián)p傷斷裂，從而演變成微裂紋，且細(xì)觀孔隙率與應(yīng)變呈現(xiàn)類指數(shù)函數(shù)關(guān)系。

（3） 復(fù)合材料的本質(zhì)使得推進(jìn)劑宏觀應(yīng)變不均且分散，在大顆粒處形成應(yīng)變凹陷區(qū)，頸縮現(xiàn)象使得正負(fù)應(yīng)變值交替出現(xiàn)，且細(xì)觀微裂紋的出現(xiàn)使得高應(yīng)變區(qū)由分散布局的帶狀連通并演變成條塊狀，從而形成宏觀裂紋，導(dǎo)致推進(jìn)劑整體損傷斷裂。