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摘要

 

基于熱壓軋制復(fù)合法制備了組織致密、抗沖擊性能優(yōu)異的Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料，觀察并分析了金屬間化合物Al3Ti層中孔洞、裂紋等缺陷的形貌與形成機理。結(jié)合有限元技術(shù)深入研究缺陷對復(fù)合材料的抗侵徹性能影響，分析了彈體侵徹復(fù)合材料的過程，揭示了復(fù)合材料在彈體沖擊過程中各層能量變化的機制。結(jié)果表明，孔洞、裂紋等缺陷均會降低Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料的剛度與強度，從而降低其抗侵徹性能。

 

為了滿足裝甲材料輕量化、高性能化的需求，防彈裝甲不再局限于單一材料，多層復(fù)合結(jié)構(gòu)材料的抗侵徹性能也受到廣泛關(guān)注，其中Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料因高強度、高韌性等特點，成為在航空航天和武器裝備等領(lǐng)域極具發(fā)展?jié)摿Φ男滦洼p質(zhì)裝甲防護材料［1］。制備具有良好微觀結(jié)構(gòu)的Ti/Al基復(fù)合材料，并深入研究其抗侵徹性能的影響因素，是當前的研究熱點。

 

近年來，Ti/Al基復(fù)合材料的制備工藝得到了較大發(fā)展。WANG T L等［2］利用熱壓軋制技術(shù)獲得了多層復(fù)合板，并通過進行各種軋制還原，研究了力學性能與組織之間的關(guān)系。LIU J G等［3］利用冷軋工藝制備Ti/Al復(fù)合板，并對不同初始鋁材強度對黏接力的影響進行了研究分析。朱慶宣等［4］采用熱壓燒結(jié)法制備出具有優(yōu)異性能的Ti/Al復(fù)合材料，并系統(tǒng)分析了試樣的微觀組織、壓縮和拉伸等力學性能。王文焱等［5］通過鑄軋法制備出鈦鋁復(fù)合板，并對其界面組織進行了研究。SUN Y B等［6］將制備的Ti-Al疊層復(fù)合材料再次放入熱壓爐中進行致密化處理，但仍有部分孔洞。CUI X P等［7］采用真空熱壓法來消除初級反應(yīng)過程中產(chǎn)生的缺陷，對其進行了致密化處理。韓肖肖等［8］通過SPH-FEM方法模擬侵徹Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料靶板的過程并研究了其失效形式。曹陽等［9］通過數(shù)值模擬考慮了界面對Ti/Al3Ti抗沖擊性能的影響，研究了在彈道沖擊下的失效模式和損傷緩解機制。LI Y M等［10］通過遺傳算法對Ti-Al3Ti-Al復(fù)合材料的排列順序和層厚進行優(yōu)化，并進行抗侵徹分析。史明東等［11］通過數(shù)值模擬分析了復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)參數(shù)對殘余應(yīng)力的影響。綜上可知，制備Ti/Al基復(fù)合材料的過程極其繁瑣復(fù)雜，但尚未能夠獲得性能優(yōu)良的復(fù)合材料，普遍存在孔洞、隧道裂紋、剝層裂紋、殘余應(yīng)力等缺陷。目前對于復(fù)合材料缺陷的研究主要集中在力學性能等方面，然而缺陷也嚴重影響了裝甲材料的抗沖擊性能，因此深入研究金屬間化合物Al3Ti層缺陷對于Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料抗侵徹性能的影響機制十分重要。

 

本研究采用包套軋制技術(shù)制備Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料，對其表面質(zhì)量進行了微觀檢測，分析孔洞、裂紋等微觀缺陷的形成機理，并通過數(shù)值模擬，系統(tǒng)研究孔洞、裂紋等缺陷對Ti/Al3Ti復(fù)合材料抗侵徹能力的影響規(guī)律，明確Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料在沖擊載荷作用下的損傷失效機制以及能量吸收機理，為疊層復(fù)合裝甲的研制和應(yīng)用提供理論參考，旨在進一步提高輕型復(fù)合裝甲材料的抗彈性能和防護能力。

 

1、 試驗材料與方法

 

1.1 Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料制備試驗

 

選取TC4板材與質(zhì)量分數(shù)為99.9%的工業(yè)純鋁板，TC4、Al板層數(shù)分別為13、12層，將材料分別切割成尺寸為100 mm×100 mm×1 mm的板材，經(jīng)過一系列表面預(yù)處理后交替疊放形成層狀結(jié)構(gòu)，其中上、下表層均為TC4板。由于Ti/Al合金塑性差，在軋制過程中極易發(fā)生局部變形，從而導(dǎo)致開裂、氧化等問題，軋制時利用包套將板材包裹后再進行軋制，包套材料采用304不銹鋼，通過LARA系列真空電子束焊機進行封焊。

 

Ti/Al疊層復(fù)合材料具體軋制工藝為：軋制前將包套試樣加熱到600 ℃并保溫30 min，軋制壓下量按30%進行首道次軋制；之后每道次軋制前，預(yù)先隨爐升溫到650 ℃熱處理1 h后，再降溫到600 ℃保溫30 min后進行第2和第3道次軋制，壓下量分別為20%、10%，軋制過程中總壓下量為60%。軋制后Ti/Al疊層復(fù)合材料試樣見圖1。此時，Ti/Al疊層復(fù)合材料僅在界面處形成少量的Al3Ti金屬間化合物，無法直接制備出 Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料，因此，采用熱壓燒結(jié)爐進行熱處理。首先將溫度加熱至660 ℃保溫2 h，Ti/Al疊層復(fù)合材料中的Al層熔化成液態(tài)，隨后將溫度升高至710 ℃保溫3 h，熔融態(tài)Al和Ti發(fā)生反應(yīng)生成Al3Ti，最終獲得Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料。

 

圖1

 

1.2 Ti/Al3Ti抗侵徹有限元模型

 

利用LS-DYNA創(chuàng)建相應(yīng)的彈靶有限元模型，其中，子彈采用W合金球形彈體模擬，半徑為4.75 mm，Ti/Al3Ti靶板尺寸為100 mm×100 mm×16.27 mm。為了簡便分析，將彈靶模型簡化為1/4模型，并利用Lagrange算法進行求解，見圖2。為了能夠真實有效地反映出靶板在受到子彈沖擊時的整個破壞失效過程，W合金彈體與金屬Ti層采用Johnson-Cook本構(gòu)模型，金屬間化合物Al3Ti層采用Johnson-Holmquist-Ⅱ本構(gòu)模型，參數(shù)見表1和表2。已有研究通過彈道試驗對該有限元模型的有效性進行了驗證，當彈體初速度為533 m/s時，試驗中彈體該本構(gòu)模型參數(shù)能夠?qū)i/Al3Ti層狀復(fù)合材料的彈道侵徹效果進行較好的模擬［12］。

 

圖2

 

表1

 

表2

 

2、 試驗結(jié)果與討論

 

2.1 孔洞、裂紋的微觀形貌與形成機理

 

圖3為經(jīng)過熱處理后Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料的界面層微觀形貌圖。在710 ℃高溫下，Ti和Al反應(yīng)迅速生成了帶有大量孔洞的Al3Ti金屬間化合物。根據(jù)柯肯達爾效應(yīng)可知，兩種擴散速率不同的金屬材料在相互擴散過程中在一定程度上會形成柯肯達爾孔洞缺陷，由于Al在Ti中的擴散速率（0.075 μm/s）高于Ti在Al中的擴散速率（0.066 μm/s）［13］，在熱處理過程中，Ti、Al在兩相界面上分別發(fā)生擴散反應(yīng)，在界面處形成了新的金屬間化合物Al3Ti。由于Al擴散速率較快，在擴散后會形成空位，靠近Al3Ti層的Al空位可以由遠距離擴散來的Al進行補充，因此組織較為致密，孔洞較少，而遠離Al3Ti層的Al空位，由于得不到充分的填充，空位聚集在一起便會形成大量的孔洞。

 

圖2

 

從圖3b可以觀察到Al3Ti層中存在隧道裂紋和剝層裂紋，隧道裂紋的產(chǎn)生是由于Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料中金屬間化合物Al3Ti承受的殘余拉應(yīng)力高于Al3Ti的抗拉強度，導(dǎo)致層間開裂，產(chǎn)生裂紋。剝層裂紋的形成主要與Al3Ti層中的孔洞有關(guān)。在熱處理過程中，隨著Al與Ti反應(yīng)，Al3Ti層中形成的孔洞增多并聚集成一排，形成一種裂紋狀的長條裂縫，即剝層裂紋。此外，當試樣從高溫冷卻時，由于熱殘余應(yīng)力的作用，也會導(dǎo)致在孔洞較多的地方開裂，從而形成剝層裂紋。

 

2.2 孔洞對Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料抗侵徹性能的影響

 

由于材料中的孔洞通常沒有規(guī)律，本試驗通過孔隙率來表征Al3Ti層內(nèi)部的孔洞?？梢酝ㄟ^改變Al3Ti層的密度來反向表征其孔隙率P［14］：

 

圖3

 

圖4

 

式中，V0、V分別為表觀體積和絕對密實體積；ρ0、ρ分別為體積密度與Al3Ti的密度。

 

利用有限元技術(shù)模擬彈體以800 m/s的初速度沖擊Al3Ti層密度分別為2.8、3.0、3.2和3.4 g/cm3的Ti/Al3Ti復(fù)合靶板。彈體的剩余速度與能量變化情況見圖4?？梢钥闯?，當Al3Ti層密度從2.8 g/cm3不斷增大到3.4 g/cm3時，彈體的剩余速度從403 m/s降低到314 m/s，能量從158 J降低至81 J，兩者總體都呈下降的趨勢。因此，提高Ti/Al3Ti復(fù)合材料中Al3Ti層密度，即減少孔隙率的情況下，其抗侵徹性能有所提高。

 

根據(jù)彈體動能變化情況，可將整個沖擊過程劃分為3個不同的階段：在（0，20］ μs階段，彈體以較高的速度垂直沖擊并擠壓進入靶板，動能急劇衰減，盡管Al3Ti層密度（孔隙率）有所不同，但彈體的能量曲線幾乎重合，呈現(xiàn)出近似相等的線性損耗，說明在此階段彈體的能量損耗幾乎不受Al3Ti層密度變化的影響；隨著彈體對靶板進行持續(xù)沖擊，在（20，30］ μs階段，當Al3Ti層密度為3.4 g/cm3時，子彈剩余能量最少，可見彈體能量因Al3Ti層密度增大表現(xiàn)為損失增大。由于侵徹過程中層狀復(fù)合材料中Ti層始終保持不變，可認為彈體因Al3Ti密度增大而損失的能量被吸收轉(zhuǎn)化為Al3Ti層能量；在30 μs之后，由于子彈已完全穿透靶板，在這一階段，子彈的能量與前一階段的最終能量幾乎相等，并且保持恒定。

 

在彈體持續(xù)侵徹靶板的過程中，兩者之間發(fā)生摩擦、失效、熱傳遞等復(fù)雜的相互作用，結(jié)合被侵徹靶板在同一時間Y方向的應(yīng)力分布云圖（見圖5），當提高Al3Ti層的密度時，靶板整體的密度也會增大，從而增加了其剛度，導(dǎo)致彈體與靶板在相互接觸的過程中，彈體受到的壓力較大，其破壞程度更加嚴重，而靶板受到的破壞程度則逐漸減小，這進一步證明了孔隙率較低的情況下Ti/Al3Ti復(fù)合材料的抗沖擊性更強。

 

圖5

 

2.3 裂紋對Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料抗侵徹性能影響

 

以裂紋密度公式為基礎(chǔ)來建立Al3Ti層中的裂紋模型［15］：

式中，Cr為裂紋密度，即單位長度內(nèi)裂紋的條數(shù)；c為裂紋的數(shù)量；l為整個靶板的長度。

 

由于在子彈侵徹靶板的過程中，靶板可作用的范圍約為10倍彈徑，為簡化整體模型且便于侵徹過程能穩(wěn)定計算，只在該作用范圍內(nèi)創(chuàng)建裂紋。此外，從圖3b中可以看出，隧道裂紋在層與層之間交錯分布，因此模擬過程中將Al3Ti層中裂縫相互交錯并橫向貫穿分布在各層之間，分別建立豎向裂紋密度分別為0、1、2和4的4種疊層復(fù)合材料靶板有限元模型，見圖6。

 

圖6

 

圖7為彈體侵徹不同裂紋密度靶板時，子彈以及Al3Ti層的能量變化規(guī)律?？梢园l(fā)現(xiàn)，在彈體與靶板相互擠壓碰撞的復(fù)雜相互作用下，當Ti/Al3Ti復(fù)合靶板裂紋密度增大時，彈體最終剩余的能量由57 J增加至200 J，Al3Ti層吸收的能量從22 J減少至15 J，可見靶板的抗侵徹性能隨著裂紋密度的增大而降低。隨著裂紋密度逐漸增大，Al3Ti層由承受壓應(yīng)力轉(zhuǎn)化為承受拉應(yīng)力的同時吸收更多能量，因此在20 ~30 μs內(nèi)Al3Ti層吸收的總能量隨著裂紋的增加而增加。在30 μs后吸收能量較多的Al3Ti層所受應(yīng)力更容易達到臨界應(yīng)力從而發(fā)生失效變形，使其吸收的能量迅速損失，最終導(dǎo)致靶板被破壞，抗侵徹性能降低。由于Ti/Al3Ti層狀復(fù)合材料主要依靠Al3Ti層的高硬度和高抗壓強度來抵抗彈體的沖擊，而靶板中裂紋均貫穿于Al3Ti層中，從而導(dǎo)致靶板整體的強度降低，抗侵徹性能下降。

 

圖7

 

圖8為在彈體侵徹進行到20 μs時，不同裂紋密度的Ti/Al3Ti靶板的應(yīng)力場分布圖?？梢钥闯觯鸭y的存在影響了彈體侵徹靶板時靶板內(nèi)的應(yīng)力波的傳播情況，當靶板裂紋密度增大時，靶板內(nèi)部產(chǎn)生的應(yīng)力擴散區(qū)域逐漸減小，最終失效破壞的范圍變小。此外，侵徹無裂紋靶板的子彈頭部分由于高強度擠壓而發(fā)生了較大程度的壓縮變形，而含有裂紋的子彈失效程度較低，進一步說明了裂紋的存在會使得Ti/Al3Ti靶板的抗侵徹性能明顯降低。

 

圖8

總結(jié)和展望

 

（1）Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料中Al3Ti層的孔洞降低了靶板的整體剛性，隨著孔隙率增大，復(fù)合材料的抗侵徹性能降低。

 

（2）彈體的動能隨著Al3Ti層孔隙率的降低而降低，損失的能量大部分被吸收轉(zhuǎn)化為Al3Ti層能量。

 

（3）Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料內(nèi)Al3Ti層中裂紋的存在降低了靶板的總體強度，隨著裂紋密度增大，其抗侵徹性能降低。

 

（4）Al3Ti層中的裂紋阻礙了靶板內(nèi)部應(yīng)力波的傳遞，減小了靶板的失效范圍。

 

（5）在Ti/Al基復(fù)合材料的制備過程中，需不斷優(yōu)化其制備工藝，最大限度地提高其致密性，減少孔洞、裂紋、殘余應(yīng)力等缺陷，以獲得結(jié)構(gòu)良好、組織致密、抗彈性能好的Ti/Al3Ti疊層復(fù)合材料，從而提高整體綜合性能。

來源：特種鑄造及有色合金

 

論文信息：吳佳楠，張煌，梁壯麗，等. 微觀缺陷對Ti/Al3Ti復(fù)合材料抗侵徹性能影響研究［J］. 特種鑄造及有色合金，2024，44（4）：511-515.