陶瓷装甲材料动态力学研究进展

陈硕  赵忠民  张龙

 （军械工程学院）

摘要  陶瓷材料以其“高硬度、高强度、高韧性、低密度”的“三高一低”优异特性，现已成为主要装甲防护材料之一。基于国内外陶瓷材料动态力学特性与损伤失效机制的研究成果，探讨不同应力状态下陶瓷材料动态断裂、失效过程及动态力学行为，分析陶瓷动态冲击应力一应变关系，指出目前国内外陶瓷动态断裂韧性的测试方法，重点论述陶瓷材料动态力学发展方向、研究重点及其对陶瓷装甲材料改性的影响效应。

关键词  陶瓷装甲材料；动态力学；结构损伤；失效机制

  陶瓷材料凭借“高硬度、高强度、高韧性、低密度”的“三高一低”优异特性，成为装甲防护材料领域的重要发展方向之一。陶瓷材料具有极高的硬度和抗压强度，有利于抵御高速穿甲弹的侵彻；其密度小，为均质装甲钢的25%～50%，有利于降低装甲材料质量，促进其轻质化；耐热性好，在高温下可以保持形状尺寸不变，可有效抵御高温金属射流的侵彻。然而，陶瓷材料具有韧性差、脆性大、抗拉强度低等缺点。目前，国内外用于战车的陶瓷材料主要为Al：O。、B。C、SiC、TiBz等单相陶瓷，相比于单相陶瓷，陶瓷基复合陶瓷具有更大的硬度与弹性模量，更高的断裂韧度及在高应变率下更低的微裂纹传播速率与更大的动态强度，因而防弹性能更为优异。陶瓷材料在装甲防护中的主要作用是磨蚀以及破碎弹体，由于陶瓷材料的低断裂韧度，因此，采用一些韧性较好的材料（如金属、有机高分子材料等）作为陶瓷材料的支撑板，构成复合装甲以抵抗弹体的侵彻。当穿甲弹撞击到陶瓷表面时，高模量、高硬度的陶瓷将使穿甲弹弹头变平或变钝，从而扩大弹丸冲击对支撑板的应力分布，同时支撑板变形吸收穿甲弹的残余动能，迟滞陶瓷与支撑板界面的拉伸断裂，致使弹丸承受更多的磨蚀。因此，可认为复合装甲的陶瓷材料断裂与粉碎机制对于耗散弹丸动能具有非常重要的作用。为进一步提高陶瓷装甲的防护性能，对侵彻过程中陶瓷材料的损伤与失效机制进行深入研究具有十分重要的理论意义与应用价值。

 为实现装甲设计的高效性，在装甲产品未投入生产之前，对陶瓷装甲防护效能进行仿真预测就尤显重要。借助高速计算机和设计软件，发展模拟仿真技术进行实效预测具有现实的可行性。然而，目前进行模拟仿真所需的动态冲击与失效精确模型却极为缺乏，因此，近些年陶瓷装甲的本构关系和抗穿甲的破坏机理研究已引起国内外学者的普遍重视。但由于试验手段和测试方法的限制，对材料基本性能，特别是动态性能的试验研究相对较少，限制了陶瓷材料本构关系的发展及对陶瓷抗穿甲破坏机理的认识。为此，本课题基于陶瓷材料动态冲击研究成果，结合陶瓷装甲的发展趋势，重点论述陶瓷材料动态断裂力学行为与失效机理，并预测了下一阶段的研究重点。

1  冲击条件下陶瓷材料失效行为

 在动能穿甲弹的冲击下，陶瓷材料的失效过程与陶瓷材料性能、几何尺寸、陶瓷装甲的结构形式相关。为探讨陶瓷材料的失效机理，引入两种典型装甲结构，即带有韧性背板支撑的陶瓷薄板靶体与伴有金属套约紧的厚陶瓷靶体。陶瓷薄板装甲，常见于人体、飞机或轻型车辆的防护上，主要用于抗击小口径弹体与机枪穿甲弹的攻击。金属封装陶瓷厚板装甲，主要用在重型车辆装甲的防护上，以抵抗长杆弹的侵彻。并且，将上述两类装甲结构进行重复叠加形成的多层装甲结构也常见于一些车辆的装甲防护系统中。

1.1  陶瓷薄板／背板复合装甲

陶瓷复合装甲结构主要为陶瓷／背板双层结构，即将陶瓷面板与金属（或高聚物）背板以胶接方式组成复合装甲，见图1。陶瓷在弹丸的撞击下，以着弹点为中心，向四周放射，出现了倒置的破碎圆锥。脆性固体的破坏不同于韧性固体的根本原因是在脆性固体内存在大量的不稳定微裂纹，这些裂纹在载荷的作用下，发生动力扩展，产生自持续断裂现象。在不稳定裂纹非常多的情况下，裂纹的扩展将产生断裂波或破碎波。研究表明陶瓷断裂均起源于陶瓷板背面。原因是在弹体冲击时，高幅压应力波同时作用于陶瓷板和弹体内部，随即沿陶瓷板厚度方向进行传播。当应力波传播至陶瓷与背板的界面时，一部分应力波透射进入背板继续传播，另一部应力波则经背板反射回到陶瓷板内部。由于背板（尤其是高聚物）声阻抗低于陶瓷基板，且反射波传播速度低、密度小，反射的压缩应力波就转化为拉伸应力波。相比于压缩应力，陶瓷材料在拉伸应力作用下更易遭破坏，当其承受的拉伸应力超过临界值时则随即发生失效。而且，因惯性效应，相比于远离冲击点附近的其他区域，处于弹体头部的靶体材料变形更大而偏离于撞击平面方向，促使陶瓷基板发生弯曲，因而陶瓷基板背面也产生高的拉伸应力。但是，弯曲作用不是靶板断裂的主要因素，一般靶板的失效都是从靶板材料的缺陷或裂纹扩展开始的。数值仿真显示，裂纹区域从背面扩展到撞击面需要一定的时间，当损伤区扩展与射弹的撞击面相遇，陶瓷板开始失效。如果射弹的速度低于陶瓷板的极限速度，射弹在未与损伤区相遇前被陶瓷强制呈射流状流动，这种没有明显侵彻靶体的现象就是DWEL1现象。

1.2金属封装陶瓷复合装甲

在外加约束条件下，陶瓷靶板的防护系数通常增大16%～20%以上。约紧状态的陶瓷更能有效防止被击穿，这是由于陶瓷是脆性材料，它的破坏是断裂而非塑性变形。陶瓷靶板外加紧约束，即使在高冲击压缩应力波和拉伸应力波作用下发生了断裂，陶瓷各断块之间仍然被紧密挤压，只有裂纹而无扩容。当弹丸进一步侵彻靶板时，没有间隙出现，于是弹丸需要消耗更大能量来继续粉碎前端的陶瓷，这种反复粉碎直至弹丸前端陶瓷形成粉化区域后，弹丸需将粉体沿侵彻的相反方向挤压喷出才能前进。粉化区域（见图2）还受到径向流动所推动，这种径向流动使得粉化陶瓷流体内存在非常大的阻尼力，而且粉粒陶瓷与弹丸的反向运动会磨蚀、磨损弹丸的质量，因此长杆弹需要更高的冲击能量和更长的时间才能将陶瓷板击碎，从而大大提高了陶瓷靶板的抗弹性能。RAVICHANRAN G[20]用长杆弹冲击厚陶瓷装甲系统，发现在高压应力区同样存在着强的剪切应力，剪切应力使陶瓷内部产生了大量的裂纹，但金属约束使陶瓷仍处于互锁状态，这就是Mescall区。陶瓷靶Mescall区主要集中在长杆弹头部，它是陶瓷能抗侵彻的重要因素。ORPHAL D L在前人研究的基础上系统地将长杆弹侵彻中厚度陶瓷靶板的过程分为初始撞击阶段、稳态侵彻阶段、非稳态侵彻阶段、冲塞或弹性回复阶段4个阶段。初始撞击阶段，即陶瓷表面受弹体撞击而在陶瓷表面产生的开坑阶段。陶瓷表面在长杆弹的高速撞击下达到极高的动能密度，使得受撞击陶瓷表面在几微秒内产生极高密度的微裂纹，并在弹杆尖端接触区域附近发生大面积的破碎，因此在初始撞击阶段，陶瓷靶体的主要损伤机制就是从陶瓷表面到陶瓷内部形成高密度裂纹的圆锥坑；稳态侵彻阶段，具有极高动能的弹体向陶瓷靶板内部继续推进，在高压应力和高剪切应力的相互作用下，处于长杆弹弹头前端的陶瓷区将产生大量的微裂纹，形成陶瓷碎化区（即Mescall区）。由于整个陶瓷靶板受到高应力径向、纵向约束，使得这些微裂纹依然保持着互锁状态，使得弹体材料以近乎稳定的速率继续侵彻陶瓷靶板，因此在该阶段，陶瓷材料抵抗杆弹侵彻的主要机制为磨蚀犁削机制；非稳态侵彻阶段，由于大量细小的陶瓷碎片会沿着弹体逆向流出，从而降低了弹体周围的径向约束力，使得处于弹丸周围的细碎陶瓷间互锁机制失效。这样这些细小的陶瓷碎片紧贴着弹体侧部发生持续高速逆向流动，强烈犁削、磨蚀弹体甚至发生弹体被全部磨损消耗掉。冲塞阶段或弹性回复阶段，如果陶瓷靶板厚度不足以抵抗长杆弹的侵彻，则残余弹体仍具有较高的动能并足以继续击穿陶瓷，但是，若陶瓷靶体具有足够的厚度，使得杆弹在穿透陶瓷靶体之前因发生非稳态侵彻，遭到严重磨蚀而发生急剧质量衰减以致解体，陶瓷靶体便发生弹性回复，保持着靶体完整性。

  通过以上对陶瓷装甲的靶试分析，无论是短射弹侵彻陶瓷薄板还是长杆弹侵彻金属封装陶瓷厚板的失效过程都非常复杂。射弹冲击表面处高度约束，而远离撞击点处表面几乎完全自由，从冲击点到自由面应力状态变化很大。靠近撞击面的前表面在反射拉应力作用下，失效断裂变成碎块，形成冲击弹坑。射弹前端的应力幅值非常大，以至于在陶瓷中能发生延脆性转变，而远离撞击区的表面应力波只有弹性波，因此各种负载条件下的陶瓷材料变形率覆盖了一个很宽的频谱。在侵彻过程中，陶瓷中原来完整部分在射弹通过后都变成了碎块、粉末，然后沿射弹向后喷出，陶瓷靶剩余部分则大范围产生裂纹。

2  陶瓷材料损伤失效的动态特性

 目前对强冲击加载下陶瓷的损伤行为研究集中在宏观尺寸表面，主要以唯象损伤力学和有限元方法为主，将陶瓷视为宏观均质，不考虑其内部各相的相互作用和空间的随机分布，而是从唯象学角度，引入标量或矢量形式的损伤变量来表征材料损伤的程度。通过宏观应力一应变全过程曲线，结合连续介质损伤力学，研究其平均力学性能，获得本构关系和演化方程，并利用该本构关系结合有限元方法模拟、预测材料的力学性能。

2.1  单轴应力作用下陶瓷材料的动态断裂

在陶瓷材料动态冲击的应力一应变特性及本构关系中，霍普金森压杆( SHPB)常被当作测试应力一应变曲线，SHPB最初由KOLSKY H发现，在高速成像系统帮助下，动态断裂过程被直观地展现出来。PALI-WA B等利用改进后的SHPB在透明陶瓷试件上进行动态断裂发展试验，采用斜坡载荷脉冲(9. 76×103 GPa/s)加载在SiC-N陶瓷试样(+6. 35 mm×6.35 mm)上。图3是试件断裂与失效过程的连续图像，图4为图3中对应的应力记录曲线。

 t=0时SiC-N试件被夹在SHPB装置测试盘之间准备开始测试；在40 uS时斜坡脉冲前沿波到达试件表面，载荷达到屈服载荷10%的情形（见图4中位置1），即使在低载荷作用下，也能观察到从圆柱试件两端边缘飞出了粉末。飞出的细晶粉末是试件边缘应力集中引起的，尽管压应力很小，但边缘处的集中载荷和多轴应力足以将陶瓷研成粉末，由此可以看出，陶瓷对应力集中极其敏感。由于在试件设计和装置上采取了集中应力改善措施，飞溅物的位置也验证了试件中心部的均匀受力。在75 tiS时，此时应力达到峰值应力的83%，表面裂纹开始出现。在80 Us之后，圆柱试件上出现大量裂纹。细晶粉末除了从边缘飞出外，也开始从试件中部沿径向飞出，试件直径也略微增大。在85 tis时，试件被裂纹分成了许多细轴柱，其中靠近试件两端的轴柱开始断裂，此时，轴向应力达到峰值（图4中的位置5）。沿轴向的承载柱随着时间进一步破碎而变得越来越少，试件整体屈服断裂。

 脆性材料动态裂纹在单向压力下形成并扩展。这些裂纹从有集中应力处或内部缺陷萌生，一旦微裂纹形成，它们大致沿载荷轴线方向扩展。在主裂纹穿透试件之前，其他裂纹同时形成并相互作用。陶瓷的破坏是通过裂纹扩展方式进行的，而陶瓷中裂纹扩展的极限速度小于外部加载速率时，陶瓷裂纹来不及扩展，从而使其发挥出更理想的抗压强度，所以在更高的应变率下材料会有更高的压缩强度。一旦裂纹形成，试件不再具有均匀性和等向性。在试件表面萌生裂纹后，随着轴向载荷增加，试件内应力急剧上升，试件在径向的特性与轴向完全不同（见图4）。试件内即使充满裂纹，仍能继续承受轴向载荷，而横断面上，试件已经破裂，不能继续承受载荷，尤其是拉应力。当载荷超过临界值时，损伤结果呈各向异性。由于裂纹的扩展及其相互作用，致使损伤结果各不相同，使建立合适的模型来定量描述损伤情况变得困难。陶瓷材料在单轴压缩平面应力条件下的滑移微裂纹模型中，初始微裂纹在剪应力作用下将会沿加载方向产生一对滑移分枝微裂纹，分枝微裂纹的扩展速度与应变能释放率（或增长率）相关。NEMAT N S等利用断裂力学理论提出了分枝裂纹阵模型，认为当初始微裂纹的长度达到裂纹间距时，微裂纹连通导致材料失效。通过陶瓷材料的动态失效研究可知，陶瓷材料的破坏是通过裂纹扩展方式进行的，抑制和延滞裂纹的扩展，可极大提高陶瓷的抗弹性能。

2.2  多轴应力作用下陶瓷材料动态断裂

虽然SHPB的加载方式是动态的，但单向应力状态还是过于理想化，当陶瓷材料靶板受到射弹动能冲击时，应力状态变得非常复杂，因此，研究高应变率、更复杂的应力状态下陶瓷的动态断裂特性十分必要。在多轴应力状态时，试件内部会出现剪应力，剪应力随试件受载状态的不同而不同，剪应力会极大加速脆性材料的损伤。为了减少轴向挤压时的剪切分量，通常采用径向约束。CHEN W等在SHPB试验中用薄金属外壳约束的玻璃陶瓷( MACOR)研究多轴应力下裂纹的形成与扩展，试件所加载荷超过其压缩强度，载荷方向垂直于试件表面。图5是试样的一个横断面，试件内断裂碎片仍约束在金属壳里。断裂的试件有一个以底平面为基础的圆锥形区域，圆锥顶点接近试件中心轴，圆锥形区域内部的裂纹密度远低于其外部，且外部裂纹密度随约束力的增加而减少。在试件顶部有粉末组成的环形区域，该环形区域是一层陶瓷碎块在锥形面上形成的交叉部分，表明陶瓷在动态变形中，沿锥面断层有剧烈的滑移运动。材料的抗滑移阻力表示试件在达到峰值载荷后的承载能力，对于抗滑移阻力小于耐压强度的材料，断层会在试件到达耐压强度之前形成。如果这个锥形断层的形状存在局部不规则，或者圆锥体外部裂纹分布不均匀，那么沿断层的滑移会使试件在加载后产生不规则形状。

通过以上的分析表明，锥形裂纹的形成对陶瓷试件的耐压强度有重大影响，探究锥形裂纹的形成过程有很大意义。CHEN W等使用改进的Hopkinson压杆对锥形裂纹形成与扩展进行了试验研究，以此来描述材料构成和失效特性，同时表明试件在动态载荷或准静态载荷作用下，其内部都存在锥面裂纹。陶瓷材料在约束下的变形过程见图6。

 载荷刚作用时，压应力不足以使微裂纹萌生或扩展，试件内部的缺陷密度没有受到载荷的影响，因此图6a中应力一应变在开始时呈线性关系。当载荷足够大后，在压应力作用下，裂纹从最初的缺陷、微裂纹开始萌生，裂纹密度随载荷和变形的增大而增大，在达到耐压强度之前应力一应变曲线斜率逐渐减小，材料开始塑性变形，见图6b。尽管各个大小不同的主应力是压应力，但在试件内靠近不均匀处和裂纹尖端处有局部拉应力的发展。在高应变率下，许多裂纹在试件内部同时扩展，而不是一条主裂纹贯穿试件。当应力达到耐压强度，裂纹密度达到临界值时，应力集中处附近的裂纹开始相互作用。即使是圆柱体试件，两边拐角处仍存在应力集中，内部缺陷引起的裂纹在试件内扩展之前，拐角处的裂纹已向内扩展。在拐角处形成的裂纹相互作用穿入试件，变成可见裂纹。当应力达到峰值点时，其中一对裂纹在试件内相遇，最终形成锥面断层，见图6c。在断层形成之后，应力一应变特性变得不稳定，并且试件在高应变率下开始变形，碎片沿断层的滑移是陶瓷在失效阶段变形的内在机理，见图6d。在滑移过程中，位于断层表面的颗粒是畸形的，并且从材料中被扯断抛出，以此来耗散冲击载荷的巨大能量。

 冯西桥等采用微裂纹扩展区模型描述了三轴压缩条件下微裂纹的闭合、摩擦滑移、II型自相似扩展和弯折扩展。认为分枝微裂纹弯折扩展是稳定的，分枝微裂纹弯折扩展的长度与I型临界应力强度因子相关。在冲击压缩加载下，材料表面和内部的原生微裂纹和由于应力奇异产生的微裂纹，在晶界、三晶交、气孔等薄弱区域成核、扩展，直至遇到其他晶界或相界等能障的束缚而停止，然后应力重新分布，进一步激发相邻区域微裂纹的成核与扩展。在冲击条件下，脆性材料的细观破坏机制比较复杂，陶瓷损伤的动态定量研究仍需大量努力。

3动态断裂韧度

  陶瓷的动态断裂韧度是评估陶瓷靶板抗弹性能的一个重要参数，它表征材料的抗损伤和抗裂纹扩展能力。目前，很多新的动态测试技术应用其中，这些技术可归纳为3类：高应变率弯曲、高应变率扭转和动态楔形。高应变率弯曲常采用三点弯曲单边切口梁法(SENB)，高应变率扭转常采用双扭法(TD)，动态楔形采用压痕裂纹法(IM)。SENB法理论完善、方法简单，是测量断裂韧度最常用的一种方法，但测得的结果往往偏高，主要是机械加工的缺口根部钝化阻碍裂纹扩展的敏感性。TD理论较完善、精度高，但试样复杂、操作麻烦。IM法试样尺寸小，成本低，适合快速测量，但压痕方程表达式种类繁多，计算结果相差较大。WE-ERASOORIYA等用动态平衡试验中的特别设计来改良SHPB和脉冲形成技术，实现动态平衡和常负载率。对于裂纹尖端响应的远场测量来说，动态平衡是必要条件。断裂韧度是负载率的函数，常负载率便于断裂韧度的测定。试件在动态平衡中和常负载率下，运用ASTM准静态方法来找出试件峰值载荷与裂纹尖端处断裂韧度的关系。图7为其试验装置示意图。应用这种方法动态试验测定SiC-N的动态断裂韧度，其结果见图8。动态断裂韧度8～12 MPa．m l/2明显高于准静态韧度4～6 MPa．m l／2，这侧面反映了这种陶瓷断裂韧度的应变率敏感度。

 对于动态断裂的研究多数集中在裂纹传播速度的研究上，只有少数研究了裂纹起始。宋顺成等利用改装的Hopkinson压杆试验装置测试了陶瓷动态断裂韧度，采用三点弯曲单边切口梁法，给出了几种陶瓷在不同挠度变化率下的时间一动态应力强度因子曲线，进而分别给出其动态断裂韧度。试验表明，在瞬时冲击断裂中试件的细小切口没有明显变化，陶瓷的动态断裂韧度具有挠度变化率敏感性。该试验方法利用改进的Hopkinson动态试验装置直接测试透射波，进行动态应力强度因子的计算，对其他可加工切口的陶瓷小试件动态断裂韧度的标定有一定的指导意义。

4  前景与工作重点

 动态断裂是研究陶瓷材料的重要内容，但就目前国内外研究来说，仍有许多难题亟待解决。动态断裂和失效是陶瓷的临界状态，如果陶瓷围绕穿人物运动的详细过程能被记录下来，那么它可以展现陶瓷靶中位于穿人物前部粉碎区的形成和变形情况，但现有的试验方法没有足够的时间分辨率来记录损伤、失效过程。设计新试验方法来显示微小尺度上的动态断裂尚待解决。同时，由于唯象学方法假设条件较多，只模拟宏观力学特性而不考虑材料由损伤演化到破坏的物理本质，很难深层次描述材料的损伤机理。

 如何提高陶瓷材料的力学性能，深入了解陶瓷的动态力学特性以及陶瓷复合装甲抗弹机理，已经成为当前的研究热点。但是由于陶瓷材料抗侵彻过程的复杂性，因此今后研究方向主要为两方面，即一是建立陶瓷的微观结构与动态响应之间本构关系，为陶瓷材料组分优化设计与结构精细调控提供指导思想，二是建立功能梯度复合材料装甲抗侵彻动态力学模型，完善其性能评价体系。