党泉勇， 葛彦鑫， 高玉波

(1.山西大同大学 建筑与测绘工程学院, 山西 大同 037009; 2.中北大学 理学院, 山西 太原 030051)

0 引言

陶瓷材料具有高硬度、高强度和低密度等诸多优越的物理力学特性，并越来越广泛地应用于轻量化装甲系统的防护结构中。陶瓷装甲的抗弹性能与材料的动态行为密切相关。但是，陶瓷作为一种典型脆性材料，破坏应变较小，材料的动态力学性能尚未得到很好的表征和理解。因此，有必要对陶瓷力学性能、动态失效和断裂机理进行深入分析，从而为陶瓷复合装甲的防护结构研究提供必要的理论基础和设计依据。

目前，研究人员对陶瓷材料的失效机理进行了大量的研究，包括微观尺度(微裂纹的成核、扩展和相互作用)和宏观尺度(宏观裂纹、失效破碎模式等)两方面。陶瓷的宏观断裂取决于微观结构、微裂纹的生长和扩展，晶粒的断裂模式与加载速率和晶界密切相关。研究结果表明，在低加载速率下，陶瓷主要发生沿晶断裂；在高加载速率下，AlO陶瓷晶粒中可能会同时出现穿晶断裂和沿晶断裂。对回收后的AlO试样进行微观组织分析，发现动态加载下大量的晶粒变形，导致微裂纹尖端成核、位错和断裂，以及剪应力作用下的塑性变形特征。同时，微裂纹的生长和扩展也受到初始内部缺陷(如微孔洞)的影响，这些微结构的特点决定了陶瓷材料损伤的萌生、累积和扩展。

AlO陶瓷内增加纳米SiC颗粒后，材料的力学性能可获得显著提升(包括压缩和弯曲强度、断裂韧性)，这使得研究人员对AlO/SiC复合陶瓷的制备和力学性能越来越重视。Niihara等发现含有体积分数5%纳米SiC颗粒的复合陶瓷强度可达1.5 GPa，相比单一的AlO陶瓷，其弯曲强度可由350 MPa提升到1 Gpa，断裂韧性由3.5 MPa·m提升到4.8 MPa·m. 单质AlO陶瓷的断裂模式为沿晶断裂，而复合陶瓷还存在穿晶断裂模式。当裂纹的扩展在AlO晶界遇SiC颗粒后，裂纹尖端的应力集中将产生切应力，从而发生裂纹偏转并至AlO晶粒内部。这种断裂模式的转变，将有利于材料宏观力学性能的提升。

本文通过分离式霍普金森压杆测试系统，对AlO/SiC复合陶瓷在一维应力波作用下的动态力学性能展开详细研究，获得了材料动态强度随应变率的变化关系。同时，对回收的试样碎片进行扫描电子显微镜(SEM)扫描观察，揭示了AlO/SiC复相陶瓷在高应变率加载下的微观断裂机理。

1 Al2O3/SiC复合陶瓷微观结构分析

由于不存在界面反应，SiC颗粒的加入阻止了晶界移动，试样的致密化受到了抑制，导致AlO/SiC复合陶瓷相对密度随着纳米SiC含量的增多而降低。本文所用AlO/SiC复合陶瓷密度为3.86 g/cm，纳米SiC的质量百分比约为5%. 为开展AlO/SiC复合陶瓷微观结构分析，对材料进行SEM扫描，结果如图1所示。由图1可知：AlO晶粒是六方晶胞结构，为α-AD95烧结体的典型特征；晶界的表面平整度较高，小颗粒杂质较少，平均晶粒尺寸约为4～8 μm，偶有出现晶粒异常生长的情况，且材料内部含有大小分布均匀的原始气孔。

图1 Al2O3/SiC复合陶瓷的SEM图像Fig.1 SEM image of Al2O3/SiC composite ceramic

文献[10]研究结果表明，AlO陶瓷内加入SiC颗粒，可有效地抑制AlO基体晶粒的异常长大，从而使组织结构更加均匀细化。由图1可知，SiC颗粒不仅分布在基体AlO晶粒的晶界，亦存在于其晶粒内部，且分布在AlO晶粒内部的占大多数，晶界上及晶粒内的SiC均可改善材料性能。其中：位于晶界的SiC颗粒由于其对裂纹及位错的钉扎作用可使晶界强化；位于晶粒中的SiC颗粒，由于其与AlO基体热膨胀系数的差异，烧结后次界面处会产生较大的残余应力。当受外力作用时，将诱发穿晶断裂，且在穿晶断裂过程中，使裂纹发生偏转，而起到增强增韧的作用。

2 一维应力波加载试验设置

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式中：、、分别为压杆的截面面积、体积声速和弹性模量；、分别为试样的初始截面面积和长度；、、分别为压杆中入射波、反射波和透射波信号。

在动态压缩试验中，由于陶瓷压缩强度高且破坏应变小，需要考虑应力集中对试样的影响。根据美国材料试验协会标准ASTM C773-88(2016)焙烧的白色陶瓷材料抗压(压碎)强度的试验方法，压缩试验中圆柱形试样的直径=5.5 mm，长度=11 mm. 试样的端面需要经过抛光，并保持与纵轴良好的垂直度。试件各面的平行度和平面度分别为0.001 mm和0.01 mm. 为了减少杆件、垫块和试样之间接触区域的界面摩擦，每个表面在安装之前使用二硫化钼(MoS)进行适当的润滑。图2为霍普金森压杆装置示意图，入射杆和透射杆长度均为1 300 mm，撞击杆长度为250 mm，压杆直径均为14.5 mm.

图2 霍普金森压杆装置示意图Fig.2 Schematic diagram of Hopkinson pressure bar apparatus

压杆材料选用高强钢，杨氏模量200 GPa，密度7 850 kg/m，泊松比0.3，屈服强度1 500 MPa，声速5 200 m/s. 为了防止陶瓷试样在钢压杆上产生压痕，在压杆和试样之间加入一对碳化钨垫块，根据阻抗匹配原则，垫块直径为10.3 mm、长度为5 mm. 使用一个套筒装置对破碎试样进行回收，还可实现对试样的同轴加载。由于陶瓷通常在较小应变下就发生脆性破坏，高应变率加载下试样失效的时间较短，因此需要使用波形整形器提升入射波上升沿时间(即对试样加载时间)，以便确保试样的应力均匀性。经过调试，整形器材料使用紫铜，直径为6 mm，长度2 mm.

3 试验结果

3.1 常应变率加载过程

由于陶瓷的破坏应变通常较小，一维应力波的加载时间对试件的应力平衡有很大影响。矩形入射应力伴随着波的分散会导致严重的应力集中和试件的局部破坏，从而难以获得陶瓷真实的强度。由图3可知，经过波形整形后的入射波为三角形，优化后的加载时间达到了100 μs，反射波的平台段表明试样达到了恒定应变率加载。反射波在陡升后存在明显的转折点，对应着波阻抗的急剧下降和试件的完全破坏，剩余加载应力波又完全反射回入射杆。

图3 典型应变- 时间曲线Fig.3 Typical strain-time curves

3.2 强度分析

准静态加载下，AlO/SiC复合陶瓷的强度为2.8 GPa，进行6组加载应变率的动态压缩试验。由于脆性陶瓷试验数据存在一定的随机性，每组进行3次重复试验。图4为3种加载应变率下材料的应力- 应变曲线。由图4可知，AlO/SiC复合陶瓷典型的动态应力- 应变曲线近似呈直线，无塑性阶段出现，表现出了典型弹脆性材料特征。图5为材料强度随应变率的变化关系。由图5可知，随着应变率的增加，AlO/SiC复合陶瓷的强度逐渐增大，表明复合材料具有明显正相关的应变率敏感性。同时，AlO/SiC复合陶瓷的强度与致密化较高的AlO陶瓷(AD995、AD999等)强度较接近，强度随应变率变化趋势介于AD95陶瓷和致密化较高陶瓷之间。

图4 典型应力- 应变曲线Fig.4 Typical stress-strain curves

图5 不同应变率下的材料强度Fig.5 Dynamic strengths of ceramic materials under different strain rates

图6 Al2O3陶瓷的微观结构Fig.6 Microstructures of Al2O3 ceramics

图7 陶瓷材料强度随应变率的变化关系Fig.7 Relation between ceramic strength and strain rate

(4)

式中：为应变率敏感性指数。

文献[5]给出了AlO陶瓷的值约等于1/3. 当应变率在200～1 000 s范围内时，拟合得=0.087 7，小于文献[5]中的预测值。究其原因，在其动态试验中，加载应力波为矩形波，反射波没有平台段，表明试件没有经历恒定应变率加载，在很小的应变下即发生了失效。此时，试样的动态抗压强度受局部应力集中的影响较大，从而导致获得的强度并不真实。而且，随加载应变率的增加，应力集中程度越严重。同时，Lankford等的研究数据表明，随着AlO陶瓷内添加相的不同，材料的应变率敏感性指数会发生变化。第2相SiC的添加明显减弱了致密化较高的基体AlO陶瓷应变率敏感性。

4 微观断裂分析

图8为试验前、后的试样。由图8可知：回收的长条形颗粒均剥落自圆柱试样表面，说明该部分存在明显的受力不均匀，导致材料大面积剥落；从回收颗粒形状可判断，中等尺寸颗粒主要来自试样内部应力均匀区域；圆柱试样两端部由于应力集中程度较大，试样损伤破碎较严重，均为小尺寸颗粒。

图8 试样的宏观破碎Fig.8 Macro-fracture of sample

图9为高应变率加载下AlO/SiC复合陶瓷回收试样不同部位的SEM图像，分别选取试样边侧碎片断裂表面和试样内部细小碎片断裂表面。由图9(a)可知，试样边侧受稀疏波的影响，有较多区域表现为沿晶断裂(标注I)，同时存在穿晶断裂(标注T)，且在穿晶断裂区域出现剪切应力引起的滑移线(标注P)。图9(b)可知，试样内部存在多个晶粒形成的断裂核心区域(标注H)，在H区域边缘的部分晶粒出现解理断裂特征(标注C)，晶粒边界微裂纹沿着有利于晶粒劈裂的方向扩展。

图9 试样的微观断裂模式Fig.9 Microscopic fracture mode of sample

由图9(c)可知，碎片断裂表面较为光滑，且存在更多的穿晶断裂区域(标注T)，只发现少量剪切滑移线(标注P)，在断裂核心区域(标注H)的周围晶粒上边缘较为光滑，没有发现微观解理断裂特征。与试样边侧断裂表面相比，试样两端碎片断裂表面处更多的表现为穿晶断裂，没有出现大量解理断裂和剪切滑移线的存在。因此，在AlO/SiC复合陶瓷动态压缩过程中，局部剪切应力的存在是材料出现微观塑性变形的主要控制机制。在复相陶瓷中由于第2相粒子的加入，使材料的微观断裂模式不单单只受载荷加载方式、加载速率的影响，第2相粒子的含量、与基体晶粒的结合方式也成为一种影响因素。

5 结论

针对陶瓷材料的宏观动态力学性能与微观破坏机理之间关系尚不明确的问题，设计分离式霍普金森压杆试验完成对AlO/SiC复合陶瓷的一维应力波加载测试，获得了复合材料的动态强度；对回收破碎试样颗粒进行SEM观察，分析材料高应变率下的微观断裂机制。得出主要结论如下：

1)随着应变率的增加，AlO/SiC复合陶瓷的强度逐渐增大，具有正相关的应变率敏感性。受材料微观结构控制，AlO/SiC复合陶瓷的强度与致密化较高的AlO陶瓷(AD995、AD999等)强度较接近，强度随应变率变化趋势介于AD95陶瓷和致密化较高陶瓷之间。

2)试样边侧破碎颗粒受稀疏波的影响，主要为大量沿晶断裂和少量穿晶断裂模式，且在穿晶断裂区域存在剪切应力引起的滑移线。但试样内部碎片断裂表面较为光滑，更多的是穿晶断裂区域，只含有少量剪切滑移线，且在断裂核心区域的周围晶粒上并不存在微观解理断裂特征。