氧化铝陶瓷受冲击压缩破坏的细观机理研究

冯晓伟, 李俊承, 常敬臻, 王洪波, 胡文军

(中国工程物理研究院 总体工程研究所， 四川 绵阳 621900)

氧化铝陶瓷受冲击压缩破坏的细观机理研究

冯晓伟, 李俊承, 常敬臻, 王洪波, 胡文军

(中国工程物理研究院 总体工程研究所， 四川 绵阳 621900)

利用激光速度干涉仪VISAR测试了平板冲击压缩下不同厚度氧化铝陶瓷样品的自由面速度历程。根据自由面速度历程上表征“破坏波”现象的二次压缩信号计算获得了破坏波的传播轨迹，指出陶瓷中破坏波的形成传播机制主要由细观力学行为控制。进一步基于氧化铝陶瓷的细观扫描图像，构建了含晶相、玻璃相等细观特征的力学模型。数值模拟了冲击压缩下陶瓷材料的细观破坏过程，从细观层次分析了破坏波的形成传播机理。结果表明，陶瓷中破坏阵面的形成主要依赖于原生微缺陷在冲击载荷下的快速形核扩展过程，其传播特性满足扩散过程。

固体力学； 冲击压缩； 氧化铝陶瓷； 细观破坏； 破坏波

0 引言

与延性材料相比，脆性陶瓷材料具有压缩强度高、密度低等特点，已成为一种常用的轻质装甲防护材料，在国防建设、航空航天、能源技术、信息技术等领域有着广泛应用和重大需求。陶瓷作为典型的脆性材料，对变形高度敏感，其破坏特征通常呈崩溃式的形式，静态或准静态下的破坏与高应变率下的破坏也显著不同。在静态或准静态加载条件下，材料的破坏表现为微裂纹的演化和扩展形成宏观裂纹。但在高速冲击下所造成的局部应力集中或局部高应变，可能会受到邻近低应力区域的屏蔽而不能充分发展，从而呈现独特的脆性变形和破坏特征。

陶瓷材料所呈现的一种典型响应特性是当冲击载荷低于Hugoniot弹性极限(HEL)这一阈值时，材料产生非弹性响应，同时预期材料将产生细观损伤[1-3]。Longy等[4]利用层裂实验和板撞击回收实验研究了氧化铝陶瓷的细观结构对层裂强度和HEL的影响。Raiser等[5]对多晶氧化铝陶瓷的损伤演化进行了研究，通过细观观察揭示了沿晶界的微裂纹扩展，试件后表面速度剖面表明即使冲击的最大强度低于HEL，压缩冲击响应也不是完全弹性的。Murray等[6]通过实验研究了氧化铝陶瓷材料中HEL与传播距离、冲击压力、孔隙度、晶粒尺寸等的关系。Chen等[7]利用金相技术分析了AD995多晶陶瓷在不同冲击强度下的破坏特性，指出：当冲击载荷低于HEL时，试件已发生细观破坏，其破坏模式主要为沿少量薄弱晶间缺陷的沿晶断裂；当冲击载荷高于HEL时，晶粒将发生穿晶断裂并表现出一定的塑性响应，产生部分孪晶。Espinosa等[3]指出需要更全面考察在HEL以下发生压缩和拉伸损伤的过程，同时需要对晶粒大小特别是晶粒间玻璃相如何影响陶瓷的损伤阻抗给予新的解释。

破坏波是脆性材料如玻璃、陶瓷等在极端冲击条件下产生的独特压缩破坏现象，即在冲击波阵面之后跟随一个以较低速度推进的破碎阵面，导致材料的最终破坏。破坏波的产生与传播机制一直是困扰学术界的科学难题。目前具有代表性的机制主要包括表面微裂纹扩展机制[8]、相变机制[9]和剪切机制[10]等。多数实验结果表明[11-13]，表面微裂纹扩展机制能够较好地解释玻璃材料中破坏波的产生和传播现象，而该机制是否适用于陶瓷中的破坏波现象还缺乏足够的证据，仍需进一步开展研究。到目前为止，在玻璃、陶瓷等多种脆性材料中发现了破坏波的产生和传播现象。Bless等[14]分析了多种脆性材料(玻璃、陶瓷及岩石等)的冲击压缩破坏行为，指出破坏波现象是脆性材料冲击压缩破坏的主要模式之一。通过对平板冲击回收的氧化铝陶瓷试件进行电镜扫描得知[15]，当冲击压力略大于材料的HEL时，试件呈崩溃式碎裂化破坏，晶粒尺寸普遍小于初始尺寸，充分表明氧化铝陶瓷的破坏力学行为由其细观结构演化主导。由此可知，氧化铝陶瓷中破坏波的物理本质是一个移动的破碎阵面，破坏层中分布着大量的随机微裂纹，故破坏波的产生和传播过程应基于微缺陷的演化规律等细观层次展开研究。

综上所述，陶瓷材料的冲击压缩破坏行为与其细观结构响应特性密切相关。为更清晰地认识陶瓷材料的冲击破坏本质，有必要从细观层次对其破坏行为进行研究。本文以氧化铝陶瓷为研究对象，根据平板冲击实验结果研究了氧化铝陶瓷的宏观破坏特性，根据其细观结构特性，构建含相关特征的细观力学模型，模拟平板冲击下氧化铝陶瓷的细观破坏过程，进而分析相应的细观破坏机理。

1 平板陶瓷冲击的破坏力学行为实验研究

文献[15]此前针对不同厚度的氧化铝陶瓷试件已开展了一系列平板冲击压缩实验，实验装置如图1和图2所示。氧化铝样品的密度ρ=3 896 kg/m3，纵波速度cl=10.421 km/s，横波速度cs=6.111 km/s. 样品设计直径40 mm，厚度分别约为4 mm、6 mm、8 mm和10 mm，无氧铜飞片设计尺寸为φ95 mm×5 mm. 实验设计的样品和飞片满足平面加载实验中的宽厚比和追赶比要求。

利用激光速度干涉仪VISAR测试技术，获得冲击速度约在450 m/s下样品的自由面速度历程，如图3所示。为避免实验偶然性引起的测量误差，相同厚度的样品均进行了两次实验。由图3可见，样品的自由面速度历程具有相近的特性，初始阶段均由一个陡峭的线性段和平缓的非线性上升段构成，分别对应材料的弹性响应和宏观“塑性”响应。另外，自由面速度曲线上存在一个明显的二次压缩信号(已用虚线标注)，且相同厚度样品内的二次压缩信号出现的时间几乎完全吻合。从现象学角度来看，该信号表征着材料内存在类似于玻璃中的“破坏波”传播现象[8]，即前驱压缩波在自由面反射的稀疏波遇到低阻抗破坏阵面后再次反射为压缩波，导致自由面历程曲线出现异常的二次压缩信号。

由上所述可知，通过二次压缩信号出现的时间，结合弹性波的波速等参数，可获得不同厚度氧化铝试件中破坏阵面的传播时间及传播距离，进而得到其传播的平均速度。利用(1)式～(3)式可获得破坏波在不同厚度试件中的传播轨迹(hf，tf)，其具体值列于表1中，并由图4直观给出[15]。

(1)

(2)

(3)

式中：h为试件厚度；t0为自由面速度出现的初始时间；t1为二次压缩信号出现的时间；hf为tf时刻破坏阵面传播的距离。

由图4可知，破坏波阵面的传播轨迹近似于一条直线，将其线性拟合，可得到破坏阵面的位置[x(mm)]和演化时间[t(μs)]的表达式为

tf=0.185hf+0.151.

(4)

(4)式显示冲击压缩下试件的破坏并非瞬时产生的，而是有一个弛豫时间，约为0.151 μs. 由直线斜率可求得在该冲击压力下氧化铝陶瓷内破坏波的平均速度为va=hf/tf=5.405 km/s，而玻璃等脆性材料中的破坏波速度约为1～3 km/s[8,16-18]，远低于该破坏波速度值。目前主流思想认为，破坏波的形成机制为表面微裂纹扩展机制[8]，即样品表面的微裂纹等微缺陷在冲击载荷下激活、逐渐向样品扩展形成破坏波。根据此观点，破坏波现象若是由其表面微裂纹扩展所导致，则破坏波的传播速度不会超过裂纹的极限扩展速度，即往往远小于材料的Rayleigh波速cR[19](当裂纹速度达到低于Rayleigh波速的一定值时开始分岔)。氧化铝陶瓷的Rayleigh波速可通过剪切波速cs和泊松比ν直接求得[20]：

(5)

对比破坏波速度可知，本实验获得的破坏波速度与材料的Rayleigh波速相当接近，远高于材料内裂纹扩展的极限速度。故可推断，陶瓷中的破坏波形成机制或不满足传统的表面微裂纹扩展机制。已有研究表明，脆性材料在冲击加载下的破坏行为主要受其细观层次的演化所主导，对于氧化铝陶瓷材料，其冲击压缩细观力学行为主要发生在晶格尺度(微米量级)[21]。因此，应从细观层次出发研究氧化铝陶瓷中破坏波的形成和传播机理。

2 氧化铝陶瓷细观力学数值模型

陶瓷作为多相晶体材料，其显微组织结构一般由晶相、玻璃相和气相组成[22]。本实验氧化铝样品的细观结构图像如图5所示。由图5可见：氧化铝陶瓷试件中的晶粒形状多为不规则的多边形，平均尺寸小于15 μm；结构内部随机分布着不规则形状的气孔，主要位于多晶体交界处，分布较为均匀；无气孔存在的区域晶粒接触紧密，呈现较明显的晶间界面，晶粒之间由玻璃相粘结。

鉴于氧化铝的陶瓷细观结构十分复杂且分布具有较强的随机性，构建细观力学计算模型时基于以下基本假设[23]：

1)假定氧化铝陶瓷细观结构的分布是各向同性的，利用二维模型来近似描述材料的细观力学特性。

2)考虑到气孔不以簇的状态分布而是较均匀地分布于基体或界面处，表观上又不太明显地降低材料的体积密度(体积分数约为5%)，其对材料强度的弱化效应可假定为均匀的，将该效应等效到晶间的玻璃相。

基于上述假设，构建氧化铝陶瓷细观结构的代表性有限元模型如图6所示。

本构模型是数值分析的重要组成部分。在氧化铝细观结构中，玻璃相材料的主要组成成分为Soda-Lime(SL)玻璃[21]。故氧化铝晶相和SL玻璃相均属于脆性材料，在冲击载荷下可利用JH-2模型描述其力学行为[24-25]，模型的具体参数如表2所示。飞片为无氧铜材料，其冲击动力学响应可由Johnson-Cook模型和Grüneisen状态方程来描述[24]，具体参数如表3所示。

注：ρ0为材料初始密度；G为剪切模量；K1、K2、K3为压力- 比容关系中的材料参数；T为材料最大静水拉伸强度；A、B、C、M和N为强度模型参数；D1和D2均为损伤模型参数；f为能量转化率；σH为材料HEL；标记*的模型参数由本文实验确定。

3 数值模拟及分析

下面基于构建的细观结构力学模型，利用Ls-Dyna动力学分析软件模拟无氧铜飞片高速撞击氧化铝陶瓷的过程。已知陶瓷材料在冲击压力低于HEL时也存在冲击压缩损伤[7]，故本文选取200 m/s和450 m/s的撞击速度，分别对应的冲击压力约为3.04 GPa(近似为0.5倍HEL)和7.20 GPa(略高于材料的HEL，与本实验中的冲击压力相当)，来考察氧化铝陶瓷的细观破坏特性。

图7(a)显示，在冲击速度为200 m/s时，细观结构中存在一个明显的应力波传播界面，波阵面后结构中出现了明显的破坏现象，主要以沿晶断裂形式为主，氧化铝晶粒出现了部分塑性变形，主要集中在晶界处(见图8(a))。该结果表明，在冲击压力低于HEL时，陶瓷中发生了压缩损伤，以沿晶断裂和晶界附近区域晶粒的塑性变形为主，与已有的实验观测吻合[7]。图7(b)显示，当冲击压力高于HEL时，氧化铝陶瓷细观结构中邻近冲击面的破坏模式逐渐由沿晶破坏转化为穿晶破坏，晶粒发生了严重的塑性变形直至碎裂，而在远离冲击面的区域，破坏模式仍以沿晶断裂为主。随着沿晶破坏和穿晶破坏的持续演化，产生的微裂纹浓度逐渐增高，当微裂纹达到一定浓度时将在细观结构中呈现出低于前驱波速度传播的破坏阵面，即破坏波(见图7(b)最后一帧)。

结合细观数值模拟结果认为，氧化铝陶瓷在细观层次上具有强烈的非均匀性，由于晶相和玻璃相之间的弹性模量不匹配以及相邻晶粒的取向不同，导致弹性模量存在差异而引起局部应力集中，进而激发晶界处微裂纹的形核。另外，应力波会在陶瓷材料的晶界、气孔等细观界面上发生复杂的折射和反射现象，引起应力的局部涨落，也会导致微裂纹在晶界、气孔等薄弱区域形核、扩展，这也是破坏波能够在冲击压力低于HEL情况下产生的主要因素。

随着冲击压力的增大，细观结构的破坏模式转为沿晶破坏和穿晶破坏并存状态，由于氧化铝细观结构中晶粒的取向各异，微裂纹在形核、扩展过程中将遇到相邻晶界的束缚而停止传播，使得材料中的应力状态重新分布，进一步激发相邻区域微裂纹的形核与扩展。鉴于氧化铝细观结构中的晶界尺寸较小，微裂纹的长大过程受到束缚，故可认为破坏阵面的传播主要依赖压缩波穿过样品时微裂纹的形核过程，而长大过程对其影响不大，故体现在破坏波速能够高于裂纹扩展极限速度。由此可以推断，随着冲击压力的增大或样品细观结构的差异，破坏阵面的形成将在极短时间内完成，并紧跟着冲击波阵面向前传播，使材料在载荷作用尚未完成时就发生严重损伤甚至破坏。这也解释了在有些陶瓷平板冲击实验中没有观测到自由面速度历程上出现表征破坏波现象的再压缩信号，而是表现出明显的“类塑性”特征。

根据上述分析可知，破坏波传播取决于大量微裂纹的快速形核，可理解为微裂纹群向样品内部的渐进逾渗过程。目前，破坏波传播过程遵循何种方程形式仍存有争议，迄今已有波动方程[26]和扩散方程[27]作为控制方程对破坏波的传播进行了唯象描述。从物理本质上讲，破坏波区别于传统意义上波的运动，微裂纹的形成将产生不可逆的非弹性变形，跨越破坏阵面存在物理、力学量的间断，则该破坏阵面不具备传统波动现象的反射和透射特征。而关于破坏波传播的扩散特性则获得了一定的理论支持，Chen等[28]基于破坏波前后材料内控制方程类型的转化研究，指出破坏波的传播应为一个扩散过程而非传统的波动过程。Kashtanov等[29]也基于细观损伤力学思想，认为冲击加载下脆性材料的动态破坏行为是一系列细观破坏的成核及后继传播过程的宏观表现，利用传导原理推导了宏观动态破坏的扩散方程形式。本文计算结果也显示，靠近冲击面区域结构的破坏程度较高，随着距冲击面距离的增大，结构的破坏程度随之降低，呈现出宏观扩散特征。

4 结论

本文利用一级轻气炮开展了氧化铝陶瓷的平板冲击实验，获得了氧化铝陶瓷材料中破坏波的传播轨迹，并通过构建含晶相、玻璃相的氧化铝陶瓷细观力学模型，数值模拟了其在冲击压缩下的细观破坏过程。分析实验结果和数值模拟结果可得以下结论：

1)氧化铝陶瓷中破坏波的传播轨迹近似为一条直线，由此得出破坏波的平均传播速度，该速度高于其裂纹扩展的极限速度，由此可以推断其形成机制或不满足传统的表面微裂纹失稳扩展机制。

2)氧化铝陶瓷中破坏波的形成传播机制与细观力学响应密切相关。数值结果表明，陶瓷中破坏阵面的形成主要依赖于原生微缺陷在冲击载荷下的快速形核扩展过程，且其传播特性呈现宏观扩散性质。

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InvestigationonMesoscaleFailureMechanismofAluminaunderShockCompression

FENG Xiao-wei, LI Jun-cheng, CHANG Jing-zhen, WANG Hong-bo, HU Wen-jun

(Institute of Systems Engineering, China Academy of Engineering Physics, Mianyang 621900, Sichuan， China)

With the aid of the VISAR, the velocity histories of rear free surface of the alumina with different thicknesses under plate impact loading were recorded. The failure wave trajectory was obtained from the recompression signals observed in the temporal curves of rear free surface velocity of samples. The results indicate that the generation and propagation mechanisms of failure wave are closely related to the mesoscale failure properties of alumina. The mesostructure properties of tested alumina were studied according to the SEM of alumina samples. Based on these properties, a mesoscopic model of alumina, including alumina grain phase and glassy phase, is established. Further, mesoscale simulations were presented to analyze the mesoscale failure properties of alumina. And the generation and propagation mechanisms of failure waves in shocked alumina were researched at the mesoscale. The results show that the nucleation and growth of rapid in-situ grain boundary microcracks under impact loading give rise to the failure wave phenomenon, and the failure wave propagation may be governed by diffusion processes.

solid mechanics; shock compression； alumina； mesoscale failure； failure wave

O347.5

A

1000-1093(2017)12-2472-08

10.3969/j.issn.1000-1093.2017.12.022

2017-01-09

国家自然科学基金项目(11502258、11272300)； 中国工程物理研究院科学技术发展基金项目(2014B0101009)

冯晓伟(1984—)， 男， 副研究员。 E-mail: xiaowei_feng@126.com