不同W 含量Al/W 活性材料的沖擊壓縮特性

宋超慧，任會蘭，李 尉，郝 莉

（1. 北京理工大學爆炸科學與技術國家重點實驗室，北京 100081；2. 北京建筑大學理學院，北京 100044）

在常態(tài)下，活性材料[1]保持鈍感并具有一定的結構強度，能夠承受爆炸加載并保持較好的完整性。在撞擊載荷作用下，活性材料既可以像惰性破片一樣對目標進行動能毀傷，也可以通過劇烈的化學反應釋放出大量能量來增強毀傷效果。鎢具有高密度、高強度和高韌性特點，同時有較高的熔點和抗氧化抗腐蝕特性，在軍事領域有著廣泛的應用，如穿甲彈、預制破片等。鋁鎢合金結合了鋁和鎢的特性，是一種輕型結構材料，同時還是一種活性材料[2]。Al/W 活性破片作為戰(zhàn)斗部的主要毀傷元，在應對裝甲目標時，可以通過增加Al/W 活性材料中的W 含量，使其具有足夠高的強度和密度，以達到毀傷初期的動能侵徹效果；而在應對飛機、來襲導彈和普通車輛等非裝甲目標時，則可以通過提高Al 的占比來增大活性材料發(fā)生反應后釋放出的化學能，進而增強活性破片的內部毀傷效果。因此，開展不同W 含量的Al/W 動態(tài)破壞特性研究對新型戰(zhàn)斗部結構設計和毀傷性能的提升具有重要的意義。

在Al/W 活性材料力學性能研究方面，Dunbar 等[2]測試了爆炸固結的Al/W、Al/Ni、Al/Nb、Al/Ta 和Al/Mo 等含鋁活性合金的動態(tài)破壞響應，發(fā)現Ni、W、Mo、Nb、Ta 等粉末與Al 復合后爆炸固結致密物的力學性能和破壞模式取決于不連續(xù)相與連續(xù)相界面的強度和連續(xù)相的組成。Olney 等[3]對 Al/W 材料進行了動態(tài)壓縮實驗，研究表明，Al 顆粒間的黏結、孔隙率、Al 和W 的顆粒尺寸、W 顆粒的排列以及各顆粒的力學性能均對材料的整體變形行為有重要影響，材料內的局部剪切主要是由軟質 Al 顆粒局部大變形引起的局部損傷加劇以及微觀剪切帶裂紋的生長所致。Chiu 等[4]測試了孔隙率、W 顆粒形態(tài)（粗細不同）以及W 絲對 Al/W 材料動態(tài)力學性能的影響。2014 年，中北大學Guo 等[5]對Al/W 合金進行了不同溫度和應變率下的壓縮實驗，發(fā)現隨著溫度升高或應變率降低，材料的流動應力持續(xù)降低。結合實驗數據，他們構建了 Al/W 合金的 Arrhenius 本構方程，很好地描述了高溫下材料的變形行為。在Al/W 活性材料反應行為方面，美國德克薩斯 A&M 大學的Hunt 等[6]對Al/Ti、Al/Ni、Al/W、Al/Hf、Al/Zn、Al/MnO3、Al/PTFE 等多種活性材料進行了激光點火實驗和撞擊點火實驗。激光點火實驗中，當鋁粒徑由微米尺度降低到納米尺度時，點火所需能量降低了3 個數量級。然而，撞擊點火實驗中，當鋁粒徑由微米尺度降低到納米尺度時，點火所需能量的下降幅度相對較小。材料的感度和堆密度呈正相關性。在堆密度相同的情況下，材料內組分的密度越大，材料的感度越高，如Al/W 活性材料點火所需的能量較Al/Ti 低80%。Tucker[7]則采用7.62 mm 彈道槍細致地研究了Al/Ta、Al/Ni 和Al/W 的撞擊點火特性，結果表明，這3 種材料均可以在空氣中發(fā)生反應，但只有Al/Ta 和Al/W 能夠在真空中發(fā)生反應（厭氧的金屬間化合反應），且 Al/Ta 具有最高的感度。

自1949 年Kolsky 提出分離式霍普金森壓桿（SHPB）以來，該實驗技術得到了長足的發(fā)展，已經成為測量材料在高應變率下力學行為的經典手段。傳統(tǒng)的SHPB 中，入射波都帶有陡峭的上升沿和高頻振蕩。脆性材料的破壞應變很小，SHPB 實驗中試件受到沖擊載荷后，往往還未達到動態(tài)應力平衡便發(fā)生失效破壞[8]。因此，研究人員采用波形整形器，通過延長入射波上升沿時間使試件在SHPB 實驗中有足夠長的時間在失效破壞之前達到動態(tài)應力平衡。波形整形技術就是在入射桿靠近子彈的一端貼一個軟材料，軟材料吸收入射波的高頻振蕩并且延長入射波上升沿時間，使入射波由方波變?yōu)樘菪尾╗9]或者鐘形波[8]，實驗中常用的整形器材料有紫銅[10]、黃銅[11]、橡膠[12]、鐵片[13]、黃銅和硅橡膠的組合[14]等。為了延長上升沿時間和實現恒應變率加載，研究者們使用了不同類型的波形整形技術，比如：在入射桿前端面貼小圓片、在入射桿前端設置預加載桿和試件[15]、雙試件SHPB 方法[16]、異形子彈[16]等。

本研究將通過模壓燒結法制備W 質量分數分別為44%、64%、83%和91%的Al/W 材料，采用SHPB 實驗技術和波形整形技術，通過Al/W 活性材料的動態(tài)應力-應變曲線，研究Al/W 活性材料的動態(tài)變形和破壞特性，分析W 含量、加載應變率對Al/W 材料強度和失效破壞的影響規(guī)律。

1 材料制備與表征

1.1 Al/W 試樣制備

試件通過模壓燒結方法制得[17]。制備試件的原材料為鎢粉（平均粒徑3 μm）和鋁粉（平均粒徑為10 μm），其中鎢粉的質量分數分別為 44%、64%、83%和91%。首先，將鎢粉和鋁粉通過濕法混合的方式混合均勻；然后，采用萬能試驗機進行模壓成型，成型壓強為250 MPa；隨后，將冷壓成型的粉體置于熱壓爐中，在氬氣氣氛的保護下燒結，燒結溫度為500 ℃；最后，經線切割得到尺寸為 ?5 mm×35 mm 的試件，如圖1 所示。試件材料參數見表1，AW-44、AW-64、AW-83、AW-91 分別代表W 質量分數為44%、64%、83%、91% 的Al/W 試件。

圖1 Al/W 試樣Fig. 1 Al/W samples

表1 Al/W 試件相關參數Table 1 Al/W specimen parameters

1.2 Al/W 試樣的物象表征及形貌分析

采用掃描電子顯微鏡（型號：Hitachi S-4800）對Al/W 試件進行觀察，圖2 為Al/W 材料放大1 000 倍的微觀圖像。如圖2(a)所示，AW-44 表面較為光滑，Al 基體很好地包裹住W 顆粒，材料中的缺陷和孔隙較少。說明在試件模壓成型過程中，250 MPa 的成型壓力可以使Al 顆粒產生較大變形，由于材料中Al 的體積分數較大，變形的Al 顆?？梢猿浞痔畛浠钚圆牧现写嬖诘目锥慈毕?，AW-44 材料的孔隙率為12.5%。圖2(b)和圖2(c)分別為AW-64 和AW-83 的微觀形貌，可以看到，W 含量明顯增加，且孔洞的數量增多，孔洞尺寸增大。這是由于當Al 的體積分數減小時，無論是在壓制還是燒結的過程中，Al 顆粒都不能很好地包裹住較硬的鎢顆粒，致使材料中孔洞缺陷增多且存在大量鎢顆粒直接接觸的情況。在這種情況下，雖然材料的力學性能會隨W 質量分數的增加而加強，但是當鎢顆粒過多時，材料的變形能力會被弱化。如圖2(d)所示，當試件中W 的質量分數達91%時，材料的孔隙率顯著提高，可達32.9%。AW-91 材料表面的光滑性和平整性明顯較低，大量的W 顆粒堆疊于試件表面，這些顆粒分布松散且裸露在外，未能與Al 基體有效地結合，在這種情況下，材料的強度和模量等力學性能將會被削弱。

圖2 Al/W 活性材料的微觀形貌Fig. 2 Micrographs of Al/W materials with different W additions

2 SHPB 實驗

2.1 SHPB 實驗原理和方案

實現SHPB 實驗有兩個基本假定：一維假定和均勻性假定。SHPB 實驗的一維假定可以通過SHPB 實驗裝置和試件的形狀來實現，因此SHPB 實驗的實現取決于試件能否達到應力均勻。

SHPB 實驗中試件內部的動態(tài)應力平衡通常通過比較試件前后端面的力得到[18]，當試件為圓柱體時，可以比較前后兩個端面的應力。當試件前后端面的應力相差很小時，可以認為試件內部的應力處于近似均勻狀態(tài)。試件前后端面的應力為

式中： σ1和 σ2分別為試件與入射桿及透射桿交界處兩個端面的應力，E為波導桿的彈性模量， εI、 εR、εT分別為應變片測得的入射應變、反射應變和透射應變。 β表征試件前后兩個端面應力的相對差距，β越接近于1，試件前后的應力相對差距越小。

材料的應力、應變通過入射桿和透射桿表面的應變片采集信號推導得到

式中： εs、 σs和 ε˙s分別為試件的應變、應力和應變率，C和A分別為波導桿的彈性波波速和初始橫截面面積，As和ls分別為試件的初始橫截面面積和高度。根據式(3)，當 εR為常數時，應變率為常數，即試件受到恒應變率加載，通常表現為其反射波信號中有一個穩(wěn)定的平臺期。

如圖3 所示，本研究使用 ?14.5 mm SHPB 進行實驗?？紤]到波導桿與Al/W 試件波阻抗匹配問題，選用的子彈、波導桿材料均為鋁。

圖3 SHPB 系統(tǒng)Fig. 3 SHPB system

在SHPB 實驗過程中采用波形整形技術，圖4 為撞擊桿以11.5 m/s 速度撞擊不同整形器情況下產生的入射波形。實驗結果表明：使用紫銅整形器可使入射波的上升沿時間延長1.5 倍，而使用橡膠整形器可使入射波的上升沿時間延長7.4 倍。

圖4 不同整形器產生的入射波Fig. 4 Incident waves generated by different pulse shapers

2.2 紫銅整形器

采用 ?8 mm×0.4 mm 紫銅整形器，對AW-44、AW-64、AW-83 和AW-91 進行應變率約為1 750 s?1的SHPB 實驗，結果如圖5 所示。采用紫銅整形器對AW-44、AW-64、AW-83 進行SHPB 實驗時，反射波都有穩(wěn)定的平臺，即試件實現了恒應變率加載。應力波在AW-44、AW-64、AW-83 內部傳播幾個來回以后， β值趨于1，說明試件前后兩個端面的應力已經基本相同，試件內部應力達到均勻。但AW-91 在動態(tài)加載的整個階段， β值始終沒有穩(wěn)定在1 附近。因此，以紫銅材料作為整形器對AW-91 進行的SHPB 實驗，其結果的有效性值得商榷。究其原因是AW-91 材料中W 的含量過高， Al 基體無法很好地包裹較硬的W 顆粒，致使材料中W 顆粒之間的結合程度減弱并且存在大量的缺陷。在SHPB 實驗中，AW-91 內部的應力還未達到均勻，較高的應力波在AW-91 內部來回傳播的過程中就已經使材料內部發(fā)生孔洞崩塌、裂紋擴展和顆粒脫粘等破壞。鑒于此，可以調整整形器的材料和尺寸，使得在入射應力波較小時試件就達到動態(tài)應力平衡。

圖5 紫銅整形器對不同配比的Al/W 試件應力均勻性和加載應變率的影響Fig. 5 Effect of copper pulse shapers on the stress uniformity and loading strain rate of specimens with different Al/W ratios

2.3 橡膠整形器

針對紫銅整形器無法實現AW-91 在動態(tài)加載中的應力均勻問題，采用 ?9 mm×1 mm 橡膠整形器對AW-91 進行沖擊加載，結果如圖6 所示。相較于紫銅整形器，使用橡膠整形器產生的入射波上升沿時間大幅變長，使得AW-91 有充足的時間在應力較小、試件內部發(fā)生破壞之前達到動態(tài)應力平衡。如圖6 所示，相較于紫銅整形器，使用橡膠整形器時 β值在有效加載階段一直穩(wěn)定在1 附近，AW-91 在動態(tài)加載階段實現了應力均勻。然而，AW-91 在有效加載階段，其反射波一直沒有穩(wěn)定的平臺，即AW-91 沒有實現恒應變率加載。

圖6 使用橡膠整形器的SHPB 實驗結果Fig. 6 SHPB experiment results using rubber pulse shaper

2.4 動態(tài)力學性能

基于以上SHPB 實驗過程中針對不同配比Al/W 材料使用不同整形器的分析結果，采用紫銅整形器對AW-44、AW-64、AW-83 進行SHPB 實驗，采用尺寸為 ?9 mm×1 mm 的橡膠整形器對AW-91 進行SHPB 實驗。

2.4.1 W 含量對Al/W 動態(tài)力學性能的影響

對不同配比的Al/W 試件進行應變率約為1 750 s?1的動態(tài)加載，Al/W 材料的動態(tài)應力-應變曲線見圖7，動態(tài)壓縮力學性能相關參數見表2。AW-44、AW-64 和AW-83 的應力-應變曲線分為兩個階段，即彈性階段和塑性階段。在彈性應變較小階段，隨著W 含量增大，AW-44、AW-64的力學性能逐漸提高，體現了W 顆粒的增強效應，然而隨著W 含量的繼續(xù)增大，AW-83 的力學性能反而降低。應力達到屈服強度后，試件進入塑性變形階段。在塑性階段，AW-44 和AW-64 均表現出應變硬化特性，而AW-83 則表現出應變軟化特性。如圖7 所示，當AW-91 的應變達到0.044，應力突然下降，說明AW-91 發(fā)生失效破壞。AW-91的應力-應變曲線由彈性階段直接到失效破壞階段，說明當W 的質量分數上升到91%時，Al/W 材料在動態(tài)加載下呈現脆性破壞特點。

圖7 Al/W 材料的動態(tài)真應力-真應變曲線Fig. 7 Dynamic true stress-true strain curves of Al/W

表2 不同配比Al/W 試件的動態(tài)壓縮力學性能Table 2 Dynamic compression mechanical properties of Al/W with different W additions

SHPB 實驗后 Al/W 試件的變形情況如圖8 所示。結合圖2 中Al/W 試件微觀圖像分析：(1) AW-44和 AW-64 中 Al 的含量比較高，燒結過程中熔融態(tài)的 Al 基體能夠完整地包裹住增強相 W，使材料的孔隙率降低，保證了材料的強度和延展性，沖擊加載后AW-44 和AW-64 試件僅發(fā)生鐓粗；(2) 隨著W 含量的繼續(xù)增大，基體Al 的含量下降，在燒結和壓制過程中，大量W 顆粒并沒有被Al 基體完全包裹，顆粒之間的結合程度降低，使得Al/W材料的孔隙率增大、缺陷增多，由此導致沖擊加載后AW-83 和AW-91 試件發(fā)生了整體破碎。

圖8 SHPB 實驗后 Al/W 試件的破壞情況Fig. 8 Deformation of Al/W specimens after SHPB tests

綜上所述，Al/W 材料的動態(tài)壓縮力學性能隨著W 含量的提高呈先增強后減弱趨勢。分析認為，這種現象是Al/W 材料增強相W 和內部缺陷相互競爭的結果。當增強相W 的含量較少時，Al 基體可以很好地包裹住W 顆粒，材料內部的缺陷較少，在動態(tài)加載中，增強相W 通過阻礙位錯運動而強化Al/W 材料，此時材料性能由增強相W 起主導作用；而隨著W 含量增大，基體Al 不能充分包裹住W 顆粒，Al/W 內部的孔洞、微裂紋及顆粒結合度差等因素導致的缺陷逐漸增多，此時材料性能由缺陷起主導作用，材料的強度降低。

2.4.2 應變率對Al/W 力學性能的影響

圖9 為不同加載應變率下Al/W 材料的壓縮應力-應變曲線。在相同長度的脈沖加載下，AW-44、AW-64 和AW-83 的變形越大。AW-44 和AW-64 在塑性階段均表現出應變硬化特性。在試驗的應變率范圍內，AW-44 和AW-64 的屈服強度和硬化模量未呈現出明顯變化。由圖9(c)可見，隨著應變率的提高，AW-83 的彈性階段力學性能提高。在不同加載應變率下，AW-83 的塑性階段均表現出應變軟化特性。當加載應變率達到2 132 s?1時，AW-83 在塑性階段的應力-應變曲線振蕩比較嚴重，這是因為較高應變率的脈沖使AW-83 試件內部開始出現破壞。如圖9(d)所示，AW-91 的失效應力隨著加載應變率的提高逐漸增大，但失效應變并沒有隨著應變率的提高而明顯變化。

圖9 不同應變率下Al/W 壓縮的真應力-應變曲線Fig. 9 Al/W dynamic true stress-strain curves under different strain rates

3 結 論

(1) 采用模壓燒結工藝制備得到了4 種配比的Al/W 材料，隨著W 含量的提高，Al/W 材料的密度和孔隙率都增大。掃描電鏡結果顯示，Al/W 材料中的缺陷會隨著W 含量的提高而明顯增多。

(2) 針對不同配比Al/W 試件的不同力學性能，通過調整波形整形器的材料和尺寸來調整入射波波形，滿足了Al/W 試件在SHPB 實驗中應力均勻性假定，其中W 質量分數為44%、64% 和83% 的Al/W 試件在SHPB 實驗中實現了恒應變率加載，獲得了更為有效的材料動態(tài)壓縮應力-應變曲線。

(3) 在應變率約為1 750 s?1的沖擊載荷下，W 質量分數為44%、64%的Al/W 材料的塑性階段表現出應變硬化特性，W 質量分數為83%的Al/W 材料的塑性階段表現為應變軟化特性，當W 質量分數為91%時，Al/W 試件在經歷彈性變形后迅速失效，Al/W 材料呈現出脆性破壞特點。隨著W 含量的增大，Al/W 材料的動態(tài)壓縮力學性能呈先增后減趨勢，這是Al/W 材料內部缺陷和增強相W 相互競爭的結果。

(4) 在不同加載應變率下，W 質量分數為44%和64%的Al/W 材料塑性階段表現出應變硬化特性，而W 質量分數為83%的Al/W 材料塑性階段則表現為應變軟化特性，W 質量分數為91%的Al/W 材料失效應變不會隨著應變率的提高而明顯變化。