陳金華，葛彥鑫，陳 敏，高玉波

(1.武漢交通職業(yè)學(xué)院交通工程學(xué)院， 武漢 430065；2.中北大學(xué)理學(xué)院， 太原 030051； 3.長(zhǎng)江地球物理探測(cè)(武漢)有限公司， 武漢 430102)

1 引言

相比于傳統(tǒng)的延性金屬材料，先進(jìn)陶瓷材料具有密度低、強(qiáng)度高、彈性模量大、硬度大、熔點(diǎn)高、化學(xué)性能穩(wěn)定等優(yōu)越的物理力學(xué)性能，在各類民用建筑和軍事防護(hù)結(jié)構(gòu)中有著廣泛應(yīng)用和重大需求[1-2]。目前，陶瓷材料的靜動(dòng)態(tài)力學(xué)性能及失效破壞行為已成為結(jié)構(gòu)防護(hù)設(shè)計(jì)領(lǐng)域的重要研究方向，并引起了國內(nèi)外相關(guān)學(xué)者的廣泛關(guān)注。

一般地，陶瓷材料的拉伸和壓縮力學(xué)性能具有明顯的不對(duì)稱性，其破壞模式受制于材料內(nèi)部微觀缺陷，如微裂紋、微孔洞、不連續(xù)晶界等[3-5]。陶瓷的直接拉伸試驗(yàn)基本難以實(shí)現(xiàn)，動(dòng)態(tài)巴西圓盤試驗(yàn)(間接拉伸)已逐漸應(yīng)用于陶瓷類材料[6-7]。Gao等[3]采用平臺(tái)巴西圓盤試驗(yàn)對(duì)TiB2-B4C復(fù)合陶瓷的靜動(dòng)態(tài)抗拉力學(xué)性能進(jìn)行了試驗(yàn)研究，通過高速相機(jī)和2D-DIC技術(shù)觀察裂紋的擴(kuò)展歷程，發(fā)現(xiàn)加載過程中圓盤中央處于拉伸應(yīng)力狀態(tài)，滿足試驗(yàn)設(shè)計(jì)的中心開裂要求。但是，目前尚缺少對(duì)復(fù)合陶瓷在動(dòng)態(tài)拉應(yīng)力作用下的微觀斷裂模式分析。

Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷的基體材料為Al2O3陶瓷，該材料在工業(yè)領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用，但其韌性差等缺點(diǎn)也在一定程度上制約了它的應(yīng)用。單質(zhì)Al2O3在燒結(jié)過程中會(huì)出現(xiàn)晶粒的奇異生長(zhǎng)，微觀缺陷明顯，從而導(dǎo)致燒結(jié)體脆性大，力學(xué)性能下降[8-9]。研究表明，在Al2O3陶瓷內(nèi)添加第二相顆粒SiC，所得復(fù)合陶瓷的致密度、微觀結(jié)構(gòu)、斷裂韌性等均獲得了顯著提高[10-12]。但是，Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷在高應(yīng)變率下的動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)性能尚缺少相關(guān)數(shù)據(jù)，尤其是材料動(dòng)態(tài)拉伸測(cè)試方法，以及試樣的微觀斷裂模式仍需要開展深入的研究。

本文在獲取Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷微觀結(jié)構(gòu)的基礎(chǔ)上，設(shè)計(jì)巴西圓盤試驗(yàn)進(jìn)行了靜動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)性能測(cè)試，分析了材料的動(dòng)態(tài)拉伸力學(xué)強(qiáng)度及應(yīng)變率效應(yīng)機(jī)理。通過回收破碎圓盤試樣，獲得了試樣的破碎特性和微觀斷裂模式。

2 實(shí)驗(yàn)設(shè)置

2.1 試驗(yàn)材料

Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷相對(duì)密度隨著納米SiC含量的增多而降低，并低于純?cè)嚇拥拿芏龋@歸因于無相界面反應(yīng)，加入的第二相顆粒阻止了晶界移動(dòng)，試樣的致密化受到了抑制。本文Al2O3/SiC材料中納米SiC的質(zhì)量百分比約為5%，實(shí)測(cè)密度為3.86 g/cm3(純Al2O3陶瓷的理論密度約為3.99 g/cm3)。圖1為試樣表面微觀組織形貌。由圖可知，Al2O3晶粒為典型的六方晶胞結(jié)構(gòu)，屬于α-AD95燒結(jié)體的典型特征，晶界的表面平整度較高，小顆粒雜質(zhì)較少，顆粒的長(zhǎng)徑比約為2:1，平均晶粒尺寸約為4～8 μm，偶有出現(xiàn)晶粒異常生長(zhǎng)的情況，材料內(nèi)部含有大小分布均勻的原始?xì)饪住?/p>

圖1 Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷的SEM電子掃描圖像

由圖1可知，SiC顆粒不僅分布在基體Al2O3晶粒的晶界，亦存在于其晶粒內(nèi)部，且分布在Al2O3晶粒內(nèi)部的占大多數(shù)，晶界上及晶粒內(nèi)的SiC均可改善材料性能。其中，位于晶界的SiC顆粒由于其對(duì)裂紋及位錯(cuò)的釘扎作用可使晶界強(qiáng)化；位于晶粒中的SiC顆粒，由于其與Al2O3基體的熱膨脹系數(shù)的差異，燒結(jié)后次界面處會(huì)產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力。當(dāng)受外力作用時(shí)，將誘發(fā)穿晶斷裂，且在穿晶斷裂過程中，使裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，而起到增強(qiáng)增韌的作用。

2.2 動(dòng)態(tài)巴西圓盤實(shí)驗(yàn)設(shè)置

(1)

(2)

(3)

式中:A0、C0、E0分別為壓桿的橫截面積、聲速和彈性模量；εi(t)、εr(t)和εt(t)分別為桿中入射波、反射波和透射波應(yīng)變；As和Ls為試樣初試橫截面積和長(zhǎng)度。

由于陶瓷具有強(qiáng)度高和破壞應(yīng)變小的特點(diǎn)，測(cè)試時(shí)需要考慮應(yīng)力集中的影響。試樣的各外側(cè)面需要進(jìn)行打磨處理，圓盤試樣的平行度和平整度分別可達(dá)到0.001 mm和0.01 mm。圓盤試樣直徑16.1 mm，厚度6.6 mm。為了減少壓桿、墊塊和試樣之間接觸界面的摩擦，界面間潤(rùn)滑劑使用二硫化鉬。圖2為改進(jìn)的霍普金森壓桿裝置示意圖。壓桿直徑為14.5 mm，入射桿和透射桿長(zhǎng)均為1 300 mm，撞擊桿長(zhǎng)250 mm。壓桿材料由高強(qiáng)鋼制成，參數(shù)如表1所示。

圖2 改進(jìn)的霍普金森壓桿加載裝置示意圖

表1 壓桿材料參數(shù)

為了防止高強(qiáng)陶瓷試樣對(duì)壓桿端部造成損傷，在壓桿和試樣之間添加WC墊塊，根據(jù)阻抗匹配原則，墊塊尺寸為Φ10.3 mm×5 mm。由于陶瓷破壞應(yīng)變較小，且在高應(yīng)變率下破碎所需時(shí)間較短，使用紫銅作為波形整形器(Φ6 mm×2 mm)，以延長(zhǎng)應(yīng)力波加載時(shí)間，保證試樣的常應(yīng)變率加載和應(yīng)力均勻性。同時(shí)，圓盤試樣的兩個(gè)對(duì)稱圓面分別粘貼小尺寸應(yīng)變片以獲得材料動(dòng)態(tài)拉伸下的實(shí)時(shí)應(yīng)變。

彈性力學(xué)為巴西圓盤試驗(yàn)提供了切向應(yīng)力σθ和徑向應(yīng)力σr的解析解[3]：

(4)

(5)

其中，P為加載力；D和t分別為圓盤直徑和厚度；r為參考點(diǎn)到圓盤中心的距離。

巴西圓盤試驗(yàn)是針對(duì)脆性材料的間接拉伸測(cè)試。圖3表明在沿圓盤試樣直徑方向加載時(shí)，其垂直加載方向?qū)⑻幱谑芾瓲顟B(tài)。當(dāng)應(yīng)力高于材料抗拉強(qiáng)度時(shí)，圓盤中心將出現(xiàn)裂紋并逐漸失效破碎。

圖3 動(dòng)態(tài)巴西圓盤試驗(yàn)和試樣示意圖

3 結(jié)果分析

3.1 典型信號(hào)

由于陶瓷的破壞應(yīng)變較小，應(yīng)力波加載時(shí)間對(duì)試件內(nèi)的應(yīng)力平衡影響較大。典型矩形入射脈沖伴隨著波的彌散，將會(huì)導(dǎo)致試件的應(yīng)力集中和局部破壞。由圖4可知，本文通過使用紫銅作為波形整形器后，入射波變?yōu)槿切尾?，?yōu)化后加載時(shí)間約為100 μs。反射波存在一個(gè)明顯的平臺(tái)段，表明試樣此時(shí)正處于恒應(yīng)變率加載階段。隨后，反射波出現(xiàn)轉(zhuǎn)折點(diǎn)，并隨后陡升，說明此時(shí)試樣內(nèi)波阻抗急劇下降，發(fā)生了完全破壞，殘余應(yīng)力波全部返回入射桿。

圖4 典型信號(hào)曲線

由圖4可知，試件從開始加載到破碎的響應(yīng)時(shí)間近似等于透射波的響應(yīng)時(shí)間。由圓盤中心處應(yīng)變歷程可知，試樣中心點(diǎn)的拉伸應(yīng)變也具有一個(gè)明顯的轉(zhuǎn)折點(diǎn)，這說明Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷失效破壞較為突然，表現(xiàn)出了脆性材料的典型特征。

3.2 動(dòng)態(tài)抗拉強(qiáng)度

由于脆性陶瓷的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果存在一定的離散性，本文針對(duì)6組不同的加載應(yīng)變率工況，每組進(jìn)行3次重復(fù)性試驗(yàn)，并計(jì)算試驗(yàn)結(jié)果的標(biāo)準(zhǔn)差。圖5表明，Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷在一維應(yīng)力波加載下動(dòng)態(tài)抗拉強(qiáng)度隨著應(yīng)變率的增加而增加，說明材料具有明顯的正相關(guān)應(yīng)變率敏感性。

圖5 不同應(yīng)變率下Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷的動(dòng)態(tài)抗拉強(qiáng)度曲線

圖6 抗拉強(qiáng)度隨應(yīng)變率的變化趨勢(shì)曲線

3.3 斷裂失效機(jī)理

圖7為回收的動(dòng)態(tài)巴西圓盤試樣及破碎模式示意圖。由圖可知，試樣的破碎主要呈“川”字型，主裂紋沿加載路徑方向，滿足巴西圓盤實(shí)驗(yàn)的中心開裂要求。由于陶瓷材料韌性較差，試樣與加載端接觸區(qū)域存在明顯的局部應(yīng)力集中，此處材料處于復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)，且破碎較為嚴(yán)重。圓盤中心區(qū)域裂紋方向表明材料處于拉伸狀態(tài)，且滿足應(yīng)力均勻性。

圖7 巴西圓盤實(shí)驗(yàn)試樣動(dòng)態(tài)破碎模式示意圖

對(duì)圖7中試樣的圓盤試樣中間斷裂表面中心區(qū)域(①號(hào)點(diǎn))進(jìn)行SEM觀察，如圖8所示。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，此處除了存在具有鋒銳邊緣的沿晶斷裂區(qū)域，還存在許多穿晶斷裂區(qū)域(標(biāo)注T)，以及晶粒邊界微裂紋。微裂紋在由多個(gè)晶粒組成的斷裂核心區(qū)域(標(biāo)注H)沿著晶粒邊界擴(kuò)展。在破碎過程中，存在平面內(nèi)和平面外的斷裂擴(kuò)展，這種斷裂形式主要由局部拉伸作用下存在的剪切應(yīng)力導(dǎo)致。同時(shí)，圖中發(fā)現(xiàn)存在許多單個(gè)晶粒扭曲、劈裂形成的細(xì)小碎片，在平面外剪切應(yīng)力作用下形成了臺(tái)階狀和舌狀的微觀解理斷裂區(qū)域(標(biāo)注C)，以及在晶粒內(nèi)部經(jīng)過剪切滑移形成的滑移帶(標(biāo)注P)。

圖8 微觀斷面組織

4 結(jié)論

1) Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷內(nèi)晶粒和微孔洞尺寸分布均勻，SiC顆粒不僅分布在基體Al2O3晶粒的晶界，亦存在于其晶粒內(nèi)部。

2) 在一維應(yīng)力波加載下，材料的動(dòng)態(tài)抗拉強(qiáng)度隨應(yīng)變率的增加而增加，具有明顯的應(yīng)變率敏感性。

3) 巴西圓盤試樣的動(dòng)態(tài)宏觀破碎模式主要呈“川”字型，主裂紋沿加載路徑方向。

4) 在動(dòng)態(tài)拉應(yīng)力作用下，Al2O3/SiC復(fù)合陶瓷存在沿晶斷裂和穿晶斷裂2種斷裂模式，且在面外剪應(yīng)力作用下發(fā)現(xiàn)了臺(tái)階狀和舌狀的微觀解理斷裂區(qū)域。