陳金華，葛彥鑫，陳 敏，高玉波

(1.武漢交通職業(yè)學院交通工程學院， 武漢 430065；2.中北大學理學院， 太原 030051； 3.長江地球物理探測(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，先進陶瓷材料具有密度低、強度高、彈性模量大、硬度大、熔點高、化學性能穩(wěn)定等優(yōu)越的物理力學性能，在各類民用建筑和軍事防護結構中有著廣泛應用和重大需求[1-2]。目前，陶瓷材料的靜動態(tài)力學性能及失效破壞行為已成為結構防護設計領域的重要研究方向，并引起了國內(nèi)外相關學者的廣泛關注。

一般地，陶瓷材料的拉伸和壓縮力學性能具有明顯的不對稱性，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基本難以實現(xiàn)，動態(tài)巴西圓盤試驗(間接拉伸)已逐漸應用于陶瓷類材料[6-7]。Gao等[3]采用平臺巴西圓盤試驗對TiB2-B4C復合陶瓷的靜動態(tài)抗拉力學性能進行了試驗研究，通過高速相機和2D-DIC技術觀察裂紋的擴展歷程，發(fā)現(xiàn)加載過程中圓盤中央處于拉伸應力狀態(tài)，滿足試驗設計的中心開裂要求。但是，目前尚缺少對復合陶瓷在動態(tài)拉應力作用下的微觀斷裂模式分析。

Al2O3/SiC復合陶瓷的基體材料為Al2O3陶瓷，該材料在工業(yè)領域有著廣泛的應用，但其韌性差等缺點也在一定程度上制約了它的應用。單質(zhì)Al2O3在燒結過程中會出現(xiàn)晶粒的奇異生長，微觀缺陷明顯，從而導致燒結體脆性大，力學性能下降[8-9]。研究表明，在Al2O3陶瓷內(nèi)添加第二相顆粒SiC，所得復合陶瓷的致密度、微觀結構、斷裂韌性等均獲得了顯著提高[10-12]。但是，Al2O3/SiC復合陶瓷在高應變率下的動態(tài)拉伸力學性能尚缺少相關數(shù)據(jù)，尤其是材料動態(tài)拉伸測試方法，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復合陶瓷微觀結構的基礎上，設計巴西圓盤試驗進行了靜動態(tài)拉伸力學性能測試，分析了材料的動態(tài)拉伸力學強度及應變率效應機理。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 實驗設置

2.1 試驗材料

Al2O3/SiC復合陶瓷相對密度隨著納米SiC含量的增多而降低，并低于純試樣的密度，這歸因于無相界面反應，加入的第二相顆粒阻止了晶界移動，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%，實測密度為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構，屬于α-AD95燒結體的典型特征，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)晶粒異常生長的情況，材料內(nèi)部含有大小分布均勻的原始氣孔。

圖1 Al2O3/SiC復合陶瓷的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顆粒由于其對裂紋及位錯的釘扎作用可使晶界強化；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，燒結后次界面處會產(chǎn)生較大的殘余應力。當受外力作用時，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，而起到增強增韌的作用。

2.2 動態(tài)巴西圓盤實驗設置

(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、反射波和透射波應變；As和Ls為試樣初試橫截面積和長度。

由于陶瓷具有強度高和破壞應變小的特點，測試時需要考慮應力集中的影響。試樣的各外側面需要進行打磨處理，圓盤試樣的平行度和平整度分別可達到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，界面間潤滑劑使用二硫化鉬。圖2為改進的霍普金森壓桿裝置示意圖。壓桿直徑為14.5 mm，入射桿和透射桿長均為1 300 mm，撞擊桿長250 mm。壓桿材料由高強鋼制成，參數(shù)如表1所示。

圖2 改進的霍普金森壓桿加載裝置示意圖

表1 壓桿材料參數(shù)

為了防止高強陶瓷試樣對壓桿端部造成損傷，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。由于陶瓷破壞應變較小，且在高應變率下破碎所需時間較短，使用紫銅作為波形整形器(Φ6 mm×2 mm)，以延長應力波加載時間，保證試樣的常應變率加載和應力均勻性。同時，圓盤試樣的兩個對稱圓面分別粘貼小尺寸應變片以獲得材料動態(tài)拉伸下的實時應變。

彈性力學為巴西圓盤試驗提供了切向應力σθ和徑向應力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為參考點到圓盤中心的距離。

巴西圓盤試驗是針對脆性材料的間接拉伸測試。圖3表明在沿圓盤試樣直徑方向加載時，其垂直加載方向將處于受拉狀態(tài)。當應力高于材料抗拉強度時，圓盤中心將出現(xiàn)裂紋并逐漸失效破碎。

圖3 動態(tài)巴西圓盤試驗和試樣示意圖

3 結果分析

3.1 典型信號

由于陶瓷的破壞應變較小，應力波加載時間對試件內(nèi)的應力平衡影響較大。典型矩形入射脈沖伴隨著波的彌散，將會導致試件的應力集中和局部破壞。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)化后加載時間約為100 μs。反射波存在一個明顯的平臺段，表明試樣此時正處于恒應變率加載階段。隨后，反射波出現(xiàn)轉折點，并隨后陡升，說明此時試樣內(nèi)波阻抗急劇下降，發(fā)生了完全破壞，殘余應力波全部返回入射桿。

圖4 典型信號曲線

由圖4可知，試件從開始加載到破碎的響應時間近似等于透射波的響應時間。由圓盤中心處應變歷程可知，試樣中心點的拉伸應變也具有一個明顯的轉折點，這說明Al2O3/SiC復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 動態(tài)抗拉強度

由于脆性陶瓷的動態(tài)力學性能測試結果存在一定的離散性，本文針對6組不同的加載應變率工況，每組進行3次重復性試驗，并計算試驗結果的標準差。圖5表明，Al2O3/SiC復合陶瓷在一維應力波加載下動態(tài)抗拉強度隨著應變率的增加而增加，說明材料具有明顯的正相關應變率敏感性。

圖5 不同應變率下Al2O3/SiC復合陶瓷的動態(tài)抗拉強度曲線

圖6 抗拉強度隨應變率的變化趨勢曲線

3.3 斷裂失效機理

圖7為回收的動態(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，滿足巴西圓盤實驗的中心開裂要求。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力集中，此處材料處于復雜應力狀態(tài)，且破碎較為嚴重。圓盤中心區(qū)域裂紋方向表明材料處于拉伸狀態(tài)，且滿足應力均勻性。

圖7 巴西圓盤實驗試樣動態(tài)破碎模式示意圖

對圖7中試樣的圓盤試樣中間斷裂表面中心區(qū)域(①號點)進行SEM觀察，如圖8所示。結果發(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(標注T)，以及晶粒邊界微裂紋。微裂紋在由多個晶粒組成的斷裂核心區(qū)域(標注H)沿著晶粒邊界擴展。在破碎過程中，存在平面內(nèi)和平面外的斷裂擴展，這種斷裂形式主要由局部拉伸作用下存在的剪切應力導致。同時，圖中發(fā)現(xiàn)存在許多單個晶粒扭曲、劈裂形成的細小碎片，在平面外剪切應力作用下形成了臺階狀和舌狀的微觀解理斷裂區(qū)域(標注C)，以及在晶粒內(nèi)部經(jīng)過剪切滑移形成的滑移帶(標注P)。

圖8 微觀斷面組織

4 結論

1) Al2O3/SiC復合陶瓷內(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) 在一維應力波加載下，材料的動態(tài)抗拉強度隨應變率的增加而增加，具有明顯的應變率敏感性。

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

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