層狀金屬復(fù)合材料斷裂和增韌機理的研究進展

張博洋，李澤斌，劉寶璽

（1.河北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，天津 300130；2.河北工業(yè)大學(xué) 天津市層狀復(fù)合與界面控制重點實驗室，天津 300130；3.河北工業(yè)大學(xué) 能源裝備材料技術(shù)研究院，天津 300130；4.中通客車控股股份有限公司，山東 聊城 252000）

0 引言

天然貝殼材料可為金屬材料強韌化目標的實現(xiàn)提供借鑒和思路，眾所周知，貝殼材料是由體積分數(shù)為95%的CaCO3和5%的蛋白質(zhì)組成，然而它的斷裂功是形成它的碳酸鈣晶片斷裂功的3 000倍，它所產(chǎn)生的變形是它本身晶片產(chǎn)生變形的10倍以上。仿生學(xué)家首先發(fā)現(xiàn)，貝殼材料超強的變形行為和斷裂韌性來自于層狀結(jié)構(gòu)的拐折、脫層、橋接和界面增韌作用[1-4]。其實，古代鐵匠就是將兩種或幾種不同硬度的鋼材，折疊鍛打而獲得多層復(fù)合鋼，其1 mm厚的板材包含大約2 000多層結(jié)構(gòu)，因具有極高的強度和韌性，被應(yīng)用于刀劍等戰(zhàn)爭武器裝備中，例如大馬士革刀、日本武士刀等[5-7]。殷福星等[8]通過中溫槽軋技術(shù)制備了層狀纖維鋼，如圖1所示，這種拉長的層狀織構(gòu)組織和特殊的層間界面起到明顯的低溫增韌作用，在彎折的過程中如筷子一樣，發(fā)生顯著的分層和裂紋分叉現(xiàn)象，已被應(yīng)用于螺絲緊固件制品中。

研究發(fā)現(xiàn)，層狀金屬復(fù)合材料可改善單一傳統(tǒng)金屬難以強韌化的特點，通過疊層和復(fù)合之后的層狀結(jié)構(gòu)材料，沿著層厚方向軟相和硬相可獨立分配，并互不影響，因此軟相和硬相體積分數(shù)和成分可獨立選擇，這些都是傳統(tǒng)金屬材料達不到的。當層狀金屬復(fù)合材料受到單軸拉伸應(yīng)力時，應(yīng)力和應(yīng)變會均分到軟相層和硬相層上，不僅會觸發(fā)軟相層的變形，也會使硬相層變形，這在一定程度上可提高層狀金屬復(fù)合材料的變形協(xié)調(diào)性和均勻塑性變形能力[6，9]。

圖1 槽軋層狀纖維鋼組織及沖擊性能[8]：a)顯微組織；b)沖擊韌性和斷裂特征；c)沖擊韌性的反向溫度效應(yīng)Fig.1 The microstructure and impact properties of laminated fibrous nano-grain steels[8]:a)Microstructure;b)impact toughness and fracture characteristics;c)reverse temperature effect of impact toughness.

本文根據(jù)層狀金屬復(fù)合材料的研究現(xiàn)狀和面臨的問題，歸納總結(jié)其變形行為和斷裂機理，分析多層金屬復(fù)合材料在累積疊軋過程中的界面不穩(wěn)定現(xiàn)象，以及承載過程中的界面分離和超塑性變形行為。并詳細介紹了多種增韌機制，揭示了不同層厚、層厚比、界面強弱、隧道裂紋對力學(xué)性能和斷裂行為的影響規(guī)律。通過對層狀金屬復(fù)合材料組元層成分、配比、界面和制備參數(shù)的調(diào)控和優(yōu)化，為實現(xiàn)復(fù)合材料強韌化目標提供設(shè)計思路和理論基礎(chǔ)。

1 層狀金屬復(fù)合材料的變形特點

1.1 應(yīng)變局部化延遲現(xiàn)象

層狀金屬復(fù)合材料的變形行為有別于傳統(tǒng)金屬復(fù)合材料，傳統(tǒng)金屬基復(fù)合材料在變形過程中會出現(xiàn)局部應(yīng)力或應(yīng)變集中的問題，界面處極易存在過高的應(yīng)力導(dǎo)致界面脫黏現(xiàn)象，基體局部應(yīng)變過大，從而過早發(fā)生頸縮現(xiàn)象或局部剪切帶，由此造成材料過早斷裂失效。

圖2 銅板與多層Cu/Al復(fù)合材料的斷裂特征[11]：a）銅板；b）Cu/Al層狀復(fù)合板Fig.2 The fracture characteristics of Cu sheet and laminated Cu/Al composites[11]:a)Cu sheet;b)laminated Cu/Al composite.

然而層狀金屬復(fù)合材料可以延緩應(yīng)變局部化和局部應(yīng)力集中現(xiàn)象[10]。中科院金屬研究所張廣平等[11]對Cu板和Al板進行冷軋試驗，如圖2所示，發(fā)現(xiàn)Al層的加入可明顯延遲Cu基體的早期頸縮現(xiàn)象。納米銅晶粒具有較高的強度，但是極易發(fā)生應(yīng)變局部化現(xiàn)象而發(fā)生過早斷裂，而粗晶銅具有較高的延伸率，然而強度卻很低，2011年，盧柯等[12-13]通過表面機械研磨處理技術(shù)在粗晶銅表面制備出層狀梯度納米銅結(jié)構(gòu)，能綜合粗晶和納米晶的各自優(yōu)點，即獲得較高的強度，又獲得極高的拉伸塑性。本文作者也發(fā)現(xiàn)，TiBw/Ti復(fù)合材料層的加入也延緩了Ti層的局部頸縮現(xiàn)象，從而使層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料獲得20.5%的延伸率，甚至高于純鈦的延伸率（17.5%）[10]。在電子封裝領(lǐng)域，柔性電子產(chǎn)品大量使用金屬薄膜和薄膜連接導(dǎo)線，自由金屬薄膜在拉伸、彎曲和折疊過程中極易發(fā)生局部頸縮而導(dǎo)致斷裂，在壓縮和疲勞載荷下發(fā)生屈曲和散裂現(xiàn)象[14]。鎖志剛等[15]發(fā)現(xiàn)：薄膜/基底組合在拉伸過程中，黏結(jié)在基底上的薄膜受到拉伸應(yīng)力的作用，彈性基底對薄膜有抑制作用，薄膜斷裂和界面分離會同時進行，斷裂出現(xiàn)在薄膜發(fā)生應(yīng)變局域化處。Huang等[16]已經(jīng)證明無支撐的自由薄膜在應(yīng)變比較小的時候就發(fā)生斷裂，通常不會超過1%，在應(yīng)變很小的范圍內(nèi)便形成頸縮斷裂。而在聚合物基底上的金屬薄膜，基底能夠抑制頸縮，斷裂應(yīng)變值不一致，數(shù)值從1%到百分之幾十。Suo等[17-18]和Xue等[19]借助J2形變理論，利用有限元方法模擬了平面應(yīng)變下薄膜/基底組合在拉伸變形下出現(xiàn)的3種模式：對應(yīng)于柔性基底、中等剛度基底和剛性基底，金屬薄膜分別發(fā)生小應(yīng)變斷裂、超出原始分叉的多級頸縮變形和直至大應(yīng)變時的斷裂，全程均勻變形。對于界面結(jié)合較好的層狀金屬復(fù)合材料，Serror等[20]根據(jù)分叉原理和有限元分析發(fā)現(xiàn)，當層狀金屬復(fù)合材料在單軸拉伸時，小應(yīng)變狀態(tài)下會發(fā)生多重頸縮現(xiàn)象，隨著應(yīng)變量的增加，多重頸縮會越來越嚴重，并相互競爭，這一過程類似于傳統(tǒng)金屬材料經(jīng)歷的均勻塑性變形階段，而應(yīng)變量達到分叉臨界點后，層狀金屬復(fù)合材料中某一個頸縮會急劇擴展，最終會在局部發(fā)生塑性失穩(wěn)現(xiàn)象。因此從宏觀來說，層狀金屬復(fù)合材料表現(xiàn)出明顯的單一頸縮現(xiàn)象。

假設(shè)應(yīng)變速率為定值，基于Considere準則[10，21-22]：

根據(jù)應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系，隨著應(yīng)變的增加，真應(yīng)力會逐漸增加，而加工硬化率則逐漸下降。當真應(yīng)力超過加工硬化率時，真應(yīng)變也恰好超過加工硬化指數(shù)，如式（1）和式（2），這時便會發(fā)生擴散型頸縮或者局部變形帶。因此，頸縮應(yīng)變小的軟相和頸縮應(yīng)變大的硬相可通過層狀復(fù)合的方式，獲得較強的均勻塑性變形能力。

1.2 界面不穩(wěn)定現(xiàn)象

層狀金屬復(fù)合材料在熱軋或壓下量較低的冷軋過程中，往往都為平直的界面，然而在壓下量較高的冷軋，特別是在累積疊軋過程中，會產(chǎn)生波浪狀的界面[23-25]。如果層狀金屬復(fù)合材料僅有兩層金屬，表層金屬有可能會被內(nèi)部金屬所代替，比如不銹鋼復(fù)合板、鋁鋼復(fù)合板、銅鋼復(fù)合板、鈦鋼復(fù)合板等，這樣高耐蝕的表層將失去耐腐蝕的作用，從而導(dǎo)致產(chǎn)品的報廢[26-29]。Du等[30]發(fā)現(xiàn)層狀Ti-Al復(fù)合材料經(jīng)軋制后界面變得凸凹不平，Semiation和Piehler等[31]在對鋁鋼復(fù)合板軋制過程中，界面發(fā)生明顯的不均勻或者不穩(wěn)定現(xiàn)象，Stief等[23]發(fā)現(xiàn)軋制過程會導(dǎo)致不同變形抗力金屬界面處產(chǎn)生明顯的周期性波狀界面結(jié)構(gòu)形貌，并認為這是一種塑性分叉模式。Hutchinson等[22，32]發(fā)現(xiàn)界面不穩(wěn)定性有時會導(dǎo)致整體材料的不均勻性和界面的脫層現(xiàn)象，Semiation和Piehler等[33]發(fā)現(xiàn)雙層金屬材料在拉伸、拉深過程中，與單層材料類似，都會在最大載荷下發(fā)生明顯的頸縮現(xiàn)象。然而在軋制過程中，層間界面會發(fā)生多重頸縮現(xiàn)象，這是由于異種金屬變形協(xié)調(diào)性不一致所造成的。Gajanan等[34]發(fā)現(xiàn)隨著軋制壓下量和軋制道次的加大，如圖3所示，這種波浪狀界面不穩(wěn)定現(xiàn)象則會變得越來越明顯，特別在 Ti/Al[34]、Ni/Al[35]、Fe/Cu[36]、Mg/Al[37]、Cu/Nb[38]、Ti/Ni[39]、Fe/Ni[40]等多層金屬的累積疊軋研究中都有類似的規(guī)律。Govindaraj等[41]通過有限元方法模擬了軋制過程中界面形貌由平整到波浪的演變過程，Yu等[42]在對Ti/Cu多層金屬復(fù)合材料進行累積疊軋過程中發(fā)現(xiàn)，硬相層Ti發(fā)生明顯的頸縮現(xiàn)象，甚至隨著軋制道次的增加，斷裂現(xiàn)象也逐漸增多。

Hutchinson 等[22，43]和 Stief等[23-24]認為，界面不穩(wěn)定現(xiàn)象即為塑性分叉現(xiàn)象，均質(zhì)固體在收到均勻應(yīng)變時是均勻變形，出現(xiàn)非均勻變形或局部變形模式叫作分叉現(xiàn)象，又叫應(yīng)變局部化。假定金屬材料是不可壓縮，應(yīng)變率無關(guān)和各向異性的，在滿足如下應(yīng)力場方程：

圖3 多層Ti/Al復(fù)合材料，隨軋制壓下量的增加界面出現(xiàn)的不穩(wěn)定現(xiàn)象[34]Fig.3 The interface instability phenomenon with the development of rolling reduction ratio is occur in the laminated Ti/Al composites[34].

式中：σˇ11，σˇ12，σˇ22是柯西應(yīng)力的Jaumann導(dǎo)數(shù)；ε11，ε12，ε22為歐拉應(yīng)變率；μ和μ*為增量模量。

可定義流函數(shù)為

流函數(shù)必須滿足下面方程：

式中σ1，σ2為名義柯西應(yīng)力。這類方程很難獲得精確解，一般都是用數(shù)值計算的方法獲得發(fā)生塑性分叉時的臨界應(yīng)變值。Stief等[23]利用分叉理論發(fā)現(xiàn)具有強界面結(jié)合的層狀金屬復(fù)合材料，在軋制過程中臨界分叉應(yīng)變值會偏大，分叉條件不僅依賴于層間應(yīng)變，還依賴于側(cè)向壓力，換句話說，分叉應(yīng)變不僅依賴于軋制壓下量，還依賴于軋輥力。小的側(cè)向壓力會提高分叉應(yīng)變值，但是較大的軋輥力會降低分叉應(yīng)變，這種周期波浪界面發(fā)生可以通過層間界面滑移來實現(xiàn)。

1.3 超塑性變形行為

層狀金屬復(fù)合材料的斷后伸長率會嚴重依賴于應(yīng)變率敏感因子m，根據(jù)Power-Hollomon方程，金屬材料的流動應(yīng)力（σ）可以用式（7）表達：

式中：K為應(yīng)力常數(shù)；ε為真應(yīng)變；ε˙為應(yīng)變速率；ε˙r為參比應(yīng)變率；n為加工硬化指數(shù)，n值越高代表金屬材料承受的均勻塑性變形能力越強；m為應(yīng)變率敏感因子，m值越高，金屬材料表現(xiàn)超塑性能力越強。應(yīng)變率敏感因子不只是通過延遲局部頸縮，還通過滯留一系列頸縮，即通過出現(xiàn)多重頸縮現(xiàn)象來提高斷后延伸率。層狀金屬復(fù)合材料可通過調(diào)控和優(yōu)化組元相的n和m值來獲得超高的延伸率。

Sherby等[44-46]研究表明，當在835℃，應(yīng)變速率為10-3s-1時進行高溫拉伸時，多層高碳鋼/鐵素體不銹鋼可獲得應(yīng)變率敏感因子為0.3，斷后延伸率為400%，呈現(xiàn)出極高的超塑性變形行為。Grishaber等[47]研究發(fā)現(xiàn)，層狀金屬復(fù)合材料在超塑性拉伸測試中，其應(yīng)變率應(yīng)力關(guān)系與等應(yīng)變變形模式中的蠕變方程相一致。這個模型可用來預(yù)測層狀金屬復(fù)合材料中非超塑性組元相發(fā)生超塑性變形時的應(yīng)變速率、拉伸溫度和體積分數(shù)。這說明通過層狀復(fù)合，具有粗大晶粒的組元層也可獲得較高的超塑性性能。

圖4所示的為各種金屬材料的加工硬化指數(shù)n，應(yīng)變率敏感因子m和斷后延伸率圖表。令人稱奇的是，通過層狀復(fù)合，兩個斷后延伸率都較低的組元層，可獲得具有超高塑性的層狀金屬復(fù)合材料[48-49]。例如，將一個n值較小，m值較大的金屬板材，與一個n值較大，m值較小的金屬板材進行疊層復(fù)合，可獲得具有比組元層均高的斷后延伸率。其中，不銹鋼與高碳鋼復(fù)合制備的多層復(fù)合鋼[50]，Ti與TiBw/Ti復(fù)合材料熱壓復(fù)合制備的層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料[51]，以及Ti與Al熱軋復(fù)合制備多層Ti/Al復(fù)合材料[52]，均符合此種規(guī)律。

圖4 層狀金屬復(fù)合材料斷后延伸率與n，m之間的關(guān)系[49]Fig.4 The relationship between fracture elongation of laminated metal composites and n，m of constitute layer[49].

1.4 層間界面分離行為

層狀金屬復(fù)合材料在承受拉伸、彎曲、沖擊載荷時，往往會發(fā)生脫層行為[5]。脫層行為針對不同加載方式，其增韌效果不同，比如在拉伸過程中，脫層裂紋有可能令層狀金屬復(fù)合材料各組元層變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致整體塑性變形能力下降[53]。而在彎曲和沖擊過程中，脫層裂紋可起到明顯的增韌效果[54]，當然，增韌效果還與脫層裂紋的長度有關(guān)，中科院力學(xué)所Sing等[3]研究表明，在合成的層狀陶瓷與天然層狀貝殼的斷裂過程中，雖然它們都會形成沿界面層傳播的裂紋，但前者的脫層裂紋長度按本身層厚比例大約是后者的4倍以上。按照斷裂力學(xué)原理，長的脫層裂紋對材料的抗破裂能力影響極大，嚴重影響了材料的斷裂韌性[55]。

在承受彎曲和沖擊載荷時，層狀金屬復(fù)合材料的脫層裂紋形成過程如圖5所示[56]。在裂紋尖端處有兩個應(yīng)力，其中平行于外加載荷的應(yīng)力(σxx)在裂紋尖端為最大值，而垂直于外加載荷的應(yīng)力(σyy)在距離裂紋尖端一段距離處出現(xiàn)最大值，根據(jù)等應(yīng)變條件，σyy是每一層材料彈性模量的函數(shù)，因為硬相層的彈性模量一般高于軟相層，因此σyy的分布是不連續(xù)的。為了滿足界面應(yīng)力平衡條件，σxx分布在裂紋尖端處時是連續(xù)的，按照彈性力學(xué)計算得出σxx最大應(yīng)力為平行應(yīng)力的1/5，假設(shè)在裂紋尖端前方有一弱界面，界面垂直于主裂紋，則主裂紋便會擴展至界面發(fā)生脫層斷裂現(xiàn)象[9，56，57]。

本文作者[10]在研究層狀金屬復(fù)合材料的側(cè)面拉伸斷口發(fā)現(xiàn)，擴散連接之后的界面會發(fā)生明顯的脫層斷裂現(xiàn)象，在變形的初期，軟相層和硬相層的變形行為符合等應(yīng)變模型；在彈性階段，軟相層與硬相層之間的彈性模量和泊松比不同，則會造成界面應(yīng)變，由此便會產(chǎn)生界面應(yīng)力σin，但是其數(shù)值遠遠小于層狀金屬復(fù)合材料的界面結(jié)合強度。隨著縱向應(yīng)變的增加，軟相層和硬相層變形趨勢逐漸不同，通常來說，軟相層加工硬化率較低會導(dǎo)致材料的頸縮現(xiàn)象過早出現(xiàn)，隨著拉伸應(yīng)變的增加，頸縮現(xiàn)象越明顯，這時層間橫向應(yīng)力將會繼續(xù)增加，當橫向應(yīng)力值達到層間界面結(jié)合強度時，層狀金屬復(fù)合材料便會發(fā)生脫層現(xiàn)象。

為了定量解釋層狀金屬復(fù)合材料在拉伸過程中的界面脫層現(xiàn)象，張廣平等[58]提供了梁模型，局部頸縮首先發(fā)生在軟層，由于層間界面，硬相層必須發(fā)生彎曲，這樣，硬相層如懸臂梁一樣必須彎曲一定撓度。這樣，懸臂梁的撓度（δ）與單位載荷力之間的關(guān)系為

圖5 脫層斷裂示意圖[55]：a）在拉伸載荷下；b）界面脫層Fig.5 The schematic diagram of interface delamination cracks[55]：a）Under the tensile loading；b）interface delamination.

式中：E為硬相層的楊氏模量；L0為懸臂梁的長度；I為懸臂梁的慣性矩。

式中：b和h是硬層的寬度和厚度。最后可以推出

式中：σz為平面應(yīng)力；rs/h為軟相層與硬相層的層厚比；ts為軟相層層厚。當承受相同的應(yīng)力σz時，軟層與硬層之間的層厚比越大，硬相層所受的撓度則會越大，這代表軟層經(jīng)歷了充分的頸縮行為，界面脫層現(xiàn)象容易發(fā)生。

2 增韌方式及影響因素

2.1 層狀結(jié)構(gòu)

層狀金屬復(fù)合材料的綜合性能嚴重依賴于組元相的成分和配比，即組元層的數(shù)目、層厚和層厚比。Price等[59]發(fā)現(xiàn)，韌性層的厚度和體積分數(shù)對層狀金屬復(fù)合材料的力學(xué)性能和斷裂行為有很大的影響。軟性層作為增韌目的，極大的調(diào)控和優(yōu)化了層狀金屬復(fù)合材料的強度、韌性和剛度。本文作者[60]研究表明，當固定硬相層的厚度，通過降低軟相層的厚度，層狀金屬復(fù)合材料的強度會升高，然而斷后延伸率會下降，軟相層的斷口形貌也會發(fā)生明顯的韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。Cui[61-62]和Liu等[63]發(fā)現(xiàn)，當固定軟相層和硬相層的厚度，隨硬相層中增強體體積分數(shù)的增加，強度會得到提高，韌性則會下降，并且斷口形貌也會發(fā)生韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。Syn等[64]發(fā)現(xiàn)層厚的降低，層間界面脫黏的現(xiàn)象減少，并且延伸率迅速升高。本文作者也發(fā)現(xiàn)了這一規(guī)律，即在微米尺度下，層厚度降低，隧道裂紋的數(shù)目明顯增多，起到一定的增韌效果，并且延遲了瞬間斷裂的傾向，從整體上提高了層狀金屬復(fù)合材料的斷后延伸率[65]。

層狀金屬復(fù)合材料的尺度效應(yīng)一直是懸而未解的謎團。中科院金屬所Li等[66-71]利用磁控濺射方法設(shè)計并制備了兩種不同層厚的微疊層金屬復(fù)合材料，系統(tǒng)地研究了層狀金屬復(fù)合材料在納米壓痕作用下的強度、韌性尺度和界面效應(yīng)。他們研究了Cu/Au層狀金屬復(fù)合材料并觀察到，微米或亞微米尺度的層狀材料發(fā)生跨界面的剪切變形斷裂，而納米尺度的層狀材料更容易在壓頭附近發(fā)生局部變形帶塑性失穩(wěn)情況。Cu/Au層狀金屬復(fù)合材料在拉伸應(yīng)力下的變形行為可概括為：位錯滑移在亞微米尺度下仍然是多層金屬膜塑性變形的主導(dǎo)機制，但同時發(fā)現(xiàn)位錯與晶界的交互作用以及晶界處開裂的幾率明顯增加，而納米尺度下多層膜的變形方式主要是晶界滑移為主。當層厚在微米尺度時，層狀Cu/Au和Cu/Cr金屬復(fù)合材料的屈服強度可用Hall-Petch公式預(yù)測，并且隨著層厚的降低會升高，但強度升高的能力明顯不同，強化能力與界面結(jié)構(gòu)相關(guān)，即強化能力與界面失配應(yīng)變呈正比；為了較清晰地研究界面結(jié)構(gòu)與強化效應(yīng)，由此提出一個評價層狀金屬復(fù)合材料異質(zhì)界面強化能力的模型，將材料設(shè)計理念從單獨的微觀組織尺度調(diào)整擴展到組織與界面尺度的搭配調(diào)控。

張廣平等[72]又對磁控濺射Cu/Ni、Cu/Cr等層狀金屬復(fù)合材料的納米壓痕進行研究，發(fā)現(xiàn)組元厚度減小到納米尺度時，層狀金屬復(fù)合材料的強度會顯著提高，但塑性和韌性受到組元厚度和界面結(jié)構(gòu)的復(fù)雜作用變得不明確。Hsia等[73]在對層狀金屬復(fù)合材料的研究中發(fā)現(xiàn)層厚尺度效應(yīng)，如圖6所示，隨著層厚度的降低，材料的強度有所上升，而韌性在納米尺度下降迅速，由此提出無位錯區(qū)模型。當層的厚度在亞微米或納米尺度時，隨著塑性變形的進行，界面聚集大量的位錯，會阻礙位錯源繼續(xù)發(fā)射位錯，因此確定的層厚對應(yīng)一定數(shù)目的位錯，隨著層厚的降低，位錯數(shù)目會逐漸減小，從而出現(xiàn)高的斷裂應(yīng)力和低的斷裂韌性，并隨層厚的降低，導(dǎo)致斷裂形貌發(fā)生明顯的韌脆轉(zhuǎn)變效應(yīng)。

日本東京大學(xué)Inoue等[74]對多層復(fù)合鋼進行拉伸測試發(fā)現(xiàn)，在硬相層，即馬氏體不銹鋼S420層中出現(xiàn)大量的宏觀隧道裂紋，這些隧道裂紋被奧氏體鋼阻止而無法擴展，然而增加馬氏體不銹鋼層的厚度，隧道裂紋則會擴展至奧氏體鋼中導(dǎo)致多層復(fù)合鋼的過早斷裂，因此馬氏體不銹鋼層越薄，越能起到較高的斷裂韌性，多層復(fù)合鋼在微米尺度呈現(xiàn)較為明顯的尺度效應(yīng)。布朗大學(xué)高華健等[2]對層狀貝殼材料研究表明：宏觀尺度下材料如果有裂紋，裂紋附近的應(yīng)力則會很大；如果當層中的缺陷尺度減小到一定程度時，應(yīng)力就完全均勻；當應(yīng)力分布不均勻時，層狀金屬復(fù)合材料則會在應(yīng)力集中的缺陷部位發(fā)生斷裂；如果應(yīng)力均勻，則意味著材料不容易斷裂。季葆華等[2]否定了宏觀力學(xué)的各種力學(xué)模型后，發(fā)現(xiàn)納米裂紋尖端應(yīng)力場分布呈均勻分布的現(xiàn)象，在此基礎(chǔ)上建立了缺陷不敏感理論，當層的厚度達至納米尺度時，層狀金屬復(fù)合材料中所含的能量不足以支撐裂紋的產(chǎn)生，那么已存在的裂紋將不會繼續(xù)擴展，因而含有納米尺度的缺陷或裂紋將具有一定強韌化的優(yōu)勢。

圖6 多層復(fù)合材料的層厚尺度效應(yīng)[73]Fig.6 The layer thickness size effect of laminated composites[73].

2.2 界面結(jié)構(gòu)

當承受拉伸載荷時，較強的界面結(jié)合會提高層狀金屬復(fù)合材料變形協(xié)調(diào)性和整體均勻塑性變形能力，從而起到提高斷后延伸率的作用。這是由于強的界面結(jié)合可以抑制軟相層應(yīng)變局部化的過早發(fā)生，使加工硬化能力提高，令層狀金屬復(fù)合材料發(fā)生塑性分叉的概率大大降低[75]。提高界面強度的方式很多，本文作者[76-78]利用熱壓燒結(jié)的方式，通過TiB2顆粒與Ti基體生成TiBw晶須，起到連接和釘扎界面的作用，其界面強度遠遠超過軟相層的強度，在制備不銹鋼復(fù)合板時，可以通過提高真空度、壓下量和熱軋溫度提高界面強度，令界面結(jié)合強度高于碳鋼基層的強度[79-82]。又可通過加入中間層Ni箔，既降低了碳元素的界面擴散行為，又提高了不銹鋼復(fù)合板的界面結(jié)合強度。累積疊軋多層復(fù)合鋼中，在界面處加入SiC、TiO2粉末，可起到提高界面強度和韌性的作用[83-85]。

在承受彎曲、沖擊和疲勞載荷時，較弱的界面結(jié)合會起到一定程度的增韌效果。主裂紋在載荷作用下會向前擴展，當達到弱界面時，由于弱的界面存在大量的缺陷，會導(dǎo)致裂紋在擴展過程中發(fā)生偏轉(zhuǎn)，甚至裂紋會沿著弱界面擴展而形成界面裂紋，這樣主裂紋處的應(yīng)力集中得到緩解，并有原來的三向應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閮上驊?yīng)力，同時將主裂紋屏蔽，當載荷繼續(xù)增大時，界面裂紋尖端重新發(fā)生裂紋的偏轉(zhuǎn)而穿透下一層，經(jīng)多層斷裂之后，裂紋擴展方式將由穿層裂紋和界面脫黏裂紋交替發(fā)生，裂紋傳播路徑大幅提高，斷裂韌性和斷裂功大幅提高[5，9]。

大多數(shù)異種金屬在層狀復(fù)合過程中，會發(fā)生相互擴散，生成一定的擴散層和反應(yīng)層，這些反應(yīng)層往往會是一些金屬間化合物、陶瓷層或亞穩(wěn)相層，當單獨以塊體的形式存在時，會呈現(xiàn)較高的脆性、較差的耐腐蝕性和較低的強度，然而當以中間層存在時，它在一定程度上會起到增韌效果。例如本文作者制備的層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料中，TiBw復(fù)合材料層具有較低的韌性，常常發(fā)生災(zāi)難性斷裂，然而以層狀復(fù)合存在時，如圖7a）所示，在拉伸和彎曲過程中會形成數(shù)量可觀的隧道裂紋，這些隧道裂紋并不會擴展至軟相層中去，這樣便會吸收大量的裂紋擴展功，起到很強的增韌效果[9，76]。在對不銹鋼復(fù)合板的研究中，由于界面處碳元素的擴散，界面擴散區(qū)會出現(xiàn)一定厚度的滲碳層，其具有較強的沿晶斷裂和晶間腐蝕傾向，在拉伸過程中，也會在滲碳層中出現(xiàn)多個隧道沿晶斷裂裂紋，從整體上提高了不銹鋼復(fù)合板的韌性[10]。Guo等[86]利用擴散連接的方式制備了層狀Cu/Al復(fù)合材料，層間界面生成了多種CuAl，Cu2Al等化合物層，在承載過程中也易發(fā)生脆性斷裂，并有可能導(dǎo)致Al層發(fā)生沿晶斷裂，然而這些裂紋無法擴展至Cu層而被界面鈍化，只有當隧道裂紋數(shù)目和尺寸達到一定的臨界值后，整個層狀金屬復(fù)合材料將無法承受過高的載荷，其中一個隧道裂紋進一步擴展至軟相層直至整個層狀金屬復(fù)合材料的最終斷裂。

在層狀金屬復(fù)合材料的斷裂過程中，多種斷裂機制和增韌行為會協(xié)同發(fā)生，在對層狀Ti-TiBw/Ti復(fù)合材料的彎曲過程中，脫層裂紋和多重隧道裂紋會協(xié)同發(fā)生，并隨層厚的降低，脫層裂紋和多重隧道裂紋發(fā)生的概率越高，增韌效果越好[87]。Rohatgi等[88]對層狀Ti3Al-Ti復(fù)合材料拉伸斷裂分析發(fā)現(xiàn)，脆性層Ti3Al層的多重隧道裂紋和橫向裂紋分叉相互競爭方式成為重要的增韌機制，如圖7b）所示。Song等[3]對層狀貝殼研究發(fā)現(xiàn)，連接界面的礦物橋起到明顯的增強增韌效果，可以有效地縮短脫層裂紋的沿層方向長度。

2.3 殘余應(yīng)力影響

強界面結(jié)合的層狀金屬復(fù)合材料，在制備過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力場是主要的增強增韌機制，如果主裂紋進入壓應(yīng)力層，殘余壓應(yīng)力會在一定程度上降低主裂紋尖端處的拉應(yīng)力，這樣降低了應(yīng)力強度因子，從而降低了裂紋擴展速度，使得主裂紋在壓應(yīng)力層中不斷發(fā)生偏轉(zhuǎn)和分叉，假如主裂紋到達拉應(yīng)力層，也可通過沿晶斷裂或形成大量的微觀裂紋，這樣也可緩解局部的應(yīng)力集中現(xiàn)象，使得層狀金屬復(fù)合材料具有很高的斷裂韌性[88-89]。

圖7 層狀復(fù)合材料中各種增韌機制[9，88，91]：a）多隧道裂紋增韌機理[9]；b）；多個隧道裂縫和橫向裂縫的增韌機理[88]；c）壓應(yīng)力增韌型[91]Fig.7 Various of toughness mechanisms of laminated composites[9，88，91]：a）The multiple tunnel cracks toughening mechanism[9]；b）the toughening mechanisms of multiple tunnel cracks and transverse cracks[88]；c）the compression stress toughening type[91].

層狀金屬復(fù)合材料在升溫和降溫過程中，由于異種金屬熱膨脹系數(shù)和彈性模量的差別，會導(dǎo)致層中產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力和殘余拉應(yīng)力。Zuo[90]研究發(fā)現(xiàn)，隨著制備溫度的升高，殘余應(yīng)力的數(shù)值會增加，當增加到一定程度上，層狀金屬復(fù)合材料由于受到過高的拉伸應(yīng)力，而會產(chǎn)生熱裂紋，嚴重影響了層狀金屬復(fù)合材料整體性能的提升，本文作者[76]在研究層狀Ti-TiB/Ti復(fù)合材料的拉伸測試時，發(fā)現(xiàn)在1 300℃通過擴散連接之后的層狀金屬復(fù)合材料，由于較高的擴散溫度可令界面元素擴散充分，生成較強的界面，然而同時會造成TiB晶須與鈦基體較大的殘余熱應(yīng)力，在拉伸過程中，增強體與基體之間的界面很容易脫黏，這樣增強體的增強效果得不到充分發(fā)揮，限制了層狀金屬復(fù)合材料強度和斷后延伸率的下降。

哈工大周鵬[91]對ZrB-SiC層狀陶瓷的研究發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)控SiC的體積分數(shù)，可以調(diào)控和優(yōu)化層狀陶瓷中各層的殘余壓應(yīng)力和拉應(yīng)力，如圖7c）所示，這樣可以有效提升層狀復(fù)合材料的彎曲韌性。許多研究表明，制備參數(shù)、層的厚度、界面結(jié)構(gòu)、增強體的體積分數(shù)、增強體的類型、分布和形貌都會對層狀金屬復(fù)合材料中的殘余應(yīng)力有很大的影響[87]。

3 結(jié)論

1）層狀金屬復(fù)合材料研究中，可人為地精確調(diào)控各組元相的成分和配比，通過優(yōu)化顯微組織和界面特征，可以實現(xiàn)層狀金屬復(fù)合材料強韌化的目的；

2）制備參數(shù)、層狀結(jié)構(gòu)、界面特征、殘余應(yīng)力可有效地影響層狀金屬復(fù)合材料綜合力學(xué)行為，合理利用層厚尺度效應(yīng)、界面結(jié)合狀態(tài)和殘余壓應(yīng)力，是實現(xiàn)層狀金屬復(fù)合材料增韌的主要思路；

3）詳細闡明了層狀金屬復(fù)合材料在變形過程的界面不穩(wěn)定現(xiàn)象，超塑性行為，界面分離現(xiàn)象和抑制局部頸縮效應(yīng)，并總結(jié)了層厚尺度效應(yīng)、殘余應(yīng)力和界面增韌機制。