WFeNiMo 高熵合金動態(tài)力學行為及侵徹性能研究1)

陳海華 張先鋒 熊瑋 劉闖 魏海洋 汪海英?, 戴蘭宏?,

*(南京理工大學機械工程學院,南京 210094)

?(中國科學院力學研究所非線性力學國家重點實驗室,北京 100190)

**(中國科學院大學工程科學學院,北京 100049)

引言

高熵合金[1-3]的出現(xiàn)打破了傳統(tǒng)合金以混合焓為主的單主元成分設計理念,為破解金屬材料強度和塑性這一天然的倒置關系提供了一條全新的途徑.多主元高熵合金具有高熵值、劇烈晶格畸變以及遲滯擴散等特點,能促進簡單固溶體的形成,從而獲得具有出色性能的簡單固溶體相[3-5](BCC,FCC 和HCP) 或多相結構,具有包括高強度、高硬度、良好塑性、耐磨損和耐腐蝕性等優(yōu)異的綜合性能[6-11],更因其侵徹自銳[12]與能量釋放特性[13]使得其在軍事領域具有廣泛的應用前景.

現(xiàn)代戰(zhàn)爭中,破片殺傷戰(zhàn)斗部是炮彈、航彈和導彈戰(zhàn)斗部的主要類型之一,在高能炸藥爆炸作用下形成高速破片,利用破片的高速撞擊動能弓燃和弓爆作用目標,對裝備造成嚴重的侵徹毀傷效果[14].預制鎢合金破片[15-17]由于其存速能力強,侵徹穿透能力高而受到廣泛應用.隨著裝備裝甲厚度的增加與性能的改善,對殺傷戰(zhàn)斗部破片的性能提出了更高的要求.活性破片[18]的出現(xiàn)打破了傳統(tǒng)以機械貫穿為主對目標的毀傷模式,通過動能侵徹與能量釋放等毀傷機理聯(lián)合作用對目標造成高效毀傷.現(xiàn)有的金屬類活性材料[19-20],較傳統(tǒng)氟聚物類活性材料[21-22]的力學性能有了較大提升,但是依然無法滿足在爆炸加載下對破片材料高強度的要求.為了進一步提升破片的毀傷能力,提出了非晶合金高速破片[23-24]的構想,利用非晶合金[25-27]高強度使得材料的力學性能大幅提升,非晶材料雖然具有高強度的優(yōu)點,但其塑性較差,難以滿足破片加速以及侵徹毀傷時極端力學環(huán)境要求.Zhang 等[13]等通過調(diào)控Ta 含量,對晶體結構和顯微組織進行優(yōu)化,獲得了不同強度和塑性組合的高熵合金(HfZrTiTa).其中,具有高強度良好塑性、高理論燃燒熱等綜合性能HfZrTiTa0.53 合金破片展現(xiàn)了良好的侵徹性能與能量釋放特性.Liu等[12]設計了一種新型的多相鎢基高熵合金材料,具有優(yōu)異的動態(tài)壓縮強度和塑性,該材料彈體在侵徹過程中,儲存的能量驅(qū)動材料動態(tài)再結晶軟化,使得彈體產(chǎn)生自銳行為而增強了侵徹能力.高熵合金優(yōu)異的綜合力學性能以及成分設計的靈活性使得其能夠滿足不同作用環(huán)境對材料性能的需求,對高熵合金材料不同應變率下變形行為的研究能夠更好地理解其在各種極端條件下的力學行為,為高熵合金作為戰(zhàn)斗部材料的應用奠定基礎.

本文以WFeNiMo 多相高熵合金[12]不同加載下的變形特性為研究對象,通過靜壓試驗、霍普金森桿壓桿試驗研究了高熵合金的靜動態(tài)力學性能,總結了高熵合金動態(tài)變形特征.為了探究高熵合金在侵徹條件下的力學性能,開展破片沖擊試驗,對于高熵合金破片穿靶損耗能量進行分析,并與成分相似的鎢合金材料(93W-4.9Ni-2.1Fe,wt%) 對比.分析兩種材料隨著應變率提升變形模式的演變,揭示不同撞擊速度下高熵合金破片的侵徹作用特性.

1 高熵合金與鎢合金靜動態(tài)力學性能

基于電磁懸浮熔煉技術,在惰性氣氛中通過水冷法在銅坩堝上制備等摩爾量的WFeNiMo 高熵合金[12],為了使成分均勻分布,將制備好的合金重新熔化四次,并將合金保持為液態(tài),每次約20 min.冷卻后得到直徑為60 mm、高度為65 mm 的大塊鑄錠,通過線切割加工的方式制備試驗研究所需的試件.選用化學成分與WFeNiMo 高熵合金近似的常用預制破片鎢合金材料與之對比,考察兩種材料的靜動態(tài)力學性能,從而進一步探究其侵徹性能.

1.1 準靜態(tài)壓縮試驗

采用CSS-44300 電子萬能材料試驗機對高熵合金與鎢合金進行了室溫準靜態(tài)單軸壓縮試驗,高熵合金靜壓試件的原始尺寸為Φ7 mm×7 mm,應變速率為1.0×10-3s-1.圖1 為高熵合金靜壓后的試件,其長度為6.5 mm,比原始試件長度減少了7%,試件呈現(xiàn)V 形開裂,裂紋從上表面開始產(chǎn)生,隨后沿軸向擴展,由一條主剪切帶與多條與之交錯的次生剪切帶組成,屈服應力為965 MPa,與文獻[7]中獲得的屈服強度基本一致.圖2 為試驗前后鎢合金試件對比,該材料試驗前尺寸為Φ5 mm×10 mm,試驗后尺寸為Φ7.6 mm×4.9 mm 其屈服強度為598 MPa,隨著應變增大,材料發(fā)生塑性強化,但仍未發(fā)生斷裂.

圖1 高熵合金準靜態(tài)壓縮后試件Fig.1 High-entropy alloy specimens after quasi-static compression

圖2 鎢合金試件準靜態(tài)壓縮前后Fig.2 Tungsten alloy specimen before and after quasi-static compression

在準靜態(tài)加載條件下,高熵合金屈服強度遠大于鎢合金,在達到屈服極限后主剪切帶與次生剪切帶萌生與發(fā)展,試件整體表現(xiàn)為脆性斷裂.鎢合金在靜壓過程中達到屈服極限后未出現(xiàn)斷裂失效,表現(xiàn)出較高熵合金更優(yōu)異的塑性變形能力.圖3 為高熵合金準靜態(tài)壓縮后試件的斷面形貌,試件沿軸向發(fā)生劈裂,剪切帶迅速擴展,在斷裂方向未出現(xiàn)明顯的滑移臺階,呈現(xiàn)較為明顯的脆性斷裂特征.

圖3 準靜態(tài)壓縮后高熵合金試件細觀結構Fig.3 Microstructure of high entropy alloy specimen after quasi-static compression

1.2 動態(tài)力學性能試驗研究

為了探究高熵合金在高應變率下的變形行為,基于分離式霍普金森壓桿(SHPB) 裝置開展了室溫下不同應變速率的動態(tài)壓縮試驗,試件尺寸為Φ3 mm×4 mm,如圖4 所示.分離式霍普金森壓桿(SHPB) 裝置主要由14.5 mm 口徑氣槍、子彈(撞擊桿)、入射桿、透射桿、吸收桿、阻尼器和超動態(tài)應變儀(PIX)等部分組成.由于合金的強度較高,為了保證在撞擊過程中入射桿與透射桿不變形,在試件與桿之間裝有與桿同直徑的碳化鎢墊片,墊片與桿具有相同的波阻抗,避免應力波經(jīng)過墊片與桿的界面時發(fā)生反射.

圖4 壓縮試驗合金原始試樣Fig.4 Original SHPB test sample

波的入射、反射與透射被貼在入射桿和透射桿上的應變片捕獲,經(jīng)過數(shù)據(jù)記錄與處理系統(tǒng)后得到應變速率,應變和應力等數(shù)據(jù),如表1 所示.本文選用的高熵合金試件截面積較小,在1950 s-1時的屈服強度為1404 MPa,略大于文獻[7]中Φ4 mm×4 mm高熵合金試件在應變率為2000 s-1時的屈服強度,這是由于SHPB 試驗中試件截面積減小弓起的橫截面積不匹配效應導致屈服強度增大[28-30],與試驗結果相符.

表1 SHPB 試驗記錄Table 1 SHPB test record

圖5 與圖6 分別為兩種合金動態(tài)壓縮后回收試件形貌特征.圖7 為處理后的兩種合金應力-應變曲線,在不同應變率下,高熵合金呈現(xiàn)出不同的變形模式:在應變率為1490 s-1時,試驗后的試樣呈現(xiàn)鼓形而試樣整體保持完好,表明在較高的應變速率變形下高熵合金仍具有一定塑性;當應變率提升至1950 s-1時,試樣呈現(xiàn)鼓形,鼓形區(qū)域產(chǎn)生崩落碎片,材料由塑性變形主導轉變?yōu)樗苄耘c脆性變形共存; 當應變率繼續(xù)提升至2050 s-1時,試件沿45°發(fā)生脆性剪切,形成較為完整的兩塊殘片; 當應變率為2410 s-1時,試件破碎成多塊碎片,體現(xiàn)出明顯的偏脆性特征;當應變率為2500 s-1時,試件發(fā)生破碎并黏結在碳化鎢墊片上,說明部分材料中在高溫高應變率下先發(fā)生融化而后凝結,材料變形存在明顯的不均勻性.鎢合金的應變速率在2000 s-1～4500 s-1之間,動態(tài)壓縮后保持均勻的變形狀態(tài),在高應變率下仍然有較好的塑性變形能力.

圖5 高熵合金不同應變率下SHPB 試驗后試件Fig.5 Specimen after SHPB test at different strain rates of high-entropy alloy

圖6 鎢合金不同應變率下試驗后試件Fig.6 Specimen after SHPB test at different strain rates of tungsten alloy

圖8 為高熵合金在應變率為2050 s-1的斷口形貌,試件沿45°劈裂,斷口呈現(xiàn)韌脆混合的準解理斷裂特征,斷口呈現(xiàn)大量臺階形貌,臺階面上局部出現(xiàn)大量的棱狀花紋,該花紋在剪切應力作用下被拉長,其局部有一定的塑性變形與重熔現(xiàn)象產(chǎn)生,并出現(xiàn)少量韌窩.這種重熔現(xiàn)象是由于在高應變速率壓縮條件下,絕大部分塑性變形功所產(chǎn)生的熱量使材料局部區(qū)域絕熱溫升,從而導致局部區(qū)域溫度超過熔點而產(chǎn)生.材料局部高溫重熔也是材料在局部發(fā)生熱軟化效應的體現(xiàn),這樣的高溫重熔區(qū)域也伴隨有空洞產(chǎn)生,說明該區(qū)域容易出現(xiàn)裂紋萌發(fā)與快速擴展.

圖7 兩種材料應力-應變曲線Fig.7 Stress-strain curve of two alloys

圖8 動態(tài)壓縮后高熵合金試件細觀結構Fig.8 Microstructure of high-entropy alloy specimen after dynamic compression

由圖9 可以看出,兩種合金的屈服強度均呈現(xiàn)應變率正相關效應,即隨著應變率的提升,合金的屈服強度隨之提升.根據(jù)屈服強度對應變率敏感性,高熵合金的變形可以分為兩個區(qū)域[31-32].得出以下結論:

(1)在高應變率下,鎢合金變形模式仍為塑性變形,其屈服強度與應變率之間呈現(xiàn)簡單的線性關系,正應變速率效應可使該合金在高速變形過程中吸收更多能量.

(2)從準靜態(tài)壓縮10-3至應變率1950 s-1時,高熵合金的變形模式從脆性變形向韌脆混合的準解理斷裂過渡,如圖9 所示區(qū)域1.該區(qū)域中高熵合金以脆性變形為主,材料局部區(qū)域出現(xiàn)絕熱溫升,屈服強度對應變率敏感性較低.

(3) 當應變率從1950 s-1提升至2500 s-1時,高熵合金的變形模式從韌脆混合的準解理斷裂向具有黏著特性的破碎變形發(fā)展,如圖9 所示區(qū)域2.材料局部絕熱溫升效應隨著應變率提升逐漸顯現(xiàn),局部溫升使得材料內(nèi)部裂紋的擴展受到阻滯,裂紋擴展方向增加,裂紋數(shù)量增多.屈服強度的提升與裂紋擴展數(shù)量相關,裂紋擴展數(shù)量越多,試件抵抗變形程度越激烈,粉碎程度更大,則屈服強度越高,屈服強度對應變率的敏感程度大于區(qū)域1.

2 兩種合金破片侵徹薄鋼靶試驗研究

2.1 侵徹試驗設計

為了探究高熵合金破片的侵徹能力,利用Φ14.5 mm 的滑膛彈道槍開展破片對7.6 mm 厚Q235A 鋼靶侵徹試驗研究.為獲得較大的撞擊速度,采用次口徑發(fā)射技術,破片尺寸為Φ7 mm ×7 mm,彈體的撞擊速度范圍在855 m/s 至1521 m/s之間.采用對比分析方法,選用鎢合金破片進行對比試驗,試驗獲得4 發(fā)速度范圍在819 m/s 至1497 m/s 之間的鎢合金侵徹試驗數(shù)據(jù).試驗結果記錄如表2 所示.

表2 破片侵徹薄鋼靶試驗記錄Table 2 Test record of fragment penetrating thin steel target

由于破片直徑小于彈道槍內(nèi)徑,試驗設計了彈托進行次口徑發(fā)射.彈托材料選用密度較小的尼龍材料,在彈托中部留有尾裙,以密封槍膛內(nèi)的高壓火藥氣體.在彈托前端做預開槽處理,彈托在空氣阻力的作用下與破片在空氣中更易分離.破片結構及試驗布局分別如圖10 和圖11 所示.試驗中,彈目距離為5 m,目標靶體選用7.6 mm 厚的Q235 鋼板并固定于靶架上.在距離槍口3 m 處布置測速靶來記錄破片飛行速度.通過高速攝影校核破片的速度并記錄破片與靶體的作用過程.

圖10 破片與發(fā)射藥筒Fig.10 Fragments and launching cartridge

圖11 試驗布局Fig.11 Test layout

2.2 破片撞擊侵徹過程

(1)撞擊侵徹過程

從圖12 可以看出,當破片速度較低時(高熵合金vc=819 m/s,鎢合金vc=811 m/s),高熵合金與鎢合金侵徹鋼靶瞬間都未產(chǎn)生火光,破片從入靶到穿出僅為簡單的沖塞過程.當高熵合金破片撞擊速度提高至1254 m/s 時,破片與靶板的撞擊處產(chǎn)生較大范圍火光,以破片撞擊至靶板產(chǎn)生火光為起始時間,高熵合金破片在撞擊靶板后火光持續(xù)時間為2.7 ms,火光位置從撞擊點處向四周散開.當鎢合金的撞擊速度提升至1381 m/s 時,火光持續(xù)時間遠短于高熵合金破片,為0.63 ms,鎢合金破片撞擊產(chǎn)生的火光范圍也遠小于高熵合金.當高熵合金撞擊速度繼續(xù)提高至1488 m/s 時,其在靶前的火光范圍大幅增加,但其火光持續(xù)時間相比與撞擊速度為1254 m/s 時縮短至0.54 ms,而當鎢合金破片撞擊速度提升至1497 m/s 時,其火光范圍與持續(xù)時間小于相同撞擊速度下的高熵合金破片,也低于撞擊速度為1382 m/s 時的鎢合金破片.

隨著應變率提高,溫度效應在材料變形中的作用逐漸顯現(xiàn),由脆性斷裂發(fā)展至具有黏著特性的破碎變形模式,材料在高溫高應變率下具有一定的局部塑性變形能力,在侵徹狀態(tài)下這種局部的塑性變形能力使得與靶板碰撞的破片頭部材料迅速脫落而不產(chǎn)生破片整體的破碎.從高速破片撞擊靶板的撞擊速度與火光可以獲得以下結論:(1)高熵合金與鎢合金撞擊靶板產(chǎn)生火光需要達到一定的閾值速度條件; (2) 在相同撞擊速度下,高熵合金破片的火光持續(xù)時間與范圍都大于鎢合金;(3)在靶板厚度與破片確定的情況下,鎢合金破片的火光持續(xù)時間與范圍隨著速度提升先增大后減小,高熵合金破片的火光持續(xù)時間隨著速度提升先增大后減小,火光范圍持續(xù)增加.

圖12 不同撞擊速度下兩種合金侵徹鋼靶過程Fig.12 Penetration process of two kinds of alloys into steel target at different impact velocities

(2)破片侵徹靶板能量消耗特性分析

通過2.1 節(jié)試驗可測得破片穿靶前后的速度,定義Ek()為破片的撞擊動能,Ec為破片穿靶時消耗的能量,Ec的值通過式(1)求得

其中,m為破片質(zhì)量,vc為破片的撞擊速度,vr為破片的剩余速度.

如圖13 所示,通過對試驗數(shù)據(jù)進行擬合發(fā)現(xiàn),高熵合金與鎢合金破片的能量消耗與撞擊速度近似成線性關系,鎢合金破片的穿靶能量消耗大于高熵合金,鎢合金與高熵合金的消耗能量之差隨著撞擊動能的提高而增大,在撞擊速度為1500 m/s 時,鎢合金破片的能量消耗較高熵合金高15%.

圖13 撞擊速度與侵徹能耗間的關系Fig.13 Relationship between impact velocity and penetration energy consumption

圖14 展示了不同破片撞擊靶板的開孔結果.較低速度撞擊時,兩種材料開孔比較均勻且都出現(xiàn)了靶板孔洞四周翻邊的特性,與低速撞擊下靶板產(chǎn)生一定塑性變形作用導致開孔較大相吻合;當撞擊速度提高時,高熵合金破片開孔邊緣開始產(chǎn)生裂紋,且隨著撞擊速度進一步提高,裂紋數(shù)量增多,開孔直徑較相同撞擊速度下的鎢合金破片更小且形狀較不規(guī)則.試驗后回收得到殘余彈體,并對撞擊速度為1254 m/s 的高熵合金殘余破片進行觀測,殘余破片照片如圖15 所示.從圖15 可以看出,穿透鋼靶后破片整體未出現(xiàn)明顯鐓粗,說明擊穿靶板時有著較好的剪切沖塞效果,驗證了該速度附近高熵合金開孔直徑較鎢合金更小的特點.破片的側緣發(fā)生了明顯的材料崩落,但未造成破片整體的損毀.在彈尖處破片的形貌較側緣處更為粗糙,兩處均出現(xiàn)了十分明顯的材料的高溫下重熔的特征,材料表面遍布因重熔產(chǎn)生的氣孔.

圖14 不同破片撞擊靶板的開孔結果Fig.14 Results of different fragments penetrating the target plate

圖15 高速撞擊后高熵合金回收破片細觀結構Fig.15 Microstructure of high-entropy alloy fragments after high speed impact

綜上,在高速沖擊狀態(tài)下,高熵合金的溫度效應更為明顯,破片與靶板間的反應隨著撞擊速度的提升而加劇; 高熵合金破片在穿靶過程中消耗的能量較鎢合金小;破片前端的材料產(chǎn)生軟化與重熔,高熵合金較強的局部絕熱變形能力與剪切敏感性使其具有更強的穿透能力.

3 破片穿靶能量消耗分析

為了定量表征高熵合金材料作為破片的穿靶能力以及探索高熵合金破片在穿靶時能量釋放特性,選取破片穿靶能量消耗為研究對象,基于破片穿靶理論模型,分析破片穿靶過程中能量的轉換.

研究表明:破片沖塞薄靶板的過程可以分為破片穿透靶板慣性壓縮作用、剪切沖塞作用消耗的能量以及破片和塞塊的剩余動能[33].

其中,Ek為破片初始動能;Er為破片和塞塊剩余動能;Ei為慣性壓縮消耗的能量;Ws為塞塊剪切并推出靶板所做的功.

通過對式(2)的分析,破片穿靶過程中消耗的能量由慣性壓縮消耗能量、塞塊剪切并推出靶板做工和塞塊的剩余動能組成.其能量可以表示為[33]

其中,m和ms分別為破片質(zhì)量和塞塊質(zhì)量;vc為破片初始速度;ρt和ρp分別為靶板與破片的密度;ct和cp為靶板與破片的沖擊波速度;p和ps分別為彈靶界面產(chǎn)生的壓應力與剪切抗力弓起的彈靶間壓應力增量;Gp為破片剪切模量,νp為破片材料泊松比,高熵合金的剪切模量可通過混合法則求得;τ 為靶板動態(tài)剪切強度,通常取靜態(tài)值得2～3 倍;L和S分別為破片得截面周長與面積;h為靶板厚度.

在試驗中可以測得破片的初始速度與撞靶后的剩余速度,從而可以得出破片撞靶過程中消耗的能量Ec.結合式(2)和式(3),可求得破片穿靶過程中消耗能量為Ei,Ws與Erm/(m+ms)之和

分別對高熵合金與鎢合金穿靶過程消耗能量進行計算,表3 為高熵合金、鎢合金破片參數(shù),表4 薄鋼靶的參數(shù),選取與試驗相對應的初始撞擊速度計算獲得其穿靶過程能量消耗,結果如表5 所示.

表3 高熵合金、鎢合金破片參數(shù)Table 3 Parameters of high-entropy alloy and tungsten alloy fragment

表4 薄鋼靶參數(shù)Table 4 Parameters of thin steel target

表5 高熵合金、鎢合金破片穿靶能量消耗計算與試驗對比Table 5 Calculation and test comparison between energy consumption of high-entropy alloy and tungsten alloy fragment penetrating target

由表5 可得,鎢合金破片穿靶消耗能量計算值與試驗值誤差較小,誤差絕對值在7%以內(nèi),說明理論計算模型對于預測能量消耗較為可靠.對高熵合金破片穿靶特性分析如下.

(1)當高熵合金以較低速度(表5 中855 m/s)撞擊靶板時,試驗結果大于模型計算結果,結合高熵合金在高應變率下(2500 s-1) 為黏著特性的破碎變形特征,推測在低速穿靶時破片易發(fā)生部分破碎而使得與靶板接觸面積增大,導致穿靶所消耗能量大于理論計算值.

(2) 模型對于高熵合金破片初始撞擊速度在1254 m/s 至1488 m/s 的情況誤差絕對值在4%以內(nèi),說明在該速度范圍下模型的適用性較好.從回收破片(1254 m/s) 可以看出,整體未出現(xiàn)明顯塑性變形,頭部發(fā)生剪切變得尖銳,該速度區(qū)間內(nèi)靶板開孔尺寸小于其他速度區(qū)間,符合理論模型中塞塊尺寸與破片截面尺寸相同的假定,因而理論計算結果與試驗值接近.

(3)當撞擊速度大于1519 m/s 時,誤差絕對值在11%～13%之間,在侵徹過程中該速度區(qū)間火光范圍遠高于其它區(qū)間,可以判斷該速度區(qū)間內(nèi)高熵合金破片在穿靶過程中存在一定的能量釋放,彈體的初始動能部分轉化為化學能.

4 結論

開展了高熵合金準靜態(tài)壓縮、動態(tài)SHPB 壓縮與破片撞擊薄鋼靶試驗.觀測了破片撞擊靶體過程,對殘余試件及破片進行了微觀分析.闡述了不同應變率下高熵合金的變形行為,分析了高熵合金微觀變形機制,并與傳統(tǒng)鎢合金材料進行對比,計算獲得了破片穿靶過程能量消耗與轉變特性,得出結論如下:

(1)隨著應變速率的增加,高熵合金變形模式從脆性斷裂、韌脆混合的準解理開裂、具有黏著特性的破碎到更高應變率下的頭部剪切與高溫重熔,表現(xiàn)出顯著的正應變率強化效應和應變率敏感性.

(2)高熵合金破片在沖擊條件下產(chǎn)生火光范圍與持續(xù)時間均大于鎢合金破片,反應特性更顯著;高熵合金具有較強的局部絕熱變形能力與剪切敏感性,利于高熵合金破片穿靶.

(3)高熵合金破片在穿透薄鋼靶的過程中消耗能量總體小于鎢合金破片.在低速撞擊時,高熵合金破片發(fā)生破碎耗能使得穿靶能量理論計算值偏低; 在高速撞擊時,高熵合金破片反應特性也使得穿靶能量理論值小于試驗值.