Application of high-speed 3D-DIC measurement technology in perforation test of armor steel
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摘要: 数字图像相关（digital image correlation, DIC）技术作为一种非接触、非干涉的全场无损光学量测技术，可获取材料表面的动态变形信息和破坏过程。为了评估装甲钢的抗弹性能并探索高速三维数字图像相关（3D-DIC）技术在钢板贯穿试验测试中的应用，基于氢氧爆轰驱动弹道枪开展了7发15 mm口径可变形弹体以不同速度（255～568 m/s）冲击不同厚度（5、8和10 mm）高强高硬装甲钢板的试验，并结合帧率为144 000 s−1的高速3D-DIC测试技术获取了靶板的离面位移和应变时程。随后，基于前期标定并验证的装甲钢本构模型参数，对上述试验进行了数值模拟。通过对比弹体残余速度和长度验证了有限元分析方法的可靠性。进一步通过对比试验与数值模拟得到的靶背离面位移时程曲线和不同时刻靶背的应变云图，验证了高速3D-DIC测试结果的准确性。最后，对比分析了靶板最大离面位移与弹体冲击速度和装甲钢板厚度的关系。高速3D-DIC测试技术的应用可为相关试验测试提供参考，靶板最大离面位移分析结果可为屏障类防护结构的分析验证和优化设计提供试验依据。Abstract: As a non-contact, non-interference full-field non-destructive optical measurement technology, digital image correlation (DIC) technology can obtain the dynamic deformation information on the surface of materials and failure process. Aiming to evaluate the ballistic performance of armor steel and explore the application of high-speed three-dimensional digital image correlation (3D-DIC) technology in perforation test of armor steel plates, impact tests by seven shots on high strength and hardness armor steel plates with different thicknesses were conducted, in which 15-mm-caliber deformable projectile at various velocities were fired by using hydrogen-oxygen detonation ballistic gun, whilst the high-speed 3D-DIC measurement technology with frame rate of 144000 s−1 was adopted to extract the out-of-plane displacement and strain field-time histories of the target. Then, based on the calibrated and validated constitutive model parameters of armor steel obtained in previous work, the current impact test is numerically simulated and the corresponding finite element model is validated by comparing with the simulated residual projectile velocities and lengths with test data. Furthermore, by comparing the out-of-plane displacement-time histories and strain contours at the rear of target obtained by numerical simulation and test, the accuracy of results obtained by high-speed 3D-DIC is validated. Finally, the relationship between maximum out-of-plane displacement with projectile impact velocity and armor steel plate thickness is analyzed. The results show that the relatively smaller out-of-plane displacements were obtained due to the shear plugging failure for 8 mm-thick targets. Under the identical impact energy, the unperforated targets with the thickness of 10 mm absorb the most of energy and exhibit larger out-of-plane displacements compared with those in targets with the thicknesses of 5 mm and 8 mm. The application of high-speed 3D-DIC technology in this study can provide a reference for related tests, and the analysis result of maximum out-of-plane displacement of target can be used as the experimental basis for the analysis, verification and optimal design in protective barrier structures.
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Key words:
- high-speed 3D-DIC /
- armor steel /
- perforation test /
- residual velocity /
- out-of-plane displacement
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Al/Ni材料是一种典型的含能结构材料，近几年受到了广泛关注。在物理性能方面，Al/Ni材料具有高熔点、高比强度等特性[1]。而在化学反应特性方面，在不同的温度或冲击加载条件下，该材料能发生化学反应并产生NiAl3、NiAl、Ni2Al3和Ni3Al等不同的反应产物[2-3]。由于它兼具较好的力学性能和化学反应释能特性，Al/Ni材料可广泛应用于含能破片、含能药型罩等含能毁伤元中，提高对目标毁伤效能，也可应用于冲击反应增韧防护材料中，提高其综合防护能力，因而在未来高效毁伤和防护技术上，它有非常广阔的应用前景[4-6]。
Al/Ni材料通常通过粉末压制成型[7-9]，该方法具有制备成本低、工艺简单的优点，而材料性能通常由原始粉末的形状、颗粒大小及所压制试件的密实度等决定。除此之外，由冷轧技术制备的Al/Ni多层复合材料，也在近十年来受广泛的关注。Al/Ni材料的冷轧技术指在一定压下量（＞50%）下将相互间隔的Al板和Ni板进行轧制而结合在一起，把轧制板切割并再次叠加在一起重复轧制多道次的过程[10]。与粉末压制材料相比，Al/Ni多层复合材料细观结构的不均匀性较为明显，且其冲击压缩特性除了与材料层的厚度相关，还与材料载荷方向相关[11-13]。Kelly等[14]基于激光驱动飞片技术研究了Al/Ni多层复合材料的冲击压缩特性，并结合高分辨透射电子显微镜(high resolution transmission electron microscopy，TEM)，推测在材料内部的不均匀处更容易引发化学反应。此外，由冷轧技术制备的Al/Ni多层复合材料界面间通常会出现一定的金属间化合物，对该类材料高温自蔓延合成(self-propagating high-temperature synthesis，SHS)过程的反应速度有一定的影响[15]。目前，关于Al/Ni多层复合材料的化学反应行为的研究，主要集中在基于差示扫描量热法 (differential scanning calorimetry，DSC) 的加热速率为20～40 ℃/min的SHS过程上[15-17]，而对冲击释能特性的研究较少。
本文中，利用准静态压缩实验技术和准密闭二次撞击反应实验技术[18]，对不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料的力学性能和冲击诱发化学反应(shock-induced chemical reaction，SICR)行为进行研究。从细观角度，结合不同Al/Ni多层复合材料的细观结构特征，对其宏观力学响应及冲击响应规律进行解释。初步确定轧制道次不同所引起的细观结构差异对Al/Ni多层复合材料的宏观力学响应及冲击释能行为的影响规律。
1. 材料细观结构与力学性能
1.1 材料细观结构
基于冷轧技术制备了2～5道次4种不同的Al/Ni多层复合材料，研究轧制道次对Al/Ni细观结构、力学性能及SICR行为的影响机制。选用原始厚度为0.8 mm的Al板和0.5 mm的Ni板为原材料，以保证材料化学计量比接近于1∶1(实际为1.09∶1)，从而保证具有良好化学反应性能[19]。
复合材料的性能通常与其细观结构(颗粒尺寸、形状、配比等)紧密相关。利用扫描电镜(scanning electron microscope，SEM)得到了能够反映上述4种Al/Ni多层复合材料细观结构的照片(均采用30倍的放大比)，并对典型的细观厚度尺寸进行标记，如图1所示。其中，颜色较深的相为Al，而颜色较浅的相为Ni。从图1可以看出，基于冷轧技术制备的Al/Ni多层复合材料的细观结构主要以Al为基体，而Ni散布其中。这是由于Al、Ni两种材料力学性能不同，冷轧过程中相对较硬的Ni板在大变形条件下发生了颈缩和断裂。冷轧后的Al、Ni两相材料呈条状平行、交错分布。随着冷轧次数的增多，各相材料的厚度逐渐减小，且材料细观形状逐渐变得不规则。与其他轧制道次的Al/Ni多层复合材料相比，冷轧4道次材料的细观结构中，Ni相的形状、厚度及长度的不均匀性尤为明显，如图1(c)所示。
图 1 不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料细观结构Figure 1. Microstructures of Al/Ni multi-layered composites manufactured by cold rolling with 2–5 passes放大倍数为500的SEM照片如图2所示。从图2可以看出，在Al、Ni两相界面处存在一种颜色不同且不连续的第三相，为轧制过程中大变形条件下引起原子扩散而产生的金属间化合物。其中，在冷轧2道次材料的界面处仅有极少量的化合物，随着冷轧次数的增加，化合物的含量也逐渐增加，直至在冷轧5道次材料界面处产生较为连续的化合物。
图 2 Al和Ni两相界面处的SEM照片Figure 2. AI/Ni interface microstructures reflected from SEM photographs1.2 材料力学性能
通过准静态压缩实验测试了4种Al/Ni多层复合材料在10−3 s−1应变率下的力学性能，并将相应的应力应变曲线与粉末压制的Al/Ni复合材料[9]进行对比，如图3所示。由实验结果可以看出，粉末压制的Al/Ni复合材料的应力在达到屈服点后迅速下降，而基于冷轧技术制备的Al/Ni多层复合材料在准静态压缩过程中有明显的应变强化阶段。随着冷轧道次从2增至5，材料的抗压强度整体呈上升趋势（依次为150、177、172和194 MPa），这主要是由于轧制过程中各相材料的强度和界面黏结力均有所加强。然而，由于冷轧4道次的Al/Ni多层复合材料细观结构中断裂的Ni板形状和尺寸均存在较大的不均匀性，材料在不均匀处更易产生破坏，从而造成该材料的强度略低于冷轧3道次材料。
图 3 不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料准静态压缩应力应变曲线Figure 3. True stress-strain curves of Al/Ni multi-layered composites under quasi-static compression由于细观结构的不均匀性，准静态压缩实验中每种Al/Ni多层复合材料中均产生几种不同的裂纹形状，如图4(a)～(b)所示。通过与原始试件对比可以看出，在压缩载荷下，Al/Ni多层复合材料试件发生了显著的镦粗变形。Al/Ni多层复合材料主要的裂纹形状可以归纳为相互平行或相交的45°裂纹组合的形式。为了研究压缩载荷下Al/Ni多层复合材料破坏机制，获取了实验后无明显裂纹及有明显裂纹材料的SEM照片，如图4(c)～(d)所示。从图4(c)可以看出，压缩载荷下，Al相和Ni相之间的金属间化合物先发生破坏。另外，根据Wei等[20]的研究，复合材料的强度主要由基体材料决定，则本文中的Al/Ni多层复合材料的强度主要由Al相决定。在Al、Ni两相中，Al的硬度相对较低，因此在压缩过程中容易被硬度较高的Ni颗粒挤压破坏。在准静态压缩过程中，细观尺度上界面处铝镍化合物及Al相中的裂纹不断扩展，最终在宏观尺度上出现了不同裂纹组合形状的破坏模式。
图 4 Al/Ni多层复合材料的准静态压缩实验结果Figure 4. Typical pictures for quasi-static compressive cracks of Al/Ni multi-layered composites2. 准密闭二次撞击反应实验
2.1 实验方案
准密闭二次撞击反应实验是一种典型的含能材料冲击释能特性的测试实验[18]，实验系统主要由14.5 mm弹道枪、测速系统、密闭反应容器、高速摄影机、压阻传感器及相关数据采集系统组成，如图5所示。密闭反应容器近似于圆柱型，长为630 mm，内径为270 mm，容积约为35.2 L。容器的破片入射端由一层0.5 mm厚的前置铁皮密封，距入射端335 mm处有一块15 mm厚的钢靶固定于容器内部。压阻传感器安装在容器内壁距入射端230 mm处，其型号为CYG145，量程为2 MPa，用以记录容器内部的压力变化。容器一侧有透明的观测窗，采用高速摄像仪观测Al/Ni多层复合材料的反应情况。
图 5 准密闭二次撞击反应实验布局图[9]Figure 5. An experimental layout of double impact initiation experiment2.2 结果分析与讨论
弹道枪发射的Al/Ni破片穿透铁皮后，撞击容器内部的钢靶，Al/Ni多层复合材料内部将在强烈的冲击作用下发生颗粒塑性变形、颗粒融合及孔隙压实等过程，引起材料内部的温度升高。通过不同冷轧道次制备的Al/Ni多层复合材料的细观结构特性存在差异，可能影响冲击加载下材料内部的温度分布，从而改变材料的冲击释能特性。因此，为了考察冷轧道次对Al/Ni多层复合材料SICR特性的影响，选取冷轧3～5道次共3种典型的Al/Ni多层复合材料进行准密闭二次撞击反应实验。
2.2.1 冲击诱发化学反应特征
以冷轧3道次的Al/Ni多层复合材料为例，对准密闭二次撞击反应实验中Al/Ni破片的SICR特性进行分析。用高速摄像仪拍摄Al/Ni破片撞击密闭反应容器中的钢靶后容器内的火光情况，并与等质量普通钢制破片得到的结果进行对比，如图6所示。从高速摄像照片可以看出，破片撞击钢靶后在强烈的冲击和摩擦作用下发出火光。将容器内初始出现火光的时间设定为零，可以发现撞击钢靶后，钢制破片产生微弱的火光并迅速减弱甚至消失。相比而言，Al/Ni多层复合材料产生的火光先变强再逐渐减弱，并且持续时间较长，说明其中产生了化学反应，释放了能量。另外，撞击速度为1 382 m/s时容器内的火光比841 m/s时更强烈，且持续时间更长，说明在一定撞击速度范围内，材料内部仅发生部分化学反应[21]，且较高撞击速度条件下材料化学反应效率更高，从而释放更多的化学能。
图 6 典型的容器内破片冲击反应的照片Figure 6. Typical photographs of impact reaction in experimental chamber通过压阻传感器测得的冷轧3道次Al/Ni多层复合材料在1 406 m/s撞击速度下容器内超压曲线，如图7(a)所示。该曲线主要由噪声信号和准静态压力组成，其中噪声信号为在零压附近高频振动的周期性信号，而准静态压力由材料撞击钢靶并释放化学反应能产生。基于这个特性，进行滤波处理，可提取出准静态压力曲线，如图7(b)中1 406 m/s撞击速度对应的曲线所示。压力峰值记为Δpm，相应的时间记为tm，相关实验参数及结果见表1。Al/Ni多层复合材料SICR释放的能量引起容器内压力迅速上升，而容器内部的与外部通过前置铁皮上的破片穿孔连通而引起压力卸载，最终使准静态压力衰减至初始状态。冷轧3道次Al/Ni多层复合材料在3种典型撞击速度下的准静态压力曲线如图7(b)所示。同样可以发现，在一定的撞击速度范围内，准静态压力的峰值和超压持续时间随撞击速度的升高而增大。这主要是因为，撞击速度的升高导致材料内部冲击压力升高，使其冲击温度随之升高，从而直接提升了化学反应效率[22]。
表 1 准密闭二次撞击反应实验结果Table 1. Experimental results of double impact initiationAl/Ni材料类型 m/g v/(m·s−1) Δpm/MPa Q/kJ Ek/kJ er/(kJ·g−1) (Δpm t−1m)/(MPa·s−1) 冷轧3道次 2.94 841 0.011 0.97 0.80 0.06 0.42 2.98 872 0.016 1.41 0.89 0.17 0.46 2.59 1 103 0.049 4.31 1.31 1.16 1.58 2.95 1 382 0.081 7.13 2.55 1.55 2.45 2.74 1 406 0.105 9.24 2.44 2.48 3.09 冷轧4道次 2.69 852 0.014 1.23 0.74 0.18 0.54 2.59 1 032 0.024 2.11 1.12 0.38 1.09 2.67 1 064 0.033 2.90 1.25 0.62 1.06 2.79 1 327 0.058 5.10 2.19 1.04 1.76 2.73 1 371 0.087 7.66 2.30 1.96 2.35 冷轧5道次 2.98 854 0.015 1.32 0.81 0.17 0.48 2.90 1 023 0.025 2.20 1.21 0.34 0.81 2.88 1 049 0.028 2.46 1.28 0.41 1.04 2.88 1 419 0.048 4.22 2.60 0.56 1.41 2.2.2 冷轧道次对比化学能的影响
Al和Ni之间的反应十分复杂，在不同的温度和冲击条件下可以产生不同的反应产物[2-3]，并有可能发生氧化反应。本文中，定义参数er以对相同配比、不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料的冲击反应释能能力进行量化与比较。er为比化学能，即单位质量的材料冲击反应释放出的化学能。
根据Ames[18]的理论分析，可以得到材料在准密闭二次撞击反应实验中释放的总能量ΔQ：
Δpm=γa−1VEΔQ (1) 式中：VE为密闭反应容器的容积，γa为容器内空气的比热比，设γa=1.4。假设破片穿过铁皮后全部进入密闭反应容器，且ΔQ只包含冲击释放的化学能Er及射入密闭反应容器中破片残余动能的贡献Ek，则比化学能可表示为：
er=Erm=ΔQ−Ekm (2) 假设破片垂直撞击前置铁皮，并携带与碰撞面积相同的铁皮(mt)射入密闭反应容器。破片穿透铁皮的剩余速度vr可用经典的THOR方程计算[23-24]：
vr=v−0.3048×10c1(61023.75hA)c2(15432.1m)c3(3.28084v)c4 (3) 式中：h为靶板厚度；A和m分别为破片碰撞面积和破片质量；c1～c4为由靶板材料定义的常数，本文中取c1=6.399，c2=0.889，c3=−0.945，c4=0.019。由此，可计算破片残余动能
Ek=(m+mt)v2r/2 。图8为冷轧3～5道次Al/Ni多层复合材料在不同撞击速度下的比化学能。由于er去除了动能及质量等影响因素，可以直接反映材料的冲击释能能力。从实验结果可以看出，速度为850 m/s左右时，3种Al/Ni多层复合材料的比化学能比较接近，均趋近于零。随着撞击速度升高，相同撞击速度下的冷轧3道次Al/Ni多层复合材料产生的比化学能最高。当撞击速度达到1 406 m/s左右时，冷轧3道次Al/Ni多层复合材料的比化学能曲线逐渐趋近于平缓，而冷轧4道次的Al/Ni多层复合材料的比化学能曲线在撞击速度达到1 371 m/s后仍呈上升的趋势。此外，相对于其他两种材料，冷轧5道次的Al/Ni多层复合材料的比化学能曲线较为平缓，冲击释放的化学能最少，在撞击速度为1 419 m/s时已基本上释放出最大比化学能(0.56 kJ/g)。
图 8 Al/Ni多层复合材料的比化学能Figure 8. Specific chemical energy for Al/Ni multi-layered composites2.2.3 冷轧道次对准静态压力曲线上升速率的影响
基于Ames[18]对准静态压力曲线的分析，假设图7中Δp从0增大至Δpm的过程与时间呈近似线性关系。为了评估Al/Ni多层复合材料冲击反应过程中的反应速率，对准静态压力曲线上升的速率Δpm/tm进行了计算，如图9所示。可以发现，在800～1 400 m/s的范围内，Δpm/tm随撞击速度的增大呈上升趋势。在850～950 m/s速度下，3种Al/Ni多层复合材料的反应速率相近。随着撞击速度的进一步上升，Al/Ni多层复合材料的反应速率开始随冷轧次数的不同发生变化，冷轧3道次材料的反应速率最快，而冷轧5道次材料的反应速率则最慢。
图 9 Al/Ni多层复合材料的准静态压力曲线的上升速率Figure 9. Increase rate of quasi-static pressure for Al/Ni multi-layered composites2.2.4 冷轧道次对冲击释能特性影响的机理分析
由于不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料具有相同的初始配比，导致其相同速度下冲击反应行为存在区别的主要原因在于其细观结构的差异。结合文献[12-13]，对本文实验测得的基于冷轧成型Al/Ni多层复合材料冲击释能特性进行如下分析。
(1) 由于Al、Ni间的材料阻抗不匹配，在冲击压缩过程中将引起冲击波在Al、Ni界面间反射而导致材料应变的增加，从而提高了冲击温度。对于Al/Ni多层复合材料，细观尺度上材料层厚度越薄，材料系统内部越快达到平衡，因而由冲击产生的应变越小、温升越低。从图1可以看出，冷轧道次越多，材料细观层厚度越小，在相同撞击条件下的内部温度越低。
(2) 随着撞击速度的升高，材料颗粒剧烈变形，界面间的金属间化合物(见图2)迅速破碎，从而使Al、Ni两相快速融合发生化学反应，即金属间化合物对化学反应产生的阻碍作用减弱。因此，冷轧4道次Al/Ni多层复合材料释放的比化学能在高速段(v＞1 300 m/s)逐渐接近于冷轧3道次材料。
(3) 由图2可见，随着冷轧道次的增加，Al、Ni两相界面间的金属间化合物含量增加，阻碍了两相之间的相互接触与反应。因此，在一定撞击速度范围内，相同条件下冷轧3道次Al/Ni多层复合材料的冲击释放的化学能最多，而冷轧5道次Al/Ni多层复合材料最少。同时，由于冷轧5道次Al/Ni多层复合材料内金属间化合物含量过高(见图2(d))，已对有效反应物的含量造成足够大的影响，导致该材料最大比化学能(0.56 kJ/g)远小于其他两种Al/Ni多层复合材料。
3. 结 论
以制备的不同冷轧道次的Al/Ni多层复合材料为研究对象，利用SEM、准静态压缩实验及准密闭二次撞击反应实验对其细观结构、力学性能和SICR释能特性进行了研究，得到如下结论。
（1）基于冷轧工艺制备了以Al为基体、Ni分散其中的Al/Ni多层复合材料。冷轧道次对Al/Ni多层复合材料细观尺度的颗粒形状、尺寸及界面间金属化合物的含量均有一定的影响，其中冷轧4道次材料细观结构的不均匀性尤为明显。
（2）随着轧制道次的增加，Al/Ni多层复合材料的抗压强度整体呈上升趋势。其中，由于冷轧4道次Al/Ni多层复合材料的细观结构存在较大的不均匀性，导致其抗压强度略低于冷轧3道次材料。
（3）相同撞击速度(800～1 500 m/s)下，随着Al/Ni多层复合材料冷轧道次的增加，释放的比化学能及反应速率均有所降低。其中，冷轧5道次材料Al/Ni多层复合材料受材料界面间金属化合物的影响较大，在1 419 m/s时已基本释放最大的比化学能。
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图 12 靶板离面位移时程对比
Figure 12. Comparisons of out-of-plane displacement-time histories of targets
图 15 离面位移随冲击速度和靶板厚度的变化
Figure 15. Variations of out-of-plane displacements with impact velocities and target thicknesses
表 1 试验数据
Table 1. Test data
试验 板厚/mm v0/(m·s−1) vr/(m·s−1) Mr/g Lr/mm 1 8 255 0 109.4 81 2 8 335 127 109.6 79 3 8 406 111 91.0 67 4 8 479 292 95.3 70 5 8 568 368 − − 6 5 491 431 112.4 87 7 10 489 − 73.5 58 
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表 2 三个位置点处不同时刻的离面位移
Table 2. The out-of-plane displacement of three points at various times
试验 Out-of-plane displacement/mm 62.5 μs 125 μs 173.6 μs 点 A 点 B 点 C 点 A 点 B 点 C 点 A 点 B 点 C 1 1.536 0.829 0.365 4.848 3.376 2.301 6.302 4.961 3.932 2 2.555 1.359 0.560 5.677 4.076 2.699 6.593 5.213 4.070 4 3.237 1.665 0.702 5.856 4.186 2.947 6.813 5.306 4.202 5 4.906 2.461 1.014 − 5.043 3.704 − 6.156 4.887 6 2.981 1.659 0.352 − 2.979 1.674 4.330 3.519 2.319 7 3.237 2.077 1.290 6.791 5.395 4.313 8.503 7.070 6.008 注：“−”表示由于散斑脱落导致无法读取位移值。
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表 3 弹靶J-C本构模型参数
Table 3. J-C constitutive model parameters of projectile and target
强度参数 损伤参数 状态方程参数 A/MPa B/MPa n C m D1 D2 D3 D4 D5 c/(m∙s−1) s1 s2，s3 γ0 a 1230 1647 0.4985 0.013 1.0 0.696 1.827 −2.184 −0.05 0 4578 1.33 0 1.67 0.43
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