侯先葦，張先鋒，熊 瑋，談夢婷，劉 闖，戴蘭宏

（1.南京理工大學機械工程學院，江蘇 南京 210094；2.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；3.中國科學院大學工程科學學院，北京 101408）

根據(jù)合金中組成原子的排列方式，可以將其大體分為有序合金和無序合金兩大類。其中，有序合金是指兩種及兩種以上組元合金化形成的原子呈周期性和平移對稱性排列的晶體相，而無序合金的“無序”是相對單主元晶態(tài)合金而言，是通過調制材料結構“序”或“熵”這一全新的理念合成的，顛覆了傳統(tǒng)金屬材料的設計理念，為合金的性能調控提供了廣闊空間。無序合金通常包含兩大類，一類是拓撲和化學無序的非晶合金（也稱金屬玻璃），另一類是化學無序的多主元高熵合金，這些合金往往具有高強度、高彈性、高韌塑性等優(yōu)異的性能[1-5]。此外，具有沖擊釋能特性的無序合金是一種典型的活性材料，又稱為活性無序合金，其在高速沖擊過程中表現(xiàn)的沖擊釋能[6-7]及剪切自銳特性[8-10]，能夠大幅增強武器的侵徹毀傷威力，在軍事領域[11-14]具有重要的應用前景。

隨著空天目標、坦克裝甲及地面工事等軍事裝備及設施防護性能不斷地提升，對彈藥的毀傷性能也提出了更高的要求[15]。彈藥戰(zhàn)斗部毀傷主要研究毀傷能量釋放和控制、與目標的相互作用等，以力、熱及其耦合作用為主實現(xiàn)對目標材料、功能或結構的有效破壞，是現(xiàn)代武器裝備完成作戰(zhàn)使命的終極目標。近年來，毀傷技術向著以能量富集為核心的高能毀傷、以能量優(yōu)化控制為核心的高效毀傷方向發(fā)展。由于以活性無序合金為代表的活性毀傷元材料具有獨特的耦合毀傷作用，其能量釋放控制、精準可控毀傷是推進毀傷技術發(fā)展的重要方法和途徑。

為更好地開發(fā)利用活性無序合金這一獨特優(yōu)異的活性材料，本文將對典型活性無序合金材料在不同應變率下的沖擊破壞特性進行綜述。從材料的變形破碎及化學反應特性，闡述其沖擊釋能行為，介紹不同元素及加工工藝對材料力學性能和釋能特性的調控效果，并總結活性無序合金材料在破片、穿甲彈芯及聚能裝藥方面的研究現(xiàn)狀。結合相關領域的研究進展，提出活性無序合金材料發(fā)展所面臨的主要問題及未來發(fā)展方向。

1 活性無序合金沖擊釋能特性

探索活性無序合金材料的沖擊釋能特性對其在軍事領域的發(fā)展具有重要意義，是未來活性毀傷元開發(fā)設計與應用的重要依據(jù)。為了闡明沖擊加載下活性無序合金的沖擊釋能特性，需要分析材料在沖擊過程中復雜的力-熱-化耦合問題。目前，關于活性無序合金沖擊釋能反應的研究大多采用實驗手段，基于實驗數(shù)據(jù)分析材料的釋能機理及效果，進而對其力學性能及釋能特性進行調控。下面就典型無序合金材料的沖擊釋能特性進行闡述。

1.1 反應釋能現(xiàn)象

具有一定力學強度的活性無序合金受到外界作用后會發(fā)生變形破碎，局部高溫誘發(fā)化學反應釋放能量，形成明亮火光區(qū)。

早期，Inoue 等[16-17]和Yokoyama 等[18]通過室溫拉伸和壓縮實驗表征了鋯基非晶合金的力學性能：其斷裂強度為1.4 ～2.0 GPa，楊氏模量在80～100 GPa 之間，拉伸伸長率可達2%，表現(xiàn)出優(yōu)異的力學性能。隨后，在室溫準靜態(tài)拉伸條件下，Liu 等[19]首先發(fā)現(xiàn)鋯基非晶合金材料失效瞬間伴隨著火花四濺的釋能現(xiàn)象，如圖1 所示。

圖1 室溫下空氣中測試的鋯基非晶合金試樣斷裂瞬間[19]Fig.1 Moment of fracturing a BAA specimen tested at room temperature in air[19]

Gilbert 等[20]在室溫空氣和氮氣環(huán)境中采用擺錘沖擊裝置對Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5材料進行動態(tài)斷裂試驗，擺錘速度為3.5 m/s，實驗現(xiàn)象如圖2 所示。從圖2(b)相機捕獲的實驗照片中發(fā)現(xiàn)，空氣環(huán)境中材料在斷裂過程產生劇烈的火光。如圖3 所示，通過分子軌道能級譜分析發(fā)現(xiàn)，空氣和氮氣環(huán)境中材料斷裂的溫度分別為3 175 和1 400 K。如圖4 所示，進一步，采用掃描電子顯微鏡對空氣和氮氣環(huán)境下材料斷裂產生的斷面進行觀測，發(fā)現(xiàn)材料斷裂表面發(fā)生了局部熔化。Gilbert 等[20]提出空氣中出現(xiàn)火光的原因是材料斷裂形成新自由面，同時釋放彈性能，導致局部溫度升高，進而發(fā)生氧化反應燃燒釋能，初步揭示了典型無序合金的燃燒反應現(xiàn)象。

圖2 擺錘沖擊試驗裝置及空氣環(huán)境中試驗現(xiàn)象[20]Fig.2 Pendulum impact test device and test phenomena in air environment[20]

圖3 Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5 分子軌道能級譜[20]Fig.3 Molecular orbital energy spectrum of Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5[20]

圖4 氮氣環(huán)境中斷裂后斷口掃描電鏡照片[20]Fig.4 Scanning electron microscope photos of fracture surface of the specimen fracturing in nitrogen environment[20]

潘念僑[21]對鋯基非晶合金材料的靜動態(tài)力學性能及化學釋能行為開展了進一步的研究。準靜態(tài)壓縮下，鋯基非晶合金具有較大的彈性應變和較高的屈服強度，塑性變形階段出現(xiàn)與應變硬化相反的應變軟化現(xiàn)象。動態(tài)壓縮條件下，材料的屈服強度、塑性應變低于對應的靜態(tài)壓縮數(shù)據(jù)，且隨著應變率的提高，材料的彈性模量基本保持不變，不具有應變率效應。當應變率超過1 050 s-1時，試驗中觀察到“火花”現(xiàn)象。在進一步的密閉容器釋能實驗研究中，沖擊波超壓值、高速攝影拍攝的火光明亮程度及實驗后靶板的擴孔效應，說明了更高應變率下鋯基非晶合金的沖擊釋能特性。

針對HfZrTiTa0.53高熵合金材料，Zhang 等[22]也開展了不同應變速率下材料的力學性能及含能特性研究。準靜態(tài)壓縮下，HfZrTiTa0.53高熵合金的屈服強度、抗壓強度和斷裂應變分別為786 MPa、1 314 MPa 和13.5%；加載應變率大于950 s-1時，可以清楚地觀察到火光，合金斷裂發(fā)生釋能反應致使斷裂試樣表面出現(xiàn)明顯的熔化現(xiàn)象。無序合金表現(xiàn)的反應釋能特性為其應用為活性毀傷元奠定了基礎。

1.2 沖擊釋能規(guī)律

沖擊反應過程中，活性無序合金材料的釋能行為與材料的成分、結構，沖擊質量及撞擊速度等因素相關。為表征活性材料沖擊釋能過程中相關物理量，Ames[23-24]率先提出了活性材料在沖擊作用下能量釋放特性評估方法，實驗裝置如圖5(a)所示[25]，裝置主體為一個圓柱形密閉容器。其中，容器前端固定有金屬薄板，彈體以一定速度撞擊前端薄板，發(fā)生破碎后進入容器內，對后置的后效靶板進行二次撞擊，發(fā)生釋能反應。通過在容器側壁安裝傳感器測量容器內沖擊釋能反應造成的溫度、壓力變化（圖5(b)所示為典型超壓時程曲線），進而對活性材料的沖擊釋能規(guī)律進行研究。

圖5 準密閉容器試驗[25]Fig.5 Quasi-sealed chamber test[25]

Wang 等[26]率先采用準密閉容器裝置開展了無序合金材料的沖擊釋能行為研究，結果如圖6 所示，可以看出，相比于惰性的鋼破片，鋯基非晶合金破片撞擊容器后產生明顯的噴射現(xiàn)象，且隨著撞擊速度的增大，火光噴射程度加劇。通過掃描電鏡和能譜分析得到，如圖7 所示，試驗回收反應產物由球狀顆粒和不規(guī)則形狀的碎片組成，產物元素以Zr、O 為主，證明鋯基非晶合金在撞擊過程中發(fā)生了氧化反應。結合相關研究[27-31]，無序合金沖擊過程中化學釋能主要來自兩個過程：(Ⅰ) 合金組成元素與氧氣發(fā)生反應，常見的鋯、鈦、鋁等元素與氧氣較為親和[32]，容易發(fā)生氧化反應，生成較大的焓，釋放能量較多；(Ⅱ) 合金組成元素之間或者合金元素與中間產物發(fā)生反應，但金屬間反應速度較慢，化學釋能不明顯。具體的：

圖6 高速攝影圖片及容器內超壓時程曲線[26]Fig.6 Video frames and pressure curves inside the chamber[26]

圖7 破片撞擊靶板后反應產物形貌與成分[26]Fig.7 Morphology and composition of the reaction products of fragment after impacting target[26]

為更好地了解無序合金材料的沖擊釋能行為，侯先葦?shù)萚33]對兩種典型高熵合金材料進行了沖擊釋能特性試驗研究。結果表明，一定撞擊速度范圍內，隨著撞擊速度的增加，兩種典型高熵合金破片沖擊釋能反應加劇，容器內氣體受到釋能反應影響，壓力上升，進而超壓峰值上升。如圖8 所示，超壓峰值和撞擊速度呈正相關特性。

圖8 高熵合金破片不同撞擊速度下壓力峰值[33]Fig.8 Peak overpressures at different impact velocities of the high-entropy alloy fragments[33]

張云峰等[34]對鋯基非晶合金材料的研究（圖9）顯示，在600～1 600 m/s 撞擊速度范圍內，材料的反應效率隨速度的增加而增加。當撞擊速度為1 485 m/s 時，鋯基非晶合金材料的最大沖擊釋能反應效率達42.13%，單位質量能量密度達3.83 kJ/g，單位體積能量密度達0.026 kJ/mm3。與幾種Al/Ni 系、Zr/W 系活性材料相比，高速沖擊狀態(tài)下鋯基非晶合金的能量密度較高，具有應用為活性毀傷元的潛力。

圖9 多種活性材料的單位質量能量密度[34]Fig.9 Specific energy per unit mass of various reactive materials[34]

1.3 沖擊釋能機理

材料的沖擊釋能過程中涉及到較為復雜的力-熱-化耦合問題，為了更好地理解和掌握其機理，國內外學者主要采用實驗研究、理論分析及數(shù)值模擬方法，研究活性無序合金材料內部化學反應的熱力學和動力學規(guī)律及其與機械響應之間的關系。

根據(jù)Luo 等[35]對W/Zr 合金和W/Zr 基非晶合金兩種不同性質活性材料沖擊釋能反應的研究，得到W/Zr 合金破片反應與沖擊能量有關，而沖擊能量受撞擊速度、破片材料和靶板厚度等因素的影響。因此，Chen 等[36]通過沖擊實驗，研究了撞擊速度和靶板厚度對鋯基非晶合金破片撞擊化學反應行為的影響，實驗結果見表1，可以看出：實驗條件范圍內，撞擊速度越大、板厚越薄，化學反應越劇烈，沖擊波超壓和能量釋放率越高。由于侵徹過程中釋放的化學能，徑向擴孔效應明顯。文中基于實驗結果，結合理論分析，建立了沖擊波壓力p0和撓度w0的工程模型：

表1 鋯基非晶合金的沖擊化學反應行為[36]Table 1 Impact-induced chemical reaction behavior of ZrTiNiCuBe[36]

式中：k為修正系數(shù)，與靶板周圍的約束條件有關； ρ0、c0分別為波前空氣的初始密度和聲速； σy、ht分別為靶板的屈服強度和厚度；WG、WM、WL分別為破片侵徹靶板過程中受到的慣性力、摩擦力和損失的能量。

Chen 等[36]計算結果與實驗數(shù)據(jù)誤差在15%以內，吻合較好，可為評估鋯基非晶合金材料的沖擊響應和能量釋放提供可靠依據(jù)。

Tu 等[31]以鋯基非晶合金為研究對象，開展沖擊釋能試驗獲得了材料的反應程度、沖擊壓力與溫度的關系。結合沖擊溫升模型和反應動力學模型，修正了反應動力學模型參數(shù)，得到了沖擊過程中壓力和溫度的變化規(guī)律。

張云峰等[37]結合高速攝影、差示掃描熱分析儀及掃描電鏡等，獲得了鋯基非晶合金的JH-2 本構參數(shù)、失效瞬間宏細觀形貌及化學反應熱力學參數(shù)，并對材料動態(tài)失效過程進行有限元數(shù)值模擬（圖10～11），結合數(shù)值模擬和試驗結果得到結論，在102～103s-1應變率范圍內，該材料的釋能機理為材料破碎釋放的彈性勢能導致材料局部金屬間化合反應釋能，其釋能強度與破碎程度呈正相關特性。

圖10 鋯基非晶合金動態(tài)壓縮高速攝影圖像[37]Fig.10 High-speed photography of Zr-based amorphous alloy under dynamic compression[37]

圖11 鋯基非晶合金動態(tài)壓縮模擬損傷云圖[37]Fig.11 Simulational damage contours of Zr-based amorphous alloy under dynamic compression[37]

進一步，Ji 等[38]研究了鋯基非晶合金在高速沖擊下的反應行為和動態(tài)破碎。將鋯基非晶合金試樣以不同速度發(fā)射到充滿空氣或氬氣的準密閉容器中，回收試驗后產生的碎片進行細觀觀測。從空氣和氬氣環(huán)境下回收的碎片反應狀態(tài)得出，破片是先破碎到臨界反應尺寸之后才發(fā)生的氧化反應。其中，臨界反應尺寸為20 μm。氬氣環(huán)境下鋯基非晶合金破片破碎累積質量服從冪函數(shù)分布[39]，如圖12 所示。結合破片的動態(tài)破碎分布和Ames[23-24]的能量釋放評估方法，預測了不同撞擊速度下材料化學釋能反應后在密閉容器內產生的準靜態(tài)壓力。

圖12 氬氣中不同撞擊速度下動態(tài)破碎鋯基非晶合金累積質量分布試驗數(shù)據(jù)[38]Fig.12 Experimental data of cumulative mass distribution for Zr-based amorphous alloy after dynamic fragmentation at different impact velocities in argon atmosphere[38]

關于高熵合金的沖擊釋能特性，Ren 等[40]選取了理論燃燒熱高、混合密度較低的TiZrNbV高熵合金為研究對象，探究其在不同應變率下的力學響應及釋能特性。在準靜態(tài)壓縮下，合金表現(xiàn)出明顯的彈塑性力學特性，屈服強度為1 009 MPa。但在動態(tài)加載下，材料表現(xiàn)出明顯的應變率效應和脆性斷裂行為。結合合金試樣動態(tài)壓縮變形后的軸向截面背散射電子成像照片（圖13[40]）可以看出，合金中存在高度局部化變形的絕熱剪切帶和劇烈的組織變形，變形帶中存在大量的裂紋和空洞。同時，絕熱剪切帶（圖13(e)）發(fā)生了嚴重的局部變形和位錯的快速增殖，并在邊界（圖13(d)）形成了應力集中。當應力超過某些位置晶粒的強度時，晶粒就會在該處斷裂。在宏觀尺度上，絕熱剪切使高熵合金表現(xiàn)出軟化行為，沿絕熱剪切帶發(fā)生脆性斷裂。

圖13 TiZrNbV 高熵合金動態(tài)壓縮背散射電子成像結果[40]Fig.13 BSE result of TiZrNbV high entropy alloy after dynamic compression[40]

如圖14[40]所示，從高熵合金破片沖擊釋能實驗回收觀測結果可以看出，剪切帶與化學能的釋放有著密切的關系。剪切帶演變而來的裂紋輪廓表現(xiàn)出典型的高溫特征，高溫輪廓誘導的氧化反應導致了沖擊載荷下的化學能釋放，艙內溫度和壓力急劇上升，材料的能量釋放隨著撞擊速度的增加而增加。但在Zhang[22]等所報道的研究提出的是，絕熱剪切帶的出現(xiàn)導致材料在高速撞擊后無法均勻破碎，降低了能量釋放效率。因此，有待進一步開展無序合金的破碎釋能機理研究工作。

圖14 不同撞擊速度下回收試樣的斷口形貌[40]Fig.14 Fracture morphology of recovered specimen at different impact velocities[40]

1.4 沖擊釋能特性調控

活性材料的能量釋放控制是引領毀傷技術發(fā)展的重要方法。通過調整活性無序合金材料的組成、結構及性質等因素，能夠改變其晶體結構、孔隙結構及破壞形式等，調節(jié)材料的性能及響應能力，進而提高材料的毀傷能力。

盡管新型活性無序合金材料具有優(yōu)異的力學性能和釋能特性，但大尺寸、高質量難以制備的困難限制了其應用[41-42]。由于大塊體非晶合金冷卻速率較低，容易發(fā)生部分晶化，晶相的存在不可避免地影響了大塊體非晶合金的性能[43]。因此，黃彩敏等[44-45]研究了原位晶化相對Zr55Ni5Al10Cu30塊體非晶合金力學性能和能量釋放行為的影響，分析了原位析出的脆性相對材料變形行為和沖擊釋能的影響規(guī)律。研究結果表明，元素組成相同、制備方法不同的合金具有不同的晶相含量。晶相含量對Zr55Ni5Al10Cu30合金力學行為的影響主要源于非晶相和晶相的不同變形機制。其中，含有非晶相的鋯基非晶合金表現(xiàn)為純剪切斷裂，而完全晶化的鋯基非晶合金表現(xiàn)為解理斷裂。如圖15[45]所示，高速沖擊載荷條件下，完全晶化的鋯基非晶合金的斷裂行為受晶相脆性的影響，形成相對更小的碎塊。因此，合金與空氣接觸的表面積增加，提高了能量釋放效率，大塊體非晶合金制備工藝帶來的晶化有利于該材料發(fā)生化學釋能反應。

在材料強度和釋能潛力方面都滿足活性材料要求的情況下，無序合金很難同時滿足不同服役階段的塑性要求。相變誘發(fā)塑性效應[46-49]的提出實現(xiàn)了塑性提高的同時保持材料強度，為解決BCC 結構高熵合金中強度-塑性的矛盾提供了新的思路。王睿鑫[50]提出在單相均勻亞穩(wěn)態(tài)的NbZrTiTa 高熵合金中原位誘發(fā)相變可產生增塑效應，并基于此對不同工藝下合金結構的形成及其在靜動態(tài)加載下的組織結構、力學性能和釋能特性的演變規(guī)律等方面進行了研究。結果表明，鑄態(tài)NbZrTiTa 高熵合金在靜動態(tài)加載下都出現(xiàn)了相似的結構轉變，進而引發(fā)了相變誘發(fā)塑性效應，使得合金材料發(fā)生晶界、晶粒強化，從而抑制合金的韌-脆性轉變，確保材料具有良好的沖擊韌性[51]。如圖16[50]和圖17[50]所示，結合回收合金彈丸沖擊釋能后的碎片及其細觀觀測結果可以得到，高塑性和低絕熱剪切敏感性的NbZrTiTa 高熵合金在動態(tài)加載下發(fā)生沿晶斷裂，產生均勻小尺寸碎片，使得材料的反應速率提升。這一結論與上述黃彩敏等[44-45]對非晶合金材料破碎釋能機理的研究結果一致。

圖16 NbZrTiTa 高熵合金和HfZrTiTa0.53 合金彈丸在不同速度下撞擊靶箱后的碎片[50]Fig.16 The fragments of NbZrTiTa high-entropy alloy and HfZrTiTa0.53 high-entropy alloy projectiles impacting the target at different velocities[50]

圖17 1 200 m/s 速度下NbZrTiTa 高熵合金彈丸碎片的截面背散射電子成像[50]Fig.17 Cross-section BSE photos of NbZrTiTa high-entropy alloy projectile at 1 200 m/s[50]

此外，無序合金高度局域化的剪切斷裂特征嚴重限制了其作為工程材料的應用[52-54]。研究發(fā)現(xiàn)，非晶合金基體中加入韌性金屬纖維或顆粒可以阻止剪切帶的擴展并促進新的剪切帶增殖，在不降低非晶合金強度的同時，復合材料具有較高的塑性[55-58]。鎢是一種力學性能優(yōu)異的晶態(tài)金屬，按照空間拓撲結構的不同，鎢增強鋯基非晶合金復合材料可分為鎢顆粒增強型、鎢纖維增強型和鎢骨架增強型三種。其中，鎢骨架能夠防止非晶合金內部剪切帶的快速擴展，非晶合金對鎢骨架中的裂紋具有阻礙作用，兩相材料能夠很好地相互抑制，且鎢骨架具有高比重、耐高溫高壓、抗熱沖擊震動等特點[59]。因此，張云峰等[60]（圖18～圖21）采用準密閉實驗容器研究了不同撞擊速度下W/Zr 基非晶合金材料的沖擊釋能特性及蓋板厚度對材料釋能超壓的影響。結合Arrhenius 模型和Avrami-Erofeev 方程，討論了反應效率與沖擊壓力及沖擊溫度的關系。結果表明，在一定的撞擊速度范圍內，準靜態(tài)壓力峰值與破片撞擊速度呈正相關。容器內反應效率隨著沖擊壓力及溫度的升高而增大。當沖擊壓力為40 GPa 時，理論反應效率達到61.5%，材料并未完全發(fā)生化學反應。特定速度下，存在一個最優(yōu)的蓋板厚度使得板后超壓最大。與鋯基非晶合金相比[33]，W/Zr 基非晶合金釋能反應閾值速度更高，臨界壓力更大。

圖19 不同靶板厚度下不同撞擊速度對應的超壓-時間曲線[60]Fig.19 Overpressure as a function of time for differentcover plate at different impact velocities[60]

圖20 超壓-反應速率曲線[60]Fig.20 Reaction efficiency as a function of shock pressure[60]

圖21 沖擊溫度-反應速率曲線[60]Fig.21 Reaction efficiency as a function of shock temperature[60]

王睿鑫[50]還探索了Al 元素的添加對鑄態(tài)NbZrTiTa 高熵合金的組織結構和釋能特性的影響。Al 元素相較于基體元素具有更高的燃燒熱值，相容性也相差較大。因此，添加少量的Al，有望使鑄態(tài)NbZrTiTa 高熵合金熱力學穩(wěn)定性更低且能量密度更高，進而提升破片的破碎率和釋能反應效率。結果顯示，Al 元素的加入使合金塑性減小，均勻性下降。且隨著Al 元素含量的增加，合金動態(tài)加載下破碎率增加，但Al 元素氧化后會生成一層致密的氧化膜阻礙合金進一步的化學反應。因此，Al 元素的加入并沒有對NbZrTiTa 高熵合金的沖擊釋能效率有所提升。

同樣地，Ma 等[61-62]基于Nb、Zr、Ti、Ta 組成的合金材料，嘗試引入Al 元素調控材料的強度和密度，引入Ce 元素調控材料的能量釋放特性。根據(jù)動態(tài)壓縮和沖擊釋能試驗結果顯示，Al0.5NbZrTi1.5Ta0.8Cex高熵合金具有優(yōu)良的壓縮力學性能和能量特性。Ce 元素的摻入使得基質為BCC 結構的合金出現(xiàn)FCC 組織和位錯區(qū)。隨著Ce 原子含量的增加，材料的動態(tài)抗壓屈服強度和極限抗壓強度呈下降趨勢。同時，材料釋能反應延遲時間縮短，反應程度加劇。

除此之外，魏祥賽[63]設計了Ni、Ti、Zr、Nb、Ta、Mo、W 七種高燃燒焓值元素的新型高熵合金活性材料，通過改變組元Ni 元素的含量調控合金的性能，從宏觀層面對高熵合金活性材料進行了服役條件預測。隨著組元Ni 元素含量的增加，Ni5W5、Ni10W5、Ni15W5、Ni25W5等合金的延伸率提高，Ni20W5、Ni32W5、Ni35W5等合金的延伸率下降。其中，Ni5W5、Ni10W5、Ni15W5、Ni20W5、Ni25W5等合金動態(tài)斷裂模式均為解理斷裂，Ni20W5、Ni25W5合金動態(tài)斷口處出現(xiàn)了裂紋和熔化痕跡，展現(xiàn)出良好的釋能效果。Ni32W5、Ni35W5合金斷口處出現(xiàn)了裂紋和熔化痕跡，斷裂模式為準解理斷裂。在沖擊載荷作用下，合金的彈性模量和損傷變量成反比。Ni20W5高熵合金綜合了高燃燒焓值、高密度、高硬度等優(yōu)點，具有應用為活性毀傷元的潛力。

同一體系下，高人奎等[64]、Chen 等[65]和Tang 等[66]選擇高速撞擊下能夠發(fā)生氧化反應放出大量熱能的Hf、Ti、Zr 三種元素作為基體元素，添加性能各異的其他元素，探究各元素對高熵合金化學反應釋能強度的影響。研究結果顯示，TiZrHfCu0.3的反應釋能能力最強，TiZrHfAl0.3次之，TiZrHfNi0.3最弱。

綜合上述，近年來的研究工作加深了對無序合金材料化學釋能機理的認識。該類材料具有高強度及化學反應特性，是一類較為理想的活性毀傷元材料。材料的沖擊釋能特性與其性能、撞擊速度、破碎程度及靶標特征等因素有關，亟待探索沖擊變形、化學反應釋能行為及其對目標毀傷的耦合作用機制。

2 活性無序合金破片侵徹毀傷威力

1976 年，Montgomery 等[67]在專利中首次提出活性破片的概念。傳統(tǒng)的惰性破片主要依靠動能對目標作用，較小直徑的戰(zhàn)斗部裝藥質量較低，無法將破片加速到實現(xiàn)動能殺傷所需的速度[68]。而活性破片撞擊目標時能夠發(fā)生化學釋能反應，引燃甚至引爆靶標，實現(xiàn)對靶標的高效毀傷[69-70]。但常見的金屬-氟聚物、金屬-氧化物及金屬-金屬型復合活性材料強度大多無法滿足破片加載及侵徹作用時的極端環(huán)境要求。因此，研究者逐漸將目光轉向力學性能優(yōu)異的活性無序合金材料。

2.1 活性無序合金破片反應釋能現(xiàn)象

高速撞擊目標時，活性無序合金破片發(fā)生塑性變形破碎。由于材料受到沖擊壓縮及剪切作用，機械能轉化為熱能形成局部熱點，促使碎片與氧氣結合發(fā)生化學釋能反應產生顯著的燃燒現(xiàn)象。

針對Zr55Cu30Ni5Al10非晶合金材料，郭磊等[71]開展了破片撞擊間隔靶板試驗研究。如圖22 所示，通過高速攝影觀察到，非晶合金破片撞擊第一層靶板后部分破碎發(fā)生反應形成明亮火光區(qū)，殘余破片作用第二層靶板瞬間光圈范圍擴大，進一步的破碎化學反應對后效靶板的穿孔毀傷增強，形成穩(wěn)定魚尾形火光區(qū)，保持一段時間后逐漸衰弱熄滅。

圖22 Zr55Cu30Ni5Al10 非晶合金破片典型速度撞擊間隔靶板高速攝影圖片[71]Fig.22 High-speed photographs of Zr55Cu30Ni5Al10 amorphous fragments impacting spacing targets at typical velocity[71]

2.2 活性無序合金破片侵徹能力

具備高密度和高強度的活性無序合金破片在高速撞擊目標時能夠對目標實現(xiàn)穿甲和放熱雙重毀傷效果，有望大幅度提高戰(zhàn)斗部毀傷目標的能力。

陳海華等[72]采用傳統(tǒng)的鎢合金材料進行對比，研究了WFeNiMo 高熵合金破片對薄鋼靶的侵徹性能。如圖23[72]所示，隨著撞擊速度的增加，高熵合金破片撞擊靶板反應釋能效率提升。從實驗后回收的殘余破片（圖24[72]）可以看出，穿透靶板后破片呈鐓粗狀，具有較好的剪切沖塞效果，彈尖處形貌較為粗糙，出現(xiàn)明顯的重熔現(xiàn)象。由于這種高熵合金具有不同硬軟相，變形過程中容易引起較高應變梯度，進而形成剪切帶[9]。在穿甲變形中后期，強烈的剪切變形造成較高的溫升。高燃燒熱帶來的含能特性，使其不是依靠單一的“動能侵徹”機理對目標進行低效的“機械貫穿”毀傷，而是通過“動能侵徹”和“化學能釋放”毀傷耦合作用，表現(xiàn)出更強的侵徹毀傷能力。

圖24 高速撞擊后高熵合金回收破片細觀結構[72]Fig.24 Microstructure of high-entropy alloy fragments after high speed impact[72]

2.3 活性無序合金破片侵徹毀傷后效

高速撞擊下，活性無序合金破片撞擊靶板破碎誘發(fā)化學釋能反應，靶后碎片云對靶標產生高溫、高壓耦合毀傷作用形成毀傷區(qū)，能夠增強對目標的毀傷效果。

楊林等[73]研究了Zr77.1Cu13Ni9.9非晶合金破片侵徹LY12、TC4 靶板及其后效毀傷特性。結合實驗數(shù)據(jù)與數(shù)值模擬計算定量地確定了破片破碎程度、飛散角及毀傷后效等關鍵信息，如圖25[73]所示。由于TC4 靶板等效應力的最大值約為LY12 靶板的3 倍，破片穿透TC4 靶板后殘余破片的剩余速度相對較低，使得破片的破碎程度更高、形成的碎片云分布范圍更廣，從而延長了對后效靶的撕裂損傷階段，增強了碎片的后效毀傷能力。

圖25 非晶破片毀傷后效仿真結果[73]Fig.25 Simulation results of amorphous fragmentation damage aftermath[73]

雖然鋯基非晶合金的能量密度高，但其低密度與脆性特性限制了其在破片上的直接應用。利用W/Zr 基非晶合金復合材料的大密度、高強度及釋能特性，張玉令等[11]設計了如圖26 和圖27 示的W/Zr基非晶合金榴彈預制破片，并進行了爆炸毀傷試驗。從圖28[11]中典型時刻高速攝影圖片可以看出，彈丸爆炸后，預制破片飛散撞擊和貫穿不同距離處靶板，產生強烈的火光，充分表現(xiàn)了鋯基非晶合金的釋能特性。如圖29 和圖30 所示，根據(jù)預制破片和自然破片的破壞特性，可以發(fā)現(xiàn)，靶板上形狀大小相近的穿孔為非晶合金破片所致，非晶合金破片侵徹靶板后產生的高溫產物能夠引燃靶后油箱。侵徹能力強、單位體積能量密度高的W/Zr 基非晶合金復合材料破片在預制戰(zhàn)斗部上表現(xiàn)出很好的應用前景。

圖26 W/Zr 基非晶合金預制破片[11]Fig.26 W/Zr-based amorphous alloy fragments[11]

圖27 預制破片布置方式[11]Fig.27 Arrangement of performed fragments[11]

圖28 典型時刻高速攝影圖片[11]Fig.28 High-speed photographs at typical moments[11]

圖29 棉被和油箱毀傷情況[11]Fig.29 The damage of quilts and fuel tanks[11]

圖30 破片侵徹后油箱[11]Fig.30 The oil tank penetrated by fragments[11]

無序合金作為破片材料，主要依賴其高強度以及沖擊釋能特性。在高速加載條件下，破片撞擊目標誘發(fā)化學釋能反應，產生高溫高壓的毀傷效果對目標侵徹穿孔，表現(xiàn)出優(yōu)異的侵徹毀傷能力。

3 活性無序合金穿甲彈芯侵徹特性

隨著各裝甲及防護結構的不斷提升，彈靶對抗日益激烈。為保證動能武器在對抗中的優(yōu)勢地位，亟待提升桿式穿甲彈的威力。彈體長徑比和彈芯材料是影響彈體穿甲威力的主要因素，但增大長徑比會使彈體在發(fā)射、飛行等過程中出現(xiàn)斷裂、彎曲、屈曲等一系列問題[74-75]。常用的彈芯材料主要有高密度的鎢合金和貧鈾合金，但鎢合金桿彈在侵徹過程中容易變形形成“蘑菇頭”增大侵徹過程的阻力，進而影響彈體的侵徹性能；貧鈾合金的侵徹自銳雖然表現(xiàn)出比鎢合金優(yōu)秀的侵徹性能，但其具有輻射有害性，很難推廣應用[76]。為進一步增強穿甲彈芯穿甲威力，學者們的目光逐漸轉向性能優(yōu)異的新型材料。如圖31[77]所示，具有高密度、高強度及剪切自銳性的鎢絲增強非晶合金復合材料是其發(fā)展的重要方向之一[78]。

圖31 復合材料彈芯的“自銳”和鎢合金彈芯的“鐓粗”[77]Fig.31 “Self-sharpening” of composite core and the“upsetting” of tungsten alloy core[77]

3.1 活性無序合金彈芯侵徹行為宏觀分析

絕熱剪切是材料劇烈變形過程中一個較為普遍的現(xiàn)象?；钚詿o序合金材料具備高密度、高強度及絕熱剪切特性[79-82]，是一種潛在的良好的穿甲彈芯材料。穿甲過程中，彈靶接觸區(qū)域升溫快，更易形成絕熱帶并發(fā)展成裂紋，使得彈芯頭部材料不斷剝落形成尖銳的頭部，進而減少彈體侵徹阻力，形成較大穿深。

如圖32[82]所示，在侵徹過程中，鎢絲/鋯基非晶合金復合材料彈體頭部能夠發(fā)生侵徹自銳，減小彈體受到阻力從而增強對靶板的穿甲效果。與相同條件下的鎢合金相比，鎢絲/鋯基非晶合金復合材料彈芯的侵徹能力能夠提升10%以上。因此，學者們針對不同結構鎢絲/鋯基非晶合金復合材料，分析了彈芯的侵徹性能與彈芯的著靶速度[83]、鎢絲的直徑[84]、復合材料界面的強度[85]及彈芯的長徑比等因素的關聯(lián)關系。

圖32 彈芯殘體照片[82]Fig.32 Pictures of penetrator residual[82]

圖33 給出了彈芯的侵徹性能與著靶速度（動能）及之間的關系。隨著撞擊速度的增加，彈芯侵徹深度逐漸增大。四種長徑比桿彈中，除長徑比為1.11 的護套結構鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈外，其余三種長徑比的鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈侵徹效率都高于鎢合金桿彈。

圖33 鎢絲/鋯基非晶復合材料侵徹深度與著靶動能及長徑比的關系曲線[80,86]Fig.33 Curves of kinetic energy and penetration depth of Wf/Zr-MG and WHA rods[80,86]

圖34[86]給出了彈芯直徑影響靶板侵徹深度的實驗結果：侵徹速度高于1 400 m/s 后，選擇含有0.3 mm鎢絲的復合材料更合適；侵徹過程中，當鎢絲直徑過大時，鎢絲/鋯基非晶復合材料桿彈容易出現(xiàn)彈道偏轉等不穩(wěn)定情況；而鎢絲直徑過小時，高速侵徹時會出現(xiàn)小“蘑菇頭”侵徹模式，容易在侵徹孔道中殘留鎢絲殘體造成堵塞。因此，杜成鑫等[86]設計了三種含有多組分的鎢絲/鋯基非晶復合材料，如圖35 所示。實驗結果表明，三種結構桿彈在侵徹過程中都展現(xiàn)了顯著的侵徹“自銳”特性。由于第一組結構中鎢合金材料在侵徹過程中塑性變形較大，導致其頭部形狀和均質鎢合金桿彈頭部形狀相似。第二種結構外側?0.3 mm 的鎢絲失去鋯基非晶合金基體的限制后在桿彈和彈坑壁之間彎曲、回流，堆積在桿彈后方；隨后 ? 0.5 mm 的鎢絲變形時將包裹在 ? 0.3 mm 鎢絲已回流的外部彎曲、回流，殘留在彈坑內部，同理，依次堆積，所以第二種結構桿彈侵徹彈坑殘留的鎢絲較多。而第三種結構桿彈侵徹彈坑幾乎沒有鎢絲殘留，這種結構桿彈頭部保持圓錐形狀，形成一種結構“自銳”，即第三種結構桿彈的侵徹“自銳”效果最優(yōu)。

圖34 不同直徑鎢絲/鋯基非晶復合材料著靶速度-侵徹深度關系[86]Fig.34 Relationship between penetration depth and impact velocities of different Zr-based composite materials[86]

圖35 多組分鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈橫截面[86]Fig.35 The cross section of multi-component Wf/Zr-based amorphous composite rod projectiles[86]

為抑制小長徑比彈芯侵徹過程中的劈裂現(xiàn)象，杜成鑫等[86]還設計了一種護套結構，結合分段彈侵徹增益原理[87]增加了隔片結構，有效地阻止了材料的劈裂現(xiàn)象且提高了彈芯侵徹能力（如圖36 所示）。

圖36 分段式鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈及侵徹結果（單位：mm）[86]Fig.36 Segmented Wf/Zr-based amorphous composite rod projectiles and penetration results (unit: mm)[86]

此外，針對典型無序合金材料的沖擊釋能特性，林琨富等[88]以鉿基非晶合金為夾芯，鎢合金為套筒，設計了鉿基非晶-鎢合金夾芯結構長桿彈，討論了非晶夾芯彈體能量釋放特性對彈體侵徹毀傷能力的影響。如圖37[88]所示，鉿基非晶合金材料在侵徹過程中發(fā)生釋能反應，使得靶板孔道內溫度、壓力上升，靶板在高壓作用下形成不規(guī)則溝槽。如圖38[88]和圖39[88]所示，相比于惰性鋼-鎢合金夾芯長桿彈，鉿基非晶-鎢合金夾芯長桿彈相同動能下侵徹深度最大增幅為13.1%，侵徹彈孔體積最大增幅達54.3%。

圖37 彈體侵徹靶體的高速攝像[88]Fig.37 High-speed video photographs of the projectiles penetrating the targets[88]

圖38 長桿彈侵徹深度和撞擊動能的關系[88]Fig.38 Relation between penetration depth and kinetic energy of long rod projectiles[88]

圖39 長桿彈彈孔體積和撞擊動能的關系曲線[88]Fig.39 Relation between total penetration volume and kinetic energy of long rod projectiles[88]

同樣地，相比于惰性鋼-鎢合金夾芯長桿彈，鉿基非晶合金-鎢合金夾芯長桿彈撞擊混凝土靶體時發(fā)生化學釋能反應出現(xiàn)明顯火光[89]。釋能反應引起了高溫高壓的氣體膨脹，對受損的混凝土靶體產生拋擲作用，造成了大量混凝土碎屑和坍塌，如圖40[89]所示。實驗結果（圖41[89]）表明：與惰性鋼-鎢合金夾芯長桿彈相比，鉿基非晶合金-鎢合金夾芯長桿彈對混凝土靶體的侵徹深度和開坑體積均大幅度提升，鉿基非晶合金-鎢合金夾芯彈可有效提升其侵徹毀傷能力。

圖41 彈體侵徹后靶板表面毀傷效果[89]Fig.41 The targets damaged surface after the projectiles penetrating[89]

3.2 活性無序合金彈芯侵徹行為細觀分析

隨著材料觀測技術的發(fā)展，從細觀角度對材料的行為特征進行分析越發(fā)受到重視，有助于揭示彈體侵徹變形機理。高應變率載荷下，活性無序合金穿甲彈芯細觀組織的變化對其沖擊變形行為的影響顯著。

榮光等[79]和陳小偉等[81]對鎢絲/鋯基非晶合金復合材料殘余桿彈的細觀分析發(fā)現(xiàn)，在500～1 100 m/s的撞擊速度范圍內，彈體的破壞形式主要為局域化的剪切變形和斷裂，呈現(xiàn)4 種“自銳”剪切失效模式：模式1，穿鎢絲內部剪切斷裂，（圖42(a)）；模式2，穿鎢絲的脆性斷裂，（圖42(b)）；模式3，Zr 基非晶合金基體的剪切破壞，（圖42(c)）；模式4，鎢絲和Zr 基非晶合金基體的熔化破壞，（圖42(d)）。如圖43 所示，由于鎢絲/鋯基非晶合金復合材料屬于單向纖維增強復合材料，高速沖擊下，材料受到高溫、高壓作用，纖維方向容易發(fā)生纖維屈曲、纖維回流、基體微裂等行為，表現(xiàn)為動態(tài)劈裂、彎曲斷裂、氣化燒蝕等破壞形式[77]。綜合上述，鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈的侵徹“自銳”機理解釋為桿彈侵徹過程中發(fā)生塑性變形，由于鎢絲抗剪切性能較差，塑性變形部分被剪斷形成銳化的頭部形狀。

圖42 鎢絲/鋯基非晶合金復合材料自銳剪切失效的 4 種模式[81]Fig.42 Four modes of self-sharpening shear failure of Wf/Zr-based amorphous composites material[81]

Hou 等[90]通過實驗研究，從細觀角度觀察了不同熱處理后FeNiCoCr 高熵合金長桿彈侵徹半無限鋼靶后殘余彈體的變形情況，如圖44[90]～圖45[90]所示。侵徹過程中，沿彈體侵徹方向的頭部到尾部，彈體細觀變形形式不同，孿晶/滑移帶逐漸減少。當FCC 結構高熵合金受到極端變形條件下的沖擊載荷時，孿晶是一種主要的塑性變形模式(如圖44(a)選區(qū)電子衍射圖案中紅色的圓圈所示)。圖45 中多重孿晶和等軸超細晶粒的出現(xiàn)可以促成材料更高的強度進而提升彈體侵徹能力[51]。

圖45 回收彈體TEM 明圖中的變形孿晶和堆疊斷層[90]Fig.45 TEM results showging the multiple deformation twins and the stack faults[90]

3.3 活性無序合金彈芯侵徹作用機制

關于活性無序合金彈芯侵徹作用機制，學者們根據(jù)彈芯侵徹靶板實驗數(shù)據(jù)，建立了理論模型。結合回收彈芯細觀分析，通過宏觀參數(shù)描述了侵徹過程中彈芯變形與細觀結構之間的關聯(lián)機制。

為進一步探索鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈侵徹作用機制，杜成鑫等[86]通過理論分析計算了材料溫升和著靶速度之間的關系，結合彈體侵徹宏細觀特性，得到彈體斷裂模式如圖46[86]所示。低速侵徹時，鋯基非晶合金發(fā)生非均勻脆性破壞，導致鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈的斷裂模式為絕熱剪切斷裂；高速侵徹時，鋯基非晶合金為均勻的牛頓流體式的超塑性變形，桿彈頭部變形區(qū)的鎢絲失去鋯基非晶合金基體的約束，導致鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈的斷裂模式變成塑性斷裂。在上述兩種變形模式之間的速度區(qū)是鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈從絕熱剪切破壞到塑性破壞的中間過渡態(tài)。

圖46 鎢絲/鋯基非晶合金復合材料桿彈不同著靶速度下的侵徹斷裂模式[86]Fig.46 Fracture modes of Wf/Zr-based amorphous composite projectile at different impact velocities[86]

Liu 等[9]設計了一種新型的自銳高熵合金材料（WFeNiMo），開展了不同撞擊速度下WFeNiMo 高熵合金和93W 彈體侵徹鋼靶實驗研究。其中，高熵合金材料由BCC 枝晶相和鑲嵌在連續(xù)FCC 基體中的μ 相組成，具有優(yōu)異的強度（1.9 GPa）和延展性（29%）。如圖47[9]所示，相同單位體積動能下，WFeNiMo 高熵合金對靶體的侵徹深度較鎢合金有明顯的提升。侵徹過程中，超高硬度的拓撲密排μ 相析出物的存在，促進了合金非均勻變形，使析出物與FCC 基體之間產生了較大的應變梯度。儲存的能量表現(xiàn)出與應變梯度相關的高密度位錯，驅動動態(tài)再結晶軟化，導致剪切帶的形成和由此產生的侵徹自銳行為，提升彈體侵徹能力。

圖47 WFeNiMo 和93W 長桿彈對靶體的侵徹深度與動能關系[9]Fig.47 Depth of WFeNiMo rod and 93W rod penetrating targets versus kinetic energy[9]

進一步，陳海華等[91]探究了WFeNiMo 高熵合金彈體在侵徹過程中宏觀變形行為與材料微細觀結構之間的聯(lián)系。對兩相流動模型進行簡化建立了考慮軟、硬相密度，流速以及濃度差異的等截面直管兩相流動演化模型，如圖48[91]所示。提出表征材料濃度演化速率的流動穩(wěn)定系數(shù)，對比了鎢銅合金（W70Cu30）彈體細觀結構演化行為。如圖49[91]所示，結果表明，總體上硬相濃度分布表現(xiàn)出“中心濃、邊緣稀”的特點；硬相的濃度越高，密度越大，驅動速度越快，因此流動穩(wěn)定系數(shù)t/llength（t為時間，llength為硬相長度）值越小，侵徹過程中彈體的流動穩(wěn)定性增強，彈體頭部材料更加容易形成連續(xù)的塑性流動帶。等截面直管兩相流動演化模型可用于描述侵徹過程中彈體頭部材料的流動穩(wěn)定性，揭示了侵徹過程中彈體頭部變形與兩相結構之間的關聯(lián)機制。

圖48 等截面直管內兩相的流動模型[91]Fig.48 Model of two-phase flow in a straight pipe with equal cross section[91]

圖49 不同初始濃度及密度對硬相濃度演化的影響[91]Fig.49 Effect of initial concentration on concentration evolution of hard phase[91]

綜上，通過彈體結構設計，分析侵徹過程中材料的宏細觀破壞特征以及關聯(lián)機制，活性無序合金應用為穿甲彈芯表現(xiàn)出較為明顯的優(yōu)勢。材料的剪切自銳和釋能特性可使彈芯具有良好的侵徹穿透及毀傷性能，為穿甲材料的選取提供了技術路徑。

4 活性無序合金藥型罩射流成型及侵徹特性

藥型罩是聚能裝藥的關鍵部件，藥型罩材料是影響射流成型及其侵徹性能的重要因素。為了形成高侵徹能力的連續(xù)射流，藥型罩材料要求具有高密度、高聲速、塑性好等特性[92]。與普通金屬藥型罩相比，活性藥型罩在滿足動能侵徹的同時能夠發(fā)生化學反應釋能，從而增強對目標的毀傷效果[93-94]。

4.1 活性無序合金藥型罩射流成型特性

高應變率加載下，材料的宏觀力學性能能夠反映其射流拉伸成型能力。射流成型與穩(wěn)定性是藥型罩材料選取的重要依據(jù)，較好凝聚性與穩(wěn)定性的射流的侵徹性能會更好。具備高密度、高聲速及化學釋能特性的典型無序合金，表現(xiàn)出應用于聚能裝藥藥型罩材料的巨大潛力。

鋯基非晶合金材料性能參數(shù)與傳統(tǒng)的紫銅藥型罩相差不大，加上其具有釋能特性，因此，2006 年美國陸軍研究實驗室武器和材料研究中心首次開展了Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5非晶合金藥型罩的成型及侵徹試驗研究[95]。如圖50 所示，射流從右向左拉伸，與傳統(tǒng)射流形狀相似。但射流放大圖可以看出，射流呈離散狀態(tài)。Shi 等[96-97]在探討材料宏觀力學性能對射流性能的影響中，也提出了鋯基非晶合金射流成型的飛散特性，如圖51 所示。

圖50 Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5 非晶合金射流成型形態(tài)[95]Fig.50 Shape of Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5 jet forming[95]

考慮材料加工工藝對射流運動參數(shù)的影響，Cui 等[98]分別采用真空壓鑄和過冷液相高流變兩種方法制備鋯基非晶合金藥型罩，進行對比實驗。在力學性能方面，真空壓鑄制備的鋯基非晶合金襯板表現(xiàn)出脆性，而過冷液相高流變制備的鋯基非晶合金襯板表現(xiàn)出更好的室溫塑性。在射流成型實驗中，銅箔靶測速得到塑性藥型罩（H6）形成的射流速度比脆性藥型罩（S10）高7.0%。且從圖52[98]中射流成型結果來看，塑性藥型罩射流的凝聚性比脆性藥型罩的射流更好。

圖52 塑性和脆性藥型罩形成的射流[98]Fig.52 Jets by plastic and brittle liner[98]

相對于鋯基非晶合金，周秉文等[99]認為， Cu 基非晶合金容易制備，成本低，且具有高強度、高硬度等優(yōu)異的力學性能，作為藥型罩材料具有良好的應用前景。采用Linear 狀態(tài)方程和Drucker-Prager 本構模型，建立二維仿真模型表征了Cu 基非晶合金桿式射流特性。模擬結果（圖53[99]）顯示，與紫銅材料相比，Cu 基非晶合金具有良好的桿式射流成形性，在成形過程中不易出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象，且較長時間內不被拉斷，具有優(yōu)異的延展性。

圖53 兩種材料桿式射流不同時刻下的成形狀態(tài)[99]Fig.53 Shape of rod jets about two materials at different times[99]

基于強塑性、高聲速的CrMnFeCoNi 五元高熵合金，鄢阿敏等[100]探索了無序合金射流成型及穩(wěn)定性。開展動態(tài)壓縮實驗得到了材料的Johnson-Cook (J-C)動態(tài)本構模型參數(shù)，利用流動速度與臨界壓垮角關系建立了高熵合金射流流動速度與臨界壓垮角關系，結合數(shù)值仿真研究，驗證了射流形成邊界的合理性，如圖54[100]和圖55[100]所示。進一步，探索了高熵合金材料動態(tài)強度對射流斷裂時間的影響規(guī)律。由圖56[100]可知，隨著材料硬化指數(shù)逐漸增大，射流斷裂時間逐漸減小然后趨于穩(wěn)定，與鄭哲敏[101-102]和Chou 等[103]從理論上給出的結論一致。這說明壓垮過程中材料強度會隨著塑性應變、應變率及溫度發(fā)生動態(tài)變化，當材料動態(tài)強度增大，將會引起射流斷裂時間下降。

圖54 CrMnFeCoNi 與紫銅材料流動速度（V2）與臨界壓垮角（βc）關系[100]Fig.54 Relationship between flow velocity (V2) and critical crushing angle (βc) of CrMnFeCoNi and copper[100]

圖55 材料流動速度（V2）與臨界壓垮角（βc）曲線不同取值位置有限元仿真結果[100]Fig.55 Finite element simulation results of value positions of flow velocity (V2) and critical crushing angle (βc) curve[100]

4.2 宏觀因素對活性無序合金射流參數(shù)的影響

與惰性金屬藥型罩一樣，活性無序合金藥型罩聚能裝藥結構及實驗條件也是影響聚能裝藥性能的關鍵因素[104]，不同裝藥結構及藥型罩參數(shù)影響著射流的成型形態(tài)及穩(wěn)定性。

Cui 等[105]以鋯基非晶合金為藥型罩材料，對比研究了不同炸高對該類藥型罩射流參數(shù)的影響。相同條件下，隨著炸高的增加，鋯基非晶合金藥型罩對靶板的侵徹深度先緩慢增加后急劇減小，其變化曲線如圖57[105]所示。最佳炸高約為3.5 倍裝藥直徑，活性藥型罩對45 鋼板最大侵徹深度約為裝藥直徑的2.68 倍。值得注意的是，鋯基非晶合金藥型罩的射流侵徹深度小于銅藥型罩，而穿孔面積相反。在最佳炸高（3.5 倍裝藥直徑）下，前者侵徹深度約為后者的55.7%，但前者穿孔面積約為后者的2.8 倍。結合AUTODYN 軟件數(shù)值模擬研究，Cui 等還討論了錐角[106]、壁厚[106]、藥型罩結構[107]等重要因素對該類藥型罩射流參數(shù)的影響；蘆永進等[108]針對Cu 基非晶合金設計了一種雙層藥型罩聚能裝藥結構，通過數(shù)值仿真探究了4 種Cu 基非晶合金雙層藥型罩結構的射流成型及侵徹能力。

Han 等[12]創(chuàng)新性地提出了一種W/Zr 基非晶合金圓臺段和銅球形段組合的復合藥型罩，如圖58[12]所示。復合藥型罩的成型方式與常規(guī)一體化藥型罩不同，既有球形藥型罩的成型機理，又有錐形藥型罩的成型機理。由于酚醛樹脂強度較弱，可等效為無殼內襯。裝藥起爆后，爆轟波首先到達球形段頂部，球形段被擠壓加速，與爆炸成型彈丸（EFP）翻轉成形機制相似。此時，球形段頂端微元的速度僅由爆轟波驅動。爆轟波繼續(xù)向前傳播。當爆轟波移動到圓臺后，圓臺獲得一個拋擲速度。此后，圓臺擠壓球體段向軸線收斂，球體段頂部的微元被二次加速形成射流尖端，類似于經典錐形藥型罩的射流成型過程。最終成型射流由帶裙翼的梢部、刺狀的中部和紡錘狀的尾部組成，根據(jù)藥型罩結構及射流成型特性，尖端由銅球段形成，中間和尾部由W/Zr 基非晶合金圓臺形成。

圖58 數(shù)值模擬模型及成型射流[12]Fig.58 Model and jet structure of numerical simulation[12]

基于上述結構，Han 等[109]進一步設計了一種內嵌約束筒的新型W/Zr 基非晶合金復合藥型罩。如圖59所示，內約束筒將裝藥分為內、外兩個同軸柱，改變了藥型罩內材料的流動方式，提高了炸藥裝藥的利用率。對于球形段和圓臺段，可以設置為不同的材料，使藥型罩同時具有兩種材料的優(yōu)點，獲得所需性能的射流。其中，圓臺段結構相對簡單，降低了對材料可加工性的要求，促進了新型材料在襯套中的應用。實驗中W/Zr 基非晶合金對靶板有很強的熱效應和后效超壓，具有穿孔深度大、無杵體和后效高的優(yōu)點。與銅射流相比，使用W/Zr 基非晶合金作為藥型罩材料產生的射流對靶板的極限穿透深度增加了66.35%，并在穿透100 mm 靶板后形成0.24 MPa 的超壓峰值，而銅射流在穿透靶后形成小于0.01 MPa 的擾動。

圖59 聚能裝藥結構[109]Fig.59 Shaped charge[109]

4.3 活性無序合金射流侵徹行為細觀分析

高溫、高壓及高應變率加載條件下，無序合金射流與靶板之間的相互作用對其侵徹威力有直接影響。射流侵徹時靶板的細觀組織演變對射流的侵徹行為有著重要影響。

為探究無序合金射流侵徹靶標作用機制，Han 等[12]回收了W/Zr 基非晶合金圓臺段復合藥型罩射流侵徹后靶板，對其橫截面輪廓進行了細觀觀測。如圖60[12]所示。靶板截面從右到左分為四個區(qū)域[110-111]（圖60(b)）：(I) W/Zr 基非晶合金殘余區(qū)；(II) 馬氏體區(qū)；(III) 劇烈變形區(qū)；(IV) 原始組織?？妆诘挠捕扰c遠離孔壁的位置有關，反映了靶板的組織變化[112]。結合XRD（圖61[12]）和SEM（圖62[12]）的觀測結果可以得出，非晶噴射殘留物區(qū)域檢測到Fe、W、ZrN 和非晶相，而銅射流殘余區(qū)域主要發(fā)現(xiàn)Cu 和Fe 相，證明W/Zr 基非晶合金在撞擊靶板后發(fā)生相變和化學釋能反應。所以，W/Zr 基非晶合金藥型罩射流尖端速度低于銅藥型罩射流尖端速度，但前者能產生更大的穿孔和更高的后效超壓。

圖60 靶板截面形貌和晶相[12]Fig.60 Cross-section profile and crystal phase of target plate[12]

圖62 殘余射流區(qū)的EDS 譜[12]Fig.62 EDS spectrum of residual zone[12]

Chen 等[113]國際上率先開展了具有優(yōu)異韌塑性的CrCoNi 中熵合金藥型罩射流侵徹特性研究，回收靶板觀測出現(xiàn)明顯分區(qū)，如圖63[113]所示：虛線表示區(qū)域a1 和a2 之間的邊界，白色實線表示鋼靶（區(qū)域a3）和殘余射流（區(qū)域a1 和a2）的邊界。在侵徹過程中，射流與靶板側壁相互作用引起射流的變形，變形區(qū)的寬度反映了射流與靶板橫向相互作用的強度以及射流能量[111,114]的橫向耗散。殘余射流中明顯的動態(tài)再結晶現(xiàn)象導致晶粒尺寸嚴重減小。細化的晶粒結構能夠適應聚能射流劇烈塑性變形中的大應變。為了進一步研究CoCrNi 聚能裝藥藥型罩在爆轟變形過程中的細觀組織變化，對殘余射流的再結晶晶粒進行了高倍背散射電子（BSE）成像，結果如圖64(a)所示，可以觀察到晶粒呈等軸狀，晶粒尺寸小于1 μm。此外，對一個完整的晶粒和兩個晶界進行線掃描，Cr、Co、Ni 元素分布如圖64(b)所示，其中虛線用于標記晶界的位置。如圖65 所示，與初始CoCrNi 聚能裝藥藥型罩中Cr、Co、Ni 均勻分布不同，Cr 在晶界處的分布顯著增加，Co 和Ni 明顯減少。Cr 在晶界的富集促進了聚能射流中相分解和富Cr 的BCC 相的形成[115]，成為晶界移動的障礙，阻礙裂紋沿晶界萌生，這可能是CoCrNi 成型射流的延展性和穿透能力不足的主要原因。

圖63 射流侵徹后靶板的EBSD 細觀分析：(a)變形區(qū)IPF 圖；(a)中區(qū)域b 的（b1、b2）IPF 圖和對應的KAM 圖；(a)中區(qū)域c 的(c1, c2) IPF 圖和對應的KAM 圖[113]Fig.63 Microstructural analysis of the residual jet after penetration via EBSD: (a) IPF map of deformation zone; (b1, b2) IPF map and corresponding KAM map of region b in (a); (c1, c2) IPF map and corresponding KAM map of region c in (a)[113]

圖64 再結晶區(qū)的高倍BSE-SEM 圖像(a)及線掃描分析(b)：在(a)中顯示的兩個晶界上進行線掃描，其對應的位置在(b)中用虛線標記[113]Fig.64 High-magnification BSE-SEM images (a) and line scan analysis (b) of the recrystallization region: a line scan was conducted across two grain boundaries as displayed in (a), the corresponding locations of which are labeled with dashed lines in (b)[113]

作為藥型罩材料，活性無序合金應保證在復雜的高溫高壓作用環(huán)境下能夠形成高速穩(wěn)定射流，運動拉伸后對目標造成高效毀傷破壞。與傳統(tǒng)的銅藥型罩相比，活性無序合金藥型罩成型射流對炸高較為敏感，容易形成離散粒子流。針對壁厚、錐角、炸高以及藥型罩結構等關鍵因素的優(yōu)化設計，活性無序合金射流具有良好的存速、侵徹穿透及釋能擴孔效果。

5 結論與展望

近年來，關于活性無序合金沖擊釋能特性的研究，主要通過實驗觀察了活性無序合金材料在寬應變率范圍內的變形行為、化學反應釋能作用過程及基本現(xiàn)象與特性，分析了撞擊速度、材料組成元素及靶標特征等因素對材料沖擊釋能特性的影響規(guī)律。對于破片、穿甲彈芯和聚能裝藥三個方向，研究者們主要關注活性無序合金毀傷元的侵徹行為及作用機制，材料沖擊變形力學行為、剪切自銳及沖擊釋能特性，為其應用于先進戰(zhàn)斗部等重要領域提供了關鍵支撐。通過對相關文獻的梳理、總結與歸納，得到的主要結論和建議如下：

(1) 活性無序合金材料主要具有作為結構件的高強度及發(fā)生破碎時化學反應特性；關于活性無序合金的沖擊釋能行為，已從材料組成元素、制備工藝、細觀組織及破碎特性方面開展了大量實驗研究，獲得了沖擊釋能過程的基本現(xiàn)象和作用規(guī)律；結果表明，合金的成分、結構能夠改變其性能與破壞形式，進而影響材料的沖擊反應釋能特性；現(xiàn)有結果大多是通過試驗火光持續(xù)時間與終態(tài)結果反映的相關力學參數(shù)來推斷活性無序合金的化學反應進程，缺乏對材料高速沖擊下化學反應行為高時空分辨率的直接觀測，亟待發(fā)展實時診斷技術獲取材料變形與沖擊反應及損傷演化的時空耦合作用圖像；

(2) 活性無序合金的沖擊釋能特性與材料性能、撞擊速度、破碎程度及靶標特征等因素有關；基于試驗結果考慮熱力學模型的數(shù)值模擬方法，加深了對材料沖擊化學反應行為的理解；下一步研究需重點關注各因素耦合作用下活性材料的力-熱-化耦合作用過程及其主控因素，發(fā)展描述活性無序合金材料沖擊誘發(fā)化學反應行為的微觀、細觀尺度數(shù)值模擬方法；

(3) 作為破片和穿甲彈芯的活性無序合金材料應具有高強度特性，以保證其穿靶能力及穿靶后對目標的有效毀傷；作為藥型罩的活性無序合金材料則關注其拉伸成型后射流凝聚穩(wěn)定性，滿足侵徹能力的同時具有化學反應釋能特性，能夠提升對目標的穿孔能力或后效毀傷效果；目前缺乏針對毀傷元作用特性的活性無序合金材料性能設計與評估手段，亟待發(fā)展結合破片、穿甲彈芯及藥型罩等毀傷元作用環(huán)境要求的材料設計與制備、沖擊釋能與控制的理論與方法。