Numerical simulation of hot forming of aluminum-carbon fiber reinforced polypropylene hybrid hat-shaped rail
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摘要: 铝合金(Aluminum alloy，Al)-碳纤维增强聚丙烯(Carbon fiber reinforced polypropylene，CF/PP)混合材料通过热模压工艺可快速成形为车身薄壁构件，在汽车轻量化设计中应用前景广阔。然而，在热模压中Al主要以塑性变形为主，而CF/PP则以织物拉伸/剪切变形为主；此外，Al-CF/PP混合材料具有明显的热力耦合力学特性，为其数值模型的发展及热成形特性的研究带来了巨大挑战。本文首先通过热模压工艺制备8层(Al与CF/PP交替对称铺放)Al-CF/PP混合帽型梁试样，并采用X射线扫描断层(X-ray computed tomography，X-ray CT)手段对纤维夹角变化进行逐层表征。结果表明：Al-CF/PP中织物发生了明显的剪切变形；然后分别对Al片材和CF/PP片材在不同温度条件下开展单轴拉伸和偏轴拉伸实验，并构建了与温度相关的Al-CF/PP材料本构模型；在ABAQUS中构建了Al-CF/PP帽型梁的热模压有限元模型，仿真预测的纤维夹角变化与实验结果基本吻合；结果表明热模压过程中所有Al片材均出现了厚度减薄，CF/PP片材均经历了明显的剪切变形，Al-CF/PP层间材料则发生了显著的失效损伤。Abstract: Aluminum alloy (Al)-carbon fiber reinforced polypropylene (CF/PP) hybrid materials can be quickly formed into thin-walled components of the vehicle body by the hot press molding technology, and has broad application prospects in the lightweight design of automobiles. However, the Al mainly exhibits plastic deformation while the CF/PP mainly exhibits fabric tensile/shear deformations during the hot pressing process; In addition, the Al-CF/PP hybrid materials exhibit significant thermo-mechanical coupling characteristics, which bring huge challenges to numerical model developments and hot forming characteristic studies. The 8-layer (Al and CF/PP are alternately and symmetrically laid) Al-CF/PP hybrid hat-shaped rail specimen was prepared by the hot pressing technology, and the fiber angle variations were characterized through the X-ray computed tomography (X-ray CT) layer-by-layer, and the results indicate that the fabrics in Al-CF/PP undergo significant shear deformations; Then, the uniaxial and biaxial tensile experiments were conducted for Al sheets and CF/PP sheets under different temperature conditions, and the temperature-dependent material constitutive model of Al-CF/PP was constructed; And the hot press molding finite element model of the Al-CF/PP hat-shaped rail was developed in ABAQUS, and the predicted fiber angle variations by the simulation are basically consistent with the experimental results. The results indicate that all Al sheets occur thickness reductions, all CF/PP sheets undergo obvious shear deformations and interlayer materials between Al and CF/PP occur significant failure damages during the hot press molding process.
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Keywords:
- Al-CF/PP rail /
- hot press molding /
- formability /
- constitutive model /
- numerical simulation
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随着现代反装甲武器的发展及战场环境的复杂化，装甲系统不断受到更多的威胁，对其战场生存能力提出了更高的要求。陶瓷/高性能纤维树脂基复合材料复合装甲板将高硬度、低体积密度的陶瓷与高韧性的高性能纤维树脂基复合材料背板结合，通过面板陶瓷的破碎和背板高性能纤维树脂基复合材料的变形来耗散弹丸动能，从而实现抵挡穿甲弹侵彻的目标。在穿甲弹的侵彻过程中，陶瓷基于其高硬度特性，侵蚀、碎裂弹丸，并通过自身的破碎吸能耗散弹丸的动能，同时使弹丸的侵彻方向发生偏转。此外，陶瓷的破碎吸能是耗散穿甲弹动能的主要模式[1]。因此，研究在弹道侵彻过程中陶瓷的碎裂行为，分析陶瓷的破坏过程及损伤演化特性，对提高装甲中陶瓷材料的利用效率，推动装甲系统的防护高效化和轻量化发展具有重要意义。
近年来，国内外的科研工作者围绕陶瓷/高性能纤维树脂基复合材料复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能及防护机制开展了大量富有成效的工作，研究发现陶瓷的主要破坏形式为锥形破碎，并伴有不同尺寸的陶瓷碎片和碎粒[2]。Krell等[3]基于弹道冲击试验分析了Al2O3陶瓷的碎裂模式对其物理力学性能及弹道性能的影响，表明陶瓷的碎裂模式决定了弹丸与陶瓷相互作用过程中陶瓷的驻留时间以及磨蚀效率，陶瓷碎裂的裂缝间距小及小尺寸碎片能够增大陶瓷与弹丸间的磨蚀作用，提高陶瓷的弹道性能。Hogan等[4]对弹击后B4C陶瓷碎片的形状和大小进行测量与分析，结果表明B4C陶瓷在弹丸侵彻下发生两种不同的破碎机制：一种为陶瓷结构内部的缺陷导致裂纹发生合并，产生长宽比较高的小尺寸碎片；另一种为在平行于弹丸冲击方向上产生径向及周向裂纹，导致陶瓷发生断裂，产生长宽比为1左右的块状较大尺寸碎片。Yu等[5]基于弹击试验分析了在不同穿燃弹及不同弹击次数下陶瓷的碎片分布研究，表明在0.25~2.25 mm范围内陶瓷碎片呈现高斯分布特征。陶瓷碎片的平均尺寸更小，尺寸分布更集中能够吸收更多的弹丸动能。Madhu等[6]以Al2O3陶瓷/金属复合装甲板为研究对象，分析其在12.7 mm穿甲弹以不同弹速侵彻下发生的主要损伤。随着弹丸速度增加，陶瓷和弹丸会碎裂产生数量更多，尺寸更为细小的碎片，吸收更多的弹丸动能。Chao等[7]以碳化硼陶瓷复合装甲为研究对象，分析在穿甲弹侵彻下B4C陶瓷的微观结构演变，弹丸高速冲击产生的高温高压使陶瓷粒子有能量发生错位，同时伴有层间错位及微孪晶现象。Zhang等[8]通过AUTODYN软件使用SPH方法模拟了弹丸撞击靶板的过程，分析在高速冲击下陶瓷产生的碎片的微观粒子结构及运动特征。表明粒子的空间分布有3种具体形式，即孤立分散粒子、粒子簇和粒子碎片。Liang等[9]使用SPH算法模拟了超高速撞击下碎片的产生过程，计算碎片的长度、宽度、厚度及数量，得到碎片的尺寸特征及分布。表明小尺寸碎片占多数，并随着碎片大小的增加，碎片数量迅速减少。Savio等[10]通过高分辨率电子显微镜观察B4C陶瓷在弹丸以750~1000 m/s的高速撞击下微观结构的变化，由于在冲击载荷期间材料产生各向异性弹性应变，陶瓷晶粒沿一定结晶方向裂开，发生晶体解理，并出现平行于晶面且与晶体解理面相邻的纳米级非晶化现象，影响陶瓷的碎裂特性，从而影响陶瓷的弹道性能。综上，大量学者对陶瓷在弹道侵彻过程中的碎裂行为进行了宏观及微观结构的描述，但对于陶瓷/纤维树脂基复合材料复合装甲板中作为面板结构的陶瓷在穿甲弹侵彻下的渐进碎裂破坏过程以及相应的损伤机制研究较少。
本文以碳化硼(B4C)陶瓷作为防弹面板材料，以UHMWPE层压板作为背板材料，通过真空袋膜压工艺制备B4C/UHMWPE复合装甲板。基于54式12.7 mm穿甲弹侵彻试验，研究复合装甲板在弹速为(488±10) m/s时的抗穿甲弹侵彻性能；基于X射线断层扫描技术和断口形貌，观察弹道侵彻后复合装甲板的内部损伤形貌，分析B4C/UHMWPE复合装甲板在穿甲弹侵彻作用下的响应机制及碳化硼陶瓷破碎行为和特征参数，对优化复合装甲板结构具有重要的指导意义。
1. 实验材料及方法
1.1 原材料
碳化硼陶瓷(B4C)，宁夏机械研究院股份有限公司，表面尺寸为300 mm×300 mm。UHMWPE层压板，北京普诺泰新材料科技有限公司，尺寸为300 mm×300 mm，其是由单向(Unidirectional，UD)正交结构的UHMWPE长丝增强热塑性树脂基体，通过铺展、复合、热压工艺制备而成的高性能纤维树脂基复合材料层压板，具有优异的抗弹道侵彻性能。B4C陶瓷和UHMWPE层压板的物理性能分别如表1和表2所示。界面粘结用胶膜，北京普诺泰新材料科技有限公司，单层面密度为(45±5) g/m2；芳纶平纹织物，北京普诺泰新材料科技有限公司，单层面密度为(200±10) g/m2，其放置于碳化硼陶瓷面板的表面，主要作用是为了避免弹道侵彻过程中陶瓷破碎后飞溅而导致的二次伤害。
1.2 复合装甲板的制备
采用真空袋膜压工艺制备B4C/UHMWPE复合装甲板。首先，从背弹面开始依次将UHMWPE层压板、热塑性树脂基胶膜、碳化硼陶瓷、芳纶平纹布的顺序将组分材料进行叠层铺放，如图1(a)所示，表面覆盖真空袋，进行密封；随后，采用真空泵(FY-1 C-N，中国飞越有限公司)抽真空处理，使按顺序铺放好的各组分材料在0.1 MPa恒压状态下固定位置，并将其放置于鼓风烘箱机(DHG-9243 A，中国中杰电热有限公司)中，在 110℃下，保温保压1 h 后开始降温，保压冷却至室温后卸压，取出B4C/UHMWPE复合装甲板。试验用的复合装甲板的结构及其参数如表3所示。
表 1 B4C陶瓷的物理性能Table 1. Physical properties of B4C ceramicBending strength/MPa Elastic modulus/GPa Vickers harness/MPa Fracture toughness/(MPa·m1/2) Volume density/(g·cm−3) 564 393 34652.8 3.47 2.57 表 2 试验用超高分子量聚乙烯(UHMWPE)层压板的物理性能Table 2. Physical properties of ultra-high molecular weight polyethylene (UHMWPE) laminate in experimentVolume density
/(g·cm−3)Tensile strength at break/MPa Young's modulus/GPa Tensile strain at break/% 0.95-1.0 1064.39 42.09 3.10 ![]()
图 1 (a) 真空袋膜压工艺制备装甲板；(b) 弹道测试装置；(c) 弹道测试后的复合装甲板和弹丸；(d) X 射线计算机断层扫描(CT)扫描设备Figure 1. (a) Preparation of armor plate by vacuum bag film pressing process; (b) Illustration of ballistic test setup; (c) Post-impact composite laminate and bullet; (d) Illustration of X-ray computed tomography (CT)-scan setupAPI-Armor piercing incendiary; IR—Infrared ray; A—Sectional drawing表 3 试验用B4C/UHMWPE复合装甲板结构及其参数Table 3. Structure and specifications of B4C/UHMWPE composite armor plate in experimentTest structure No. Structure design
of armor plateParameters of B4C/UHMWPE laminated composite armor plate Repetition Thickness of B4C/mm Areal density of UHMWPE/(kg·m−2) Areal density of armor plate/(kg·m−2) AVG. STD. AVG. STD. AVG. STD. S1# 11 mm B4C + 10 kg/m2 UHMWPE 11.13 0.13 10.13 0.08 39.21 0.54 9 S2# 12 mm B4C + 8 kg/m2 UHMWPE 12.08 0.10 8.12 0.04 39.56 0.45 5 S3# 11 mm B4C + 12 kg/m2 UHMWPE 11.18 0.02 11.98 0.16 41.77 0.39 4 S4# 12 mm B4C + 10 kg/m2 UHMWPE 12.20 0.01 10.02 0.07 42.18 0.36 7 Notes: AVG.—Average; STD.—Standard deviation. 1.3 弹道测试
参照GJB 4300 A—2012 [11]，选用配备12.7 mm穿甲弹的弹道枪对B4C /UHMWPE复合装甲板在着靶弹速为(488±10) m/s范围内进行弹道侵彻实验。弹丸入射角度为0°，射距设置为100 m，并装甲板悬空固定。每块装甲板测试一发弹，并且弹着点位置距离装甲板边缘75 cm及以上为有效射击。弹道实验所用设备如图1(b)所示，测试后复合装甲板表面形貌及弹丸碎片如图1(c)所示。
1.4 损伤形貌表征
采用工业级X射线计算机断层扫描设备(Diondo d5，德国Diondo GmbH有限公司)对弹道侵彻后装甲板进行CT扫描分析，见图1(d)。
2. 结果与分析
2.1 组分结构对B4C/UHMWPE复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能的影响
本文采用54式12.7 mm穿甲弹以弹速(488±10) m/s对4种结构的B4C/UHMWPE复合装甲板进行单发弹道试验，选用有效防护百分数作为复合装甲板的抗12.7 mm穿甲弹侵彻性能的衡量指标。试验分别研究了相同冲击速度时不同陶瓷厚度和不同UHMWPE层压板面密度对B4C/UHMWPE复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能的影响。
由表3可知，结构S1#与S2#、结构S3#与S4#都为相近装甲板面密度下组分材料比重对复合装甲板防弹性能影响的对比试验组；结构S1#与S3#、结构S2#与S4#都为相同B4C厚度时UHMWPE层压板面密度增量对复合装甲板防弹性能的影响；结构S1#与S4#为相同UHMWPE层压板面密度时B4C陶瓷厚度增量对复合装甲板防弹性能的影响。表4为B4C/UHMWPE复合装甲板抵挡54式12.7 mm穿甲弹侵彻试验的结果。由表4可知，弹丸的侵彻速度稳定在合理的范围内及弹着点距装甲板边缘的距离均满足测试标准GJB 59.18—1988[11]要求，保证了弹道测试结果的横向可对比性；此外，每种结构的有效重复射击试验试样均在4块及以上，足够的样本数量保证试验结果具有一定的可参考性。此外，由表4还可知，对于相同结构的B4C/UHMWPE复合装甲板，其抗穿甲弹侵彻性能存在较为明显的差异，其主要是由于目前国内B4C防弹陶瓷性能的不稳定性导致的，因而本文采用有效防护百分比作为B4C /UHMWPE复合装甲板抗弹道侵彻性能的衡量指标。
表 4 B4C /UHMWPE复合装甲板抵挡54式12.7 mm穿甲弹侵彻试验结果Table 4. Test results of B4C /UHMWPE composite armor plate resisting the penetration of 54 Type 12.7 mm armor piercing projectileNo. of test structure Repeat sample No. Impact velocity/(m·s−1) Post-impact state Location of impact point Bulge length/mm Distance from top/mm Distance from left/mm S1# S1#-1 495 NP 130 200 39 S1#-2 497 CP 150 160 — S1#-3 489 NP 145 155 60 S1#-4 492 CP 160 175 — S1#-5 491 CP 215 150 — S1#-6 493 CP 105 155 — S1#-7 493 NP 115 135 95 S1#-8 483 CP 175 180 — S1#-9 497 CP 160 160 — S2# S2#-1 495 CP 165 195 — S2#-2 493 CP 210 170 — S2#-3 491 CP 180 215 — S2#-4 489 CP 155 145 — S2#-5 493 NP 145 150 79 S3# S3#-1 489 CP 115 150 — S3#-2 498 NP 110 120 93 S3#-3 491 NP 210 190 68 S3#-4 483 NP 175 240 66 S4# S4#-1 496 NP 120 140 55 S4#-2 490 CP 150 165 — S4#-3 494 NP 135 150 30 S4#-4 489 CP 155 160 — S4#-5 485 CP 200 115 — S4#-6 486 CP 160 165 — S4#-7 491 NP 150 170 40 Notes: NP—Non-perforating; CP—Complete perforating. 图2是不同结构的B4C/UHMWPE复合装甲板在54式12.7 mm穿甲弹以弹速(488±10) m/s侵彻时的有效防护百分比。可知，结构S3#的复合装甲板在抗12.7 mm穿甲弹侵彻时具有最高的有效防护概率，即有75%的概率能够有效阻断12.7 mm穿甲弹的侵彻。分别对比结构S1#与S2#、结构S3#与S4#可知，在相近面密度的情况下，当降低1 mm厚B4C陶瓷并增加相近面密度的UHMWPE层压板时，复合装甲板的有效防护概率分别提升了13.33%、32.14%，并且随着复合装甲板面密度的增加，这种提升效应更加显著。这主要是由于UHMWPE层压板面密度的增加不仅提升了UHMWPE层压板的防护效率，同时其还增加了UHMWPE层压板对B4C陶瓷的机械支撑作用[12-13]，即背板支撑强化效应。背板支撑强化效应间接地提升了B4C陶瓷的防护效率，在背板和陶瓷防护效率都提升的耦合作用下，复合装甲板防弹性能提升幅度覆盖住了陶瓷厚度下降带来的弱化效应，宏观表现为复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能显著提升。分别对比结构S1#与S3#、结构S2#与S4#可知，当B4C陶瓷厚度相同，增加UHMWPE层压板的面密度时，可提升复合装甲板的有效防护概率，并且结构S3#比S1#、结构S4#比S2#分别提升了41.67%、22.86%，这表明复合装甲板中原UHMWPE层压板组分面密度占比越大，这种提升效果越显著；此外，对比结构S1#和S4#可知，当背板面密度相同，增加B4C陶瓷厚度时，复合装甲板的防护概率提升了9.53%，显著低于陶瓷厚度不变、UHMWPE层压板面密度增加时的复合装甲板防护效率提升幅度(41.67%和22.86%)。这都是由于背板支撑的强化效应导致的。因此，在以提升B4C /UHMWPE复合装甲板的抗12.7 mm穿甲弹侵彻性能为目标的背景下，对复合装甲板结构进行优化设计时，在复合装甲板面密度不变的情况下，可适当降低面板B4C陶瓷的厚度占比、提升背板UHMWPE层压板的面密度占比；在复合装甲板面密度可以适当增加的情况下，优先增加UHMWPE层压板的面密度；在复合装甲板面密度可以适当减少的情况下，优先降低B4C陶瓷的厚度。
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图 2 不同结构的B4C/UHMWPE复合装甲板抵挡12.7 mm穿甲侵彻的有效防护百分比Figure 2. Effective protection percentage of B4C/UHMWPE composite armor plates with different structures against 12.7 mm armor piercing penetration2.2 B4C/UHMWPE复合装甲板在穿甲弹侵彻下的响应机制
图3是弹道侵彻后B4C/UHMWPE复合装甲板的损伤形貌。图3(a)是基于X射线计算机断层扫描技术获得的弹道侵彻后B4C/UHMWPE复合装甲板沿弹孔直径方向的横截面损伤形貌。图3(b)和图3(c)是弹着点处B4C/UHMWPE复合装甲板的宏-微观尺度的损伤形貌。可知，在穿甲弹侵彻作用下，B4C/UHMWPE复合装甲板的损伤模式主要包括B4C陶瓷板的区域性破碎和粉化，UHMWPE层压板的多层面分层破坏、剪切破坏和面外塑性变形。其中，UHMWPE层压板的多层面分层破坏主要是由于单向正交结构的层压板承受面内拉伸作用导致的[14-15]。图4(a)是弹着点处B4C陶瓷板内部的自由面损伤形貌，包括B4C陶瓷板背面的损伤形貌(图4(a1))及与陶瓷板背面分离并贴附于UHMWPE层压板的超前碎裂区的B4C陶瓷破碎形貌(图4(a2))。可知，B4C陶瓷的面内主要损伤区域呈现圆形，并且裂纹主要沿径向分布，圆形的面内损伤区域是陶瓷各向同性的特性决定的，径向分布的裂纹主要是弹丸在侵彻过程中对B4C陶瓷板的纵向挤压导致的。对比图4(a1)和图4(a2)可知，尽管这两份部分陶瓷表面损伤形貌都来源于自由面，但是径向破碎程度的巨大差异表明这两部分陶瓷并非同时承受弹丸的侵彻作用。
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图 3 弹道侵彻后B4C/UHMWPE复合装甲板的损伤形貌：(a) 基于CT扫描的沿弹孔直径方向的复合装甲板横截面剖面形貌(S4#-3)；(b) 弹着点处装甲板的宏观尺度的损伤形貌；((c1)~(c4)) 弹着点处装甲板的微观尺度的损伤形貌Figure 3. Damage morphologies of post-impact B4C/UHMWPE composite armor plate: (a) Cross section morphology of composite armor plate along bullet hole diameter based on CT scanning (S4#-3); (b) Macroscopic damage morphology of armor plate at the impact point; ((c1)-(c4)) Micro scale damage morphology of armor plate at the impact point![]()
图 4 (a1) 弹着点处B4C陶瓷板背面的破碎形貌(S4#-5)；(a2) 与B4C陶瓷板背面分离并贴附于UHMWPE层压板上的超前碎裂区陶瓷破碎形貌(S4#-5)；(b) 穿甲弹侵彻作用下B4C陶瓷响应区域分类示意图Figure 4. (a1) Fracture morphology of back face of B4C ceramic plate at impact point (S4#-5); (a2) Fracture morphology of ceramic in the advanced fragmentation zone separated from B4C ceramic plate back face and attached to the UHMWPE laminate (S4#-5); (b) Schematic diagram of response area classification of B4C ceramic under penetration of piercing projectile结合图3(a)和图4(a1)、4(a2)可知，B4C/UHMWPE复合装甲板中B4C陶瓷破碎区域为双圆台状。并且，根据B4C陶瓷的破碎程度，穿甲弹侵彻作用下的B4C陶瓷响应区域可分为3个部分，如图4(b)所示。第I部分为侵彻过程中B4C陶瓷的超前碎裂区[16]，主要对应于图4(a2)所示的陶瓷碎片。在弹丸达到这一区域前，在冲击压缩波、反射回来的冲击拉伸波、弹丸向下运动的压缩载荷的耦合作用下，如图5所示，这一区域圆台状的陶瓷块与陶瓷板之间已经产生了周向分布的自由面，自由面形貌如图4(a1)、4(a2)所示，随后从陶瓷板上分离开来并贴附在UHMWPE层压板上(如图3(b)所示)。第II部分为弹道侵彻后剩余的B4C陶瓷板区，对应于图4(a1)所示的陶瓷板。由图4(a1)、4(a2)可知，第I部分B4C陶瓷超前碎裂区径向裂纹数是第II部分陶瓷板的径向裂纹数目的2.36倍，即第II部分陶瓷板的碎裂程度远小于超前碎裂区。这主要是由于第I部分B4C陶瓷的超前碎裂区是在UHMWPE层压板的强支撑作用下与弹丸作用的，而自由面的存在导致第II部分陶瓷板在弹着点区域处于近乎无支撑的状态，因而第I部分B4C陶瓷的超前碎裂区比第II部分陶瓷板具有更密集分布的径向裂纹。第III部分是弹丸正下方的碎片-完全粉化区，其主要对应于弹道侵彻后复合装甲板内腔中的陶瓷碎片及UHMWPE层压板上微纳米尺度的陶瓷粉末。第III部分陶瓷在弹道侵彻过程中承受弹丸直接碾压作用，其是弹丸破碎、侵彻方向偏转的主要原因。此外，这区域内的微纳米级别的B4C碎片在弹丸携带的动能作用下，跟随弹丸一起侵彻UHMWPE层压板，如图3(c4)所示。
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图 5 穿甲弹侵彻作用下B4C/UHMWPE复合装甲板中B4C陶瓷超前破碎区的形成机制Figure 5. Formation mechanism of B4C ceramic advanced fragmentation zone in B4C/UHMWPE composite armor plate under armor piercing projectile综上，在穿甲弹的侵彻过程中，B4C/UHMWPE复合装甲板中的B4C陶瓷响应行为包括B4C陶瓷区域性的碎裂、粉化过程及B4C陶瓷的碎片和弹丸一起侵彻UHMWPE层压板。在弹丸和陶瓷碎片的侵彻作用下，UHMWPE层压板的响应行为包括面外塑性变形、多层面的分层破坏、绝热剪切破坏过程[17-18]。因此，B4C/UHMWPE复合装甲板在穿甲弹侵彻下的响应过程可分为3个阶段，依次为冲击波传播过程及诱导陶瓷内自由面生成、B4C陶瓷的破碎过程、UHMWPE层压板的压缩-剪切-拉伸的耦合过程。
图6是B4C/UHMWPE复合装甲板在穿甲弹侵彻作用下的响应机制示意图。在第一阶段中，如图6(a)所示，由于冲击波在B4C陶瓷和UHMWPE层压板中的传播速度远大于穿甲弹的侵彻速度，因而在穿甲弹尚未对B4C陶瓷形成有效物理压缩作用前，冲击波已经在复合装甲板内经历了多次反射、透射，冲击压缩波在装甲板的自由端面反射为冲击拉伸波。在冲击拉伸波的作用下，在弹丸的正下方、靠近B4C陶瓷的背面区域产生锥面分布的周向裂纹并扩展、连接成自由面，形成圆台状的B4C陶瓷超前破碎区，如图6(b1)所示，进入第二阶段，在弹丸的物理前进作用下，B4C陶瓷的超前破碎区在自由面处与陶瓷板分离并贴附于UHMWPE层压板上。与此同时，在弹丸的纵向挤压作用下，B4C陶瓷板产生以弹着点为圆心的径向裂纹；在弹丸的横向压缩作用下，弹丸正下方的陶瓷被碾碎成碎片和粉末，这些碎片和粉末在弹丸动能的加速下，跟随弹丸一起侵彻下方的陶瓷或UHMWPE层压板；此外，基于陶瓷的高硬度特性，弹丸开始破碎。如图6(b2)所示，随着弹丸的持续前进，弹丸依次压缩B4C陶瓷的超前破碎区和UHMWPE层压板，B4C陶瓷的超前破碎区和UHMWPE层压板发生面外弯曲变形。B4C陶瓷的超前破碎区的径向裂纹归咎于弹丸的纵向压缩作用，其周向裂纹是由于超前破碎区跟随UHMWPE层压板的面外弯曲变形导致的，当弹丸穿透B4C陶瓷层后，弹丸与获得加速度的陶瓷碎片一同侵彻UHMWPE层压板[19]，UHMWPE层压板在产生面外弯曲塑性变形的同时，其在弹着点处被弹丸边缘或陶瓷碎片剪切破坏，如图6(b3)所示。在弹丸的冲击载荷作用下，以弹着点为起始段，UHMWPE层压板边缘为末端，UHMWPE层压板边发生面内拉伸变形，基于单向正交结构的层间无交织特性，UHMWPE层压板内出现多层面的分层破坏，如图6(b4)所示。值得注意的是，UHMWPE层压板主要通过面内的拉伸变形消耗弹丸的剩余动能[20-23]。弹丸是逐层侵彻UHMWPE层压板的，当弹丸剩余动能消耗完时，停止侵彻，如图6(b5)所示，即复合装甲板有效抵挡穿甲弹的侵彻作用；如果弹丸还有多余动能，继续侵彻下一层，直至穿透UHMWPE层压板，如图6(b6)所示，即复合装甲板未能有效抵挡穿甲弹的侵彻作用。
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图 6 穿甲弹侵彻作用下B4C/UHMWPE复合装甲板的响应机制：(a) 冲击波的传播过程；(b) 弹道侵彻过程：(b1) 陶瓷表面产生裂纹并形成超前破坏区；(b2) 超前破碎区与陶瓷分离并发生碎裂；(b3) 弹丸开始侵彻背板；(b4) 弹丸动能耗尽；(b5) 装甲有效抵挡弹丸侵彻；(b6) 装甲被弹丸穿透Figure 6. Response mechanism of B4C/UHMWPE composite armor plate under armor piercing projectile: (a) Process of shock wave propagation; (b) Ballistic penetration process: (b1) Cracks appear on ceramic surface and advanced fragmentation zone is formed; (b2) Advanced fragmentation zone separates from the ceramic and breaks; (b3) Projectile began to penetrate the backplane; (b4) Kinetic energy of projectile is exhausted; (b5) Armor effectively resists projectile penetration; (b6) Armor was penetrated by the projectileV—Velocity of projectile2.3 穿甲弹侵彻后B4C陶瓷的自由面锥角
B4C/UHMWPE复合装甲板在抵挡穿甲弹侵彻过程中，其陶瓷组分主要通过陶瓷破碎和裂纹扩展来耗散弹丸的动能。由陶瓷碎裂形貌(图3(b)和图4(a1)、图4(a2))可知，在B4C/UHMWPE复合装甲板抵挡12.7 mm穿甲弹侵彻过程中，B4C陶瓷的破碎主要集中在超前破碎区(第I部分响应区域)和弹丸正下方的碎片-完全粉化区(第III部分响应区域)，因此，B4C陶瓷的第I部分响应区域和第III部分响应区域是其在穿甲弹侵彻过程中耗散弹丸动能的主要响应区域。由图4(b)可知，自由面锥角与超前破碎区和弹丸正下方的碎片-完全粉化区都存在相关性，因此，本文采用自由面锥角作为B4C陶瓷在穿甲弹侵彻下的响应特征参数，并分析其与B4C/UHMWPE复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能的关系。
图7(a)是弹道侵彻后B4C陶瓷自由面锥角的测量示意图，图7(b)是自由面锥角的实测值，其通过Image J软件测量。由图7(b)可知，对于不同结构的B4C/UHMWPE复合装甲板，其在完全穿透或未完全穿透状态下的自由面锥角都几乎相等(峰值偏差在1o以内)，即自由面锥角不受复合装甲板中B4C陶瓷厚度或UHMWPE层压板厚度的影响。此外，对于试验用的4种结构，未完全穿透时的自由面锥角都大于完全贯穿时的自由面锥角，这是由于自由面锥角增大，穿甲弹侵彻下B4C陶瓷的第I部分响应区域和第III部分响应区域的范围增大，从而在破碎过程中消耗更多的弹丸动能，因而有更大概率能够有效抵挡穿甲弹的侵彻。
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图 7 弹道侵彻后B4C/UHMWPE复合装甲板的自由面锥角Figure 7. Free surface cone angle of post-impact B4C/UHMWPE composite armor plate由上可知，对于穿甲弹侵彻后的B4C/UHMWPE复合装甲板，B4C陶瓷内的自由面锥角与复合装甲板的结构(陶瓷厚度、UHMWPE层压板厚度)无显著关系，但与复合装甲板是否有效抵挡穿甲弹侵彻有明显正相关性，这表明自由面锥角可以用来作为横向指标来单纯评估复合装甲板中B4C陶瓷的抗穿甲弹侵彻性能。
3. 结 论
(1) 在以提升B4C/超高分子量聚乙烯(UHMWPE)复合装甲板的抗12.7 mm穿甲弹侵彻性能为目标的背景下，对复合装甲板结构进行优化设计时，在复合装甲板面密度不变的情况下，可适当降低面板B4C陶瓷的厚度占比、提升背板UHMWPE层压板的面密度占比；在复合装甲板面密度可以适当增加的情况下，优先增加UHMWPE层压板的面密度；在复合装甲板面密度可以适当减少的情况下，优先降低B4C陶瓷的厚度。
(2) 在穿甲弹侵彻作用下，B4C陶瓷的破碎区域呈现双圆台状。根据陶瓷破碎程度，其弹道响应区域可分为3部分。第I部分为位于弹着点下方、靠近陶瓷板背面的陶瓷超前破碎区域，第II部分为弹道侵彻后剩余的B4C陶瓷板，第III部分为弹丸正下方的碎片-完全粉化区。第I部分和第II部分主要的宏观裂纹形貌为径向裂纹，其是由于弹丸在侵彻过程中的纵向压缩导致的；第III部分的主要宏观形貌为陶瓷碎片和粉化。此外，第I部分的陶瓷超前破碎区域还存在周向裂纹，其主要是由于超前破碎区在弹丸侵彻作用下随UHMWPE层压板的面外弯曲变形导致的。
(3) B4C/UHMWPE复合装甲板在穿甲弹侵彻下的响应过程可分为3个阶段，分别为冲击波传播过程及诱导陶瓷内自由面生成、B4C陶瓷的破碎过程、UHMWPE层压板的压缩-剪切-拉伸的耦合过程。
(4) 对穿甲弹侵彻后的B4C/UHMWPE复合装甲板，B4C陶瓷内的自由面锥角与复合装甲板的结构(陶瓷厚度、UHMWPE层压板厚度)无显著关系，但与复合装甲板是否有效抵挡穿甲弹侵彻有明显正相关性，这表明自由面锥角可以作为横向指标来单纯评估复合装甲板中B4C陶瓷的抗穿甲弹侵彻性能。
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图 1 Al和碳纤维增强聚丙烯(CF/PP)片材的单轴拉伸和偏轴拉伸测试
DIC—Digital image correlation
Figure 1. Uniaxial and bias-extension tests for Al and carbon fiber reinforced polypropylene (CF/PP) sheets
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图 2 Al片材在不同温度条件下的拉伸应力-应变曲线
Figure 2. Tensile stress-strain curves of Al sheets under different temperature conditions
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图 3 CF/PP预浸料在不同温度下的应力-剪切角曲线
Figure 3. Bias-extension stress-shear angle curves of CF/PP prepreg under different temperature conditions
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图 4 Al-CF/PP混合帽型梁的制备工艺示意图及CT扫描流程图
R—Radius
Figure 4. Schematic diagram of manufacturing process and CT scanning flowchart of Al-CF/PP hybrid hat-shaped rail
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图 5 第4层CF/PP的CT图像及其9个点的纤维角度
Figure 5. CT images of the 4th CF/PP and the fiber angles of nine points
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图 6 第5层CF/PP的CT切片图像及其9个点的纤维角度
Figure 6. CT images of the 5th CF/PP and the fiber angles of nine points
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图 7 纤维剪切变形示意图
Figure 7. Schematic diagram of the fiber yarn shear deformation
θ1, θ2—Shear angles of the weft yarn and warp yarns, respectively; α—Shear angle between the weft and warp yarns; (e_1,e_2) is the current local orthogonal coordinate system; ({ }^1 \underline{\boldsymbol{f}}_\alpha, { }^2 \underline{\boldsymbol{f}}_\alpha , \alpha=1,2) is the current fiber coordinate system; (\underline e _1^0,\underline e _2^0) is the initial local orthogonal coordinate system; (\underline{\boldsymbol{f}}_1^0, \underline{\boldsymbol{f}}_2^0) is the initial fiber coordinate system
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图 9 实验与仿真之间的Al-CF/PP混合梁成形轮廓对比
Figure 9. Comparisons in forming profiles of the Al-CF/PP hybrid rail between experiment and simulation
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图 10 实验与仿真之间关于第4层中不同点处的纤维角度变化对比
Figure 10. Comparisons in fiber angle variations in different points of the 4th layer between experiment and simulation
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图 11 实验与仿真之间关于第5层中不同点处的纤维角度变化对比
Figure 11. Comparisons in fiber angle variations in different points of the 5th layer between experiment and simulation
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图 12 Al片材的厚度减薄对比
STH—Section thickness
Figure 12. Comparisons in thickness thinning of Al sheets
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图 14 Al-CF/PP帽型梁内部片材的界面失效对比
Figure 14. Comparisons in interface failure of inner sheets of the Al-CF/PP hybrid rail
表 1 铝合金片材的主要化学成分 (wt%)
Table 1 Major chemical composition of the alloy sheet (wt%)
Element Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Value 0.59 0.12 0.24 0.11 1.02 0.24 0.07 
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表 2 Al片材的Johnson-Cook (JC)模型材料参数
Table 2 Johnson-Cook (JC) model material properties of the Al sheet
Parameter A B n Tmelt /K Value 126.23 22.42 0.054 923.15 Notes: A, B, n are undetermined parameters in JC model, which can be calibrated at reference temperature and reference rate; Tmelt—Melting temperature.
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表 3 CF/PP预浸料的次弹性模型参数
Table 3 Hypoelastic model parameters of the CF/PP prepreg
Parameter {a_1} {a_2} {a_3} {a_4} {a_5} A Value 2.08 −4.93 5.45 −2.88 0.97 −2.16 Note: a1, a2, a3, a4 and a5 are fitting parameters for shear stiffness C33.
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表 4 Al片材与CF/PP片材界面材料的粘胶参数
Table 4 Cohesive parameters of the interface material between Al sheets and CF/PP sheets
Cohesive {K_{{\text{nn}}}} /(GPa·m−1) {K_{{\text{ss}}}} /(GPa·m−1) {K_{{\text{tt}}}} /(GPa·m−1) \delta _{\text{n}}^{\text{0}} /MPa \delta _{\text{s}}^{\text{0}} /MPa \delta _{\text{t}}^{\text{0}} /MPa \delta _{\text{m}}^{{\text{max}}} /mm Value 8.0 8.0 8.0 0.001 0.001 0.001 0.001 Notes: {K_{{\text{nn}}}} , {K_{{\text{ss}}}} , {K_{{\text{tt}}}} —Normal and shear stiffness parameters, respectively; \delta _{\text{n}}^{\text{0}} , \delta _{\text{s}}^{\text{0}} and \delta _{\text{t}}^{\text{0}} —Normal and shear strength parameters, respectively; \delta _{\text{m}}^{{\text{max}}} —Effective separation at damage initiation.
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表 5 CT测试和FEA预测中第4层和第5层中不同点处的纤维角变化对比
Table 5 Comparisons in fiber angle variations in different points of 4th and 5th layers between CT test and FEA prediction
Layer CT Shear angle/(°) FEA Shear angle/(°) |Error|/% Ply-4
(CF/PP)A 98.5 a 95.8 2.74 D 99.5 d 97.5 2.01 G 99.5 g 98.8 0.70 E 99.0 e 95.1 3.94 F 100.0 f 115.3 15.30 I 97.0 i 111.4 14.80 Ply-5
(CF/PP)A' 99.0 a' 97.4 1.61 D' 100.5 d' 98.8 1.69 G' 99.0 g' 96.4 2.63 E' 100.0 e' 97.8 2.20 F' 99.0 f' 98.4 0.60 I' 99.0 i' 98.0 1.01
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纤维-金属层合板(Fiber-metal laminate，简称FML)结合了高韧性、低成本以及高强度、低密度复合材料的优势，并且能够更好的平衡二者在成本和性能方面的关系，被广泛应用于航空航天领域。随着汽车领域对轻量化需求的日益增长，轻质铝合金和可回收的热塑复合材料开始受到车企的关注。铝合金-碳纤维增强聚丙烯(Aluminum alloy-carbon fiber reinforced polypropylene，简称Al-CF/PP)混合材料通过灵活的铺层设计再经热模压工艺可快速成形为单曲率/双曲率的车身薄壁构件，具有自动化程度高和可重复性好等优势。然而，铝合金通常被视为各向同性材料，碳纤维增强聚丙烯则是典型的各向异性材料，二者的基本材料力学性能差异明显；另外，热模压工艺不可避免地涉及到高温环境，热力耦合力学特性使得Al-CF/PP混合材料本构模型的开发较为复杂；还有，原本正交的CF/PP片材在热模压成形中受到压边力的作用其内部织物材料将发生剪切变形而转为非正交，当前商业有限元软件依然缺乏热塑性复合材料热力耦合非正交本构模型，不利于对其成形性能开展更为深入的研究，行业中至今仍缺乏Al-CF/PP混合材料的成形缺陷评价准则，阻碍了其进一步推广和应用。
本研究采用热模压工艺制备了8层(Al片材与CF/PP片材交替对称铺放)铝合金-碳纤维增强聚丙烯 (Al-CF/PP)混合帽型梁，利用X射线扫描断层 (X-ray computed tomography, X-ray CT)技术对内部织物材料的夹角变化进行了表征，发现每一层CF/PP片材均出现了明显的剪切变形现象，与中性面相邻的两层CF/PP片材中的最大剪切角和最小剪切角分别约为10.5°(第5层)和7°(第4层))；通过在不同温度环境中对Al片材开展单轴拉伸实验以及对CF/PP片材开展偏轴拉伸实验，发现温度条件对二者的应力-应变曲线变化规律均具有显著影响；进一步基于Johnson-Cook(JC)模型构建了与温度相关的Al片材的热模压材料本构，基于连续介质力学构建了与温度相关的CF/PP的非正交次弹性本构，在ABAQUS/Explicit中建立了Al-CF/PP混合帽型梁的热模压有限元模型并验证了其准确性；仿真结果表明：所有Al片材在成形过程中均发生了轻微的厚度减薄变形，主要集中在压边筋附近；所有CF/PP片材均发生了明显的剪切变形，最大剪切角超过10°；Al与CF/PP片材之间的界面材料出现了大面积的损伤。本研究成功构建了Al-CF/PP混合材料的热力耦合材料本构模型，验证了有限元模型的准确性，为后续开展Al-CF/PP混合车身构件的成形特性分析和工艺参数优化研究奠定了模型基础。
Al-CF/PP混合帽型梁的CT扫描结果与仿真结果：(a)纤维夹角变化；(b)仿真结果对比
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