陶瓷/UHMWPE复合装甲板以其轻质高强的优异性能广泛应用于弹道防护领域，其通过陶瓷的破碎与背板的变形破坏耗散弹丸动能，其中陶瓷的破碎吸能是消耗动能的主要模式。因此，分析陶瓷的碎裂过程及损伤演化特性，对优化陶瓷复合装甲的防护性能具有重要意义。本文以碳化硼陶瓷 (B₄C) 作为面板材料，超高分子量聚乙烯 (Ultra-high molecular weight polyethylene，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。采用54式12.7mm穿甲弹以弹速 (488±10) m/s 侵彻复合装甲板，研究复合装甲板的抗侵彻性能；基于X射线计算机断层扫描 (X-ray 

computed tomography，CT) 技术和断口形貌观察，分析复合装甲板的弹道侵彻响应机制及B₄C陶瓷的破碎行为和特征参数。研究结果表明：B₄C陶瓷的破碎区域呈现双圆台状；陶瓷的响应区域包括陶瓷板背面的超前破碎区、弹道侵彻后剩余的陶瓷板、弹丸正下方的碎片-完全粉化区；B₄C陶瓷内的自由面锥角与复合装甲板的抗穿甲弹侵彻性能存在明显正相关性；B₄C/UHMWPE复合装甲板的响应过程包括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。 

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。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。Krell等基于 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0.25~2.25mm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等以Al₂O₃陶瓷/金属复合装甲板为研究对象，分析其在12.7mm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等通过高分辨率电子显微镜观察B₄C陶瓷在弹丸以750~1000m/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12.7mm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。

1.1.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300mm×300mm。UHMWPE层压板，北京普诺泰新材料科技有限公司，尺寸为300mm×300mm，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0.1MPa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1h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。

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)。 

2.1.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12.7mm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12.7mm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S2^#、结构S3^#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 12.7mm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。

图2是不同结构的B₄C/UHMWPE复合装甲板在54式12.7mm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12.7mm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12.7mm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1mm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，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12.7mm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。

2.2.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。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。

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，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。 

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。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，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。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。

2.3.穿甲弹侵彻后B₄C陶瓷的自由面锥角 

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1°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。 

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。

(1)在以提升B₄C/超高分子量聚乙烯 (UHMWPE)复合装甲板的抗12.7mm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。

(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。 

来源：《复合材料学报》2023年 40卷 第6期

作者：贾楠, 焦亚男, 周庆, 何业茂, 陈利, 万喜莉