殷軍輝，鄭 堅，倪新華，潘傳增，張炳文

（軍械工程學院 火炮工程系，石家莊050003）

目前對于火炮的戰(zhàn)術技術性能、身管使用壽命等要求越來越高，而在多種現役火炮中均發(fā)現彈帶與身管內壁表面因高速摩擦產生金屬軟化現象，在連續(xù)的急促射擊時甚至能觀察到少量熔化銅流出炮口的痕跡[1]，這是引起火炮膛線掛銅、射擊精度下降以及燒蝕磨損加劇的重要原因.

盡管目前對于火炮射擊完成瞬間的膛壁溫度尚無十分精確可靠的結論，但大量理論分析[2，3]與測試結果[4，5]說明，彈丸在直膛段的運動過程中，火藥燃燒及劇烈摩擦而使彈帶表層的峰值溫度至少應為1 000℃，因而彈帶表面極有可能在擠進完成后就已超過約為200～280℃的再結晶溫度[6].

固體間摩擦磨損的研究結果表明，高速摩擦可導致金屬表面溫度達到熔點，并在接觸區(qū)由熔化金屬形成很薄的液態(tài)潤滑膜.根據火炮發(fā)射時膛內的高溫特性，彈帶表層部分在高速摩擦下不斷升溫而相繼發(fā)生熱軟化甚至局部熔化，這很可能是造成膛線掛銅的根源之一.其宏觀作用機理為：在彈丸膛內運動過程中，金屬彈帶在沖擊載荷下發(fā)生劇烈的塑性變形，同時由于緊貼膛壁而產生持續(xù)摩擦并瞬時達到高溫，這引起彈帶表層金屬的熱軟化及粘著磨損[7]，最終導致少量的銅附著于多次射擊后光潔度有所下降的內膛壁面.由于受膛內惡劣環(huán)境及測量技術的局限，目前無法對以上推測進行比較有效的實驗驗證，但注意到上述過程中表層金屬的熱軟化甚至熔化是一個關鍵環(huán)節(jié)，則不僅可以從理論層面分析，而且能夠進行試驗研究，即彈帶表層的顯微硬度應明顯下降，并且在細觀及微觀尺度上體現為彈帶表層的局部再結晶.

針對這一問題，本文以現役彈丸中常用的H96黃銅彈帶為研究對象，基于再結晶動力學，分析其在急劇升溫條件下發(fā)生再結晶及晶粒長大的可能性，采用金相顯微鏡和掃描電鏡（SEM）觀察并分析回收砂彈的彈帶細觀與微觀組織，以獲取彈帶表層是否發(fā)生再結晶的相關實驗依據，從而為彈帶熱軟化機理、膛線掛銅問題的研究及有效解決提供參考.

1 理論分析

工業(yè)生產中，金屬材料發(fā)生再結晶通常需要長時間加熱，相比之下彈丸膛內運動僅10ms，因而彈帶金屬難以發(fā)生再結晶，但火炮發(fā)射時極為特殊的高溫高壓環(huán)境以及作用于彈帶的強大沖擊載荷，極有可能使在擠進初期有過劇烈塑性變形的彈帶表層所儲存的大量自由能加速釋放，即在具備了瞬態(tài)高溫與大變形量2個先決條件的特殊情況下，彈帶表層發(fā)生再結晶仍然存在一定可能，只不過由于時間極短而無法向彈帶內部延伸.

1.1 再結晶的可能性分析

彈帶與工業(yè)用H96黃銅的外觀、用途有所差別，但材料的基本性質不變，如果彈帶表層金屬發(fā)生再結晶，其過程在細觀尺度上同樣應體現出形核與長大的階段性特征.最為關鍵的特點在于釋放自由能的過程幾乎應在瞬間完成，而這正是導致其細觀組織演變區(qū)別于普通熱加工的本質和根源所在.

研究表明，銅在等溫下的再結晶速度隨再結晶比例的增加而增大，具有形核——長大過程的典型動力學特征[8].基于再結晶動力學，分析彈帶尤其是表層發(fā)生再結晶的可能性.

再結晶速度v與溫度T符合熱激活速率方程：

式中，A為比例常數，Q為激活能，R為氣體常數，T為絕對溫度.

v與產生一定體積分數的再結晶所需時間t成反比（即vt為常數），則式（1）等效于

式中，A′為比例常數，滿足A/A′為常數.

將式（2）取對數可得：

式（3）表明1/T與lnt之間存在線性關系.

根據以上分析，加熱溫度越高則再結晶速度越快.同時，再結晶速度也受金屬變形程度的影響，由于彈帶擠進時的塑性變形十分劇烈，瞬間儲存而聚集的高能量給予再結晶極大驅動力，這導致再結晶溫度低且速度快，從而為彈帶表層在膛內運動過程中發(fā)生再結晶提供了前提.但再結晶現象很可能僅限于彈帶表層區(qū)域，原因在于加熱時間受整個彈丸膛內運動時間的限定，數量級僅為ms級，內部絕大部分區(qū)域仍然無法超越該溫度.

1.2 晶粒長大的可能性分析

彈丸進入直膛段后，彈帶表層溫度持續(xù)升高，其影響在細觀層面上體現為：大角度晶界遷移的加快使晶粒長大速度迅速提高.晶界的平均移動速度為

式中，為晶界平均遷移率，為平均驅動力，γb為比界面能，為晶界平均曲率半徑，d/dt為晶界平均直徑增大速度.對于大致均勻的晶粒組織，≈，而γb對各種金屬在一定溫度下均可看作常數，若以K1表示2γb，則式（4）變?yōu)?/p>

又有晶界平均遷移率與e－Qm/（RT）成正比，引入常數K2后有：

式中，Qm為晶界遷移激活能.

將式（6）代入式（5）得：

再對式（7）積分可得：

式（8）表明，溫度T越高則產生一定尺寸的晶粒所需時間t越短，這一結論與再結晶階段相類似.式（8）也可寫成如下形式：

2 試驗方法與儀器

為保證試驗驗證的實際意義，選取現役火炮配屬彈丸中十分常見的黃銅彈帶為研究對象，在國家靶場進行某型榴彈炮射擊試驗，從落區(qū)內回收該批次彈丸并從中取得彈帶樣品.如圖1所示，分別在發(fā)射前后的H96黃銅彈帶的同一位置取樣，并將垂直于彈丸軸線并包含彈帶凹凸部分的弧形剖面作為待分析面.取樣時采用電腐蝕線切割技術，以避免機械切割引起的彈帶塑性變形干擾試驗結果.

圖1 某型大口徑彈丸上的H96黃銅彈帶及其取樣位置

經鑲嵌、研磨、拋光得到彈帶試樣，浸蝕后進行如下試驗：采用OLYMPUS－DP12型金相顯微鏡觀察其顯微結構并進行微觀組織分析；用S－4800型掃描電鏡（SEM）觀察彈帶試樣微觀組織與形貌，加速電壓10kV；采用 HXS－1000顯微硬度計測量彈帶表層區(qū)域的維氏硬度，載荷200g，加載時間15s.

3 細觀與微觀組織分析

3.1 金相分析

觀察圖2（a）中彈帶擠進前的顯微組織發(fā)現，晶粒尺寸相對均勻，多為較大的等軸晶.圖2（b）所示的擠進后彈帶則具有比較明顯的層狀結構，原來的外層等軸晶在沖擊載荷作用下壓縮為條狀（區(qū)域③）甚至纖維狀（區(qū)域②），表層的部分纖維組織在持續(xù)高溫及摩擦作用下進一步轉化為細小晶粒（區(qū)域①）.

圖2 彈帶擠進前后的金相顯微圖像對比

測量結果顯示，纖維組織區(qū)硬度最高，其維氏硬度約為HV150左右，而表層細小晶粒的硬度僅為HV80～100，明顯低于彈帶內部的條狀晶粒，但只能推測這些細小晶粒為再結晶組織，尚需進一步觀察和分析后才能確認.

圖3（a）以細小晶粒（外側區(qū)域①）、纖維組織（內側區(qū)域②）為主且層狀結構明顯.細致觀察圖3（b）可發(fā)現，彈帶最外層的細小晶粒（上方區(qū)域①）明顯比其下方的細小晶粒（中間區(qū)域②）尺寸大一些，此現象基本證實了理論分析時所做的推測，即彈帶表層受劇烈摩擦而出現的持續(xù)高溫不僅造成摩擦面的再結晶，而且導致晶粒長大.

圖3 擠進后彈帶的細小晶粒與纖維組織

結合金相顯微鏡觀察結果和彈帶所處的膛內環(huán)境，分析再結晶及晶粒長大機理.彈帶擠進初期，溫度仍與周圍環(huán)境相近，表層材料發(fā)生的塑性變形應屬于冷塑性變形（即發(fā)生加工硬化），消耗的部分機械能以增加點陣缺陷（如空位、位錯）的形式儲存于彈帶表層材料中，使其處于一種熱力學上亞穩(wěn)定狀態(tài).研究表明，溫度對冷塑性變形金屬的組織與性能演變影響極大，只要加熱到適當溫度以提高金屬原子活性，促進晶界滑動和擴散，就能克服這種亞穩(wěn)定狀態(tài)與穩(wěn)定狀態(tài)之間的勢壘，并通過點陣缺陷的重排列和減少實現再結晶及晶粒長大.

經以上金相分析，在細觀尺度上觀察到彈帶表層金屬的再結晶組織，且局部晶粒略有長大，彈帶表層在劇烈摩擦作用下升溫迅速應是其主要原因.

3.2 SEM分析

圖4（a）中的SEM圖像為放大2000倍后的彈帶表層細小晶粒所在區(qū)域，證明這些細小晶粒實際上是尺寸較為均勻的等軸晶（如圓域①、②、③內），并且靠近彈帶外緣部分的等軸晶尺寸更大，據此可認為彈帶表層在高速摩擦作用下發(fā)生了再結晶，且局部晶粒因材料急劇升溫而略有長大，這使前面細觀組織分析中的圖3（b）所得結論得到基本確認；圖4（b）為彈帶表層細小晶粒與纖維組織過渡部分的SEM圖像，由于出現比較明顯的形核跡象而呈現為橢圓狀組織（如橢圓域①、②、③內），細致觀察可發(fā)現圖左側即靠近彈帶表層的區(qū)域已經出現少量細小晶粒（圓域④、⑤內），根據前面對細小晶粒的分析結論，認為該區(qū)域內的組織正處于再結晶階段，因彈丸膛內運動的結束，導致再結晶過程隨溫度的迅速下降而中止.

從圖4（c）中可以觀察到由浸蝕坑相接而成的鏈狀結構，此區(qū)域內是位于細小晶粒內側的纖維組織，變形量應為60%以上；圖4（d）為試樣次外層條狀晶粒的組織形貌，其尺寸明顯比圖4（a）中的等軸晶大得多，其中箭頭所指為晶粒邊緣處由于金屬缺陷較多而產生的浸蝕坑，該區(qū)域變形量約為20%.

圖4 擠進后彈帶局部典型組織的SEM圖像

以上SEM觀察結果進一步證實了細觀組織分析所得結論，彈帶表層金屬在形成再結晶組織的基礎上，局部晶粒有所長大但不十分顯著，同時表層高溫未延伸至彈帶內層，從而使彈帶由外至內呈現出“晶粒長大組織→完全再結晶組織→未完全再結晶組織→條狀晶粒”依次演變的顯著格局.

彈帶表層發(fā)生再結晶后，晶粒長大并不十分顯著，根據彈丸膛內運動的實際環(huán)境，除時間過短無法有效進行熱傳導外，還有一種可能性較大的原因，即火炮發(fā)射時極為劇烈的振動導致晶核數大量增加并使再結晶組織加速形成，從而限制了晶粒尺寸.

4 動態(tài)再結晶問題的討論

對于擠進后基本完成塑性變形的彈帶來說，上述靜態(tài)再結晶應是其主要方面，然而隨著彈丸在直膛段的急速前進，火炮的劇烈振動會造成膛壁對彈帶的擠壓并使其發(fā)生一定塑性變形，盡管與擠進時期的變形相比要小得多，但在擠進后表層溫度較高的情況下，仍然不容忽視.因此在彈帶表面進一步發(fā)生加工硬化的同時，動態(tài)再結晶（或動態(tài)回復）也在持續(xù)進行，這2類效應相互抵消的最終結果是獲得近乎穩(wěn)定的流變應力，同樣導致彈帶表層金屬在膛內運動期間出現很薄的熱軟化層.下面分析動態(tài)再結晶與動態(tài)回復在熱軟化機理中所占比重.

1）從彈帶材料本身的物理屬性來看. 構成彈帶材料的紫銅及H96黃銅均為低層錯能金屬，研究表明，其滑移面上的層錯帶位于全位錯分解成的2個偏位錯之間，這種相距較遠的偏位錯不易重新會聚成全位錯，使材料內部難以發(fā)生交滑移和位錯攀移，從而極大制約動態(tài)回復.

2）從彈帶表層所處的外界條件來看. 彈丸膛內運動后期，彈帶與膛壁間因持續(xù)摩擦生熱而達到比擠進完成時更高的表面溫度，同時由于彈帶的大尺度塑性變形在擠進階段已基本完成，其后的變形量及彈帶承受的應力都要小得多，因而在彈帶表層出現了高溫、低應力的環(huán)境條件，研究結果表明，金屬在這種情況下比較傾向于發(fā)生動態(tài)再結晶.

影響動態(tài)再結晶的因素有兩方面[9]：①原始晶粒度等材料自身因素，晶粒直徑D0越小則越容易發(fā)生動態(tài)再結晶.隨著原始晶粒的變小，完全動態(tài)再結晶區(qū)移向高Z低ε側.②形變溫度T、形變速率和變形量ε等外界條件，前兩者的影響用Zener－Hollomon參數（即Z參數）表示為

式中，Q為熱變形過程中的表觀激活能，與基體原子的自擴散激活能Qsd數值相近.由式（10）可知，Z參數實際上是應變速率的溫度修正值，根據Z與ε關系的試驗結果，動態(tài)再結晶的臨界變形量與Z參數的變化趨勢一致，因此Z參數較小時（即高T低狀態(tài)），只需較小變形量就能發(fā)生動態(tài)再結晶.目前多數研究成果都是低Z狀態(tài)（主要體現為低）時得到的，而在高Z狀態(tài)即高速形變條件下，由于試驗方面的困難，研究進展不大.就彈帶的實際情況而言，應屬于更為復雜的高T高狀態(tài)，無論理論分析還是試驗，研究難度明顯大得多，這也是導致彈帶塑性變形、表面熱軟化以及膛線掛銅等一系列問題至今仍難以取得重大突破的根源之一.

總體上看，隨著變形量的增加，彈帶表層材料中處于再結晶臨界狀態(tài)的區(qū)域將不斷形成動態(tài)再結晶的晶核，且長大程度有限；而在已發(fā)生動態(tài)再結晶的區(qū)域，則因繼續(xù)變形而積蓄到足夠的再結晶驅動力，從而重復發(fā)生動態(tài)再結晶，因此，動態(tài)再結晶應是彈帶表面薄層內的金屬發(fā)生熱軟化的另一個重要原因，由于位錯等缺陷較多，其組織的硬度應該比靜態(tài)再結晶部分略高，受其中殘余應變較小的影響，硬度雖有增加但幅度不會很大.

5 結論

本文針對膛線掛銅現象，基于再結晶動力學，分析了彈帶表層金屬發(fā)生再結晶及晶粒長大的可能性，研究彈丸膛內運動過程中彈帶表層的熱軟化機理，采用金相顯微鏡和掃描電鏡（SEM）分析其細觀與微觀組織，主要結論為

①發(fā)現彈帶表層區(qū)域存在大量細小晶粒，并根據金相分析和SEM分析結果確認其為再結晶組織.理論分析與實際觀察均表明，再結晶是彈帶表層熱軟化的主要微觀機理，但由于彈丸膛內運動時間極短，所以僅限于彈帶表面薄層.

②SEM觀察結果證實，由于彈帶與膛壁間的緊密接觸和持續(xù)摩擦，彈帶表層金屬局部區(qū)域出現晶粒長大現象，使彈帶由外至內呈現出“晶粒長大組織→完全再結晶組織→未完全再結晶組織→條狀晶?！币来窝葑兊娘@著格局.

③相對于靜態(tài)再結晶而言，動態(tài)再結晶同樣應是彈帶表層金屬在膛內運動期間出現熱軟化層的重要原因，已完成靜態(tài)再結晶的彈帶表層的細小等軸晶受其影響將略有長大，在宏觀上體現為該區(qū)域硬度的進一步降低.

以上的理論與試驗分析結論，可以為彈帶熱軟化、膛線掛銅及彈帶材料改進等方面研究提供一定參考.

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