許耀峰, 楊雕,2, 劉朋科, 陳奇, 郭俊行, 王軍

(1.西北機(jī)電工程研究所, 陜西 咸陽 712099;2.重慶大學(xué) 航空航天學(xué)院, 重慶 400044)

0 引言

火炮射擊過程中身管承受復(fù)雜的瞬態(tài)載荷,包括高溫、高壓、高速流動(dòng)的火藥燃?xì)鉄g沖刷與化學(xué)侵蝕、彈炮摩擦等。身管內(nèi)膛表面在上述因素下產(chǎn)生燒蝕磨損使得內(nèi)徑出現(xiàn)單發(fā)微米級(jí)擴(kuò)大。隨著射彈發(fā)數(shù)的增加,內(nèi)徑累計(jì)擴(kuò)大量逐漸增大,導(dǎo)致初速降低、彈丸彈帶削光、彈道失穩(wěn)、精度下降、早炸或瞎火等現(xiàn)象,影響作戰(zhàn)使用,使得身管壽命終止[1-6]。身管內(nèi)膛每發(fā)產(chǎn)生微剝離的根本原因是內(nèi)膛表面材料“強(qiáng)度”難以支撐火炮射擊產(chǎn)生的“載荷”。因此研究身管內(nèi)膛表面材料性能對(duì)揭示身管壽命機(jī)理至關(guān)重要。

文獻(xiàn)[7]研究了身管內(nèi)膛壁面溫度測試技術(shù),獲得了155 mm火炮內(nèi)膛壁面溫度分布,給出了內(nèi)膛表面熱流密度經(jīng)驗(yàn)公式。文獻(xiàn)[8]建立了某 35 mm 火炮射擊過程身管內(nèi)膛燃燒、傳熱以及彈-炮耦合模型,獲得身管內(nèi)膛溫度及應(yīng)力場,為身管內(nèi)膛燒蝕磨損的研究提供了載荷輸入。文獻(xiàn)[9]針對(duì)身管材料燒蝕、磨損問題,基于實(shí)驗(yàn)室單項(xiàng)實(shí)驗(yàn),研究了燒蝕時(shí)間、溫度對(duì)材料燒蝕速率及形貌的影響,以及溫度、正壓力、摩擦速度對(duì)身管材料磨損率、磨損形貌等的影響。文獻(xiàn)[10-14]基于身管內(nèi)膛損傷的一般規(guī)律及現(xiàn)象,定性分析了內(nèi)膛燒蝕、磨損、龜裂等損傷形式的原因和影響因素,描述了身管內(nèi)膛由于熱、化學(xué)等作用會(huì)出現(xiàn)“白層”,發(fā)現(xiàn)白層性能的下降使得內(nèi)膛擴(kuò)大。文獻(xiàn)[15]發(fā)現(xiàn)火炮射擊時(shí)身管內(nèi)膛會(huì)形成三層組織,即化學(xué)影響層、熱影響層及身管基體,并對(duì)化學(xué)影響層的形成過程進(jìn)行了分析。從已有文獻(xiàn)來看,對(duì)于身管壽命機(jī)理的研究,大多從火炮射擊過程內(nèi)膛載荷環(huán)境、內(nèi)膛燒蝕磨損等研究,身管不同部位損傷對(duì)比、內(nèi)膛表面材料組織及性能研究極少,僅有少量定性描述,內(nèi)膛表面組織變化原因、影響因素、性能量化研究未見相關(guān)報(bào)道。

本文針對(duì)火炮射擊過程身管內(nèi)膛表面材料損傷機(jī)理,以壽命終止的155 mm身管為對(duì)象,研究身管不同位置處微觀組織形貌,發(fā)現(xiàn)身管內(nèi)膛表面存在不同厚度的組織層,常溫下硬度高,稱為硬化層;針對(duì)硬化層的產(chǎn)生及力學(xué)性能變化過程,實(shí)驗(yàn)獲得了硬化層力學(xué)性能隨溫度的變化規(guī)律,理論建模分析了身管軸向不同位置硬化層的產(chǎn)生原因及影響因素,通過模擬試驗(yàn)研究并驗(yàn)證了硬化層的形成原因及其與射彈發(fā)數(shù)的關(guān)系,揭示了火炮射擊過程身管內(nèi)膛表面材料性能的退化機(jī)理。

1 身管內(nèi)膛表面材料組織形貌分析

以155 mm火炮身管為研究對(duì)象,對(duì)壽命終止身管進(jìn)行解剖分析,取藥室部、膛線起始部、高膛壓區(qū)、身管中部、炮口部等典型部位,進(jìn)行金相分析,發(fā)現(xiàn)身管內(nèi)膛表面存在一定厚度的硬化層,硬化層下組織內(nèi)彌散分布著顆粒狀碳化物的鐵素體,是典型的板條狀回火索氏體組織,即身管材料原始組織,如圖1所示,硬化層厚度如表1所示。采用EDS對(duì)硬化層進(jìn)行能譜分析,其元素成分及含量與身管原始材料相同,未發(fā)現(xiàn)C、O等其他元素。

圖1 身管軸向不同部位內(nèi)膛表層組織形貌Fig.1 Surface microstructure of the inner bore at different axial parts of the barrel

表1 硬化層厚度

從表1中可以看出,硬化層從身管內(nèi)膛藥筒口位置開始,沿著身管軸向,首先厚度迅速增加,在膛線起始部位置最厚約165 μm;然后厚度逐漸減小,在身管中部約55 μm,在炮口僅1～2 μm。

2 身管內(nèi)膛表面材料微觀力學(xué)性能分析

2.1 彈性模量

采用納米壓痕儀測量材料微納米尺度力學(xué)性能?；贠liver-Pharr方法,通過壓頭載荷p和壓頭位移h(壓入深度)關(guān)系獲取材料彈性模量。

Oliver-Pharr方法中對(duì)于卸載階段的數(shù)據(jù)通過冪函數(shù)關(guān)系擬合“載荷-位移”的函數(shù)關(guān)系[16]:

p=α(h-hf)m

(1)

式中:hf為完全卸載后的殘余壓痕深度;α、m均為數(shù)據(jù)擬合獲得的參數(shù)。被測材料彈性模量為

(2)

式中:E、ν為被測材料彈性模量及泊松比;Ei、νi為壓頭彈性模型及泊松比;Er為卸載階段等效模量。

在硬化層及基體位置分別選取4個(gè)點(diǎn)測量其彈性模量,測試位置如圖2所示,測試結(jié)果如表2所示。

圖2 納米壓痕測試位置Fig.2 Nanoindentation test positions

表2 基體及硬化層彈性模量測試結(jié)果

從表2中可以看出,硬化層與基體彈性模量基本相同。

2.2 硬度及強(qiáng)度

在身管膛線起始部、高膛壓區(qū)位置進(jìn)行取樣,采用顯微硬度計(jì)對(duì)硬化層及基體硬度進(jìn)行測試,測試位置如圖3所示,顯微維氏硬度沿身管壁厚的變化規(guī)律如圖4所示。

圖3 顯微維氏硬度測試位置Fig.3 Micro Vickers hardness test positions

圖4 顯微維氏硬度沿身管壁厚的變化規(guī)律Fig.4 Variation law of micro Vickers hardness along barrel thickness

從圖4中可以看出,硬化層下身管材料硬度約387 HV,與身管原始材料硬度相同,即火炮在射擊過程中硬化層下身管材料性能保持不變;身管軸向不同部位硬化層硬度在其厚度內(nèi)基本相同,常溫下約735 HV,相比基體提升了約1倍。

采用高溫維氏硬度計(jì)對(duì)身管基體及硬化層在不同溫度下的顯微維氏硬度進(jìn)行檢測,獲得基體及硬化層硬度隨溫度的變化規(guī)律,如圖5所示。雖然常溫下硬化層硬度比基體高約1倍,但隨著溫度的升高硬化層硬度迅速下降,在280 ℃下與基體硬度相同,在600 ℃下僅為基體硬度的1/3。

圖5 基體及硬化層硬度隨溫度變化曲線Fig.5 Variation curves of hardness of barrel material and hardened layer with temperature

由于硬化層元素成分未發(fā)生變化,主要成分還是Fe、Cr、Ni、Mo,根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 1172—1999黑色金屬硬度及強(qiáng)度換算值中鉻鎳鉬鋼中硬度、抗拉強(qiáng)度對(duì)應(yīng)關(guān)系,結(jié)合身管材料力學(xué)性能試驗(yàn),擬合材料硬度與抗拉強(qiáng)度的多項(xiàng)式函數(shù)關(guān)系:

(3)

式中:σb為材料抗拉強(qiáng)度;H為材料硬度。

通過式(3)得到硬化層在不同溫度下的強(qiáng)度,具體如表3所示。

表3 基體及硬化層不同溫度下的抗拉強(qiáng)度

從表3中可以看出,硬化層在常溫下強(qiáng)度高達(dá)2 340 MPa,但隨著溫度的升高迅速下降,在600 ℃下遠(yuǎn)低于基體材料,在800 ℃下強(qiáng)度估計(jì)僅為幾十兆帕。常溫下的高強(qiáng)度使得硬化層在常溫下呈現(xiàn)出硬、脆的特性,是導(dǎo)致身管內(nèi)膛產(chǎn)生龜裂的主要原因之一。高溫下強(qiáng)度迅速降低,使得內(nèi)膛在氣-固兩相流沖刷、彈帶摩擦作用下產(chǎn)生剝離,是導(dǎo)致內(nèi)膛擴(kuò)大的主要原因。

3 身管內(nèi)膛表面硬化層形成機(jī)理

3.1 硬化層產(chǎn)生及影響因素分析

熱作為身管內(nèi)膛擴(kuò)大的主導(dǎo)及控制因素,材料在高溫下產(chǎn)生相變使得組織及性能產(chǎn)生變化,根據(jù)金屬材料鐵碳合金相圖,155 mm火炮材料為32CrNi3MoVE,含碳量為0.3%～0.35%,當(dāng)溫度大于恒溫轉(zhuǎn)變線A1(727 ℃)時(shí)開始發(fā)生相變,當(dāng)溫度約大于830 ℃時(shí)完全發(fā)生相變。

以155 mm火炮膛內(nèi)燃燒及傳熱過程獲得身管內(nèi)壁面溫度曲線為輸入,如圖6所示,建立身管熱-結(jié)構(gòu)耦合仿真模型[17],對(duì)比研究藥室部、膛線起始部、高膛壓區(qū)、身管中部等部位,獲得距身管內(nèi)膛表面溫度及梯度變化規(guī)律。身管軸向不同位置溫度最大值沿壁厚變化如圖7所示。

圖6 身管內(nèi)壁面不同位置溫度曲線Fig.6 Temperature curves at different positions of inner barrel wall

圖7 身管軸向不同位置溫度最大值沿壁厚變化Fig.7 Variation law of maximum temperature along barrel thickness at different axial positions on barrel

身管內(nèi)膛表面溫度超過830 ℃的厚度與硬化層實(shí)測厚度對(duì)比如表4所示。

表4 溫度超過830 ℃厚度與硬化層實(shí)測厚度對(duì)比

從表4中可以看出,身管軸向不同部位溫度超過830 ℃的厚度與硬化層實(shí)測厚度基本相同,由此可知內(nèi)膛火藥燃?xì)獾母邷責(zé)嶙饔檬菍?dǎo)致硬化層產(chǎn)生的根本原因。

雖然高膛壓位置內(nèi)膛表面溫度(1 530 ℃)高于膛線起始部(1 498 ℃),但高膛壓位置溫度高于 830 ℃的厚度小于膛線起始部,這是因?yàn)榛鹋谏鋼暨^程中身管內(nèi)膛相同溫度下的傳遞壁厚不僅與燃?xì)廨斎霚囟鹊淖畲笾涤嘘P(guān),還與燃?xì)獾淖饔脮r(shí)間相關(guān)。根據(jù)熱傳導(dǎo)方程,身管基體在Δt時(shí)間,區(qū)域W內(nèi)各點(diǎn)溫度從t時(shí)刻的溫度Tt變化到t+Δt時(shí)刻的溫度Tt+Δt所需的熱量Q為

(4)

式中:c為身管比熱;ρ為身管密度;T為溫度;Δt為時(shí)間變化量。

而身管基體從內(nèi)壁邊界S的面內(nèi)流經(jīng)區(qū)域W的熱輸入量Q為單位時(shí)間內(nèi)沿n方向(身管徑向)流過此微元的熱量dQ隨時(shí)間的積分,即

(5)

通過式(5)可以看出,身管溫度梯度與內(nèi)膛表面熱輸入量(最高溫度和時(shí)間),即溫度梯度的散度隨時(shí)間的積分相關(guān)。而身管內(nèi)壁面的溫度主是由火藥燃?xì)獾膶?duì)流換熱產(chǎn)生,對(duì)流換熱取決于該位置處火藥氣體的溫度、沖刷速度與沖刷時(shí)間,燃?xì)鉁囟仍礁?、沖刷速度越大、時(shí)間約長,對(duì)流換熱使得身管內(nèi)壁面的熱輸入量約多。從圖7中可以看出,膛線起始部火藥燃?xì)庾饔糜谏砉軆?nèi)壁面時(shí)間相比高膛壓區(qū)多3.2 ms,因此膛線起始部溫度超過830 ℃的厚度最深。

3.2 硬化層形成過程分析

火炮射擊時(shí)身管內(nèi)膛在高溫火藥燃?xì)庾饔孟聹囟妊杆偕仙?如圖8升溫過程所示,當(dāng)身管溫度大于恒溫轉(zhuǎn)變溫度A1線(727 ℃)時(shí),基體材料組織將開始發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變,當(dāng)溫度超過鐵素體全部容入奧氏體的轉(zhuǎn)變線A3線(約830 ℃)時(shí)完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。

圖8 膛線起始部內(nèi)壁面升溫降溫過程Fig.8 Inner wall temperature rising and falling process at commencement of rifling

身管內(nèi)膛表面降溫過程中,溫度降到奧氏體轉(zhuǎn)變臨界溫度時(shí),形成過冷奧氏體(即將發(fā)生的不穩(wěn)定的奧氏體),進(jìn)一步持續(xù)降溫,降溫速度大于臨界冷卻速度、溫度低于馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms時(shí)材料發(fā)生馬氏體相變,隨著冷卻速度的增大馬氏體轉(zhuǎn)變量增加,材料硬度越來越高[18-19]。

火炮射擊過程中膛線起始部內(nèi)膛表面溫度過程如圖8降溫過程所示,內(nèi)膛表面溫度約在0.06 s左右即可冷卻至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms點(diǎn)(約360 ℃)以下,此環(huán)境下奧氏體可全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,導(dǎo)致身管內(nèi)膛表面硬化層常溫下硬度高于初始身管材料。

4 身管內(nèi)膛表面硬化層試驗(yàn)驗(yàn)證研究

基于建立的身管試件燒蝕模擬試驗(yàn)裝置,對(duì)身管試樣進(jìn)行了模擬燒蝕試驗(yàn),研究并驗(yàn)證身管內(nèi)膛表面硬化層產(chǎn)生原因、影響因素及其與彈發(fā)數(shù)關(guān)系。

身管試樣燒蝕試驗(yàn)裝置結(jié)構(gòu)如圖9所示,試驗(yàn)過程中裝置本體內(nèi)的發(fā)射藥產(chǎn)生高溫高壓的火藥燃?xì)?流經(jīng)試樣組成的氣流通道,對(duì)試樣表面產(chǎn)生熱和化學(xué)作用,試驗(yàn)過程中控制藥量,使試件表面單發(fā)減少量與實(shí)彈射擊基本一樣[15,20-21]。每次可同時(shí)進(jìn)行兩種試樣的試驗(yàn)。

圖9 身管試樣燒蝕模擬裝置Fig.9 Ablation simulation device with the barrel sample

4.1 硬化層產(chǎn)生過程試驗(yàn)研究

同時(shí)對(duì)身管基體及表面鍍鉻兩種試樣進(jìn)行燒蝕模擬試驗(yàn),鉻層厚度約100 μm。對(duì)于身管基體試樣,試驗(yàn)過程中試樣表面承受熱、化學(xué)作用;對(duì)于鍍鉻試樣,身管基體受鉻層保護(hù),僅承受熱作用,試驗(yàn)過程中實(shí)測藥室壓力曲線如圖10所示,最大值約107 MPa。根據(jù)身管試樣燒蝕模擬裝置結(jié)構(gòu),裝置藥室通過試樣形成的氣流通道直接與室外相連,因此流經(jīng)試樣表面的氣體壓力將小于藥室的實(shí)測壓力107 MPa,同時(shí)遠(yuǎn)低于實(shí)彈射擊過程膛壓335 MPa。故在此壓力環(huán)境下,不會(huì)對(duì)試樣表面材料組織及性能產(chǎn)生影響。

圖10 部分實(shí)測壓力曲線Fig.10 Part of measured pressure curves

8發(fā)試驗(yàn)后身管基體及鍍鉻試樣表面如圖11、圖12所示。

圖11 燒蝕模擬試驗(yàn)后身管試樣Fig.11 Barrel sample after ablation simulation test

圖12 燒蝕模擬試驗(yàn)后鍍鉻試樣Fig.12 Chromium plating sample after ablation simulation test

對(duì)8發(fā)試驗(yàn)后的身管基體及鍍鉻試樣進(jìn)行金相分析,發(fā)現(xiàn)基體試樣表面形成了組織形貌與壽命終止身管內(nèi)膛表面相同的硬化層,厚度約210 μm;鍍鉻試樣鉻層下基體也形成了組織形貌與壽命終止身管內(nèi)膛表面相同的硬化層,厚度約143 μm(鍍鉻層起到了一定的隔熱作用)。金相分析結(jié)果如圖13～圖14所示,試樣顯微維氏硬度對(duì)比如圖15所示。

圖13 燒蝕模擬試驗(yàn)后身管試樣硬化層及厚度Fig.13 Thickness of hardened layer of barrel sample after ablation simulation test

圖14 燒蝕模擬試驗(yàn)鍍鉻試樣硬化層及厚度Fig.14 Thickness of hardened layer of chromium plated sample after ablation simulation test

圖15 燒蝕模擬試驗(yàn)后硬化層硬度與身管對(duì)比Fig.15 Comparison between hardness of hardened layer after ablation simulation test and that of the barrel

身管試樣燒蝕模擬試驗(yàn)再現(xiàn)了火炮射擊過程身管內(nèi)膛表面硬化層,表明火藥燃?xì)飧邷責(zé)嶙饔脤?dǎo)致身管內(nèi)膛表面發(fā)生相變是產(chǎn)生硬化層的主要原因。

對(duì)比身管基體試樣與實(shí)際身管膛線起始部表面硬化層厚度,發(fā)現(xiàn)實(shí)際身管膛線起始部硬化層厚度比身管基體試樣小45 μm,分析發(fā)現(xiàn)身管試樣燒蝕試驗(yàn)過程中燃?xì)饬髟谠嚇颖砻孀饔脮r(shí)間約20 ms,比實(shí)際身管膛線起始部膛壓作用時(shí)間14 ms長,根據(jù)式(4),高溫火藥燃?xì)庠斐傻臒彷斎肟偭扛唷?/p>

4.2 硬化層與射擊發(fā)數(shù)相關(guān)性研究

對(duì)經(jīng)過1發(fā)模擬射擊試驗(yàn)的基體試樣進(jìn)行解剖分析,其硬化層厚度如圖16所示。

圖16 1發(fā)燒蝕模擬試驗(yàn)身管試樣硬化層厚度Fig.16 Thickness of hardened layer of barrel sample after ablation simulation test

從圖16中可以看出,1發(fā)模擬試驗(yàn)后身管試樣表層也形成了與8發(fā)試驗(yàn)厚度相同的硬化層,因此硬化層的產(chǎn)生與射彈發(fā)數(shù)無關(guān)。燒蝕模擬試驗(yàn)過程中身管試樣表面火藥氣體燒蝕沖刷導(dǎo)致厚度減小約6 μm/發(fā),8發(fā)試驗(yàn)累計(jì)燒蝕約50 μm,而1發(fā)試樣和8發(fā)試樣硬化層厚度相同,這是因?yàn)橛不瘜訜醾鲗?dǎo)性能與基體材料基本相同,每發(fā)試驗(yàn)造成表面損失量與新生成的硬化層損失量相同。

5 結(jié)論

本文以155 mm火炮身管為對(duì)象,分析了身管內(nèi)膛表面組織形貌,通過仿真及試驗(yàn)揭示了身管內(nèi)膛表面材料性能退化機(jī)理。得到以下主要結(jié)論:

1)身管在火藥燃?xì)庾饔孟?內(nèi)膛表面材料相變形成硬化層,硬化層成分與基體材料相同,厚度沿身管軸向由后向前先增大而后減小,起始部最厚約 165 μm、炮口處最薄約2 μm。

2)硬化層在身管壽命初期就會(huì)產(chǎn)生,身管內(nèi)膛的燒蝕磨損發(fā)生在硬化層的表面;仿真與試驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)身管內(nèi)膛表面硬化層厚度與燃?xì)鉁囟群妥饔脮r(shí)間(熱輸入量)相關(guān)。對(duì)于相同裝藥號(hào)每發(fā)射擊時(shí)會(huì)造成硬化層表面微米級(jí)的剝離,同時(shí)形成相應(yīng)厚度新的硬化層。

3)硬化層熱傳導(dǎo)性能、常溫模量與基體相同;常溫下強(qiáng)度為基體的1倍,高溫下強(qiáng)度迅速下降,800 ℃下僅剩余幾十兆帕,常溫的硬脆、高溫的軟化是導(dǎo)致身管內(nèi)膛擴(kuò)大、龜裂的主要原因。

4)身管壽命提升主要方向?yàn)?一是優(yōu)化彈炮結(jié)構(gòu),降低火炮燃?xì)鉀_刷、彈帶摩擦力;二是采用內(nèi)膛表面強(qiáng)化,優(yōu)化發(fā)射藥、身管材料,延緩、減小硬化層的產(chǎn)生。