主捆綁切割解鎖裝置統型優化與驗證

唐 科，吳錦濤，王會平，曲展龍，盧紅立

（北京宇航系統工程研究所，北京，100076）

0 引 言

捆綁火箭主承力結構一端為球頭栓，另一端為球窩形支撐，結構示意見圖1。主捆綁切割解鎖裝置（以下簡稱解鎖裝置），位于分離螺母外側。裝有解鎖裝置的分離螺母通過壓緊件將球頭栓的球頭部分壓緊在球窩的球形安裝處，實現對接。工作前，解鎖裝置不承受任何載荷；工作時，解鎖裝置產生射流，把分離螺母從削弱槽處切斷，壓緊件松開，球頭栓和球窩隨即分開，從而實現助推器和芯級的分離。在分離時刻，解鎖裝置殼體需承受爆炸產生的沖擊載荷。在不同的捆綁運載火箭上，存在2種狀態的解鎖裝置，其切割裝藥環均一致，但存在起爆形式不統一、燃燒轉爆轟（Deflagration to Detonation Transition，DDT）過程可能出現傳爆失效問題、工作后護罩殼體易碎裂等薄弱環節。本文通過對不同形式的解鎖裝置進行統型優化和驗證，解決上述薄弱環節。

圖1 主捆綁結構示意[1]Fig.1 Schematic Diagram of Main Bundled Structure

1 解鎖裝置結構

解鎖裝置有兩種傳爆序列形式：一種為DDT傳爆序列，包括“點火器+火焰雷管+傳爆管+切割裝藥環”；一種為爆轟傳爆序列，包括“起爆器+傳爆管+切割裝藥環”形式。

DDT傳爆序列的解鎖裝置主要由2個點火器、2發火焰雷管、2個傳爆管、2件傳爆管座、1件藥室殼體、1件藥室擋板、1發切割裝藥環等組成，其中藥室擋板、藥室殼體通過4個M5的沉頭螺栓連接，結構如圖2所示。點火器工作后，輸出高溫、高壓燃氣，引爆火焰雷管，發生DDT過程，引爆下級傳爆藥柱，進而引爆切割裝藥環，實現對分離螺母的切割分離。

圖2 DDT序列結構形式[2]Fig.2 DDT Sequence Structure

爆轟傳爆序列的解鎖裝置主要由2個起爆器、2個傳爆管、2件傳爆管座、1件藥室殼體、1件藥室擋板、1發切割裝藥環等組成，其中藥室擋板、藥室殼體通過4個M5的沉頭螺栓連接在一起，結構如圖3所示。工作時，用起爆器起爆，輸出爆轟波，引爆傳爆管，將能量放大后，引爆切割裝藥環，實現對分離螺母的切割分離。

圖3 爆轟序列結構形式Fig.3 Detonation Sequence Structure

圖2和圖3的區別在于傳爆序列不同，圖2是通過DDT過程實現燃燒向爆轟轉變，圖3則是直接輸出爆轟波，簡化了傳爆序列類型和傳爆環節數量。

由于整個解鎖裝置的裝藥量很大（23 g塑-4），工作時，解鎖裝置藥室殼體和擋板承受了非常大的爆炸沖擊載荷，殼體出現結構碎裂、不完整的情況，無法實現結構完整的目標，見圖4。

圖4 工作后殼體碎裂Fig.4 Shell Fragmentation after Operation

此外，DDT傳爆序列存在燃燒轉爆轟的過程，在產品研制過程中，屢次出現了點火器正常工作后火焰雷管失效，造成DDT過程終止、傳爆序列被破壞的問題。因此，需要通過統一傳爆序列、提升殼體的抗爆炸沖擊能力，解決起爆、傳爆形式不統一，殼體易碎裂的問題，實現對主捆綁切割解鎖裝置統型設計。

2 傳爆序列統型設計

針對DDT轉化過程，學者們開展了專項研究，發現DDT過程是一個非常復雜的過程，點火強度、約束條件等因素都會影響DDT作用過程產生影響。吳錦濤等對傳火傳爆環節二次起爆過程開展了數值模擬，對解鎖裝置傳爆序列結構中的空氣隔離段間隙對爆轟波熄爆/再起爆過程的影響進行研究，通過數值計算考察化學反應活性對引發二次爆轟的臨界隔離段長度及臨界裝藥長度的影響規律。通過研究表明，隔離段和下游反應區交界處容易引發熱點，這是下游再起爆的主要原因，熱點的形成與界面處活性成分的分布有關，而熱點成長為爆轟波則受橫波擺動及相互碰撞的影響。

為了進一步探究解鎖裝置DDT過程中的失效機制，采用反應性Euler方程（單步不可逆反應），對流項、時間項和反應項分別按照5階WENO，3階Runge-Kutta，LSODE 3種算法處理，網格尺寸為10～30個Δ（Δ代表半反應區寬度），得到了DDT過程中單質炸藥反應模式組分變化示意圖，見圖5。計算流場構型示意見圖6，點火器工作過程中可能產生的沖擊波，通過點火器與火焰雷管之間的空氣隔離段，作用到火焰雷管上。點火器沖擊波接觸下游裝藥后，火焰雷管二次起爆示意見圖7。爆轟波陣面與組分界面耦合后引發下游序列熱點不穩定起爆結果見圖8，由于在解鎖裝置DDT過程末期產生了過驅爆轟，其不穩定且壓力遠大于自持傳播的爆轟壓力，因此，容易引發火焰雷管的管殼結構破壞，圖8中，為壓力，為組分，為溫度。

圖5 單質炸藥反應模式組分變化示意Fig5 Schematic Diagram of Composition Change of Reaction Mode of Simple Explosive

圖6 計算流場示意Fig6 Schematic Diagram of Calculated Flow Field

圖7 沖擊波接觸下游裝藥后二次起爆過程Fig7 Secondary Initiation Process after Shock Wave Contacting Lower Charge

圖8 不穩定起爆結果Fig8 Unstable Initiation Result

續圖8

對于解鎖裝置的DDT中止原因，開展了管道試驗，獲得點火器輸出的沖擊波和燃燒波的關系，發現在解鎖裝置的傳爆序列結構特征下，沖擊波先于燃燒波到達火焰雷管端面的作用過程，并利用LS-DYNA，開展數值計算，發現火焰雷管管殼翻邊結構在沖擊波作用下被破壞、進而誘發DDT過程中止的故障模式，見圖9，存在不可靠因素。試驗結果證實點火過程存在沖擊波，對DDT過程存在影響，與數值結果熄爆趨勢一致。

圖9 管殼結構強度影響分析Fig9 Analysis on the Influence of Shell Structure Strength

由于DDT過程存在不穩定因素，因此，傳爆序列統型設計時，直接采用爆轟傳遞序列，按照“起爆器+傳爆管+切割裝藥環”序列統型。爆轟傳爆序列的傳爆界面數量更少，且均為爆轟波能量逐級放大過程，沒有DDT轉化過程，傳爆序列涉及到的火工品更少，可靠性更高。但是，按照爆轟序列設計時，由于整個解鎖裝置裝藥量大，工作時產生的爆炸沖擊大，仍經常出現殼體碎裂問題，這對解鎖裝置殼體抗爆炸沖擊防護能力提出了更高的挑戰。

3 殼體結構完整性優化設計

3.1 殼體材料選型

解鎖裝置改進前的殼體材料為20#鋼板，主要性能見表1。

表1 20#鋼板的力學性能Tab.1 Mechanical Properties of 20# Steel Plate

為了提升解鎖裝置殼體結構的完整性，需要提升解鎖裝置殼體的耐爆炸沖擊能力，進一步提升殼體材料的力學性能和沖擊韌性。通過調研，發現飛機上長壽命、高可靠性促使材料應具有較高的耐腐蝕性，某些重要零件采用沉淀硬化不銹鋼制造。17-4PH、15-5PH、17-7PH、PH15-7Mo、PH13-8Mo等沉淀硬化不銹鋼因強度高，耐腐蝕性好廣泛應用于飛機制造領域。0Cr13Ni8Mo2Al鋼（以下簡稱‘‘PH13-8Mo鋼’’）因具有高硬度、大截面可淬透好，且縱、橫向性能一致等優良的綜合性能特別適合于制造大截面構件及緊固件。

3.2 力學性能

有關學者研究了熱處理工藝對PH13-8Mo鋼的性能的影響，發現PH13-8Mo鋼時效溫度在20～510 ℃時，抗拉強度隨時效溫度升高而增加，在500 ℃達到峰值。高于510 ℃時，抗拉強度隨溫度升高而下降，到650 ℃時降低到較低值，之后又增加，但幅度不大；屈服強度變化趨勢與抗拉強度類似。斷后伸長率和斷面收縮率隨時效溫度升高而變化不明顯；沖擊吸收能量在淬火狀態下比較高，時效溫度低于400 ℃時，沖擊吸收能量變化不大；高于400 ℃時，沖擊吸收能量快速下降，在480 ℃時出現較低值；超過510 ℃時，沖擊吸收能量快速增加，在610 ℃，達到極值。硬度HRC隨時效溫度升高而略有增加，在500 ℃左右達到極大值，而后隨溫度升高略有降低。

因此，為了充分利用PH13-8Mo沉淀硬化不銹鋼的高強高韌的特性，選取了H540和H595兩種熱處理制度進行性能對比與測試，力學性能對比見表2。

表2 PH13-8Mo鋼的力學性能Tab.2 Mechanical Properties of PH13-8Mo Steel

采用PH13-8Mo鋼的兩種狀態藥室殼體和擋板參試產品的力學性能實測數據見圖10。其中，H540表示540 ℃時效溫度，H595表示595 ℃時效溫度，Z表示材料縱向性能數據，H表示材料橫向性能數據。從實測數據來看，PH13-8Mo鋼H540熱處理制度具有更高的強度和較好的沖擊韌性，H595熱處理制度則具有更高的沖擊韌性。

圖10 兩種時效溫度下的力學性能Fig10 Mechanical Properties at Two Aging Temperatures

續圖10

3.3 顯微組織

PH13-8Mo鋼的熱處理一般為“固溶+時效”處理，處理后的顯微組織為高位錯的板條馬氏體及彌散分布的NiAl沉淀相。馬氏體沉淀硬化不銹鋼在時效過程中都存在逆變奧氏體。逆變奧氏體是可以在力或高溫作用下發生相變的亞穩定相，會影響零部件在制造與使用過程中的尺寸穩定性。有關學者研究了510～595 ℃時效處理后，PH13-8Mo鋼中逆變奧氏體的含量，并分析了逆變奧氏體對其韌性的影響。時效溫度570～650 ℃時，在板條馬氏體內會出現較為明顯的逆變奧氏體，其數量隨時效溫度升高而增加，大小隨時效溫度升高而長大。因逆轉變奧氏體數量增加明顯，以及NiAl沉淀相逐漸與基體失去共格關系而對位錯移動的阻礙作用減弱，使得韌性進一步回升并趨于平穩。高于700 ℃時效溫度時，逆變奧氏體數量又急劇減少。

圖11a為解鎖裝置藥室殼體和藥室擋板用PH13-8Mo鋼經過540 ℃固溶后的顯微組織，其由板條馬氏體和奧氏體組成，為回火馬氏體和彌散分布的析出相。圖11b為經595 ℃時效處理后的顯微組織，其析出相數量逐漸穩定, 尺寸逐漸長大，更加致密。相關研究表明，H595狀態下其組織為板條馬氏體和薄膜狀逆轉變奧氏體的雙相組織，相對于H540狀態, 鋼的逆轉變奧氏體含量増多，韌性進一步加強。

圖11 不同時效溫度下的顯微組織Fig11 Microstructure at Different Aging Temperatures

3.4 試驗驗證情況

為了驗證產品的結構強度，按照傳爆序列統型后的設計方案，進行了全傳爆序列的-45 ℃低溫120%大藥量試驗考核，包括起爆器、傳爆管和聚能裝藥環裝藥量均為設計藥量的120%。試驗后，兩種熱處理狀態的解鎖裝置均正常切割分離，H540狀態殼體仍出現了碎裂問題，H595狀態殼體保持結構完整，如圖12所示。說明H595狀態下，PH13-8Mo鋼沖擊韌性進一步加強，具有優異的抗爆炸沖擊能力，適用于解鎖裝置殼體沖擊防護。

圖12 不同時效溫度下工作后的結構狀態Fig12 Structural State after Working at Different Aging Temperatures

4 結 論

a）按照“爆轟傳爆序列+PH13-8Mo鋼H595熱處理狀態”，完成了解鎖裝置統型設計，實現了傳爆序列統一、工作后殼體結構完整不碎裂的目標。

b）解鎖裝置按照爆轟傳爆序列統型，保證傳爆序列裝藥結構不變。爆轟傳爆序列的傳爆界面數量更少，且均為爆轟波能量逐級放大過程，沒有DDT轉化過程，傳爆序列涉及到的火工品更少，可靠性更高。

c）PH13-8Mo鋼，在540 ℃時效后的顯微組織為回火馬氏體和彌散分布的析出相，經595 ℃時效處理后的PH13-8Mo鋼的顯微組織為板條狀馬氏體和薄膜狀逆轉變奧氏體的雙相組織，鋼的逆轉變奧氏體含量増多，使得韌性進一步加強。

PH13-8Mo鋼在H540狀態下有良好的綜合性能，在H595狀態下，強度降低但沖擊韌性進一步提高。解鎖裝置產品通過了H595狀態的-45 ℃低溫120%大藥量結構強度裕度試驗考核。