大口徑機槍槍管內膛燒蝕行為與微觀機理

竇彩虹， 靳鵬飛， 陳俊宇， 汪從珍， 李建軍， 張程， 張誠， 黃進峰

(1.北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室， 北京 100083；2.河南科技大學 金屬材料磨損控制與成型技術國家地方聯合工程研究中心， 河南 洛陽 471003)

0 引言

槍炮身管射擊時內膛陰陽膛線、尤其是坡膛部位在高溫高壓火藥燃氣作用下易發生嚴重的燒蝕。表層燒蝕后形成的熔化組織被高速氣流沖刷造成內膛直徑與藥室容積逐漸增大，閉氣功能隨之減弱，初速下降。現代武器對射速、精度等要求不斷提高，其壽終的評判標準主要以彈丸初速度下降量為主，即當彈丸初速度下降量大于規定值時，身管壽終。因此，槍炮身管的燒蝕問題引起廣泛關注。

長期以來由于燒蝕過程的復雜性，國內外學者先后對身管燒蝕機理提出了不同的觀點。當只考慮熱作用時，有學者提出身管內表面體積的變化及熔化(熔點，1 723 K)與高溫火藥氣體的瞬時加熱有關。當考慮熱化學耦合作用時，Cote等報道了身管的熱熔化是由硫化鐵和氧化鐵組成的灰層熔化引起的。Kamdar等認為燒蝕坑是由于含高碳相的白層迅速熔化形成的。Men等研究中報道身管內表面的熔化是由于一些共晶相(如共晶碳化物)的熔化引起的。

上述觀點主要認為身管燒蝕是由于身管表面的熔化和一些低熔點化合物的熔化造成的。然而，根據報道的身管內膛表面的服役情況，7.62 mm槍管、大口徑機槍槍管，甚至155 mm火炮的最高內膛表面溫度均低于1 300 K，這是因為盡管火藥瞬間溫度可達3 000 K以上，但由于時間極短，槍炮身管內壁溫度最高約923～1 023 K，內膛表面溫度無法使身管鋼或一些低熔點化合物熔化(硫化鐵1 470 K、氧化鐵1 640 K、共晶碳化物 1 347～1 687 K)，上述理論難以解釋槍炮身管內壁出現的熔化組織。此外，當裝藥量和膛壓較低時，槍炮身管內壁很難出現燒蝕或燒蝕不明顯，說明在一定工況下，燒蝕發生存在門檻值，表征為溫度、膛壓、火藥種類或裝藥量等。同時，槍管燒蝕過程中燒蝕坑的形成是在5～10 ms內完成，比文獻報道的硫化速度或氧化速度要快得多。因此，深入研究并發現燒蝕發生的本質，具有重要的理論和應用價值。

根據文獻[17-21]，金屬在高溫高壓、高速摩擦等極端工況下，除了熔化和氧化之外，還存在新的失效模式，即金屬燃燒。與熔化不同，金屬燃燒可在遠低于熔化溫度時發生，且燃燒過程伴隨著強烈的熱量釋放，從而產生熔化相和氧化物。據報道，高溫高壓氧氣等極端條件下服役的合金鋼結構件可在低于熔點約600 K的溫度下被點燃。項目組前期以鎂條為引燃物模擬火藥燒蝕，發現槍管鋼燒蝕后形成了由氧化物和熔化相組成的燒蝕坑，與槍管燒蝕組織相似。但對于壽終槍管內膛燒蝕組織特征以及與微區燃燒的對應關系尚未見報道。

本文針對上述問題，以某大口徑機槍為例，首先對現用30SiMn2MoV與新型長壽命MPS700V壽終槍管內膛組織形貌進行分析，研究槍管內表面的燒蝕微觀結構，通過促進點燃試驗對兩種槍管鋼進行燒蝕模擬實驗，綜合分析燒蝕槍管與燒蝕模擬試樣的燒蝕特征提出身管燒蝕新機理，為進一步提高槍管的抗燒蝕性能提供了新的思路。

1 試驗材料及方法

本文試驗材料為某大口徑機槍現用30SiMn2MoV槍管(內壁嚴重燒蝕、壽命短)與新型長壽命MPS700V(25Cr3Mo2NiWVNb)槍管(內壁輕微燒蝕，壽命翻倍提升)，燒蝕模擬試樣以30SiMn2MoV槍管與MPS700V槍管為原料，線切割加工成長度為40 mm、直徑為1～10 mm的試樣，然后分別用1000號、2000號砂紙去除表面氧化物并拋光。電鍍鉻工藝包括：乳白鉻(溫度68～71 ℃，電流 145 A，時間180 min，厚度5～10 μm)、過渡鉻(溫度64～67 ℃，電流180 A，時間10 min，厚度0～5 μm)、鍍硬鉻(溫度63～65 ℃，電流180 A，時間150 min，厚度2～3 μm)和耐磨鉻(溫度65～67 ℃，電流210 A，時間3 h，厚度30～50 μm)。燒蝕模擬實驗采用自制促進點燃試驗設備，實驗過程參考美國材料與試驗協會標準ASTM G124-10測定金屬材料在富氧氣氛中燃燒行為的標準試驗方法。燒蝕模擬試驗中的燒蝕門檻壓力是5次未觀察到表面發生微區燃燒并且超過該壓力時表面發生微區燃燒的最大壓力。燒蝕模擬實驗中引燃物鎂條0.20 g，氣體為純度99%的氧氣。采用日本基恩士公司生產的激光共聚焦顯微鏡VK-X250型觀察燒蝕表面的三維形貌和測量燒蝕坑深度。采用德國Zeiss Auriga公司生產的FIB聚焦離子束對距離膛線起始部位10 mm處的燒蝕裂紋尖端進行取樣分析。采用德國Zeiss公司生產的Supra 55型場發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)、荷蘭FEI公司生產的Tecnai F30型透射電鏡(TEM)，分別對燒蝕試樣的微觀組織進行表征。

2 實驗結果與分析

2.1 槍管實物燒蝕失效分析

2.1.1 槍管燒蝕實物形貌

取同樣射擊規程下某大口徑機槍壽終30SiMn2MoV槍管與新型MPS700V槍管進行解剖分析。兩種槍管的燒蝕形貌如圖1所示。從圖1(a)中可以看出典型30SiMn2MoV槍管4、5錐處燒蝕嚴重，表面失去金屬光澤，整個膛線附近出現高低不平的燒蝕坑。圖1(b)為30SiMn2MoV 槍管距離膛線起始部位10 mm處的截面。由圖1(b)可以看出30SiMn2MoV槍管該部位內膛表面鍍鉻層已完全剝落，裸露的基體表面形成大量的燒蝕坑與微裂紋，且部分燒蝕裂紋擴展至距離基體表面深 200～300 μm處。對于新型MPS700V槍管，從圖1(c)中可以看出壽終內膛仍呈現金屬光澤，無大面積燒蝕，僅膛線起始部局部發生少量燒蝕。圖1(d)為MPS700V槍管中距離膛線起始部位 10 mm 處的截面，可以看出MPS700V身管表面鍍鉻層仍完整保留，僅有少量的微裂紋擴展至基體。

圖1 30SiMn2MoV和MPS700V槍管的燒蝕形貌Fig.1 Ablation morphology of 30SiMn2MoV and MPS700V gun barrels

2.1.2 槍管燒蝕實物微觀組織

為進一步研究裂紋尖端燒蝕組織，采用FIB對裂紋尖端取樣分析，取樣位置如圖1(b)和圖1(d)中箭頭所示。兩種槍管燒蝕裂紋尖端微觀分析如圖2所示。圖2(a)和圖2(c)分別為30SiMn2MoV槍管燒蝕裂紋尖端的透射電鏡分析結果，從圖2(a)中可以看出從裂紋表面至內可分為硫化物區，氧化物區和基體區3個區域。其中硫化物區厚度約 1 μm，其衍射花樣標定為密排六方結構的硫化鐵相(PDF#65-1894)，氧化物區厚度約580 nm，基體為回火索氏體。圖2(c)中30SiMn2MoV槍管燒蝕裂紋尖端 3個區域面掃描結果顯示硫化物區中硫含量升高，氧化物區中氧元素富集，基體區無明顯變化，與圖2(a)中形成的3個不同區域相對應。圖2(b)和圖2(d)為MPS700V槍管燒蝕裂紋尖端的透射電鏡分析結果。由圖2(b)可以看出MPS700V槍管從微裂紋表面至內也形成硫化物區、氧化物區和基體區3個區域，但MPS700V槍管中硫化物區厚度小于氧化物區，且硫化物區和氧化物區的厚度均顯著小于30SiMn2MoV槍管。較薄的燒蝕層深度與新型MPS700V鋼較長的燒蝕壽命一致。與圖2(b)中生成的3個不同區域相對應，圖2(d)中MPS700V槍管燒蝕裂紋尖端3個區域面分布顯示硫元素在最外層富集，氧元素在中間區域富集，最內層基體區域元素含量無明顯變化。

圖2 30SiMn2MoV和MPS700V槍管燒蝕微觀結構Fig.2 Microstructures of 30SiMn2MoV and MPS700V gun barrels after blation

對兩種槍管的氧化物區進行進一步分析，如圖3所示。圖3(a)和圖3(b)分別為透射電鏡下30SiMn2MoV和MPS700V的氧化區微觀結構，從中可以看出兩種槍管氧化區中生成的FeO晶界處出現熔化相。圖3(c)和圖3(d)中氧化區的高分辨分析結果顯示，經傅里葉變換后熔化相為非晶結構，且非晶結構周圍衍射花樣標定結果為氧化物FeO(PDF#65-3107)。上述分析，結果表明身管燒蝕產物除硫化物外還形成大量氧化物以及熔化相，與文獻[25]中報道的燃燒組織相似，因此本文采用促進點燃模擬燒蝕實驗進一步探究槍管鋼的燒蝕行為與機理。

圖3 30SiMn2MoV 和MPS700V氧化區微觀組織Fig.3 Microstructure of oxides zones in 30SiMn2MoV and MPS700V gun barrels

2.2 模擬燒蝕行為與組織分析

2.2.1 燒蝕性能分析

為更加貼近身管內膛服役工況，采用鎂條作為引燃物，燃燒時釋放出的瞬時高溫模擬內膛表面高溫火藥燃氣。通過攝像機記錄試樣在高溫高壓下的燒蝕行為并且對整個過程進行動態觀察。身管鋼試樣的燒蝕過程如圖4所示。圖4(a)中顯示當電源打開后通過電極兩端的電阻絲加熱對鎂條進行能量積累，由圖4(b)中看到在持續的加熱下鎂條完全燃燒為槍管鋼試樣底部提供瞬時高溫。由圖4(c)中看出釋放的瞬時高溫使槍管鋼試樣底部發生燒蝕，伴隨著少量的火光和溫度的急劇升高。由圖4(d)可看到試樣瞬間燒蝕后立即停止，火光消失燒蝕結束，此時燒蝕試樣的前沿仍處于高溫狀態，圖中顯示底部發紅。

圖4 燒蝕模擬實驗過程Fig.4 Process of ablation simulation experiment

可通過發生燒蝕的臨界壓力反映試樣燒蝕性能。圖5所示為不同直徑的30SiMn2MoV鋼和MPS700V鋼的燒蝕臨界壓力曲線。由圖5可見：隨著直徑從1 mm增加到10 mm，MPS700V鋼實驗的燒蝕門檻壓力從0.03 MPa增加至0.35 MPa，相同直徑的30SiMn2MoV鋼的燒蝕門檻壓力從0.01 MPa增加至0.27 MPa；同樣尺寸下MPS700V的臨界壓力比30SiMn2MoV高30%以上。同時，表2為直徑3.2 mm槍鋼鍍鉻前后的燒蝕門檻壓力。由表2可知，MPS700V鋼在鍍鉻前后的燒蝕門檻壓力分別比相同條件下的30SiMn2MoV鋼高36.6%和39.2%。由此可見，MPS700V鋼發生燒蝕的壓力門檻值和抗燒蝕性能顯著優于30SiMn2MoV鋼，與兩種槍管燒蝕壽命規律一致。

圖5 不同直徑30SiMn2MoV和MPS700V的燒蝕門檻壓力曲線Fig.5 Ablation threshold pressure curves of 30SiMn2MoV and MPS700V barrels with different diameters

表2 30SiMn2MoV鋼和MPS700V鋼鍍鉻前后的 燒蝕門檻壓力Table 2 Ablation threshold pressure of 30SiMn2MoV steel and MPS700V steel before and after chrome plating

為進一步對比兩種槍管鋼的燒蝕程度，圖6描述了直徑32 mm MPS700V鋼和30SiMn2MoV鋼在燒蝕門檻值氧壓下的燒蝕形貌和燒蝕深度。從圖6中可以看出鍍鉻前后的兩種槍管鋼試樣在燒蝕門檻壓力時表面都形成燒蝕坑。圖6(a)和圖6(b)分別為MPS700V鋼和30SiMn2MoV鋼表面燒蝕坑的平均直徑分別為10 μm±05 μm和15 μm±04 μm，燒蝕坑的平均深度分別為3 μm±03 μm和4 μm±04 μm。圖6(c)和圖6(d)分別為鍍鉻MPS700V鋼和鍍鉻30SiMn2MoV鋼表面燒蝕坑的平均直徑分別為12 μm±03 μm和18 μm±02 μm，燒蝕坑的平均深度分別為105 μm±01 μm和120 μm±04 μm。因此，鍍鉻前后MPS700V鋼表面形成的燒蝕坑均小于30SiMn2MoV鋼，深度降低約5～15 μm。統計得出，MPS700V鋼的燒蝕面積約為30SiMn2MoV鋼的12，鍍鉻MPS700V鋼的燒蝕面積約為鍍鉻30SiMn2MoV鋼的13。從鍍鉻前后兩種槍鋼的燒蝕臨界條件與燒蝕發生形貌對比可以看出，鍍鉻前后新材料MPS700V鋼的燒蝕性能均優于現用30SiMn2MoV鋼。

圖6 MPS700V鋼和30SiMn2MoV鋼鍍鉻前后的燒蝕形貌和燒蝕深度Fig.6 Ablation morphology and depth of MPS700V steel and 30SiMn2MoV steel before and after chrome plating

222 燒蝕微觀組織分析

為對比槍管實物的燒蝕微觀組織，對兩種槍管鋼燒蝕試樣表面進行SEM分析，具體如圖7所示。圖7(a)為30SiMn2MoV鋼試樣的燒蝕表面，從中可以看出表面燒蝕嚴重且燒蝕坑內基體上形成了大量的樹枝晶，說明模擬燒蝕實驗過程也產生了熔化相。圖7(b)為30SiMn2MoV鋼燒蝕界面處的面掃描分析，從中可以看出O元素富集在燒蝕后的產物，而Mo元素富集在未發生燒蝕的樹枝晶處。圖7(c)為MPS700V鋼試樣的燒蝕表面，從中可以看出MPS700V鋼表面形成的燒蝕坑比30SiMn2MoV鋼淺，且燒蝕坑中附近僅有少量的樹枝晶生成。圖7(d)為MPS700V鋼燒蝕界面處的面掃描分析。同樣，MPS700V鋼燒蝕后的產物中有大量的O元素富集，而未發生燒蝕的樹枝晶處主要由Mo和Ni元素富集。對燒蝕坑內的產物和未發生燒蝕的樹枝晶處進行EDS成分分析，具體如表3所示。表3中1點和2點可以看出30SiMn2MoV鋼的燒蝕產物中對氧親和力比Fe強的Mn、Si、V元素含量升高，枝晶處Mo和C元素升高，表明30SiMn2MoV鋼中氧壓門檻值較高的Mo較其他元素滯后發生燒蝕。從表3中的3點和 4點可以看出MPS700V鋼的燒蝕產物對氧親和力比Fe強的Cr、V元素含量升高，枝晶處Mo、Ni和C元素升高，表明MPS700V鋼中兩種氧壓門檻值較高元素Mo、Ni較其他元素滯后發生燒蝕。

表3 MPS700V鋼和30SiMn2MoV鋼燒蝕 表面的成分Table 3 Composition of ablated areas in MPS700V steel and 30SiMn2MoV steel %

圖7 MPS700V鋼和30SiMn2MoV鋼燒蝕微觀組織Fig.7 Microstructure of MPS700V steel and 30SiMn2MoV steel after ablation

圖8為鍍鉻30SiMn2MoV鋼和鍍鉻MPS700V鋼的燒蝕微觀組織。從圖8中可以看出兩種鍍鉻槍鋼的燒蝕坑內主要為對氧親和力比Fe強的Mn、Si、V和Cr元素，而燒蝕門檻值較高的Mo、Ni元素未在燒蝕坑內優先發生燒蝕。因此，鍍鉻槍鋼的燒蝕組織與未鍍鉻槍鋼的燒蝕組織類似，同時再次證明了槍管鋼的燒蝕性能與合金元素對氧親和力及燒蝕門檻壓力有關。

圖8 鍍鉻MPS700V鋼和鍍鉻30SiMn2MoV鋼燒蝕微觀組織Fig.8 Microstructure of chrome plated MPS700V steel and chrome plated 30SiMn2MoV steel after ablation

綜上微觀組織分析可知，兩種槍管鋼基體燒蝕界面處都有氧化物與熔化相的同時生成，表明槍管鋼燒蝕試樣表面已經發生微區的金屬燃燒，燃燒反應速率極快，在較短時間內消耗試樣，在表面形成燒蝕坑。由此可見兩種槍管鋼發生燃燒形成的燒蝕坑形貌、形成的熔化相與氧化物均與火藥燃氣作用下槍管內膛燒蝕組織一致，表明槍管內膛燒蝕可能與高壓火藥燃氣下的金屬微區燃燒有關。另外，MPS700V鋼比30SiMn2MoV鋼具有優異的抗燒蝕性能，主要是因為MPS700V鋼中門檻壓力高的Mo、Ni元素含量相對較高。

2.3 分析討論

231 槍管鋼燒蝕性能對比

在實彈射擊考核中MPS700V槍管在膛線起始部位的抗燒蝕性比30SiMn2MoV鋼優異，且在相同位置處的燒蝕擴展裂紋微觀中發現MPS700V槍管微裂紋附近形成的硫化物區、氧化物區厚度均小于30SiMn2MoV，較小的燒蝕區域與新型MPS700V槍管實物具有較高的燒蝕壽命相吻合。同時，MPS700V槍管鋼在燒蝕模擬實驗中也表現出優異的燒蝕抗燒蝕性。對鍍鉻前的槍鋼分析，如圖3所示，不同尺寸的MPS700V鋼的臨界燒蝕壓力均高于30SiMn2MoV鋼，在燒蝕臨界壓力下MPS700V鋼表面的燒蝕坑平均深度和燒蝕面積均小于30SiMn2MoV鋼。對鍍鉻后的槍鋼分析，如表2所示，直徑32 mm MPS700V試樣的燒蝕臨界壓力比相同尺寸的鍍鉻30SiMn2MoV高39以上。上述結果均表明在燒蝕模擬實驗中MPS700V比30SiMn2MoV具有更好的抗燒蝕性。因此30SiMn2MoV大口徑機槍僅數千發，發生初速急劇下降，以初速超標而壽終，故壽命短；而新材料MPS700V大口徑機槍壽命翻倍提升，且初速未降，其失效形式主要為出現橫彈。

232 火藥燒蝕與金屬燃燒的相關性分析

長期以來，人們認為槍管的燒蝕是由于熱熔化或熱化學耦合形成的一些低熔點化合物造成的。但在本文中發現，槍管實物燒蝕與促進點燃下的燒蝕模擬試樣在微觀組織、熱力學條件和動力學過程方面具有相似特征，具體如表4所示。從微觀組織上分析，槍管燒蝕與微區燃燒的產物都有熔化相與氧化物同時生成。從熱力學上分析，槍管燒蝕存在臨界燒蝕溫度，而金屬的燃燒也存在溫度突變。從動力學上分析，文獻報道槍管燒蝕速率為01～200 μm發，槍管每發的時間約為5～10 ms，因此燒蝕速率約為002～20 mm/s。微區燃燒的速率是指熔化界面向上移動的速率以RRMI為表征，文獻[25，29]中鋼的RRMI大約在087～114 mm/s，與槍管燒蝕速率相接近。綜上，相似的微觀組織，熱力學與動力學特征表明了槍管的燒蝕可能是槍管鋼的微區燃燒造成。

表4 槍管燒蝕與微區燃燒對比Table 4 Comparison of barrel ablation and micro-zone combustion

233 槍鋼燒蝕機理與模型

根據兩種槍管實物與燒蝕模擬試樣相似的微觀組織，圖9描述了兩種槍管基于微區燃燒的燒蝕過程。圖9(a)為現用30SiMn2MoV槍管的燒蝕過程。當彈丸被擠入內膛時，高溫火藥氣體會使內膛表面瞬時加熱。一些加工微裂紋，因瞬時熱沖擊而擴展。侵蝕性火藥氣體包括一氧化碳、二氧化碳、氮氣、甲烷等通過擴展的微裂紋與基體鋼在高溫下反應，形成硫化物區。當硫化物區和火藥氣體釋放的熱量達到基體微區燃燒的臨界值時，基體發生微區燃燒。快速冷卻后在硫化區附近形成非晶相和氧化物。微裂紋會在微區燃燒的作用下繼續向周圍基體擴展。當兩條隨機擴展的微裂紋接觸后，基體材料形成塌陷，鉻層發生剝落。當裸露的基體再次與侵蝕性火藥氣體接觸時將直接發生微區燃燒，形成燒蝕坑。微區燃燒反應加速了周圍鋼基體的嚴重損壞，槍管直徑的變化降低了彈丸的初速。當彈丸初速度相對于初始值急劇降低而超標，槍管因燒蝕失效而壽終。

圖9 30SiMn2MoV槍管和MPS700V槍管基于微區燃燒的燒蝕過程Fig.9 Ablation process based on micro-zone combustion of 30SiMn2MoV and MPS700V gun barrels

圖9(b)為新材料MPS700V槍管內的燒蝕過程。由于新材料MPS700V的抗燒蝕性能優異，在持續發射時，鉻層中擴展的加工熱裂紋僅在基體與鉻層界面處發生微區燃燒形成少量的燒蝕熔化相與氧化物未出現持續地擴展，而鉻層在后續地發射過程中均勻磨損，保留相對完整。

3 結論

本文針對槍管發射后內膛表面出現燒蝕的現象，對現用槍管鋼30SiMn2MoV和新型槍管鋼MPS700V的燒蝕性能進行開展研究。通過槍管實物與燒蝕模擬試樣的對比分析，得出以下主要結論：

1) 某現用30SiMn2MoV大口徑機槍4、5錐處燒蝕嚴重，表面失去金屬光澤，整個膛線附近出現高低不平的燒蝕坑，而新材料MPS700V大口徑機槍4、5錐處仍呈現金屬光澤，無大面積燒蝕，僅膛線起始部局部發生少量燒蝕。

2) 30SiMn2MoV槍管與MPS700V槍管的燒蝕擴展裂紋附近都形成了3個不同區域，包括硫化物區、氧化物區和基體區，其中氧化物區中發現熔化非晶氧化物。且MPS700V槍管中燒蝕形成的硫化物區與氧化物區比30SiMn2MoV中2個區域的寬度要小。

3) 直徑為1～10 mm MPS700V鋼的臨界燒蝕壓力均高于相同直徑的30SiMn2MoV鋼。在燒蝕門檻壓力下鍍鉻前后的MPS700V鋼表面的燒蝕坑平均深度和燒蝕面積均小于30SiMn2MoV鋼。與MPS700V槍管具有較高壽命一致，MPS700V鋼較30SiMn2MoV鋼具有優異的抗燒蝕性能。

4) 對比研究發現壽終槍管內膛與促進點燃下燒蝕試樣具有相似的熱力學、動力學及組織特征，驗證了槍管內膛燒蝕與高溫高壓火藥燃氣下內膛表面微區燃燒有關，提出了相應的組織演化模型。