火炮身管內膛表面材料強度退化機理研究

許耀峰, 楊雕,2, 劉朋科, 陳奇, 郭俊行, 王軍

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

0 引言

火炮射擊過程中身管承受復雜的瞬態載荷,包括高溫、高壓、高速流動的火藥燃氣燒蝕沖刷與化學侵蝕、彈炮摩擦等。身管內膛表面在上述因素下產生燒蝕磨損使得內徑出現單發微米級擴大。隨著射彈發數的增加,內徑累計擴大量逐漸增大,導致初速降低、彈丸彈帶削光、彈道失穩、精度下降、早炸或瞎火等現象,影響作戰使用,使得身管壽命終止[1-6]。身管內膛每發產生微剝離的根本原因是內膛表面材料“強度”難以支撐火炮射擊產生的“載荷”。因此研究身管內膛表面材料性能對揭示身管壽命機理至關重要。

文獻[7]研究了身管內膛壁面溫度測試技術,獲得了155 mm火炮內膛壁面溫度分布,給出了內膛表面熱流密度經驗公式。文獻[8]建立了某 35 mm 火炮射擊過程身管內膛燃燒、傳熱以及彈-炮耦合模型,獲得身管內膛溫度及應力場,為身管內膛燒蝕磨損的研究提供了載荷輸入。文獻[9]針對身管材料燒蝕、磨損問題,基于實驗室單項實驗,研究了燒蝕時間、溫度對材料燒蝕速率及形貌的影響,以及溫度、正壓力、摩擦速度對身管材料磨損率、磨損形貌等的影響。文獻[10-14]基于身管內膛損傷的一般規律及現象,定性分析了內膛燒蝕、磨損、龜裂等損傷形式的原因和影響因素,描述了身管內膛由于熱、化學等作用會出現“白層”,發現白層性能的下降使得內膛擴大。文獻[15]發現火炮射擊時身管內膛會形成三層組織,即化學影響層、熱影響層及身管基體,并對化學影響層的形成過程進行了分析。從已有文獻來看,對于身管壽命機理的研究,大多從火炮射擊過程內膛載荷環境、內膛燒蝕磨損等研究,身管不同部位損傷對比、內膛表面材料組織及性能研究極少,僅有少量定性描述,內膛表面組織變化原因、影響因素、性能量化研究未見相關報道。

本文針對火炮射擊過程身管內膛表面材料損傷機理,以壽命終止的155 mm身管為對象,研究身管不同位置處微觀組織形貌,發現身管內膛表面存在不同厚度的組織層,常溫下硬度高,稱為硬化層;針對硬化層的產生及力學性能變化過程,實驗獲得了硬化層力學性能隨溫度的變化規律,理論建模分析了身管軸向不同位置硬化層的產生原因及影響因素,通過模擬試驗研究并驗證了硬化層的形成原因及其與射彈發數的關系,揭示了火炮射擊過程身管內膛表面材料性能的退化機理。

1 身管內膛表面材料組織形貌分析

以155 mm火炮身管為研究對象,對壽命終止身管進行解剖分析,取藥室部、膛線起始部、高膛壓區、身管中部、炮口部等典型部位,進行金相分析,發現身管內膛表面存在一定厚度的硬化層,硬化層下組織內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對硬化層進行能譜分析,其元素成分及含量與身管原始材料相同,未發現C、O等其他元素。

圖1 身管軸向不同部位內膛表層組織形貌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 身管內膛表面材料微觀力學性能分析

2.1 彈性模量

采用納米壓痕儀測量材料微納米尺度力學性能。基于Oliver-Pharr方法,通過壓頭載荷p和壓頭位移h(壓入深度)關系獲取材料彈性模量。

Oliver-Pharr方法中對于卸載階段的數據通過冪函數關系擬合“載荷-位移”的函數關系[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均為數據擬合獲得的參數。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個點測量其彈性模量,測試位置如圖2所示,測試結果如表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 硬度及強度

在身管膛線起始部、高膛壓區位置進行取樣,采用顯微硬度計對硬化層及基體硬度進行測試,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對身管基體及硬化層在不同溫度下的顯微維氏硬度進行檢測,獲得基體及硬化層硬度隨溫度的變化規律,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生變化,主要成分還是Fe、Cr、Ni、Mo,根據國家標準GB/T 1172—1999黑色金屬硬度及強度換算值中鉻鎳鉬鋼中硬度、抗拉強度對應關系,結合身管材料力學性能試驗,擬合材料硬度與抗拉強度的多項式函數關系:

(3)

式中:σb為材料抗拉強度;H為材料硬度。

通過式(3)得到硬化層在不同溫度下的強度,具體如表3所示。

表3 基體及硬化層不同溫度下的抗拉強度

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

3 身管內膛表面硬化層形成機理

3.1 硬化層產生及影響因素分析

熱作為身管內膛擴大的主導及控制因素,材料在高溫下產生相變使得組織及性能產生變化,根據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%,當溫度大于恒溫轉變線A1(727 ℃)時開始發生相變,當溫度約大于830 ℃時完全發生相變。

以155 mm火炮膛內燃燒及傳熱過程獲得身管內壁面溫度曲線為輸入,如圖6所示,建立身管熱-結構耦合仿真模型[17],對比研究藥室部、膛線起始部、高膛壓區、身管中部等部位,獲得距身管內膛表面溫度及梯度變化規律。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

身管內膛表面溫度超過830 ℃的厚度與硬化層實測厚度對比如表4所示。

表4 溫度超過830 ℃厚度與硬化層實測厚度對比

從表4中可以看出,身管軸向不同部位溫度超過830 ℃的厚度與硬化層實測厚度基本相同,由此可知內膛火藥燃氣的高溫熱作用是導致硬化層產生的根本原因。

雖然高膛壓位置內膛表面溫度(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,這是因為火炮射擊過程中身管內膛相同溫度下的傳遞壁厚不僅與燃氣輸入溫度的最大值有關,還與燃氣的作用時間相關。根據熱傳導方程,身管基體在Δt時間,區域W內各點溫度從t時刻的溫度Tt變化到t+Δt時刻的溫度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為時間變化量。

而身管基體從內壁邊界S的面內流經區域W的熱輸入量Q為單位時間內沿n方向(身管徑向)流過此微元的熱量dQ隨時間的積分,即

(5)

通過式(5)可以看出,身管溫度梯度與內膛表面熱輸入量(最高溫度和時間),即溫度梯度的散度隨時間的積分相關。而身管內壁面的溫度主是由火藥燃氣的對流換熱產生,對流換熱取決于該位置處火藥氣體的溫度、沖刷速度與沖刷時間,燃氣溫度越高、沖刷速度越大、時間約長,對流換熱使得身管內壁面的熱輸入量約多。從圖7中可以看出,膛線起始部火藥燃氣作用于身管內壁面時間相比高膛壓區多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

火炮射擊時身管內膛在高溫火藥燃氣作用下溫度迅速上升,如圖8升溫過程所示,當身管溫度大于恒溫轉變溫度A1線(727 ℃)時,基體材料組織將開始發生奧氏體轉變,當溫度超過鐵素體全部容入奧氏體的轉變線A3線(約830 ℃)時完全轉變為奧氏體。

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

身管內膛表面降溫過程中,溫度降到奧氏體轉變臨界溫度時,形成過冷奧氏體(即將發生的不穩定的奧氏體),進一步持續降溫,降溫速度大于臨界冷卻速度、溫度低于馬氏體轉變溫度Ms時材料發生馬氏體相變,隨著冷卻速度的增大馬氏體轉變量增加,材料硬度越來越高[18-19]。

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

4 身管內膛表面硬化層試驗驗證研究

基于建立的身管試件燒蝕模擬試驗裝置,對身管試樣進行了模擬燒蝕試驗,研究并驗證身管內膛表面硬化層產生原因、影響因素及其與彈發數關系。

身管試樣燒蝕試驗裝置結構如圖9所示,試驗過程中裝置本體內的發射藥產生高溫高壓的火藥燃氣,流經試樣組成的氣流通道,對試樣表面產生熱和化學作用,試驗過程中控制藥量,使試件表面單發減少量與實彈射擊基本一樣[15,20-21]。每次可同時進行兩種試樣的試驗。

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

4.1 硬化層產生過程試驗研究

同時對身管基體及表面鍍鉻兩種試樣進行燒蝕模擬試驗,鉻層厚度約100 μm。對于身管基體試樣,試驗過程中試樣表面承受熱、化學作用;對于鍍鉻試樣,身管基體受鉻層保護,僅承受熱作用,試驗過程中實測藥室壓力曲線如圖10所示,最大值約107 MPa。根據身管試樣燒蝕模擬裝置結構,裝置藥室通過試樣形成的氣流通道直接與室外相連,因此流經試樣表面的氣體壓力將小于藥室的實測壓力107 MPa,同時遠低于實彈射擊過程膛壓335 MPa。故在此壓力環境下,不會對試樣表面材料組織及性能產生影響。

圖10 部分實測壓力曲線Fig.10 Part of measured pressure curves

8發試驗后身管基體及鍍鉻試樣表面如圖11、圖12所示。

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

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

對8發試驗后的身管基體及鍍鉻試樣進行金相分析,發現基體試樣表面形成了組織形貌與壽命終止身管內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)。金相分析結果如圖13～圖14所示,試樣顯微維氏硬度對比如圖15所示。

圖13 燒蝕模擬試驗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 燒蝕模擬試驗后硬化層硬度與身管對比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再現了火炮射擊過程身管內膛表面硬化層,表明火藥燃氣高溫熱作用導致身管內膛表面發生相變是產生硬化層的主要原因。

對比身管基體試樣與實際身管膛線起始部表面硬化層厚度,發現實際身管膛線起始部硬化層厚度比身管基體試樣小45 μm,分析發現身管試樣燒蝕試驗過程中燃氣流在試樣表面作用時間約20 ms,比實際身管膛線起始部膛壓作用時間14 ms長,根據式(4),高溫火藥燃氣造成的熱輸入總量更多。

4.2 硬化層與射擊發數相關性研究

對經過1發模擬射擊試驗的基體試樣進行解剖分析,其硬化層厚度如圖16所示。

圖16 1發燒蝕模擬試驗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發模擬試驗后身管試樣表層也形成了與8發試驗厚度相同的硬化層,因此硬化層的產生與射彈發數無關。燒蝕模擬試驗過程中身管試樣表面火藥氣體燒蝕沖刷導致厚度減小約6 μm/發,8發試驗累計燒蝕約50 μm,而1發試樣和8發試樣硬化層厚度相同,這是因為硬化層熱傳導性能與基體材料基本相同,每發試驗造成表面損失量與新生成的硬化層損失量相同。

5 結論

本文以155 mm火炮身管為對象,分析了身管內膛表面組織形貌,通過仿真及試驗揭示了身管內膛表面材料性能退化機理。得到以下主要結論:

1)身管在火藥燃氣作用下,內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產生,身管內膛的燒蝕磨損發生在硬化層的表面;仿真與試驗研究發現身管內膛表面硬化層厚度與燃氣溫度和作用時間(熱輸入量)相關。對于相同裝藥號每發射擊時會造成硬化層表面微米級的剝離,同時形成相應厚度新的硬化層。

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

4)身管壽命提升主要方向為:一是優化彈炮結構,降低火炮燃氣沖刷、彈帶摩擦力;二是采用內膛表面強化,優化發射藥、身管材料,延緩、減小硬化層的產生。