劉朋科，楊雕，王軍， 岳孟坤，劉歡 ，徐宏英

(1.西北機電工程研究所，陜西 咸陽 712099；2.清華大學(xué) 航天航空學(xué)院，北京 100084)

身管是火炮的核心部件，其壽命是火炮最重要的性能指標之一。我國各類火炮身管壽命與國外先進水平存在明顯差距，已成為制約火炮威力和實戰(zhàn)化能力提升的瓶頸，“壽命終了”不但意味著火炮完全失去作戰(zhàn)能力而且還會產(chǎn)生嚴重的安全隱患。

GJB 2975—1997《火炮壽命實驗方法》對身管壽命的判斷標準為：初速下降量超過5%～10%(視火炮具體要求而定)；立靶上出現(xiàn)橫彈數(shù)超過50%；射后的彈丸的彈帶削光，無膛線印痕；引信連續(xù)(不少于2～3次)瞎火或彈丸在彈道上早炸；以Ex/Xsh表征的彈丸距離散布增大量不少于1.5%；射擊實驗中，某一特征量超過戰(zhàn)技指標規(guī)定的壽命標準。當出現(xiàn)上述條件之一即認為身管壽命終止。身管壽命終止的機理非常復(fù)雜，在結(jié)構(gòu)上集中體現(xiàn)為身管內(nèi)膛的燒蝕磨損。膛線起始部的燒蝕磨損導(dǎo)致彈丸在膛內(nèi)定位點前移、藥室容積增加，影響火炮初速；身管口部燒蝕磨損導(dǎo)致彈丸出炮口瞬間章動角加大，橫彈數(shù)增加、密集度降低；身管膛線導(dǎo)轉(zhuǎn)側(cè)燒蝕磨損，導(dǎo)致導(dǎo)轉(zhuǎn)側(cè)比壓增加，導(dǎo)帶性能下降，彈帶削光[1-2]。因此，研究身管燒蝕、磨損對理解和延長身管壽命具有重要的意義。

身管內(nèi)膛燒蝕磨損是在高溫、高壓火藥氣體沖刷及彈帶摩擦作用下共同造成的，實彈射擊試驗研究身管材料燒蝕磨損射彈量大、周期長、經(jīng)費高，且無法獲得燒蝕、磨損等單一因素對身管內(nèi)膛材料的損傷程度。基于以上原因，筆者旨在研究現(xiàn)役身管材料燒蝕與磨損性能，揭示身管材料高溫?zé)g及其與純鐵彈帶磨損規(guī)律。

文獻[3]采用電爆炸噴涂工藝對炮鋼材料進行噴涂，選用氧-乙炔法對比了鍍鉻層、電爆炸噴涂的7Cr13+B和FeCrBSi涂層的質(zhì)量燒蝕和燒穿實驗，發(fā)現(xiàn)電爆炸噴涂7Cr13+B和FeCrBSi涂層抗燒蝕性能優(yōu)于鍍鉻，但并未研究減緩燒蝕的原因及機理。文獻[4]基于最小二乘支持向量機(LSSVM)算法提出了磨損預(yù)測模型，對身管燒蝕和磨損進行了預(yù)測，與實驗結(jié)果吻合較好。文獻[5]實驗對比了熔鹽電鍍坦、鉻鍍層及炮鋼基體在激光下的燒蝕和室溫下的摩擦性能。文獻[6]研究了炮鋼表面電弧離子鍍NiCoCrAlY及電火花沉積Cr涂層與45#鋼的磨損及抗氧化性能，發(fā)現(xiàn)兩種涂層的硬度較炮鋼均有提高，同時涂層的摩擦系數(shù)均明顯小于相同條件下炮鋼的摩擦系數(shù)，炮鋼磨損機制為磨料磨損和塑形流動，而NiCoCrAlY和Cr涂層的磨損機制分別為粘著磨損和微切削磨料磨損。文獻[7]研究了兩種典型身管材料在不同溫度下與高硬度耐磨材料W6Mo5Cr4V2的磨損性能，發(fā)現(xiàn)兩種材料的摩擦系數(shù)在各個溫度區(qū)間內(nèi)的區(qū)別不大，主要受摩擦氧化物是否產(chǎn)生的影響；摩擦材料及銷-盤試樣的高溫硬度差共同影響磨損表面氧化物層的最終形態(tài)。從已有文獻來看，針對身管材料燒蝕性能及溫度、摩擦速度、正壓力對摩擦系數(shù)與磨損機制影響的具體研究還較少。

筆者針對身管材料燒蝕問題，采用氧丙烷火焰燒蝕的高溫在線可視化測量系統(tǒng)進行身管材料氧化燒蝕實驗，研究燒蝕時間、溫度對材料燒蝕速率及形貌的影響；針對身管材料與純鐵彈帶摩擦問題，采用摩擦磨損試驗機，研究溫度、正壓力、摩擦速度對身管材料磨損率、磨損形貌等的影響。

1 身管材料燒蝕性能研究

1.1 實驗方案

采用氧丙烷火焰燒蝕的高溫在線可視化測量系統(tǒng)進行身管試樣氧化燒蝕實驗，如圖1所示，通過控制氧丙烷氣體流量來控制火焰的熱流密度，調(diào)節(jié)火焰噴嘴與試樣的距離實現(xiàn)試樣表面穩(wěn)定加熱。

實驗過程中通過循環(huán)加熱模擬試樣燒蝕：加熱至恒溫(試樣中心1 200 ℃左右)燒蝕5 min、冷卻至室溫并記錄燒蝕質(zhì)量損失后，再次加熱至前一溫度狀態(tài)燒蝕5 min；如此循環(huán)5次。

采用單點測溫儀記錄溫度的變化過程。使用高速CCD相機對燒蝕過程中試樣表面形貌演化過程進行實時觀測和記錄。燒蝕后，利用掃描電子顯微鏡對燒蝕后的試樣進行微觀觀測，研究試樣燒蝕規(guī)律。試樣尺寸為50 mm×50 mm×5 mm。

1.2 實驗結(jié)果與討論

1.2.1 表面燒蝕形貌演化

圖2為試樣表面燒蝕形貌演化過程。從圖2中可以明顯看出，在燒蝕過程中，試樣表面發(fā)生劇烈變化，發(fā)生明顯的金屬氧化和熔融。當溫度達到較高水平時，在火焰的沖刷下出現(xiàn)了熔融態(tài)金屬的飛濺，氧化燒蝕較為嚴重，最終試樣表面產(chǎn)生明顯的燒蝕坑。

1.2.2 質(zhì)量燒蝕率分析

分別記錄每次燒蝕后的試樣質(zhì)量，計算試樣的燒蝕量Δm及燒蝕率R：

Δm=m1-m2，

(1)

R=Δm/t，

(2)

式中：m1、m2分別表示試樣每次燒蝕前后的質(zhì)量；t為燒蝕時間。

通過式(1)、(2)獲得每次循環(huán)燒蝕過程試樣燒蝕量和燒蝕率隨時間變化規(guī)律，如圖3～4所示。

從圖3～4可以看出，試樣隨著燒蝕時間的增加質(zhì)量燒蝕率整體呈上升趨勢，表明試樣燒蝕過程越來越嚴重。

1.2.3 氧化燒蝕機理微觀研究

由于氧丙烷火焰溫度沿試樣對稱中軸線(水平)近似為高斯分布，中心燒蝕區(qū)域的溫度最高。使得試樣表面存在3個不同的燒蝕區(qū)域：燒蝕中心區(qū)、燒蝕中心與邊緣過渡區(qū)、燒蝕邊緣區(qū)。針對燒蝕溫度最高、燒蝕最嚴重的中心區(qū)域，采用SEM(掃描電子顯微鏡)進行微觀分析，研究試樣的微觀燒蝕規(guī)律。

燒蝕后試樣燒蝕中心區(qū)微觀形貌如圖5所示。

從圖5中可以看出燒蝕中心區(qū)域出現(xiàn)了密集的坑洞和裂紋，這是由于燒蝕中心區(qū)試樣受到高速氣流沖刷和高溫火焰的共同作用。一方面，材料在高溫下與空氣中的氧氣發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成金屬氧化物如Cr2O3，V2O5，NiO，MoO3等，冷卻后會在試樣表面形成氧化物沉積，如圖5(c)、(d)中所示，試樣燒蝕中心表面可見密集不規(guī)則的氧化物沉積；另一方面，由于高溫高速氣流的沖刷，導(dǎo)致燒蝕中心區(qū)受到較大的壓力和氣流的沖擊，產(chǎn)生“剝蝕”，加速氧化物的剝落，造成表面的凹凸不平，促進高溫燃氣流侵入材料內(nèi)部，加劇氧化燒蝕作用。在圖5(b)中可以觀測到密集的裂紋分布，這是由于實驗采取了循環(huán)加熱的模式，材料歷經(jīng)了動態(tài)回復(fù)、動態(tài)結(jié)晶和靜態(tài)結(jié)晶等過程，對應(yīng)的材料內(nèi)部晶胞以及氧化物的晶胞也會發(fā)生膨脹-收縮-再膨脹的過程，當晶胞達到一定極限時就會發(fā)生破碎，導(dǎo)致孔洞的產(chǎn)生，隨著燒蝕時間的增加，孔洞的數(shù)量和尺寸也會隨之增多、變大；同時由于材料自身存在不可避免的缺陷，這些缺陷和孔洞在循環(huán)熱應(yīng)力作用下，容易萌生微裂紋，當多個微裂紋發(fā)生擴展逐漸形成封閉的網(wǎng)狀裂紋后便會導(dǎo)致局部的剝落。

因此高溫氧化，熱氣流沖刷，密集的熱裂紋萌生、擴展和剝落是身管材料燒蝕的主要原因。

2 身管材料磨損性能研究

2.1 實驗方案

實驗采用專用銷盤式摩擦磨損實驗設(shè)備，研究身管材料磨損性能，其中銷試樣為身管材料(炮鋼)，尺寸φ4 mm×13 mm；盤試樣為彈帶材料(純鐵)，尺寸φ46 mm×4 mm。

采用最優(yōu)拉丁超立方設(shè)計方法對摩擦速度和壓力進行抽樣設(shè)計，在試驗設(shè)備允許的載荷范圍內(nèi)，即保證磨損量宏觀可測量又保證試驗效率，因此實驗壓力范圍取5～32 MPa，速度范圍取0.2～1 m/s，摩擦?xí)r間60 s，試驗樣本量取20個點，并確保實驗點盡量均勻分布在設(shè)計空間，如圖6所示。實驗前后對試樣進行清洗，通過千分尺測量銷試樣前后長度，獲得身管材料磨損量。利用SEM及能譜儀觀測磨損后銷試樣形貌及成分，研究身管材料磨損規(guī)律[8]。

2.2 實驗結(jié)果與討論

2.2.1 正壓力和摩擦速度對磨損性能的影響

分別記錄每次磨損后銷試樣長度，并通過式(3)計算材料的磨損率：

Rw=Δd/(vt)，

(3)

式中：Rw為磨損率；Δd為銷試樣摩擦磨損實驗前后長度的變化(m)；v為摩擦速度(m/s);t為摩擦?xí)r間(s)。

圖7為典型磨損后盤和銷試樣表面形貌。對不同正壓力和速率下磨損率的實驗結(jié)果進行擬合，最終擬合公式如式(4)所示,擬合結(jié)果與實驗結(jié)果的對比如圖8所示。

從圖8中可以看出，擬合結(jié)果和實驗結(jié)果基本吻合，磨損率受正壓力的影響較大，隨正壓力增大而增大。

Rw=5.567e-5p1.706v0.003 415,

(4)

式中：p為正壓力(MPa)；v為摩擦速度(m/s)。

2.2.2 溫度對磨損性能的影響

在樣本點中選取正壓力、速度都基本在實驗范圍中間的點(正壓力23.04 MPa，摩擦速度0.42 m/s)，對比常溫、300 ℃以及中間溫度點(142 ℃)的材料摩擦性能。

圖9為磨損率隨溫度的變化規(guī)律，圖中虛線為磨損率為0的基準線。隨著溫度的升高，磨損率逐漸下降，300 ℃時磨損率略小于0，即銷試樣磨損后長度反而變長。

圖10為常溫磨損后銷試樣表面形貌及成分。從圖中可以看出，常溫下銷試樣摩擦表面沿著摩擦方向整體存在細的劃痕，高倍形貌觀測可明顯看到片狀結(jié)構(gòu)，成分為炮鋼材料，如圖10(c)所示。這是由于盤試樣與銷試樣摩擦?xí)r，炮鋼及純鐵材料在接觸點發(fā)生塑性流動而形成黏著結(jié)點，隨后在摩擦方向長大并在切應(yīng)力作用下被剪斷，然后重新形成新的結(jié)點，在摩擦中又被剪斷，如此循環(huán)下去，形成片狀的磨削，屬于典型的黏著磨損過程[9-10]。

圖11為300 ℃時銷試樣頂端側(cè)面區(qū)域及其成分，對比圖10(c)和11(b)可知，高溫下炮鋼中Fe元素氧化，導(dǎo)致材料中O含量增加，質(zhì)量分數(shù)占比達到10%。

300 ℃時銷試樣磨損后磨損面不同放大倍數(shù)下表面形貌如圖12(a)、(b)所示。從12(a)圖可以發(fā)現(xiàn)界面部分區(qū)域存在明顯的區(qū)別，如圖中紅色線所示，左邊為A區(qū)域，右邊為B區(qū)域。利用EDS對A、B區(qū)域進行掃描，發(fā)現(xiàn)A區(qū)域成分與圖11中只存在高溫氧化的區(qū)域成分大致相當，表面仍然是炮鋼材料，而B區(qū)域中O含量質(zhì)量分數(shù)達到25%左右，遠高于炮鋼材料氧化后O的含量。這是由于純鐵比炮鋼更容易在高溫下發(fā)生氧化形成氧化鐵，導(dǎo)致O含量增多。

結(jié)合圖9中的300 ℃磨損量實驗結(jié)果，可以得出磨損量并未降低，反而略微小于0，是由于隨著溫度的升高，純鐵較炮鋼材料硬度下降的更多，導(dǎo)致摩擦過程中炮鋼及純鐵材料在接觸點產(chǎn)生黏著結(jié)點后，純鐵部分被剪斷，部分純鐵轉(zhuǎn)移到銷試樣表面，而引起銷試樣變長。

3 結(jié)束語

筆者通過氧丙烷火焰燒蝕的高溫在線可視化測量系統(tǒng)研究了身管材料的氧化燒蝕性能，實驗發(fā)現(xiàn)在火焰燒蝕的過程中，試樣表面發(fā)生劇烈變化，發(fā)生明顯的金屬氧化和熔融過程，在火焰的沖刷下出現(xiàn)了熔融態(tài)金屬的飛濺，導(dǎo)致試樣表面出現(xiàn)燒蝕坑。SEM掃描結(jié)果顯示試樣中心燒蝕區(qū)域出現(xiàn)密集的坑洞和裂紋。因此高溫氧化，熱氣流沖刷，密集的熱裂紋萌生、擴展和剝落是身管材料燒蝕的主要原因。

通過高溫摩擦磨損試驗機研究了身管-彈帶材料摩擦磨損性能，發(fā)現(xiàn)炮鋼與純鐵的磨損為黏著磨損，同時磨損率受正壓力的影響較大，隨正壓力增大而增大。在室溫至300 ℃范圍內(nèi)，隨著溫度的升高，純鐵較炮鋼硬度下降的更多，高溫摩擦后部分純鐵轉(zhuǎn)移到炮鋼試樣表面，導(dǎo)致炮鋼磨損率隨著溫度的升高而降低，在300 ℃時炮鋼磨損后長度反而略有增大，磨損率略小于0。