槍管基體組織對槍管壽命的影響

胡春東， 何星， 陸恒昌， 董瀚， 李峻松

(1.上海大學 材料科學與工程學院， 上海 200444； 2.中國兵器工業第208研究所， 北京 102202)

0 引言

身管是機槍、火炮等常規武器的關鍵部件，其主要功能為賦予彈丸一定的初速和射向。射擊時身管受高溫、高壓、高速氣流等作用，內膛直徑擴大，藥室增長，最終導致彈丸初速和膛壓降低，彈丸失去穩定性，彈道性能變差，身管壽終。影響身管壽命的因素有很多，首先火藥成分對身管燒蝕速率有極大影響[1-5]。其次身管內表面鍍鉻層具有抗燒蝕、耐磨損、摩擦系數低和制造成本低等優點，對保護身管基體有重要作用，也能很大程度上影響著身管壽命[2, 6]。另外，膛線、彈丸結構及材料、射擊規范等也不同程度地影響著身管壽命。

基體材料是身管的載體，亦能對壽命產生重要影響。裂紋形核與擴展速率的快慢將對身管壽命產生重要影響。Wu等[7]用有限元模擬計算了鍍層與基體界面間的應力分布，發現基體裂紋附近是界面正應力和切應力最高的位置，也是最易發生界面分離的位置，可見基體裂紋對Cr鍍層損傷有重要影響。Vigilante等[8]的研究結果顯示，屈服強度對裂紋形核孕育時間有重要影響。Troiano等[9]發現，隨著屈服強度的升高，裂紋擴展速率也不斷增加，原因是高強度鋼氫脆敏感性增加，基體材料提高純凈度和增加氫陷阱后，裂紋擴展速率大幅度下降。Underwood等[5]研究發現基體強度越高，氫脆敏感性越強，因此基體強度不宜太高。Yang等[10-11]的研究結果表明，對于一定長度 的裂紋，隨著屈服強度以及楊氏模量的增加，裂紋驅動力減小，與Underwood等[5]和Vigilante等[8]研究結果截然相反，可能的原因是Yang等[10-11]未考慮氫致延遲斷裂的因素。但強度降低能導致基體軟化、Cr鍍層坍塌等問題。基體強度可以影響基體裂紋形核擴展、Cr鍍層基體結合力及Cr鍍層脫落等，這些因素綜合在一起影響著身管壽命，而不是單一因素，這也是身管失效機理研究的難點。Underwood等[5]和Yang等[10-11]研究均采用模擬或計算的方式，缺乏壽命試驗中基體對壽命施加影響的數據和分析。本文通過對比研究兩種不同組織的身管壽命試驗表現，分析基體組織對槍管壽命的影響機制。

1 試驗材料及方法

壽命試驗用槍管基體材料為兩種不同硬度的高溫回火馬氏體鋼，硬度分別為372 HV1和348 HV1，兩種材料試樣分別命名為高硬度(HH)和低硬度(LH)。兩種試樣毛坯經熱處理后精加工成長度l0=5d0、直徑d0=5 mm的標準拉伸試樣。700 ℃拉伸試驗在美國MTS公司生產的MTS810.13型試驗機上進行，拉伸速率為2 mm/min. 相分析試樣經表面精加工后用恒流電解分離法得到碳化物粉末，采用1%四甲基氯化銨+10%乙酰丙酮甲醇溶液，電流密度為0.03～0.05 A/cm2，溫度為-5～0 ℃. 采用荷蘭Philips公司生產的APD-10 X射線衍射儀進行結構分析，衍射角2θ為20°～115°，積分時間為0.4 s，步長為0.02°，掃描速度為50 °/s，靶型為Co靶，管壓、管流分別為35 kV及35 mA. 用電感耦合等離子體原子發射光譜法(ICP-AES)測定各元素的含量。M6C、MC、M2C、M3C與M23C6、M7C3的分離采用6% (V/V) H2SO4+20% (V/V) H2O2水溶液，在沸水浴中保溫1.0～1.5 h，中途補加雙氧水，M6C、M3C、MC和M2C相溶解， M23C6和M7C3相保留。M3C與MC、M2C、M7C3的分離采用5%～10%(V/V) HCl乙醇溶液放置0.5～1.0 h，M3C相溶解，MC、M2C、M7C3相保留。

壽終槍管解剖后，把試樣放進丙酮中進行超聲波清洗，橫截面試樣用牙托粉鑲嵌后，分別用120目、320目、600目、1 000目砂紙磨去劃痕并拋光，拋光后試樣用2%的硝酸酒精進行輕微侵蝕，目的是分清鍍層和基體界面。采用德國Leica 公司生產的DM2700M光學顯微鏡觀察橫截面，在美國FEI 公司生產的Quanta 650掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察微觀組織。用4%的硝酸酒精侵蝕試樣后進行噴碳，噴碳時真空條件下電流設置為40 A，噴碳時間為10 s. 噴碳試樣用4%硝酸乙酸浸泡，用銅網撈起碳膜，在日本Hitachi公司生產的透射電子顯微鏡(TEM)下觀察碳化物。

壽命試驗參照國家軍用標準GJB3484—1998《槍械性能試驗》，在冷卻周期內，用內窺鏡觀察和拍攝內膛鍍鉻層的剝落情況，用通尺量規測量內膛不同軸向位置的陽線直徑。內膛陽線直徑測量方法見文獻[12]。

2 試驗結果

2.1 基體組織與力學性能

HH基體槍管壽命比LH基體槍管高約30%，為了分析影響壽命的原因，對兩種基體組織進行了對比。兩種調質后材料的基體組織如圖1所示。高溫回火后，兩種基體組織為回火馬氏體，馬氏體板條界及原奧氏體晶界上布滿碳化物，而且碳化物顆粒直徑較大。HH基體的碳化物分布相對較均勻，原奧氏體晶界碳化物較LH基體少。這是因為LH基體回火溫度較高，碳化物熟化的結果。壽終后的基體組織除靠近內膛表面區域外，其他區域的組織和壽前沒有差別。壽終試樣制作成碳復型，在TEM下觀察，其形貌如圖2所示。由圖2可見，LH基體中的大部分碳化物分布在晶界和板條處，表明LH基體碳化物偏聚比HH基體嚴重。用Image Pro軟件統計碳復型中碳化物的尺寸分布，結果如圖3所示。圖3中顯示HH基體碳化物直徑多數小于200 nm，而LH基體碳化物則多數大于200 nm. 由此可知，HH基體碳化物相對細小均勻，LH基體碳化物則相對粗大偏聚。用相分析方法分析了二者基體中碳化物的類型及含量，如表1所示，二者碳化物類型和含量幾乎一樣。

圖1 HH基體和LH基體組織形貌Fig.1 Microstructure morphology of HH and LH matrices

HH基體和LH基體硬度分別為372 HV1和348 HV1，如表2所示。壽終后，在膛線起始位置，兩種試樣沿徑向硬度如圖4所示。圖4中，兩種組織的共同點是從內表面至深0.65 mm，兩種基體硬度不斷增加；大于0.65 mm區域，硬度趨于平緩，與壽前硬度相當；二者所不同的是，HH基體硬度高于LH基體硬度，靠近內表面的硬度值最低，分別為342 HV1和224 HV1.

圖2 兩種基體碳化物形貌Fig.2 Carbides morphology of two matrices

圖3 碳化物粒徑分布圖Fig.3 Particle size distribution of carbides

表1 HH基體和LH基體中碳化物主要元素的量Tab.1 Major element contents of carbides in HH and LH matrices %

表2 HH基體和LH基體力學性能Tab.2 Mechanical properties of HH and LH matrices

圖4 兩種基體沿徑向硬度Fig.4 Hardnesses of two matrices along radial direction

兩種基體700 ℃拉伸性能如表2所示。由表2可見，HH基體有較高的高溫強度，700 ℃抗拉強度和屈服強度分別為(373±10) MPa和(250±10) MPa，比LH基體高約53 MPa和45 MPa.

2.2 內膛損傷特征

圖5 兩種基體槍管陽線內徑沿軸向的變化Fig.5 Change of gun barrel land inner diameters along axial direction of two matrices

壽命試驗過程中，兩種基體槍管的損傷速率有所不同。圖5顯示了兩種基體槍管從射彈量0發至2 105發時陽線內徑沿軸向的變化。橫坐標原點和1 003 mm分別為槍管的尾部和口部。兩種槍管陽線內徑變化的總體趨勢是：內徑隨射彈量的增加而不斷增加；少量的射彈量(822發)后，內徑均發生突增現象；沿軸向的內徑在少量射彈量后均呈現兩高一低現象，即內徑在尾部和口部大、中間小。二者的不同之處在于HH基體槍管內徑始終小于LH基體槍管。從壽前內徑尺寸看，二者尾部內徑相差約30 μm，口部內徑相差較小，約10 μm.

為了對比研究兩種不同基體組織對槍管損傷的影響，用內窺儀對槍管內膛進行了觀察，觀察點選擇在距離槍管尾部150 mm處(膛線起始位置附近區域)，此區域受到高膛壓、高溫、高火藥濃度等條件的作用。圖6中，隨著射彈量的增加，兩種基體槍管內表面損傷均不斷加重。但二者損傷速率不同，1 493發后，HH基體槍管內表面保持完好，LH基體槍管陰線局部出現脫落；2 105發后，HH基體槍管局部出現脫落，LH基體槍管已大面積燒蝕；3 958發后，HH基體槍管局部仍保留有鉻層，而LH基體槍管鉻層已全部脫落，裸露的基體布滿龜裂紋。由此可知，LH基體槍管損傷速率高于HH基體槍管。

對兩種基體槍管壽終時尾部附近(膛線起始位置附近區域)和口部形貌進行觀察，如圖7所示。由圖7可見，在距尾部150 mm處，HH基體槍管內表面覆蓋一白層，已無Cr鍍層；而在同樣位置，LH基體槍管則局部仍保留有Cr鍍層，Cr鍍層外區域覆有白層，Cr鍍層脫落區域呈坑狀。在口部位置，二者的陽線Cr鍍層均有減薄，但HH基體槍管的導轉側Cr鍍層已被磨至裸露基體，而LH基體則無裸露基體。通過比較二者壽終槍管兩區域的橫截面形貌可知，LH基體的損傷相對較輕。

兩種基體壽終槍管陽線內徑沿軸向的變化如圖8所示。圖8中，除口部附近區域，兩種基體壽終槍管內徑幾乎相等：LH基體槍管口部內徑為12.85 mm，比HH基體槍管(12.83 mm)略高。

圖6 距槍管尾部150 mm處不同壽命階段內膛形貌Fig.6 Bore morphologies as a function of lifetime at 150 mm from breech

2.3 裂紋形核與擴展

在解剖的槍管中，含有鍍層的區域均存在大量的短粗蘿卜狀“麻點”，這些點通常認為是鋼基體暴露于火藥氣氛而形成的。高溫高壓火藥氣體穿過Cr層裂紋，與基體反應，形成“麻點”，這是誘發裂紋形核的一種方式。能譜儀(EDS)顯示“麻點”的主要成分為Fe、Cr、O，還有少量的Pb和Ni(見圖9)。火藥燃燒后氣體的主要成分包括CO、CO2、H2O、H2和N2[3]. 另外，閃光抑制劑、雷管及點火劑(如K2SO4)還會形成一些其他氣體，如H2S. 槍管腐蝕涉及到的化學反應有：

水汽形成 CO2+H2=CO+H2O，

積碳 2CO=C+CO2，

鐵的氧化 Fe+CO2=FeO+CO，

形成滲碳體 3Fe+2CO=Fe3C+CO2，

硫化鐵形成 Fe+H2S=FeS+H2.

按照這些化學反應，可推測高壓火藥氣氛形成的腐蝕產物為Fe3C或FeO或二者都有。

圖9顯示了兩種基體裂紋形核形貌，二者并無太大差別。

圖7 兩種基體壽終槍管距尾部150 mm處和口部形貌Fig.7 Morphologies of two matrices at 150 mm from breeches and muzzles of gun barrels

圖8 兩種基體壽終槍管陽線內徑沿軸向的變化Fig.8 Change of failure gun barrel land inner diameters along axial direction of two matriecs

圖9 基體裂紋形核形貌及EDS能譜Fig.9 Crack nucleation morphology and EDS energy spectrum in matrix

通過大量觀察發現，“麻點”的分布有一些特點：1)從膛線起始至槍口，“麻點”密度逐漸減少，尺寸變小；2)“麻點”出現在鍍層貫通裂紋的地方。

基體裂紋形核后開始擴展，如圖10所示。經大量觀測發現，基體中擴展的裂紋有以下3個特征：1)從膛線起始位置至槍口，基體裂紋逐漸減少，深度變淺，膛線起始位置的主裂紋深可達350 μm，主裂紋之間分布著大量次裂紋，深度小于60 μm，槍口基體較深裂紋不超過15 μm；2)向基體內部延伸的裂紋與鍍層基體界面法線有一夾角，在7°～35°范圍內；3)一些裂紋在鍍層與基體界面擴展。圖10中顯示了兩種基體的裂紋擴展形貌，二者并無太大差別。

圖10 基體裂紋擴展形貌Fig.10 Crack propagation morphologies of two matrices

3 試驗結果分析

3.1 基體內表面塑性變形

槍管壽命是指自動武器在喪失其要求的彈道性能之前所發射的槍彈總數[13]，而槍管壽終一般是內徑擴大所導致，因此槍管內徑擴大速率關系到槍管壽命的長短。

為了對比兩種基體槍管內徑擴大速率及程度，首先對比兩種基體槍管內徑。選擇槍口附近區域(距槍尾983 mm)壽前、壽終內徑的變化進行比較，HH基體和LH基體槍管壽前內徑分別為12.67 mm和12.68 mm，壽終內徑分別為12.82 mm和12.84 mm，內徑分別擴大了0.15 mm和0.16 mm，二者的內徑擴大程度相差很小。壽終槍管的內徑幾乎一致，內徑擴大程度也幾乎一致。對二者槍管內徑沿軸向全長比較，HH基體槍管內徑壽前比LH基體槍管小，特別是膛線起始位置，二者內徑分別為12.67 mm和12.70 mm，壽前內徑對損傷速率影響的機制還未見報道，需要進一步深入研究。

對比二者內表面形貌，對比結果顯示槍管基體內表面發生了塑性變形。當兩種基體槍管都壽終時， LH基體壽終槍管膛線起始附近區域(距離尾部150 mm處)局部仍保留較厚的Cr層，口部Cr層雖有所減薄，但未裸露基體，而HH基體則顯示較為嚴重的損傷(見圖7)，膛線起始區域已無Cr層，口部導轉側也裸露了基體。按此推理，HH基體壽終槍管內徑應該大于LH基體槍管。但實測數據為二者內徑尺寸相差很小(口部區域LH基體槍管內徑略大，見圖8)。由此可推知，LH基體槍管發生了塑性變形或者LH基體槍管的塑性變形大于HH基體槍管。LH基體700 ℃高溫屈服強度(RP0.2)為(205±10) MPa，比HH基體((250±10) MPa)低約45 MPa. 馮國銅等[14]計算了和本文試驗相同槍管(12.7 mm機槍)的內表面溫度，計算結果表明：120發后，內表面溫度為827 ℃，10 ms后衰減到594 ℃；5.8 mm步槍在150發后，內表面溫度達740 ℃，然后瞬間減至460 ℃[15]；12.7 mm機槍最高平均膛壓為300 MPa. 熱壓耦合后，內表面壓強高于最高膛壓，由此可知內表面壓強高于基體的屈服強度，可推測HH基體和LH基體槍管內表面均發生了塑性變形，壽終槍管從內表面至深約0.65 mm，基體發生了軟化，這一軟化區可能也是塑性變形區。李強等[16]通過計算得到，速射火炮槍管鉻鋼界面約0.467 mm厚度的基體內發生了塑性變形，與本文試驗結果非常接近，Underwood等[4,17-18]也發現在A723鋼火炮槍管基體內表面發生了屈服。

從以上分析可知，強度或硬度對損傷的速率有重要影響。二者槍管壽終內徑相仿，而HH基體槍管壽命比LH基體槍管高約30%，由此可推知，HH基體槍管的損傷速率低于LH基體槍管。內膛形貌的比較也證實高硬度HH基體槍管的損傷速率低于低硬度LH基體槍管(見圖6)。低屈服強度是基體內表面易于發生塑性變形的原因。

3.2 基體裂紋形核與擴展影響因素

由于Cr層具有抗燒蝕、耐磨損、摩擦系數低和制造成本低等優點，槍管內膛一般采用電鍍Cr層對鋼基體進行保護。但Cr層本身存在一些問題，例如，Cr層中不可避免地存在固有裂紋，在燃氣沖蝕及熱應力的作用下很快會轉化為主裂紋，火藥氣體穿過主裂紋與基體產生作用，形成基體裂紋源，并不斷擴展成基體裂紋。當Cr層主裂紋擴展至基體后，裂紋擴展有2種特征：1)向基體延伸；2)一些裂紋在鍍層與基體界面擴展(見圖10)。Wu等[7]用有限元方法模擬計算了鍍層與基體界面間的應力分布，發現裂紋附近是界面正應力和切應力最高的位置，也是最易發生界面分離的位置，可見基體裂紋對Cr層的損傷會產生重要影響。Cr層與基體的熱錯配形成了界面剪切應力，該應力導致的界面剪切剝落是Cr層失效的主要機制[5,17]。大量的數據證明[6]，槍管內膛一旦Cr層脫落，裸露的基體損傷速率急劇增加，因此Cr層損傷的輕重、快慢對槍管壽命有重要影響。

Underwood等[4-5,17-18]研究結果表明，基體裂紋的產生與擴展是氫致開裂造成的，火藥燃氣中的氫氣與基體中存在的應力共同作用，導致氫致開裂。Spencer等[19]研究發現：作為槍管鋼，A723鋼優于4340鋼，原因是A723鋼中含有V的碳化物，改善了氫脆敏感性。Cote等[20]認為基體開裂除與氫有關外，還與火藥氣體中的Co、CO2和H2S有關。Kimura[21]推出不同火藥氣體對基體腐蝕由強至弱的順序為CO2>CO>H2O>H2>0>N2，認為N2為保護性氣體，不對基體產生損傷，并依次開發出了低侵蝕、高含氮量、耐損性的發射藥。總之，火藥氣體與基體作用，導致基體破壞。

基體強度影響裂紋在其內部的擴展速率。張國祥等[22]研究表明，提高屈服強度的基體可降低界面裂紋的驅動力、延緩界面裂紋的擴展，得出界面剪切應力與硬度呈正比[23]。Yang等[10-11]研究表明，對于一定長度的裂紋，隨著屈服強度以及楊氏模量的增加，其裂紋驅動力減小，而Underwood等[5]則認為基體強度越高，氫脆敏感性越強，因此強度不宜太高。

3.3 基體對裂紋擴展的影響

高溫火藥氣體與基體作用導致裂紋形核與擴展，而裂紋在基體內擴展，需要穿過基體中密密麻麻的碳化物(見圖10(b))，高溫火藥氣體需“攻克”這些障礙才能繼續擴展。在鋼基體中，細小彌散的碳化物一般起到強化作用，因為細小碳化物與基體錯配度較小，但隨著碳化物的粗化，強化減弱，錯配度增加。碳化物與基體界面處容易產生應力集中，產生裂紋。在高溫火藥氣體作用下，裂紋與大顆粒碳化物交互作用，裂紋更易擴展。HH基體與LH基體碳化物形態對比發現，HH基體碳化物相對較為細小、彌散，而LH基體則相對粗大、偏聚(見圖2和圖3)。

碳化物以間接的方式影響裂紋形核與擴展。碳化物起到強氫陷阱作用，通過控制基體內的氫分布及擴散行為；碳化物的形狀及分布對高強度鋼的氫脆敏感性有明顯的影響，隨著回火時間的增長，表觀氫擴散系數均趨于增加，表明鋼中陷阱密度的下降。基體組織均勻化有利于延緩氫致斷裂[24]，HH基體組織相對均勻，因此HH基體槍管有利于延緩氫致斷裂。

4 結論

LH基體槍管損傷速率大于HH基體槍管，導致前者壽命較低。一方面是因為LH基體槍管內表面發生了較大的塑性變形；另一方面是因為HH基體基體碳化物分布較為細小、彌散，抑制裂紋形核擴展能力強于LH基體。

致謝中國兵器工業第208研究所喬自平博士、薛鈞高級工程師等在槍管壽命射擊試驗上的幫助，中國科學院力學研究所張坤教授和鋼鐵研究總院楊春博士在槍管壽命機理分析上的幫助。