枪管基体组织对枪管寿命的影响

胡春东， 何星， 陆恒昌， 董瀚， 李峻松

(1.上海大学 材料科学与工程学院， 上海 200444； 2.中国兵器工业第208研究所， 北京 102202)

0 引言

身管是机枪、火炮等常规武器的关键部件，其主要功能为赋予弹丸一定的初速和射向。射击时身管受高温、高压、高速气流等作用，内膛直径扩大，药室增长，最终导致弹丸初速和膛压降低，弹丸失去稳定性，弹道性能变差，身管寿终。影响身管寿命的因素有很多，首先火药成分对身管烧蚀速率有极大影响[1-5]。其次身管内表面镀铬层具有抗烧蚀、耐磨损、摩擦系数低和制造成本低等优点，对保护身管基体有重要作用，也能很大程度上影响着身管寿命[2, 6]。另外，膛线、弹丸结构及材料、射击规范等也不同程度地影响着身管寿命。

基体材料是身管的载体，亦能对寿命产生重要影响。裂纹形核与扩展速率的快慢将对身管寿命产生重要影响。Wu等[7]用有限元模拟计算了镀层与基体界面间的应力分布，发现基体裂纹附近是界面正应力和切应力最高的位置，也是最易发生界面分离的位置，可见基体裂纹对Cr镀层损伤有重要影响。Vigilante等[8]的研究结果显示，屈服强度对裂纹形核孕育时间有重要影响。Troiano等[9]发现，随着屈服强度的升高，裂纹扩展速率也不断增加，原因是高强度钢氢脆敏感性增加，基体材料提高纯净度和增加氢陷阱后，裂纹扩展速率大幅度下降。Underwood等[5]研究发现基体强度越高，氢脆敏感性越强，因此基体强度不宜太高。Yang等[10-11]的研究结果表明，对于一定长度 的裂纹，随着屈服强度以及杨氏模量的增加，裂纹驱动力减小，与Underwood等[5]和Vigilante等[8]研究结果截然相反，可能的原因是Yang等[10-11]未考虑氢致延迟断裂的因素。但强度降低能导致基体软化、Cr镀层坍塌等问题。基体强度可以影响基体裂纹形核扩展、Cr镀层基体结合力及Cr镀层脱落等，这些因素综合在一起影响着身管寿命，而不是单一因素，这也是身管失效机理研究的难点。Underwood等[5]和Yang等[10-11]研究均采用模拟或计算的方式，缺乏寿命试验中基体对寿命施加影响的数据和分析。本文通过对比研究两种不同组织的身管寿命试验表现，分析基体组织对枪管寿命的影响机制。

1 试验材料及方法

寿命试验用枪管基体材料为两种不同硬度的高温回火马氏体钢，硬度分别为372 HV1和348 HV1，两种材料试样分别命名为高硬度(HH)和低硬度(LH)。两种试样毛坯经热处理后精加工成长度l0=5d0、直径d0=5 mm的标准拉伸试样。700 ℃拉伸试验在美国MTS公司生产的MTS810.13型试验机上进行，拉伸速率为2 mm/min. 相分析试样经表面精加工后用恒流电解分离法得到碳化物粉末，采用1%四甲基氯化铵+10%乙酰丙酮甲醇溶液，电流密度为0.03～0.05 A/cm2，温度为-5～0 ℃. 采用荷兰Philips公司生产的APD-10 X射线衍射仪进行结构分析，衍射角2θ为20°～115°，积分时间为0.4 s，步长为0.02°，扫描速度为50 °/s，靶型为Co靶，管压、管流分别为35 kV及35 mA. 用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-AES)测定各元素的含量。M6C、MC、M2C、M3C与M23C6、M7C3的分离采用6% (V/V) H2SO4+20% (V/V) H2O2水溶液，在沸水浴中保温1.0～1.5 h，中途补加双氧水，M6C、M3C、MC和M2C相溶解， M23C6和M7C3相保留。M3C与MC、M2C、M7C3的分离采用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。

寿终枪管解剖后，把试样放进丙酮中进行超声波清洗，横截面试样用牙托粉镶嵌后，分别用120目、320目、600目、1 000目砂纸磨去划痕并抛光，抛光后试样用2%的硝酸酒精进行轻微侵蚀，目的是分清镀层和基体界面。采用德国Leica 公司生产的DM2700M光学显微镜观察横截面，在美国FEI 公司生产的Quanta 650扫描电子显微镜(SEM)下观察微观组织。用4%的硝酸酒精侵蚀试样后进行喷碳，喷碳时真空条件下电流设置为40 A，喷碳时间为10 s. 喷碳试样用4%硝酸乙酸浸泡，用铜网捞起碳膜，在日本Hitachi公司生产的透射电子显微镜(TEM)下观察碳化物。

寿命试验参照国家军用标准GJB3484—1998《枪械性能试验》，在冷却周期内，用内窥镜观察和拍摄內膛镀铬层的剥落情况，用通尺量规测量內膛不同轴向位置的阳线直径。內膛阳线直径测量方法见文献[12]。

2 试验结果

2.1 基体组织与力学性能

HH基体枪管寿命比LH基体枪管高约30%，为了分析影响寿命的原因，对两种基体组织进行了对比。两种调质后材料的基体组织如图1所示。高温回火后，两种基体组织为回火马氏体，马氏体板条界及原奥氏体晶界上布满碳化物，而且碳化物颗粒直径较大。HH基体的碳化物分布相对较均匀，原奥氏体晶界碳化物较LH基体少。这是因为LH基体回火温度较高，碳化物熟化的结果。寿终后的基体组织除靠近內膛表面区域外，其他区域的组织和寿前没有差别。寿终试样制作成碳复型，在TEM下观察，其形貌如图2所示。由图2可见，LH基体中的大部分碳化物分布在晶界和板条处，表明LH基体碳化物偏聚比HH基体严重。用Image Pro软件统计碳复型中碳化物的尺寸分布，结果如图3所示。图3中显示HH基体碳化物直径多数小于200 nm，而LH基体碳化物则多数大于200 nm. 由此可知，HH基体碳化物相对细小均匀，LH基体碳化物则相对粗大偏聚。用相分析方法分析了二者基体中碳化物的类型及含量，如表1所示，二者碳化物类型和含量几乎一样。

图1 HH基体和LH基体组织形貌Fig.1 Microstructure morphology of HH and LH matrices

HH基体和LH基体硬度分别为372 HV1和348 HV1，如表2所示。寿终后，在膛线起始位置，两种试样沿径向硬度如图4所示。图4中，两种组织的共同点是从内表面至深0.65 mm，两种基体硬度不断增加；大于0.65 mm区域，硬度趋于平缓，与寿前硬度相当；二者所不同的是，HH基体硬度高于LH基体硬度，靠近内表面的硬度值最低，分别为342 HV1和224 HV1.

图2 两种基体碳化物形貌Fig.2 Carbides morphology of two matrices

图3 碳化物粒径分布图Fig.3 Particle size distribution of carbides

表1 HH基体和LH基体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基体和LH基体力学性能Tab.2 Mechanical properties of HH and LH matrices

图4 两种基体沿径向硬度Fig.4 Hardnesses of two matrices along radial direction

两种基体700 ℃拉伸性能如表2所示。由表2可见，HH基体有较高的高温强度，700 ℃抗拉强度和屈服强度分别为(373±10) MPa和(250±10) MPa，比LH基体高约53 MPa和45 MPa.

2.2 內膛损伤特征

图5 两种基体枪管阳线内径沿轴向的变化Fig.5 Change of gun barrel land inner diameters along axial direction of two matrices

寿命试验过程中，两种基体枪管的损伤速率有所不同。图5显示了两种基体枪管从射弹量0发至2 105发时阳线内径沿轴向的变化。横坐标原点和1 003 mm分别为枪管的尾部和口部。两种枪管阳线内径变化的总体趋势是：内径随射弹量的增加而不断增加；少量的射弹量(822发)后，内径均发生突增现象；沿轴向的内径在少量射弹量后均呈现两高一低现象，即内径在尾部和口部大、中间小。二者的不同之处在于HH基体枪管内径始终小于LH基体枪管。从寿前内径尺寸看，二者尾部内径相差约30 μm，口部内径相差较小，约10 μm.

为了对比研究两种不同基体组织对枪管损伤的影响，用内窥仪对枪管內膛进行了观察，观察点选择在距离枪管尾部150 mm处(膛线起始位置附近区域)，此区域受到高膛压、高温、高火药浓度等条件的作用。图6中，随着射弹量的增加，两种基体枪管内表面损伤均不断加重。但二者损伤速率不同，1 493发后，HH基体枪管内表面保持完好，LH基体枪管阴线局部出现脱落；2 105发后，HH基体枪管局部出现脱落，LH基体枪管已大面积烧蚀；3 958发后，HH基体枪管局部仍保留有铬层，而LH基体枪管铬层已全部脱落，裸露的基体布满龟裂纹。由此可知，LH基体枪管损伤速率高于HH基体枪管。

对两种基体枪管寿终时尾部附近(膛线起始位置附近区域)和口部形貌进行观察，如图7所示。由图7可见，在距尾部150 mm处，HH基体枪管内表面覆盖一白层，已无Cr镀层；而在同样位置，LH基体枪管则局部仍保留有Cr镀层，Cr镀层外区域覆有白层，Cr镀层脱落区域呈坑状。在口部位置，二者的阳线Cr镀层均有减薄，但HH基体枪管的导转侧Cr镀层已被磨至裸露基体，而LH基体则无裸露基体。通过比较二者寿终枪管两区域的横截面形貌可知，LH基体的损伤相对较轻。

两种基体寿终枪管阳线内径沿轴向的变化如图8所示。图8中，除口部附近区域，两种基体寿终枪管内径几乎相等：LH基体枪管口部内径为12.85 mm，比HH基体枪管(12.83 mm)略高。

图6 距枪管尾部150 mm处不同寿命阶段內膛形貌Fig.6 Bore morphologies as a function of lifetime at 150 mm from breech

2.3 裂纹形核与扩展

在解剖的枪管中，含有镀层的区域均存在大量的短粗萝卜状“麻点”，这些点通常认为是钢基体暴露于火药气氛而形成的。高温高压火药气体穿过Cr层裂纹，与基体反应，形成“麻点”，这是诱发裂纹形核的一种方式。能谱仪(EDS)显示“麻点”的主要成分为Fe、Cr、O，还有少量的Pb和Ni(见图9)。火药燃烧后气体的主要成分包括CO、CO2、H2O、H2和N2[3]. 另外，闪光抑制剂、雷管及点火剂(如K2SO4)还会形成一些其他气体，如H2S. 枪管腐蚀涉及到的化学反应有：

水汽形成 CO2+H2=CO+H2O，

积碳 2CO=C+CO2，

铁的氧化 Fe+CO2=FeO+CO，

形成渗碳体 3Fe+2CO=Fe3C+CO2，

硫化铁形成 Fe+H2S=FeS+H2.

按照这些化学反应，可推测高压火药气氛形成的腐蚀产物为Fe3C或FeO或二者都有。

图9显示了两种基体裂纹形核形貌，二者并无太大差别。

图7 两种基体寿终枪管距尾部150 mm处和口部形貌Fig.7 Morphologies of two matrices at 150 mm from breeches and muzzles of gun barrels

图8 两种基体寿终枪管阳线内径沿轴向的变化Fig.8 Change of failure gun barrel land inner diameters along axial direction of two matriecs

图9 基体裂纹形核形貌及EDS能谱Fig.9 Crack nucleation morphology and EDS energy spectrum in matrix

通过大量观察发现，“麻点”的分布有一些特点：1)从膛线起始至枪口，“麻点”密度逐渐减少，尺寸变小；2)“麻点”出现在镀层贯通裂纹的地方。

基体裂纹形核后开始扩展，如图10所示。经大量观测发现，基体中扩展的裂纹有以下3个特征：1)从膛线起始位置至枪口，基体裂纹逐渐减少，深度变浅，膛线起始位置的主裂纹深可达350 μm，主裂纹之间分布着大量次裂纹，深度小于60 μm，枪口基体较深裂纹不超过15 μm；2)向基体内部延伸的裂纹与镀层基体界面法线有一夹角，在7°～35°范围内；3)一些裂纹在镀层与基体界面扩展。图10中显示了两种基体的裂纹扩展形貌，二者并无太大差别。

图10 基体裂纹扩展形貌Fig.10 Crack propagation morphologies of two matrices

3 试验结果分析

3.1 基体内表面塑性变形

枪管寿命是指自动武器在丧失其要求的弹道性能之前所发射的枪弹总数[13]，而枪管寿终一般是内径扩大所导致，因此枪管内径扩大速率关系到枪管寿命的长短。

为了对比两种基体枪管内径扩大速率及程度，首先对比两种基体枪管内径。选择枪口附近区域(距枪尾983 mm)寿前、寿终内径的变化进行比较，HH基体和LH基体枪管寿前内径分别为12.67 mm和12.68 mm，寿终内径分别为12.82 mm和12.84 mm，内径分别扩大了0.15 mm和0.16 mm，二者的内径扩大程度相差很小。寿终枪管的内径几乎一致，内径扩大程度也几乎一致。对二者枪管内径沿轴向全长比较，HH基体枪管内径寿前比LH基体枪管小，特别是膛线起始位置，二者内径分别为12.67 mm和12.70 mm，寿前内径对损伤速率影响的机制还未见报道，需要进一步深入研究。

对比二者内表面形貌，对比结果显示枪管基体内表面发生了塑性变形。当两种基体枪管都寿终时， LH基体寿终枪管膛线起始附近区域(距离尾部150 mm处)局部仍保留较厚的Cr层，口部Cr层虽有所减薄，但未裸露基体，而HH基体则显示较为严重的损伤(见图7)，膛线起始区域已无Cr层，口部导转侧也裸露了基体。按此推理，HH基体寿终枪管内径应该大于LH基体枪管。但实测数据为二者内径尺寸相差很小(口部区域LH基体枪管内径略大，见图8)。由此可推知，LH基体枪管发生了塑性变形或者LH基体枪管的塑性变形大于HH基体枪管。LH基体700 ℃高温屈服强度(RP0.2)为(205±10) MPa，比HH基体((250±10) MPa)低约45 MPa. 冯国铜等[14]计算了和本文试验相同枪管(12.7 mm机枪)的内表面温度，计算结果表明：120发后，内表面温度为827 ℃，10 ms后衰减到594 ℃；5.8 mm步枪在150发后，内表面温度达740 ℃，然后瞬间减至460 ℃[15]；12.7 mm机枪最高平均膛压为300 MPa. 热压耦合后，内表面压强高于最高膛压，由此可知内表面压强高于基体的屈服强度，可推测HH基体和LH基体枪管内表面均发生了塑性变形，寿终枪管从内表面至深约0.65 mm，基体发生了软化，这一软化区可能也是塑性变形区。李强等[16]通过计算得到，速射火炮枪管铬钢界面约0.467 mm厚度的基体内发生了塑性变形，与本文试验结果非常接近，Underwood等[4,17-18]也发现在A723钢火炮枪管基体内表面发生了屈服。

从以上分析可知，强度或硬度对损伤的速率有重要影响。二者枪管寿终内径相仿，而HH基体枪管寿命比LH基体枪管高约30%，由此可推知，HH基体枪管的损伤速率低于LH基体枪管。內膛形貌的比较也证实高硬度HH基体枪管的损伤速率低于低硬度LH基体枪管(见图6)。低屈服强度是基体内表面易于发生塑性变形的原因。

3.2 基体裂纹形核与扩展影响因素

由于Cr层具有抗烧蚀、耐磨损、摩擦系数低和制造成本低等优点，枪管內膛一般采用电镀Cr层对钢基体进行保护。但Cr层本身存在一些问题，例如，Cr层中不可避免地存在固有裂纹，在燃气冲蚀及热应力的作用下很快会转化为主裂纹，火药气体穿过主裂纹与基体产生作用，形成基体裂纹源，并不断扩展成基体裂纹。当Cr层主裂纹扩展至基体后，裂纹扩展有2种特征：1)向基体延伸；2)一些裂纹在镀层与基体界面扩展(见图10)。Wu等[7]用有限元方法模拟计算了镀层与基体界面间的应力分布，发现裂纹附近是界面正应力和切应力最高的位置，也是最易发生界面分离的位置，可见基体裂纹对Cr层的损伤会产生重要影响。Cr层与基体的热错配形成了界面剪切应力，该应力导致的界面剪切剥落是Cr层失效的主要机制[5,17]。大量的数据证明[6]，枪管內膛一旦Cr层脱落，裸露的基体损伤速率急剧增加，因此Cr层损伤的轻重、快慢对枪管寿命有重要影响。

Underwood等[4-5,17-18]研究结果表明，基体裂纹的产生与扩展是氢致开裂造成的，火药燃气中的氢气与基体中存在的应力共同作用，导致氢致开裂。Spencer等[19]研究发现：作为枪管钢，A723钢优于4340钢，原因是A723钢中含有V的碳化物，改善了氢脆敏感性。Cote等[20]认为基体开裂除与氢有关外，还与火药气体中的Co、CO2和H2S有关。Kimura[21]推出不同火药气体对基体腐蚀由强至弱的顺序为CO2>CO>H2O>H2>0>N2，认为N2为保护性气体，不对基体产生损伤，并依次开发出了低侵蚀、高含氮量、耐损性的发射药。总之，火药气体与基体作用，导致基体破坏。

基体强度影响裂纹在其内部的扩展速率。张国祥等[22]研究表明，提高屈服强度的基体可降低界面裂纹的驱动力、延缓界面裂纹的扩展，得出界面剪切应力与硬度呈正比[23]。Yang等[10-11]研究表明，对于一定长度的裂纹，随着屈服强度以及杨氏模量的增加，其裂纹驱动力减小，而Underwood等[5]则认为基体强度越高，氢脆敏感性越强，因此强度不宜太高。

3.3 基体对裂纹扩展的影响

高温火药气体与基体作用导致裂纹形核与扩展，而裂纹在基体内扩展，需要穿过基体中密密麻麻的碳化物(见图10(b))，高温火药气体需“攻克”这些障碍才能继续扩展。在钢基体中，细小弥散的碳化物一般起到强化作用，因为细小碳化物与基体错配度较小，但随着碳化物的粗化，强化减弱，错配度增加。碳化物与基体界面处容易产生应力集中，产生裂纹。在高温火药气体作用下，裂纹与大颗粒碳化物交互作用，裂纹更易扩展。HH基体与LH基体碳化物形态对比发现，HH基体碳化物相对较为细小、弥散，而LH基体则相对粗大、偏聚(见图2和图3)。

碳化物以间接的方式影响裂纹形核与扩展。碳化物起到强氢陷阱作用，通过控制基体内的氢分布及扩散行为；碳化物的形状及分布对高强度钢的氢脆敏感性有明显的影响，随着回火时间的增长，表观氢扩散系数均趋于增加，表明钢中陷阱密度的下降。基体组织均匀化有利于延缓氢致断裂[24]，HH基体组织相对均匀，因此HH基体枪管有利于延缓氢致断裂。

4 结论

LH基体枪管损伤速率大于HH基体枪管，导致前者寿命较低。一方面是因为LH基体枪管内表面发生了较大的塑性变形；另一方面是因为HH基体基体碳化物分布较为细小、弥散，抑制裂纹形核扩展能力强于LH基体。

致谢中国兵器工业第208研究所乔自平博士、薛钧高级工程师等在枪管寿命射击试验上的帮助，中国科学院力学研究所张坤教授和钢铁研究总院杨春博士在枪管寿命机理分析上的帮助。