0 引言
身管是轻武器和火炮中最重要的零件之一,其工况条件复杂且极端,主要受烧蚀与磨损2 种因素的影响。身管所受磨损包括内膛受到的高温高速的火药燃气的动力冲刷作用和弹丸外侧或弹带沿膛线的高速摩擦作用[1,2]。这会引起身管内壁的磨损,导致径向尺寸增加,容积加大[3]。疲劳寿命和烧蚀磨损寿命限制着枪炮身管的寿命[4]。由于我国的武器装备数量极其庞大,每年都需要投入巨额的经费用于武器的保养和维修,才能够确保这些装备的正常战术和训练使用[5]。因此有必要研究身管材料的高温摩擦磨损机理,为提高身管材料摩擦性能提供依据。
目前国内外学者对身管的摩擦磨损机理进行了相关研究。李占君[6]利用销盘式摩擦磨损机对PCrMo钢与H96配副进行干滑动摩擦磨损,结果表明高温下炮钢的干摩擦磨损特性对速度变化十分敏感,速度大于40 m/s时,与常温相比磨损率增加的趋势较明显。高文[7]研究了2种典型身管用钢在室温和200、400、600 ℃下的摩擦磨损行为与规律。结果表明温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差都会对磨损表面氧化物层的最终形态产生影响,从而影响磨损机理。刘朋科等[8]通过高温摩擦磨损研究发现身管材料的磨损率受压力的影响较大,随载荷增大而增大。胡慧斌等[9]测定了PCrNiMo钢与H96黄铜摩擦副在高温、高速、干摩擦条件下滑动速度和接触压力对摩擦系数和磨损率的影响。但只分析了500 ℃与常温下的数据。Montgomery[10]将多种弹带材料和身管钢作为对摩副,采用销-盘式摩擦磨损实验机进行高速摩擦试验,结果表明,磨损机制可能为弹带材料融化,并有部分融化层被去除。因此弹带材料需要有较高的熔点。Rosset等[ 11 ]利用钴基合金制造了小口径实验火炮身管,通过多次射击试验确定了由于射击时间过长造成的磨损和侵蚀程度,并提出钴基合金作为火炮内衬使用可减少炮钢因磨损和侵蚀造成的损伤。
目前身管高温磨损形式虽然有研究,但身管材料的高温摩擦磨损机理尚不完善,缺少对偶件以及截面的分析。本文通过测试身管钢PCrNi3MoV与黄铜H90配副在不同温度下的摩擦磨损性能,研究身管钢在不同温度下的摩擦磨损机理,为提高身管材料摩擦磨损性能提供依据。
1 材料及试验
试验材料采用身管钢PCrNi3MoV,化学成分如表1所示。对磨材料选用子弹被甲材料H90黄铜,化学成分为90%铜和10%锌。PCrNi3MoV为退火态棒料,按照870 ℃ 30 min油冷和570 ℃ 120 min空冷进行热处理。将热处理后PCrNi3MoV制成尺寸为Φ50 mm × 6 mm的盘试件,结构如图1所示。将黄铜制成半径为10 mm的半球试件,结构如图2所示。
图1 盘试件结构
Fig.1 Plate specimen structure
图2 半球试件结构
Fig.2 Hemispherical specimen structure
表1 PCrNi3MoV的化学成分 (质量分数,%)
Table 1.Chemical composition of the tested steel (mass fraction,%)
CSiMnCrMoNiV0.37 0.270.371.280.383.170.19
摩擦磨损试验在UMT-3型球盘式高温磨损试验机上进行,设备如图3所示,其中高温腔、温度显示模块和加载力传感器是主要部件。试验前用丙酮超声清洗20 min,乙醇超声清洗10 min,为球试件及盘试件除去油污。试验温度分别设定为200、400、600 ℃,载荷为10 N,转速为1 000 r/min,旋转半径17 mm,实验时长为30 min,每个实验重复3次。
图3 UMT-3型球盘式高温磨损试验机
Fig.3 UMT-3 tribometer
采用ZYGO NexView型三维白光干涉表面形貌仪测出磨损后盘试件上相对4点的磨损体积后计算出整个盘的磨损体积以计算磨损率,磨损率采用如下公式计算:
Wr=V/(SF)
式中:Wr为磨损率(mm3/(N·mm)); V为磨损体积(mm3); S为滑行距离(mm),F为加载载荷(N)[12-15]。
采用TESCAN.Q.S LYRA3型聚焦离子束扫描电镜对磨损表面、磨损截面的形貌进行观察与分析,并对磨损表面物相进行分析。采用G200型纳米压痕仪和CSM NHT2型纳米压痕仪对身管钢进行纳米压痕测试。采用D8ADVANCE型X射线衍射仪对磨痕表面的氧化物种类进行分析,Cu靶,扫描角度范围10°～80°,扫描速度0.2 (°)/min。
2 结果及讨论
2.1 摩擦系数和磨损率
不同实验温度下摩擦系数的演变表现出明显的差异。如图4(a)所示。在200 ℃下,摩擦系数一直在0.4～0.6的范围内剧烈波动。当实验温度升高到400 ℃时,摩擦系数波动较小,在20 min后稳定在0.75左右。当实验温度升高到600 ℃时,摩擦系数在17 min后稳定在0.8左右。如图4(b)所示,稳定磨损阶段平均摩擦系数随测试温度的升高而升高。
图4 身管钢在不同温度下的摩擦系数曲线(a) 和平均摩擦系数曲线(b)
Fig.4 (a)Friction coefficients of gun steel at different temperatures;(b)Average friction coefficients of gun steel at different temperatures
如图5(a)所示,从200～400 ℃,身管钢的磨损率从约3.1×10-9 mm3/(N·mm)提高到约9×10-9 mm3/(N·mm),从400 ℃到600 ℃,磨损率下降到约2.65×10-9 mm3/(N·mm)。如图5(b)所示。球试件磨损率随着温度的升高而降低,200 ℃时,球试件磨损体积最高约为21×10-9 mm3/(N·mm),600 ℃时黄铜磨损率约为5×10-9 mm3/(N·mm)。
图5 不同温度下身管钢磨损率(a)和不同温度下 黄铜磨损率(b)
Fig.5 (a)Wear rates of the gun steel at different test temperatures;(b)Wear rates of the H90 brass at different test temperatures
如图6(a)所示。200 ℃的磨痕宽度3 mm左右,最深4 μm。与200 ℃相比,400 ℃到600 ℃时的磨痕宽度更小,但400 ℃时深度最大,如图6(b)所示,磨痕宽度为2 mm左右,深度加深至13 μm。实验温度上升至600 ℃时磨痕宽度变化较小仍为2 mm左右,深度降低至大约3 μm,如图6(c)所示。与此相对应,从200 ℃至400℃,身管钢的磨损率显著提高,但从400 ℃到600 ℃,磨损率显著下降。
图6 身管钢磨痕在不同环境温度下的三维形貌
Fig.6 Wear track topographies of the gun barrel steels at different temperatures
2.2 磨损表面分析
采用SEM研究了温度对PCrNi3MoV身管钢的磨损形式的影响,并采用EDS对不同区域进行扫描,根据峰谱面积和校正因子得到不同元素的原子百分比含量,结果如图7所示。其中图7(b)、(f)、(j)分别为图7(a)、(e)、(i)中框选区域的放大图。
图7 身管钢磨痕在不同测试温度下的电镜图及相应的EDS分析
Fig.7 SEM images of the wear tracks of the gun barrel steels and the corresponding EDS analysis
在环境温度200 ℃下进行实验后的磨痕形貌如图7(a)和(b)所示。身管钢磨损表面上明显有磨粒磨损形成的犁沟。身管钢上区域1和2的能谱分析如图7(c)和(d)所示,可以看出图中1区域主要以Fe和O为主,同时包含2.7%的Cu,表明黄铜向身管钢发生了粘着转移。同时区域2主要元素为Fe、C、O,表明黄铜的粘着转移发生了剥落,部分基体露出,区域2只包含12.8%的O元素,说明200 ℃下露出的基体表面氧化物生成速度较慢。
实验环境温度达到400 ℃时身管钢磨损加重,磨痕形貌如图7(e)和(f)所示。身管钢强度下降,磨损表面呈“橘皮”状层状物,表面的氧化层发生大量的剥落与分层,有明显的磨损犁沟,同时表面出现大量的颗粒状氧化物磨屑。身管钢上区域3和4的能谱分析如图7(g)和(h)所示。可以看出图中区域3主要以O和Cu为主,同时包含1.9%的Fe。与区域3相比区域4Cu含量降低到6.9%,Fe含量升高到25.6%,表明黄铜球在磨损过程中不断转移到身管钢表面,之后在剪切力的作用下开始剥落分层。区域4的O元素含量为54.8%,与区域2的O元素含量相比有所升高,说明400 ℃下氧化反应加重了。
实验环境温度为600 ℃时,身管钢磨痕形貌如图7(i)和(j)所示。仍有犁沟但相较于200 ℃和400 ℃实验环境温度的磨痕形貌有所减轻,身管钢上区域5和6的能谱分析如图7(k)和(l)所示,经过元素分析可知可以看出图中6区域主要以O和Cu为主,同时包含2.2%的Fe,表明出现了明显的氧化物析出现象,有效地隔绝了金属之间的接触,降低了磨损率,并且有黄铜球的粘着转移。
为全面分析PCrNi3MoV钢的磨损机理,采用SEM研究了不同温度摩擦磨损实验后对偶件的磨斑,结果如图8所示。其中图8(b)、(e)、(h)分别为图8(a)、(d)、(g)中框选区域的放大图。
图8 黄铜球磨痕在不同测试温度下的电镜图及相应的EDS分析
Fig.8 SEM images of the wear tracks of the H90 brass ball and the corresponding EDS analysis
在200 ℃下进行摩擦磨损实验后,黄铜球磨损表面如图8(a)所示。有明显犁沟状磨痕,发生了磨粒磨损。黄铜球上区域7的能谱分析如图8(c)所示。可以看出图中区域7主要元素为O和Fe,表明身管钢材料粘着转移到了黄铜球上。在400 ℃下进行摩擦磨损实验后,黄铜球磨损表面如图8(b)所示。表面氧化层发生了剥落,磨粒磨损造成了犁沟。黄铜球上区域8的能谱分析如图8(f)所示。区域8中Fe元素含量为1%,表明黄铜表面有少量身管钢材料的粘着转移。在600 ℃下进行摩擦磨损实验后,黄铜球磨损表面如图8(g)所示。表面氧化物层大片剥落,发生了磨粒磨损。黄铜球上区域9的能谱分析如图8(i)所示。可以看出区域9含有9%的Fe,表明发生了身管钢材料的粘着转移。随着温度升高黄铜球磨损区域的表面面积越大,这是因为随着温度的升高黄铜球硬度下降,接触的表面发生塑性变形被压扁,导致接触面积变大。
2.3 磨损截面分析
利用SEM分析了磨痕的横截面,结果如图9所示。可以观察到,高温摩擦试验后磨痕下方形成了氧化物层+塑性变形层结构,最表层为氧化物层,其下为塑性变形层。氧化物层的形成源于磨屑的压实和烧结。氧化物层可以阻止摩擦副之间的直接接触,有助于降低磨损率[7]。
图9 与不同温度下身管钢磨痕相切截面形貌
Fig.9 Tangential cross-sectional morphology of the wear surfaces of the gun barrel steel at various temperatures
通过观察身管钢与磨痕相切的截面形貌,3 个温度下都发生了塑性变形,随着温度的升高,塑性变形区域变厚。图9(c)所示600 ℃塑性变形区域最厚,厚度有9～10 μm,这是由于600 ℃时黄铜球硬度下降发生塑性变形导致接触面积变大,在磨损过程中盘基体受到的摩擦力更大。图9(a)所示200 ℃塑性变形区域最薄,厚度为1～2 μm,图9(b)所示400 ℃塑性变形区域厚度有2～3 μm。靠近磨痕的组织更细小,这与高温塑性变形以及动态再结晶有关[16]。
如图9(a)和(b)所示,在200 ℃和400 ℃时,都生成了较薄的氧化层,厚度在1～2 μm左右,但在400 ℃下氧化层的大块剥落较为严重。如图9(c)所示,在600 ℃时,氧化层厚度为4 μm左右,覆盖了磨损表面,较少出现剥落,可以有效阻隔盘与球之间的直接接触。
2.4 纳米力学性能分析
为研究高温磨损对身管钢微观力学性能的影响,先对未进行实验的身管钢表面进行测试得出基体的纳米硬度与弹性模量,再对高温磨损后磨痕截面的区域进行纳米压痕测试,总结磨损对磨痕截面纳米力学性能的影响。对磨痕截面进行测试前,先将盘试件切割,镶嵌留出与磨痕相切的截面,并进行研磨、抛光处理。
先采用CSM NHT2型纳米压痕仪在未进行实验的身管钢表面取5 个有效测量点,取平均值。再采用G200型纳米压痕仪对距离磨痕表面不同深度(3、13、23、33、43 μm)的纳米力学性能进行测试,以获得相应的硬度与弹性模量。测试过程中相同深度位置处取5 个有效测量点,取平均值作为最终的测试结果以保证数据的准确性。测试得出未进行实验的身管钢硬度约为6.2 GPa,弹性模量约为257.7 GPa。由磨痕截面硬度随深度变化图(图10(a))可看出磨痕附近区域的硬度都低于未进行实验的基体硬度,其中600 ℃实验温度的样品硬度整体下降得最多,低于400 ℃和200 ℃的样品。同时,弹性模量也显示出类似的趋势(图10(b)),不同实验温度下磨痕截面的弹性模量都有所下降,600 ℃实验温度的样品弹性模量整体下降最多。
图10 不同测试温度下不同深度的硬度(a)、 弹性模量(b)对比
Fig.10 Comparison of hardness (a) and elastic modulus (b) at different testing temperatures and depths
2.5 磨损表面氧化物种类分析
图11中展示出了身管钢在不同温度下磨损试验后磨痕表面的X射线衍射分析结果,可以看出不同温度下氧化物的种类有一定差异。温度为200 ℃时,表面出现了一定量的FeO氧化物,Fe的衍射峰最高。温度为400 ℃时,Fe的衍射峰仍为最高,衍射谱中出现了Fe3O4的衍射峰,这表明在磨损表面出现了大量的Fe3O4氧化物。温度升高至600 ℃时,磨损表面衍射谱中出现了Fe2O3及Fe3O4的衍射峰。其中,Fe基体的衍射峰的强度相较于其他温度有所下降。可以看出随着温度的升高氧化加重。
图11 身管钢不同环境温度下磨损后表面的 X射线衍射图谱
Fig.11 XRD patterns of the wear surfaces of the gun barrel steel at various test temperatures
2.6 磨损机理分析
在磨损过程中,随着环境温度的改变,身管钢、黄铜球的高温硬度逐渐下降,磨损表面生成磨屑,部分磨屑在磨损表面被压实烧结形成氧化物层,部分脱离或转移到另一表面。不同温度下这些变化的具体表现不同,可以通过分析身管钢表面形貌、截面形貌、硬度等研究不同温度下的摩擦机理。
实验环境温度为200 ℃时,黄铜与身管钢主要磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损。在摩擦实验中盘与球的粗糙峰相接触,此时接触面积很小,局部产生较高的瞬现温度,使接触峰产生粘着,随后在运动过程中粘着结点被剪切破坏,被剪切的材料或脱落成磨屑,或由1 个表面迁移到另1 个表面,并有新的粘着结点形成。在磨损过程中,粘着与破环交替进行,这就构成了粘着磨损[17]。此外,Archard和Hirst[18-19]认为接触峰表面粘着在一起是因为接触峰之间会形成很强的离子键或共价键。粘着结点的强度高于摩擦副中较软材料的剪切强度时,破坏将发生在离结合面不远处软材料表层内,因而软材料粘附在硬材料表面上。平均摩擦系数较低是由于实验温度相对较低,黄铜球与身管钢没有发生强烈塑性变形,黄铜球压入身管钢表面的深度相对较浅。200 ℃实验温度下摩擦系数波动较大,是因为200 ℃下身管钢表面氧化物层生成的速度较慢,氧化物层剥落后露出的钢基体容易发生粘着,粘着结点的产生与破坏导致摩擦力产生较大的波动。
当实验环境温度升高至400 ℃时,黄铜与身管钢磨损加重,主要磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损。温度升高后身管钢强度下降,表面形成的氧化层较薄,剥落严重,无法较好地保护基体。此外,磨屑增多会加重磨粒磨损,导致身管钢磨损率升高。此时摩擦系数升高,是因为温度升高后黄铜球硬度下降,黄铜球的接触面发生塑性变形,导致接触面积变大,磨损过程中黄铜球压入身管钢表面的深度更深,摩擦力更大。与200 ℃下的摩擦系数相比,400 ℃下的摩擦系数更加稳定,这是因为400 ℃下氧化加重,氧化物层不易发生粘着。
在实验环境温度为600 ℃时,黄铜与身管钢发生了磨粒磨损和轻微粘着磨损。磨屑烧结而成的氧化层相比与400 ℃实验温度的氧化层更厚,且剥落减少,可以避免摩擦副的直接接触,减轻了磨粒磨损造成的犁沟,因此磨损率降低。但是摩擦系数却增大了,这是因为与400 ℃时相比,600 ℃下黄铜球硬度更低,与身管钢的接触面积更大,黄铜球压入身管钢表面的深度进一步加深,导致摩擦力增大。
3 结论
采用PCrNi3MoV身管钢与H90黄铜球配副,在200、400、600 ℃的环境温度下,开展了摩擦磨损行为及机理分析研究,获得的结论如下:
1) 200 ℃时,身管钢主要发生粘着磨损和磨粒磨损,磨损区形成了较薄的氧化物层和较薄的塑性变形层。200 ℃时氧化物生成速率较慢,且氧化物层发生剥落导致钢基体露出并发生粘着磨损,导致摩擦系数发生较大波动。
2) 当实验温度升高至400 ℃时,身管钢强度和硬度下降导致磨粒磨损加重,表面形成的氧化物层仍较薄且发生严重剥落,造成身管钢磨损率较200 ℃时升高190%。同时,由于400 ℃时身管钢和黄铜球硬度下降,使得塑性变形和接触深度增大,导致磨损过程中的摩擦阻力增加,摩擦系数由200 ℃时的0.53升高至400 ℃时的0.76。此外,400 ℃时氧化速率增加,形成的氧化物层较基体金属更不易发生粘着结点的生成和撕裂。导致400 ℃时摩擦系数的波动较200 ℃时显著减小。
3) 600 ℃时身管钢表面的氧化物生成速率进一步增加,形成的氧化物层更厚更完整,由于氧化物层较基体金属更不易发生粘着磨损,且氧化物层硬度较高可减轻磨粒磨损,导致600 ℃时磨损率较400 ℃时降低%。600 ℃时身管钢和黄铜球硬度进一步下降,塑性变形和接触深度进一步增大,导致磨损过程中的摩擦系数增加至0.83。同时,由于600 ℃时更厚更稳定氧化物层的形成减轻了粘着结点的生成和撕裂,摩擦系数的波动较400 ℃时进一步减小。
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