7.62 mm手枪弹高速冲击下超高强钢塑性强化机理

李潭， 王璋， 李照昌

(北京汽车集团越野车有限公司， 北京 101300)

收稿日期：2019-12-30

基金项目：武器装备预先研究项目(30105140102)

作者简介：李潭(1984—),女,硕士研究生。E-mail: litan19841016@163.com

通信作者：王璋(1963—),男,研究员级高级工程师。E-mail: wangzhang@beijing-atc.com.cn

0 引言

随着钢铁冶炼及热处理技术水平的不断提升，低合金钢的力学性能也越来越高，其强度已经超过1 500 MPa，达到超高强钢的水平[1-2]，广泛应用于军事防护、特种装备等领域[3-5]。低合金超高强钢按照化学成分主要分为Si-Mn系和Cr-Mo系，通过热处理得到回火马氏体组织，静态抗拉强度可达1 500 MPa以上，硬度在500 HBW左右，然而延伸率仅为6%左右，但有文献[6-7]指出，Cr-Mo系低合金超高强钢随着应变率的提高材料塑性变形能力存在一定程度的提高，Meyer等[6]提出35NiCrMoV钢的延伸率和断面收缩率在应变率102s-1时开始提高，在103s-1应变率下延伸率提升约30%. 高速冲击下超高强钢的塑性变形行为对于其军事应用至关重要[8-12]，因此对超高强钢在高速冲击下的塑性行为及其机理的研究十分必要。

本文选取Cr-Mo系新型超高强钢BATC-FD-05 (以下简称FD-05钢)进行弹头高速冲击试验，采用CAD重构建模方法，测定FD-05钢在104s-1应变率下的延伸率和断面收缩率，同时对比分析了变形前后的金属晶体状态，初步探究该材料在弹头高速冲击下的塑性变形机理。

1 材料基本特征

1.1 化学成分及组织状态

试验选用新型FD-05牌号超高强钢，化学成分见表1，合金成分主要为Cr、Mo、Mn等元素，并添加Ti等微量元素，经淬火和低温回火处理后的组织为晶粒较细的回火马氏体组织，如图1所示。

表1 FD-05钢化学成分Tab.1 Chemical compositions of FD-05 steel %

图1 FD-05钢光学显微镜金相组织Fig.1 Microstructure of FD-05 steel

1.2 材料静态力学性能

静态拉伸试验依据国家标准《GB/T 228.1—2010 金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》制备试样并测试，力学性能及参数见表2. 断裂位置在标距线内，没有产生明显缩颈，拉伸后试样如图2所示。

表2 FD-05钢静态力学性能及参数Tab.2 Static mechanical properties and parametersof FD-05 steel

图2 静态拉伸后试样Fig.2 Test specimen after static stretching

2 高速冲击下塑性变形

2.1 高速冲击试验

图3 枪弹射击及测速示意图Fig.3 Schematic diagram of shooting and velocity measurement

由于FD-05钢的高强度、高硬度，厚度2.2 mm的试样采用高速拉伸试验方法难以达到104s-1的应变率，因此，选用枪弹射击试验来提高试样变形应变率。

试验条件为：79式冲锋枪发射DAP51B式7.62 mm手枪弹进行测试；铜披甲钢芯弹头质量6.5 g，弹头前端呈椭球状；射击距离为10 m，测速设备放置于靶板前方1 m进行速度测定，控制速度在505～515 m/s. 试验前将试件固定在射击台架上竖直放置，选取中央5个射击点，间距不小于100 mm，布置示意图见图3.

2.2 高速冲击试验的测量与计算

测量各弹坑最大深度及变形区厚度，得到弹坑平均深度为6.53 mm，以弹坑中心为横坐标原点、各位置对应的厚度减薄情况如图4所示曲线，板厚减薄最大位置为着弹中心，最大减薄厚度为0.93 mm. 根据(1)式计算得出应变率约为1.63×104s-1(弹头与钢板接触时的平均速度为 511 m/s，弹坑平均深度6.53 mm，按匀减速运动可计算出接触时间约为0.026 ms；弹坑中心减薄厚度为0.93 mm)，枪弹射击试验可以满足2.2 mm厚度超高强钢试样应变率达到104s-1的要求。

(1)

图4 弹头冲击部位钢板厚度情况Fig.4 Thickness of test specimen after impacting

测试试板扫描后导入三维设计CATIA软件中进行重构建模，选取以弹坑点为中心的柱状区域进行曲面实体重构，图5为试验弹坑正视图及重构实体半剖示意图。各弹坑变形程度一致，因此弹坑处残余形变状态能够反映材料塑性变形能力。

图5 弹坑正视图及重构实体建模半剖示意图Fig.5 Test specimen after impacting and reconstructed semi-model

表3 轴向δ表Tab.3 Axial δ

弹头冲击中心处承受平面双向受拉、法向受压应力状态，与爆炸冲击载荷类似，受力情况比单轴静态拉伸复杂，因此，静态拉伸试验下的断面收缩率不能体现材料高速撞击下的塑性变形能力。弹头撞击试验的断面收缩率根据(2)式进行计算，钢板断面收缩率Z要大于42.27%.

(2)

式中：ΔSmax、S0分别为拉伸试样最大缩减面积和原始截面积；b0为拉伸试样原始宽度。

3 高速冲击下微观组织分析

3.1 金相组织分析

图6 试样金相组织Fig.6 Metallurgical structures of test specimen

图6为光学显微镜下的金相组织。其中：图6(a)为100倍显微镜下最大形变区照片；图6(b)为500倍显微镜下最大形变区照片，从中可见晶粒组织随着形变方向而被拉长；图6(c)为3 000倍显微镜下未发生冲击基材表层组织图，箭头指示侧为钢板表面；图6(d)为3 000倍显微镜下发生冲击后的试样组织图，箭头指示侧为钢板表面。从图6(c)和图6(d)中得知：在试样近表面存在热处理过程中的脱碳层，厚度约为12 μm，脱碳后的组织为铁素体组织，硬度较低，塑性较好，该脱碳铁素体层有助于缓解在剧烈变形过程中裂纹源的产生与扩展，内部为硬度、强度较高的马氏体组织；在弹头冲击后铁素体组织由原来的块状晶粒变为狭长纤维状，临近脱碳层的马氏体组织区域晶粒也发现形变，晶粒沿变形方向被拉长，整个断面未发现微观裂纹。

3.2 晶粒尺寸及晶界分析

由于FD-05钢采用淬火低温回火热处理方式，且基材中添加细化晶粒元素，因此马氏体组织过细，常规测量方式难以检测其晶粒尺寸及晶界状态，特此采用高温金相和透射电镜(TEM)表征晶粒状态，分别如图7和图8所示。图7(a)为基材高温金相组织，其晶粒度为13级；图7(b)为变形区高温金相组织，其晶粒达到14级。通过图7(d)高温金相晶界能谱(位置见图7(c))和图8晶界透射电镜照片可见样品的晶界杂质含量低，纯净度高。

金属材料强度与塑性均与材料的晶粒度关系密切，其晶粒尺寸越小、晶界数量越多，材料的强度与塑性就越好。在高速冲击下，发生晶粒破碎等现象，晶粒数目增多、晶粒尺寸减小，根据Hall-Petch公式[13](见(3)式)，在冲击过程中钢板强度有所提高，同时试验中未出现裂纹萌生与扩展，而是通过变形及晶粒细化吸收更多的冲击能量。此外，晶界处纯净度高，没有杂质在晶界上偏聚阻碍位错的滑移，就不容易在晶界处形成应力集中使裂纹萌生并扩展，从而表现出塑性的提高。

(3)

式中：σs为屈服强度；σ0为常数；k为表征晶界对强度影响程度的常数；d为多晶体的平均直径。

3.3 析出相分析

基材中添加了合金元素Cr、Mo以及Ti等微量元素，基体中存在弥散型强化相，基材TEM照片及能谱图如图9所示。图9(a)为基材TEM照片，图9(b)、图9(c)、图9(d)图分别为图9(a)中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ处EDS能谱，数值见表4. 由图9发现在晶粒内部存在长条状碳化物强化相、菱形TiC强化相以及圆形Ti-Mo强化相，强化相均分布在晶粒内部对基体位错扩展具有钉扎作用，阻碍裂纹的产生及扩展，提高钢板强度，进而促使晶粒滑移变形更加充分，增强超高强钢的塑性变形能力。

同时在TEM观察下，高速冲击后碳化物强化相数量增多，且尺寸呈带状分布于晶内，取向具有一致性，如图10所示。由此，推断在高速冲击过程中，能够促进碳化物生成，并呈现一定取向性分布。

图7 高温金相及晶界EDS能谱Fig.7 High-temperature metallographs of test specimen and EDS spectrum of grain boundary

图8 晶界TEM照片Fig.8 TEM micrograph of grain boundaries

图9 基材TEM照片及EDS能谱图Fig.9 TEM micrograph of test specimen and EDS spectrums of the specified areas

3.4 孪晶组织

通过TEM组织照片发现，试验前的基体组织并

表4 图9中Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 3处区域能谱仪扫描结果Tab.4 EDS results of the specified areas in Fig.9

图10 高速冲击后碳化物TEM照片Fig.10 TEM micrographs of carbides after impacting

未发现孪晶组织，而测试后的组织中存在孪晶，即在高速冲击作用下的塑性变形方式不仅仅是滑移，同时也存在孪生变形。测试后变形区孪晶组织如图11所示。

图11 孪晶组织TEM照片Fig.11 TEM micrographs of twin structure after impacting

4 机理讨论

弹头冲击试件过程中加载速度极高，整个过程作用时间为0.026 ms，应变率达到104s-1. 而静态拉伸过程加载应变速率为0.000 25 s-1，加载时间超过5 min，在静载拉伸过程中样件随着载荷增加依次发生弹性形变，均匀塑性形变，进而产生缩颈发生不均匀塑性变形，最终断裂。在微观上分析，样件属于多晶体金属材料，内部存在晶界、位错、空位等缺陷，作用力会在缺陷区等发生局部应力集中；根据晶体塑性变形理论[14-16]分析，首先局部应力达到处于有利位向晶粒的临界分切应力，位错开始启动发生滑移，塑性变形开始，而此时处于硬取向的晶粒还未开始滑移，由于周围晶粒的位向不同，滑移系取向不同，因此运动着的位错不能越过晶界，在晶界处造成塞积，进一步增强应力集中，使相邻晶粒中的某些滑移系的分切应力达到临界值而开动，相邻晶粒的滑移会使应力集中松弛，使原晶粒中的位错源重新开始，并移出这个晶粒，变形从一个晶粒传向另一个晶粒，并完成整个试样的变形过程，这个过程是在不断的应力集中下处于有利位向的晶粒间进行的，直至应力集中致使样件开裂，而硬取向晶粒并未发生充分形变。在超高强钢中，晶粒、晶界强度均较强，较难使晶粒或晶界发生形变，位错塞积造成的应力集中表现为裂纹萌生并沿薄弱区传递，因此静态拉伸过程中延伸率仅为6.3%，宏观上样件无缩颈产生。

高速冲击过程中瞬时受力，且冲击力转换成应力波由强变弱，迅速作用消失，因此，在着弹瞬时，作用在不同位向晶粒及晶界上的切应力可同时大于其临界分切应力，滑移开始发生在各个晶体及晶界中，产生塑性变形，且晶粒间塑性变形充分。同时，由于淬火马氏体钢晶粒极细，晶界纯净度高，在高速冲击下可承受更大应力，促使晶粒变形充分，塑性变形大幅提高。此外，不同于静态拉伸过程中材料塑性变形主要通过滑移产生，高速冲击过程中马氏体体心立方α-Fe还可通过孪生变形发生协同型相变，界面移动速度可接近声速，因此在组织中发现孪晶组织的存在，同时发现带状且取向一致的碳化物强化相增加。综上所述，在高速冲击过程中，试样塑性变形同时存在滑移和孪生变形两种形式，孪生虽然对塑性变形贡献不如滑移，但是能够改变晶体位向，使更多的滑移系转动到有利位置，进一步促进滑移从而使晶体变形得以继续。

5 结论

1) Cr-Mo系超高强钢在高速冲击状态下塑性变形能力大幅提高，在应变率约为1.63×104s-1下，FD-05钢极值延伸率可达31.75%，断面收缩率不低于42.27%.

2) Cr-Mo系列低合金钢的晶界强化、第二相强化可有效提高超高强钢在高速冲击下的力学性能。同时高速冲击作用下，Cr-Mo系超高强钢中带状碳化物增多，且具有一定取向性分布。

3) 高速冲击下的Cr-Mo系超高强钢的塑性变形机制不仅是滑移变形，而是滑移和孪生协同作用，材料塑性变形能力大大增强。