钨丝/锆基非晶复合材料与93W合金弹芯侵彻靶板的损伤特征

关键词： WF/Zr-MG 复合材料；93W；微观分析；硬度分析；损伤特征

中图分类号： O385 国标学科代码： 13035 文献标志码： A

高速侵彻问题是极为复杂的非线性问题，不仅涉及侵彻与侵蚀过程中的非稳态特性，还需要考虑弹芯和靶板的损伤特征、加工硬化与不同失效机制等因素，因此高速穿甲侵彻问题仍然是当下的研究热点[1-5]。深入研究这些问题，不仅有利于提高弹芯的侵彻能力，也可以帮助防御结构提高抵抗侵彻的能力。目前，研究人员对于高速侵彻问题的研究方法主要分为理论分析、数值模拟和试验研究3 类，受试验方法与测试技术限制，在弹芯高速侵彻靶板的试验数据较为有限，而靶板上弹坑周边材料的损伤会记录弹丸的侵彻过程，因此研究侵彻后靶板的损伤特征可以更加深入地了解弹芯侵彻靶板的作用机理。

目前，国内外对于侵彻过程的研究已有一定进展。李明锐等[5] 利用扫描电子显微镜（ scanningelectron microscope，SEM）与金相显微镜观察侵彻后Q235 钢靶板微观组织及成分，深入分析了穿甲弹对于薄靶板的损伤特征及侵彻过程。高华等[6] 采用金相显微镜与背向散射电子衍射技术（electron backscatter diffraction，EBSD）分析了复合靶板中装甲钢弹坑的微观组织成分，结合硬度仪器研究了弹坑表面的硬度分布规律，探讨了侵彻过程中弹体对于靶板的塑性变形行为与微观组织特征的影响规律。同样地，罗荣梅等[7]、邹敏明等[8] 与Wang 等[1] 也主要通过SEM、透射电子显微镜（transmission electronmicroscope，TEM）或EBSD 等对于弹坑微观形貌进行表征以分析弹芯侵彻装甲钢靶板的过程。在射流侵彻靶板行为的研究中，也可以通过表征孔道的微观形貌及周边硬度状态分布，来分析射流侵彻靶板的穿孔过程[9]。晁振龙等[10] 对于铝基复合材料的防护性能中，结合微观损伤与数值模拟，深入探究了铝基复合材料侵彻过程中的宏微观损伤机制；针对钛基合金复合材料的损伤机制及绝热剪切行为，黄竣皓等[11]、李明兵等[12] 与苏冠龙等[13] 基于弹坑表面的微观形貌，分析了钛基合金材料在抗弹性能及被动防护方面的优势；张博等[14] 在镁合金变形机制的研究中，结合微观损伤表征结果与宏观损伤特征，揭示了高速冲击下镁合金弹坑组织的分布规律。上述学者们在研究弹靶作用时都是通过观察弹坑宏观形貌与微观组织，分析了靶板在高速撞击下的损伤行为与变形机制，揭示靶板在弹芯高速冲击下的侵彻过程[15-16]。上述研究不仅记录了靶板在侵彻中的损伤行为与变形特征，同时为提高靶板抗侵彻能力及弹芯侵彻能力的后续研究提供了试验依据。在钨丝/锆基非晶复合材料（WF/Zr-based bulk metallic glass matrixcomposite，WF/Zr-MG） 弹芯侵彻钢制靶板的研究中，夏龙祥[17] 与Zhou 等[4，18] 在WF/Zr-MG 残余弹芯的研究基础上，结合弹坑的硬度对于侵彻过程进行了分析，但是并未分析弹坑附近的微观组织。由于侵彻过程极为复杂，在微秒级的侵彻过程中，弹芯与靶板之间发生了剧烈的变形与破坏，试验条件与测试手段目前仍然难以达到可以详细记录试验过程的要求。而弹芯侵彻靶板后留下的弹坑是弹芯与靶板在侵彻过程中相互作用的产物，弹靶交互界面处的晶体组织会保留侵彻过程中弹靶相互作用的信息，因而研究靶板微观组织对于侵彻过程的探索至关重要。

本文中通过对比WF/Zr-MG 和93W 合金两种弹芯材料侵彻45 钢靶板，从宏微观与硬度角度分析其损伤特征，使用光学显微镜与显微维氏硬度仪分别研究弹坑周围硬度及高硬度区的金相特征，综合分析45 钢在93W 合金弹芯侵彻后的硬度分布及金相特征，比较在两种弹芯材料相同着靶条件下，对45 钢靶板损伤特征的影响。

1 侵彻试验

1.1 试验材料

弹芯分别采用WF/Zr-MG 和93W 合金两种材料制备。WF/Zr-MG 由钨丝与锆基非晶合金组成，用渗流法铸造制备，直径0.3 mm 的钨纤维作为增强相均匀嵌入基体，其中基体金属玻璃相的化学成分为Zr_41.25Ti_13.75Ni₁₀Cu_12.5Be_22.5，钨丝的体积分数约为82%。经测量，WF/Zr-MG 的密度为（17.00±0.20） g/cm³。93W 合金主要成分为W₉₃Ni₃Fe₄，用粉末冶金法制备，其密度为（17.60±0.15） g/cm³。

试验弹丸如图1 所示，弹丸包括弹芯、弹托及底推。图1（a） 所示为已完成装配的尾翼稳定脱壳穿甲弹的试验用弹，其零件组成如图1（b） 所示。为了获得更良好的弹道性能，将两种材料制成∅ 10 mm×92 mm 的尖头弹芯，末端为20 mm 长的钢制尾翼，图1（c） 为弹芯实物图。目标靶板则是采用45 钢制成400 mm×500 mm×60 mm 的中厚靶板，并在其后放置支撑板。靶板的正常微观基体组织如图2 所示，由白色块状和网状铁素体及深色细片状珠光体组成，其中珠光体约占视场面积的70%，靶板晶粒尺寸为约50 μm 的等轴晶粒。

1.2 试验与测试

试验布置如图3 所示， 在距离目标靶板16 m 处使用37 mm 滑膛炮平台发射两种弹芯侵彻靶试进行对比。在目标靶板前方2 和4 m 处放置测速靶板，利用药筒装药量调节弹芯发射时的初速，并通过多通道数据采集系统对穿甲弹弹芯的速度进行测量，如表1 所示。

待侵彻完成后，回收试验试样，用线切割机切出包含有弹坑的靶板试样，将试样沿弹孔轴向切开，用砂纸打磨，经机械抛光、5% 硝酸酒精腐蚀后，制成观测剖面，并对弹坑进行拍摄记录，再利用金相显微镜与SEM 对靶板高硬度区域进行微观组织分析。随后沿着侵彻方向与侵彻法线方向间隔0.2 mm 以矩阵的形式取测试点，利用HMVG21显微维氏硬度计对靶板不同测试点进行硬度测试。

2 试验结果与分析

2.1 试验结果

图4为两种弹芯材料侵彻钢靶试验后弹坑的宏观形貌。对比发现，WF/Zr-MG 弹芯完全贯穿靶板，其侵彻深度大于60 mm，如图4（a） 所示，在受到强冲击载荷作用下，靶板上的穿透弹孔是由弹坑逐步延伸和扩展，最后冲塞形成。弹坑开坑处有翻边，出口处出现翻唇，在稳定侵彻阶段整体状态趋于笔直，等效扩孔直径为16.7 mm，弹坑表面凹凸不平且产生沿侵彻方向的细小沟槽，这是由于WF/Zr-MG 高速侵彻过程中，急速升高的温度使得弹芯中的非晶合金材料先一步烧蚀和气化，随后钨纤维直接侵蚀靶板造成的[ 1 7 ]。93W 合金弹芯侵彻弹坑截面如图4（b） 所示。93W 合金弹芯有一定的着靶角度，引起弹道偏转。靶板尚未完全贯穿，等效扩孔直径为18.4 mm，在靶板背部出现鼓包，弹芯残留在靶板内部，其头部外观呈蘑菇头状。虽然93W 合金弹芯在侵彻过程中发生了弹道偏转，但是由于目标靶板材料为均质材料，因此正侵彻与斜侵彻对靶板变形破坏模式以及后续的微观分析与硬度分析并无影响。

2.2 试验结果分析

2.2.1 宏观特征分析

相比于93W 合金弹芯，WF/Zr-MG 弹芯侵彻靶板过程中，靶板的变形量较小，因此靶板变形消耗的能量更小。根据文献[18] 可知WF/Zr-MG 弹芯弹体总动能为1.467×10⁵ J，侵彻深度为95 mm，而93W 合金弹芯总动能为1.543×10⁵ J，侵彻深度为110 mm。

A =E/l （1）

式中：A 为单位侵彻深度条件下靶板消耗能量，E 为弹体总动能，l 为侵彻深度。

结合式（1） 可得，单位侵彻深度条件下WF/Zr-MG 弹芯消耗的能量A₁ 为1333 J/mm，单位侵彻深度条件下93W 合金弹芯侵彻靶板消耗能量A₂ 为1624 J/mm，因此A₁ 比A₂ 小18%。

根据Walker[19] 的研究可知，穿甲弹以1 500 m/s 的速度侵彻靶板时，靶板塑性变形所消耗的能量约占弹体总动能的71%。因此，根据能量守恒，单从靶板耗能角度分析，WF/Zr-MG 弹体的侵彻深度将比93W 合金弹体大12.78%。而在试验中，WF/Zr-MG 弹芯侵彻产生的弹坑趋于笔直，其等效扩孔直径可达16.7 mm，93W 合金弹芯的弹坑等效扩孔直径达18.4 mm。从宏观侵彻结果数据分析，93W 合金的扩孔直径将比WF/Zr-MG 的大10.18%。

2.2.2 微观特征分析

如图4（a） 所示，紧邻弹坑周边分别间隔25 mm 取A、B 与C 这3 处分析位置，在分析位置处取8 mm×5 mm×1 mm 的分析样片。图5 为WF/Zr-MG 侵彻后弹坑A、B、C 位置样片的微观组织形貌。其中A 点区域组织出现细晶层与形变层，细晶层区域沿侵彻方向晶粒拉长至破碎，利用SEM 对于细晶层区域进行进一步分析，得出细晶层晶粒等效纵向长度L 与等效横向宽度D 分别为77 和17 μm，其中，长径比（L/D）为4.5。因此弹靶交界面在WF/Zr-MG 弹芯侵彻过程中产生了较大的变形。紧邻细晶层的形变层，B 点与C 点区域的形变层晶粒形变大小依据弹坑距离而不同，距离弹坑越远，晶粒形变越小，直至C 点区域晶粒大小趋于正常基体组织。

同样地，紧邻93W 合金侵彻弹坑周边分别间隔25 mm 取D、E 与F 这3 处分析位置，如图4（b） 所示，在分析位置处取8 mm×5 mm×1 mm 的分析样片。图6 则为93W 合金侵彻后弹坑D、E、F 位置样片的微观组织形貌。D 点区域组织同样出现细晶层与形变层，其中细晶层区域沿侵彻方向各晶粒方向趋于一致，产生较为明显的形变织构，变形量越大，择优取向越强，表现出形变织构越强，弹坑附近靶板晶粒被拉长甚至断裂形成一定的流线形。在D 点附近组织生成细晶层，利用SEM 对于细晶层区域进行进一步分析，得出细晶层晶粒等效纵向长度与等效横向宽度分别为102 和14 μm，长径比为7.3。而紧邻细晶层的形变层，D 点与E 点区域的形变层晶粒形变大小同样依据弹坑距离而不同，距离弹坑越远，晶粒形变越小，直至F 点区域晶粒大小趋于正常基体组织。

通过计算靶板不同位置区域晶粒长径比，绘制晶粒长径比随位置变化对比图，如图7 所示。靶板经高速侵彻后，原本细晶层的等轴晶粒在弹芯侵彻挤压下沿金属流动方向变形，随着变形量的增大，晶粒拉长程度提高。对比两种不同弹芯侵彻后弹坑附近A 与D 点微观组织，其晶粒都呈现不同程度的纵向拉伸。其中WF/Zr-MG 弹芯在侵彻中细晶层内的大部分晶粒变形更小，晶粒平均长径比约为4.5，随着距弹坑位置的距离增加， 靶板晶粒长径比缓慢减小； 而93W 合金弹芯侵彻后的细晶层大部分晶粒纵向拉伸效果更加明显，细晶层晶粒平均长径比约为7.3，靶板晶粒长径比在距弹坑5 mm 内快速下降，但总体上其长径比更高。说明在侵彻过程中，93W 合金弹芯对靶板的挤压程度更大，因此弹坑周边靶板晶粒变形更大。

研究结果表明，93W 合金弹芯在侵彻过程中会产生蘑菇头现象。从靶板晶粒的变形情况可以发现，93W 合金弹芯侵彻过程中的蘑菇头对靶板弹坑周围造成更大的挤压变形，微观层面表现为弹坑周围靶板晶粒变形程度大，晶粒纵向拉伸程度明显。这与前文两种弹芯侵彻靶板的扩孔直径相互印证。试验中由于WF/Zr-MG 弹芯穿透靶板，弹芯未回收成功。由参考文献[18] 可知，在侵彻过程中弹芯的破坏模式为钨丝的屈曲回流，如图8（a） 所示。在弹芯侵彻的初始阶段与93W 弹芯发生类似的镦粗变形，与之区别的是，弹芯内置钨丝随后弯曲为扫帚状，如图8（b）所示；弹芯高速穿透靶板时，由于热软化效应占据主导地位，大大降低弹芯基体组织对钨丝的约束能力，因此随着侵彻深度的增加，弹芯表现出钨丝的动态屈曲、断裂与回流现象，弹芯头部不断被磨尖，使得其对于靶板弹坑周围造成的挤压变形相较于93W 更小，在侵彻45 钢的过程中造成弹坑细晶层靶板晶粒变形程度更小。

为分析侵彻过后靶板的微观组织相变，取图4 中A、D 点样片与原始样片对于93W 合金侵彻后状态、WF/Zr-MG 复合材料侵彻后状态以及靶板原始状态进行XRD 衍射图谱分析，结果如图9 所示。XRD 衍射图谱结果表明，在侵彻前后原始45 钢靶板组织、WF/Zr-MG 弹芯侵彻后的45 钢靶板组织和93W 合金弹芯侵彻后的45 钢靶板组织峰值位置相同，因此两种材料弹芯在侵彻靶板过程中，弹坑周围晶粒并未发生相变。

金相结果表明靶板弹坑晶粒在微观上表现出晶粒细化及细晶强化的现象，以此吸收高速飞行的弹芯侵彻靶板时的部分能量。93W 合金弹芯产生的弹坑变形层的晶粒拉长程度更高，这是由于93W 合金在侵彻中产生蘑菇头，使其对靶板挤压变形更大，靶板协调变形的能量更多，因此弹坑细晶层晶粒拉长效果也更加显著；而WF/Zr-MG 弹芯在侵彻过程中由于其自身的断裂特性不同于93W 合金弹芯，使其对靶板挤压变形更小，靶板协调变形的能量更少，晶粒拉长效果相对较弱，同时其弹体损失能量更低，因此其侵彻深度更深，这与宏观分析中两种弹芯材料的穿深相互印证。

2.2.3 硬度分析

侵彻过后弹坑的硬度主要由于侵彻过程中弹芯对靶板的高温高压造成，而侵彻过程中的高温高压来源于弹芯的侵彻动能，侵彻过后弹坑周边靶板的硬度可以反映侵彻过程中靶板中的能量耗散机制，因此对弹坑周边靶板的硬度进行分析可以间接分析弹芯的侵彻过程。由于弹芯速度约为1 550 m/s，侵彻过程中弹靶以半流体的状态相互作用，且在侵彻结束后，靶板冷却阶段的温度变化对于靶板周围硬度峰值的影响较小，冷却后靶板的硬度参数仍然具有相当的参考价值[20]，因此为进一步研究WF/Zr-MG 和93W 合金弹芯侵彻后弹坑附近靶板变化情况，对侵彻后的靶板进行硬度分析。

将靶板切块，利用显微维氏硬度计对靶板不同测试点进行硬度测试，将所得原始数据绘制出云图，如图10 所示。侵彻后距离弹坑越近，靶板的硬度越高，但是WF/Zr-MG 和93W 合金弹芯侵彻过后弹坑附近靶板硬度变化不同。图10（a） 为WF/Zr-MG 侵彻后弹坑附近靶板的硬度，维氏硬度HV 的峰值为249，较原始层（维氏硬度HV 为185）提高了约34%，高硬度层（高于原始硬度层区域）宽度平均约为10.2 mm；图10（b） 为93W 合金弹芯侵彻后弹坑附近靶板的硬度，细晶层维氏硬度HV 的峰值达到287，较原始层提高了55%，高硬度层平均宽度约为8.9 mm。

侵彻过程中，弹坑产生硬度变化的主要原因是弹体对靶板的挤压变形造成的加工硬化与弹坑局部温升产生的硬化。由于靶板吸收弹芯侵彻时的能量产生塑性变形，因此在微观上导致晶粒细化，位错密度增大。由于晶界是位错运动的障碍，根据Hall-Petch 公式[21]，靶板弹坑周围晶粒组织细化后，晶界相对面积增加，因而位错障碍变多，导致材料屈服强度上升，弹坑周围硬度提高。在侵彻过程中，靶板吸收弹芯损失的部分能量转化为热量，导致侵彻瞬间产生局部温升。随着侵彻结束，靶板空冷至室温，弹坑表层组织产生内应力，在冷却的同时，弹坑周围发生硬化。因此靶板硬度从弹坑边缘向基体内部衰减。

结合金相结果、45 钢应变率效应和温度效应[22-23]，绘制93W 弹芯侵彻靶板后距弹坑2 mm 范围钢板温升曲线，如图11 所示，其中WF/Zr-MG 侵彻靶板温升曲线为示意图。

WF/Zr-MG 弹芯高硬度层区域较93W 合金弹芯更宽的原因是前者在高速侵彻过程中，弹芯基体发生了燃烧[17]，这一点由图4（a） 弹坑上出现的细小沟槽可以很好地证实。Zr 基非晶合金基体自侵彻开始直至侵彻结束之后一段时间会持续燃烧[24]，对弹坑周围温度影响区域大，如图11 所示。靶板温升曲线在距弹坑一定距离之后，靶板温度相对较高。在侵彻结束后，靶板硬度在冷却过程中会有小幅的提升[25]。而93W 合金弹芯在侵彻开始时温度瞬间升高，高温持续时间极短，随后弹靶立刻进入冷却阶段，冷却速率相对较快，因此对弹坑侧壁硬度的影响区域较小。

而WF/Zr-MG 弹芯侵彻过后靶板内硬度峰值提升低于93W 合金弹芯，主要是由于WF/Zr-MG 材料弹芯在侵彻过程中由于发生屈曲回流，而93W 合金弹芯在侵彻过程中产生蘑菇头。在微观分析中，93W 合金弹芯侵彻后的细晶层大部分晶粒纵向拉伸效果更加明显，细晶层晶粒平均长径比约为7.3，而WF/Zr-MG 弹芯在侵彻中细晶层内晶粒平均长径比约为4.5；前者的靶板周围晶粒平均直径相对较大，晶粒平均拉长程度低，其屈服强度提升较小；对于弹坑周围硬度峰值提升程度较低，而WF/Zr-MG 弹芯侵彻过后靶板硬度峰值提升低，因此其靶板单位长度的能量损耗小，弹芯的侵彻深度更深，硬度分析结论与微观分析相互印证。

3 结论

通过研究WF/Zr-MG 与93W 合金侵彻靶板的损伤特征，可以得出如下结论。

（1） WF/Zr-MG 弹芯在侵彻过程中钨丝发生屈曲回流，使弹芯对靶板挤压变形更小，靶板协调变形的能量更少，晶粒拉长效果相对较弱；而93W 合金弹芯产生的弹坑细晶层的晶粒拉长程度更高，这是由于93W 合金在侵彻中产生蘑菇头，使其对靶板挤压变形更大，靶板协调变形的能量更多，弹坑细晶层晶粒拉长效果更加显著，其对应屈服强度提高，增强了靶板的抗侵彻能力。

（2） WF/Zr-MG 弹坑周围靶板晶粒拉长程度低，导致弹坑侧壁硬度峰值更低；而93W 合金弹坑周围靶板晶粒拉长程度高，因此弹坑侧壁硬度峰值更高，单位长度靶板损耗能量大幅提高，弹芯侵彻深度降低。除此之外，WF/Zr-MG 弹芯侵彻瞬间Zr 基非晶合金燃烧持续放热，其温度影响区域更广，在冷却过程中导致前者高硬度层区域更宽。

（责任编辑 王易难）