鎢絲/鋯基非晶復(fù)合材料與93W合金彈芯侵徹靶板的損傷特征

關(guān)鍵詞： WF/Zr-MG 復(fù)合材料；93W；微觀分析；硬度分析；損傷特征

中圖分類號： O385 國標(biāo)學(xué)科代碼： 13035 文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

高速侵徹問題是極為復(fù)雜的非線性問題，不僅涉及侵徹與侵蝕過程中的非穩(wěn)態(tài)特性，還需要考慮彈芯和靶板的損傷特征、加工硬化與不同失效機(jī)制等因素，因此高速穿甲侵徹問題仍然是當(dāng)下的研究熱點(diǎn)[1-5]。深入研究這些問題，不僅有利于提高彈芯的侵徹能力，也可以幫助防御結(jié)構(gòu)提高抵抗侵徹的能力。目前，研究人員對于高速侵徹問題的研究方法主要分為理論分析、數(shù)值模擬和試驗(yàn)研究3 類，受試驗(yàn)方法與測試技術(shù)限制，在彈芯高速侵徹靶板的試驗(yàn)數(shù)據(jù)較為有限，而靶板上彈坑周邊材料的損傷會(huì)記錄彈丸的侵徹過程，因此研究侵徹后靶板的損傷特征可以更加深入地了解彈芯侵徹靶板的作用機(jī)理。

目前，國內(nèi)外對于侵徹過程的研究已有一定進(jìn)展。李明銳等[5] 利用掃描電子顯微鏡（ scanningelectron microscope，SEM）與金相顯微鏡觀察侵徹后Q235 鋼靶板微觀組織及成分，深入分析了穿甲彈對于薄靶板的損傷特征及侵徹過程。高華等[6] 采用金相顯微鏡與背向散射電子衍射技術(shù)（electron backscatter diffraction，EBSD）分析了復(fù)合靶板中裝甲鋼彈坑的微觀組織成分，結(jié)合硬度儀器研究了彈坑表面的硬度分布規(guī)律，探討了侵徹過程中彈體對于靶板的塑性變形行為與微觀組織特征的影響規(guī)律。同樣地，羅榮梅等[7]、鄒敏明等[8] 與Wang 等[1] 也主要通過SEM、透射電子顯微鏡（transmission electronmicroscope，TEM）或EBSD 等對于彈坑微觀形貌進(jìn)行表征以分析彈芯侵徹裝甲鋼靶板的過程。在射流侵徹靶板行為的研究中，也可以通過表征孔道的微觀形貌及周邊硬度狀態(tài)分布，來分析射流侵徹靶板的穿孔過程[9]。晁振龍等[10] 對于鋁基復(fù)合材料的防護(hù)性能中，結(jié)合微觀損傷與數(shù)值模擬，深入探究了鋁基復(fù)合材料侵徹過程中的宏微觀損傷機(jī)制；針對鈦基合金復(fù)合材料的損傷機(jī)制及絕熱剪切行為，黃竣皓等[11]、李明兵等[12] 與蘇冠龍等[13] 基于彈坑表面的微觀形貌，分析了鈦基合金材料在抗彈性能及被動(dòng)防護(hù)方面的優(yōu)勢；張博等[14] 在鎂合金變形機(jī)制的研究中，結(jié)合微觀損傷表征結(jié)果與宏觀損傷特征，揭示了高速?zèng)_擊下鎂合金彈坑組織的分布規(guī)律。上述學(xué)者們在研究彈靶作用時(shí)都是通過觀察彈坑宏觀形貌與微觀組織，分析了靶板在高速撞擊下的損傷行為與變形機(jī)制，揭示靶板在彈芯高速?zèng)_擊下的侵徹過程[15-16]。上述研究不僅記錄了靶板在侵徹中的損傷行為與變形特征，同時(shí)為提高靶板抗侵徹能力及彈芯侵徹能力的后續(xù)研究提供了試驗(yàn)依據(jù)。在鎢絲/鋯基非晶復(fù)合材料（WF/Zr-based bulk metallic glass matrixcomposite，WF/Zr-MG） 彈芯侵徹鋼制靶板的研究中，夏龍祥[17] 與Zhou 等[4，18] 在WF/Zr-MG 殘余彈芯的研究基礎(chǔ)上，結(jié)合彈坑的硬度對于侵徹過程進(jìn)行了分析，但是并未分析彈坑附近的微觀組織。由于侵徹過程極為復(fù)雜，在微秒級的侵徹過程中，彈芯與靶板之間發(fā)生了劇烈的變形與破壞，試驗(yàn)條件與測試手段目前仍然難以達(dá)到可以詳細(xì)記錄試驗(yàn)過程的要求。而彈芯侵徹靶板后留下的彈坑是彈芯與靶板在侵徹過程中相互作用的產(chǎn)物，彈靶交互界面處的晶體組織會(huì)保留侵徹過程中彈靶相互作用的信息，因而研究靶板微觀組織對于侵徹過程的探索至關(guān)重要。

本文中通過對比WF/Zr-MG 和93W 合金兩種彈芯材料侵徹45 鋼靶板，從宏微觀與硬度角度分析其損傷特征，使用光學(xué)顯微鏡與顯微維氏硬度儀分別研究彈坑周圍硬度及高硬度區(qū)的金相特征，綜合分析45 鋼在93W 合金彈芯侵徹后的硬度分布及金相特征，比較在兩種彈芯材料相同著靶條件下，對45 鋼靶板損傷特征的影響。

1 侵徹試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

彈芯分別采用WF/Zr-MG 和93W 合金兩種材料制備。WF/Zr-MG 由鎢絲與鋯基非晶合金組成，用滲流法鑄造制備，直徑0.3 mm 的鎢纖維作為增強(qiáng)相均勻嵌入基體，其中基體金屬玻璃相的化學(xué)成分為Zr_41.25Ti_13.75Ni₁₀Cu_12.5Be_22.5，鎢絲的體積分?jǐn)?shù)約為82%。經(jīng)測量，WF/Zr-MG 的密度為（17.00±0.20） g/cm³。93W 合金主要成分為W₉₃Ni₃Fe₄，用粉末冶金法制備，其密度為（17.60±0.15） g/cm³。

試驗(yàn)彈丸如圖1 所示，彈丸包括彈芯、彈托及底推。圖1（a） 所示為已完成裝配的尾翼穩(wěn)定脫殼穿甲彈的試驗(yàn)用彈，其零件組成如圖1（b） 所示。為了獲得更良好的彈道性能，將兩種材料制成? 10 mm×92 mm 的尖頭彈芯，末端為20 mm 長的鋼制尾翼，圖1（c） 為彈芯實(shí)物圖。目標(biāo)靶板則是采用45 鋼制成400 mm×500 mm×60 mm 的中厚靶板，并在其后放置支撐板。靶板的正常微觀基體組織如圖2 所示，由白色塊狀和網(wǎng)狀鐵素體及深色細(xì)片狀珠光體組成，其中珠光體約占視場面積的70%，靶板晶粒尺寸為約50 μm 的等軸晶粒。

1.2 試驗(yàn)與測試

試驗(yàn)布置如圖3 所示， 在距離目標(biāo)靶板16 m 處使用37 mm 滑膛炮平臺發(fā)射兩種彈芯侵徹靶試進(jìn)行對比。在目標(biāo)靶板前方2 和4 m 處放置測速靶板，利用藥筒裝藥量調(diào)節(jié)彈芯發(fā)射時(shí)的初速，并通過多通道數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)對穿甲彈彈芯的速度進(jìn)行測量，如表1 所示。

待侵徹完成后，回收試驗(yàn)試樣，用線切割機(jī)切出包含有彈坑的靶板試樣，將試樣沿彈孔軸向切開，用砂紙打磨，經(jīng)機(jī)械拋光、5% 硝酸酒精腐蝕后，制成觀測剖面，并對彈坑進(jìn)行拍攝記錄，再利用金相顯微鏡與SEM 對靶板高硬度區(qū)域進(jìn)行微觀組織分析。隨后沿著侵徹方向與侵徹法線方向間隔0.2 mm 以矩陣的形式取測試點(diǎn)，利用HMVG21顯微維氏硬度計(jì)對靶板不同測試點(diǎn)進(jìn)行硬度測試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 試驗(yàn)結(jié)果

圖4為兩種彈芯材料侵徹鋼靶試驗(yàn)后彈坑的宏觀形貌。對比發(fā)現(xiàn)，WF/Zr-MG 彈芯完全貫穿靶板，其侵徹深度大于60 mm，如圖4（a） 所示，在受到強(qiáng)沖擊載荷作用下，靶板上的穿透彈孔是由彈坑逐步延伸和擴(kuò)展，最后沖塞形成。彈坑開坑處有翻邊，出口處出現(xiàn)翻唇，在穩(wěn)定侵徹階段整體狀態(tài)趨于筆直，等效擴(kuò)孔直徑為16.7 mm，彈坑表面凹凸不平且產(chǎn)生沿侵徹方向的細(xì)小溝槽，這是由于WF/Zr-MG 高速侵徹過程中，急速升高的溫度使得彈芯中的非晶合金材料先一步燒蝕和氣化，隨后鎢纖維直接侵蝕靶板造成的[ 1 7 ]。93W 合金彈芯侵徹彈坑截面如圖4（b） 所示。93W 合金彈芯有一定的著靶角度，引起彈道偏轉(zhuǎn)。靶板尚未完全貫穿，等效擴(kuò)孔直徑為18.4 mm，在靶板背部出現(xiàn)鼓包，彈芯殘留在靶板內(nèi)部，其頭部外觀呈蘑菇頭狀。雖然93W 合金彈芯在侵徹過程中發(fā)生了彈道偏轉(zhuǎn)，但是由于目標(biāo)靶板材料為均質(zhì)材料，因此正侵徹與斜侵徹對靶板變形破壞模式以及后續(xù)的微觀分析與硬度分析并無影響。

2.2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.2.1 宏觀特征分析

相比于93W 合金彈芯，WF/Zr-MG 彈芯侵徹靶板過程中，靶板的變形量較小，因此靶板變形消耗的能量更小。根據(jù)文獻(xiàn)[18] 可知WF/Zr-MG 彈芯彈體總動(dòng)能為1.467×10⁵ J，侵徹深度為95 mm，而93W 合金彈芯總動(dòng)能為1.543×10⁵ J，侵徹深度為110 mm。

A =E/l （1）

式中：A 為單位侵徹深度條件下靶板消耗能量，E 為彈體總動(dòng)能，l 為侵徹深度。

結(jié)合式（1） 可得，單位侵徹深度條件下WF/Zr-MG 彈芯消耗的能量A₁ 為1333 J/mm，單位侵徹深度條件下93W 合金彈芯侵徹靶板消耗能量A₂ 為1624 J/mm，因此A₁ 比A₂ 小18%。

根據(jù)Walker[19] 的研究可知，穿甲彈以1 500 m/s 的速度侵徹靶板時(shí)，靶板塑性變形所消耗的能量約占彈體總動(dòng)能的71%。因此，根據(jù)能量守恒，單從靶板耗能角度分析，WF/Zr-MG 彈體的侵徹深度將比93W 合金彈體大12.78%。而在試驗(yàn)中，WF/Zr-MG 彈芯侵徹產(chǎn)生的彈坑趨于筆直，其等效擴(kuò)孔直徑可達(dá)16.7 mm，93W 合金彈芯的彈坑等效擴(kuò)孔直徑達(dá)18.4 mm。從宏觀侵徹結(jié)果數(shù)據(jù)分析，93W 合金的擴(kuò)孔直徑將比WF/Zr-MG 的大10.18%。

2.2.2 微觀特征分析

如圖4（a） 所示，緊鄰彈坑周邊分別間隔25 mm 取A、B 與C 這3 處分析位置，在分析位置處取8 mm×5 mm×1 mm 的分析樣片。圖5 為WF/Zr-MG 侵徹后彈坑A、B、C 位置樣片的微觀組織形貌。其中A 點(diǎn)區(qū)域組織出現(xiàn)細(xì)晶層與形變層，細(xì)晶層區(qū)域沿侵徹方向晶粒拉長至破碎，利用SEM 對于細(xì)晶層區(qū)域進(jìn)行進(jìn)一步分析，得出細(xì)晶層晶粒等效縱向長度L 與等效橫向?qū)挾菵 分別為77 和17 μm，其中，長徑比（L/D）為4.5。因此彈靶交界面在WF/Zr-MG 彈芯侵徹過程中產(chǎn)生了較大的變形。緊鄰細(xì)晶層的形變層，B 點(diǎn)與C 點(diǎn)區(qū)域的形變層晶粒形變大小依據(jù)彈坑距離而不同，距離彈坑越遠(yuǎn)，晶粒形變越小，直至C 點(diǎn)區(qū)域晶粒大小趨于正常基體組織。

同樣地，緊鄰93W 合金侵徹彈坑周邊分別間隔25 mm 取D、E 與F 這3 處分析位置，如圖4（b） 所示，在分析位置處取8 mm×5 mm×1 mm 的分析樣片。圖6 則為93W 合金侵徹后彈坑D、E、F 位置樣片的微觀組織形貌。D 點(diǎn)區(qū)域組織同樣出現(xiàn)細(xì)晶層與形變層，其中細(xì)晶層區(qū)域沿侵徹方向各晶粒方向趨于一致，產(chǎn)生較為明顯的形變織構(gòu)，變形量越大，擇優(yōu)取向越強(qiáng)，表現(xiàn)出形變織構(gòu)越強(qiáng)，彈坑附近靶板晶粒被拉長甚至斷裂形成一定的流線形。在D 點(diǎn)附近組織生成細(xì)晶層，利用SEM 對于細(xì)晶層區(qū)域進(jìn)行進(jìn)一步分析，得出細(xì)晶層晶粒等效縱向長度與等效橫向?qū)挾确謩e為102 和14 μm，長徑比為7.3。而緊鄰細(xì)晶層的形變層，D 點(diǎn)與E 點(diǎn)區(qū)域的形變層晶粒形變大小同樣依據(jù)彈坑距離而不同，距離彈坑越遠(yuǎn)，晶粒形變越小，直至F 點(diǎn)區(qū)域晶粒大小趨于正?；w組織。

通過計(jì)算靶板不同位置區(qū)域晶粒長徑比，繪制晶粒長徑比隨位置變化對比圖，如圖7 所示。靶板經(jīng)高速侵徹后，原本細(xì)晶層的等軸晶粒在彈芯侵徹?cái)D壓下沿金屬流動(dòng)方向變形，隨著變形量的增大，晶粒拉長程度提高。對比兩種不同彈芯侵徹后彈坑附近A 與D 點(diǎn)微觀組織，其晶粒都呈現(xiàn)不同程度的縱向拉伸。其中WF/Zr-MG 彈芯在侵徹中細(xì)晶層內(nèi)的大部分晶粒變形更小，晶粒平均長徑比約為4.5，隨著距彈坑位置的距離增加， 靶板晶粒長徑比緩慢減??； 而93W 合金彈芯侵徹后的細(xì)晶層大部分晶粒縱向拉伸效果更加明顯，細(xì)晶層晶粒平均長徑比約為7.3，靶板晶粒長徑比在距彈坑5 mm 內(nèi)快速下降，但總體上其長徑比更高。說明在侵徹過程中，93W 合金彈芯對靶板的擠壓程度更大，因此彈坑周邊靶板晶粒變形更大。

研究結(jié)果表明，93W 合金彈芯在侵徹過程中會(huì)產(chǎn)生蘑菇頭現(xiàn)象。從靶板晶粒的變形情況可以發(fā)現(xiàn)，93W 合金彈芯侵徹過程中的蘑菇頭對靶板彈坑周圍造成更大的擠壓變形，微觀層面表現(xiàn)為彈坑周圍靶板晶粒變形程度大，晶粒縱向拉伸程度明顯。這與前文兩種彈芯侵徹靶板的擴(kuò)孔直徑相互印證。試驗(yàn)中由于WF/Zr-MG 彈芯穿透靶板，彈芯未回收成功。由參考文獻(xiàn)[18] 可知，在侵徹過程中彈芯的破壞模式為鎢絲的屈曲回流，如圖8（a） 所示。在彈芯侵徹的初始階段與93W 彈芯發(fā)生類似的鐓粗變形，與之區(qū)別的是，彈芯內(nèi)置鎢絲隨后彎曲為掃帚狀，如圖8（b）所示；彈芯高速穿透靶板時(shí)，由于熱軟化效應(yīng)占據(jù)主導(dǎo)地位，大大降低彈芯基體組織對鎢絲的約束能力，因此隨著侵徹深度的增加，彈芯表現(xiàn)出鎢絲的動(dòng)態(tài)屈曲、斷裂與回流現(xiàn)象，彈芯頭部不斷被磨尖，使得其對于靶板彈坑周圍造成的擠壓變形相較于93W 更小，在侵徹45 鋼的過程中造成彈坑細(xì)晶層靶板晶粒變形程度更小。

為分析侵徹過后靶板的微觀組織相變，取圖4 中A、D 點(diǎn)樣片與原始樣片對于93W 合金侵徹后狀態(tài)、WF/Zr-MG 復(fù)合材料侵徹后狀態(tài)以及靶板原始狀態(tài)進(jìn)行XRD 衍射圖譜分析，結(jié)果如圖9 所示。XRD 衍射圖譜結(jié)果表明，在侵徹前后原始45 鋼靶板組織、WF/Zr-MG 彈芯侵徹后的45 鋼靶板組織和93W 合金彈芯侵徹后的45 鋼靶板組織峰值位置相同，因此兩種材料彈芯在侵徹靶板過程中，彈坑周圍晶粒并未發(fā)生相變。

金相結(jié)果表明靶板彈坑晶粒在微觀上表現(xiàn)出晶粒細(xì)化及細(xì)晶強(qiáng)化的現(xiàn)象，以此吸收高速飛行的彈芯侵徹靶板時(shí)的部分能量。93W 合金彈芯產(chǎn)生的彈坑變形層的晶粒拉長程度更高，這是由于93W 合金在侵徹中產(chǎn)生蘑菇頭，使其對靶板擠壓變形更大，靶板協(xié)調(diào)變形的能量更多，因此彈坑細(xì)晶層晶粒拉長效果也更加顯著；而WF/Zr-MG 彈芯在侵徹過程中由于其自身的斷裂特性不同于93W 合金彈芯，使其對靶板擠壓變形更小，靶板協(xié)調(diào)變形的能量更少，晶粒拉長效果相對較弱，同時(shí)其彈體損失能量更低，因此其侵徹深度更深，這與宏觀分析中兩種彈芯材料的穿深相互印證。

2.2.3 硬度分析

侵徹過后彈坑的硬度主要由于侵徹過程中彈芯對靶板的高溫高壓造成，而侵徹過程中的高溫高壓來源于彈芯的侵徹動(dòng)能，侵徹過后彈坑周邊靶板的硬度可以反映侵徹過程中靶板中的能量耗散機(jī)制，因此對彈坑周邊靶板的硬度進(jìn)行分析可以間接分析彈芯的侵徹過程。由于彈芯速度約為1 550 m/s，侵徹過程中彈靶以半流體的狀態(tài)相互作用，且在侵徹結(jié)束后，靶板冷卻階段的溫度變化對于靶板周圍硬度峰值的影響較小，冷卻后靶板的硬度參數(shù)仍然具有相當(dāng)?shù)膮⒖純r(jià)值[20]，因此為進(jìn)一步研究WF/Zr-MG 和93W 合金彈芯侵徹后彈坑附近靶板變化情況，對侵徹后的靶板進(jìn)行硬度分析。

將靶板切塊，利用顯微維氏硬度計(jì)對靶板不同測試點(diǎn)進(jìn)行硬度測試，將所得原始數(shù)據(jù)繪制出云圖，如圖10 所示。侵徹后距離彈坑越近，靶板的硬度越高，但是WF/Zr-MG 和93W 合金彈芯侵徹過后彈坑附近靶板硬度變化不同。圖10（a） 為WF/Zr-MG 侵徹后彈坑附近靶板的硬度，維氏硬度HV 的峰值為249，較原始層（維氏硬度HV 為185）提高了約34%，高硬度層（高于原始硬度層區(qū)域）寬度平均約為10.2 mm；圖10（b） 為93W 合金彈芯侵徹后彈坑附近靶板的硬度，細(xì)晶層維氏硬度HV 的峰值達(dá)到287，較原始層提高了55%，高硬度層平均寬度約為8.9 mm。

侵徹過程中，彈坑產(chǎn)生硬度變化的主要原因是彈體對靶板的擠壓變形造成的加工硬化與彈坑局部溫升產(chǎn)生的硬化。由于靶板吸收彈芯侵徹時(shí)的能量產(chǎn)生塑性變形，因此在微觀上導(dǎo)致晶粒細(xì)化，位錯(cuò)密度增大。由于晶界是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，根據(jù)Hall-Petch 公式[21]，靶板彈坑周圍晶粒組織細(xì)化后，晶界相對面積增加，因而位錯(cuò)障礙變多，導(dǎo)致材料屈服強(qiáng)度上升，彈坑周圍硬度提高。在侵徹過程中，靶板吸收彈芯損失的部分能量轉(zhuǎn)化為熱量，導(dǎo)致侵徹瞬間產(chǎn)生局部溫升。隨著侵徹結(jié)束，靶板空冷至室溫，彈坑表層組織產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，在冷卻的同時(shí)，彈坑周圍發(fā)生硬化。因此靶板硬度從彈坑邊緣向基體內(nèi)部衰減。

結(jié)合金相結(jié)果、45 鋼應(yīng)變率效應(yīng)和溫度效應(yīng)[22-23]，繪制93W 彈芯侵徹靶板后距彈坑2 mm 范圍鋼板溫升曲線，如圖11 所示，其中WF/Zr-MG 侵徹靶板溫升曲線為示意圖。

WF/Zr-MG 彈芯高硬度層區(qū)域較93W 合金彈芯更寬的原因是前者在高速侵徹過程中，彈芯基體發(fā)生了燃燒[17]，這一點(diǎn)由圖4（a） 彈坑上出現(xiàn)的細(xì)小溝槽可以很好地證實(shí)。Zr 基非晶合金基體自侵徹開始直至侵徹結(jié)束之后一段時(shí)間會(huì)持續(xù)燃燒[24]，對彈坑周圍溫度影響區(qū)域大，如圖11 所示。靶板溫升曲線在距彈坑一定距離之后，靶板溫度相對較高。在侵徹結(jié)束后，靶板硬度在冷卻過程中會(huì)有小幅的提升[25]。而93W 合金彈芯在侵徹開始時(shí)溫度瞬間升高，高溫持續(xù)時(shí)間極短，隨后彈靶立刻進(jìn)入冷卻階段，冷卻速率相對較快，因此對彈坑側(cè)壁硬度的影響區(qū)域較小。

而WF/Zr-MG 彈芯侵徹過后靶板內(nèi)硬度峰值提升低于93W 合金彈芯，主要是由于WF/Zr-MG 材料彈芯在侵徹過程中由于發(fā)生屈曲回流，而93W 合金彈芯在侵徹過程中產(chǎn)生蘑菇頭。在微觀分析中，93W 合金彈芯侵徹后的細(xì)晶層大部分晶粒縱向拉伸效果更加明顯，細(xì)晶層晶粒平均長徑比約為7.3，而WF/Zr-MG 彈芯在侵徹中細(xì)晶層內(nèi)晶粒平均長徑比約為4.5；前者的靶板周圍晶粒平均直徑相對較大，晶粒平均拉長程度低，其屈服強(qiáng)度提升較??；對于彈坑周圍硬度峰值提升程度較低，而WF/Zr-MG 彈芯侵徹過后靶板硬度峰值提升低，因此其靶板單位長度的能量損耗小，彈芯的侵徹深度更深，硬度分析結(jié)論與微觀分析相互印證。

3 結(jié)論

通過研究WF/Zr-MG 與93W 合金侵徹靶板的損傷特征，可以得出如下結(jié)論。

（1） WF/Zr-MG 彈芯在侵徹過程中鎢絲發(fā)生屈曲回流，使彈芯對靶板擠壓變形更小，靶板協(xié)調(diào)變形的能量更少，晶粒拉長效果相對較弱；而93W 合金彈芯產(chǎn)生的彈坑細(xì)晶層的晶粒拉長程度更高，這是由于93W 合金在侵徹中產(chǎn)生蘑菇頭，使其對靶板擠壓變形更大，靶板協(xié)調(diào)變形的能量更多，彈坑細(xì)晶層晶粒拉長效果更加顯著，其對應(yīng)屈服強(qiáng)度提高，增強(qiáng)了靶板的抗侵徹能力。

（2） WF/Zr-MG 彈坑周圍靶板晶粒拉長程度低，導(dǎo)致彈坑側(cè)壁硬度峰值更低；而93W 合金彈坑周圍靶板晶粒拉長程度高，因此彈坑側(cè)壁硬度峰值更高，單位長度靶板損耗能量大幅提高，彈芯侵徹深度降低。除此之外，WF/Zr-MG 彈芯侵徹瞬間Zr 基非晶合金燃燒持續(xù)放熱，其溫度影響區(qū)域更廣，在冷卻過程中導(dǎo)致前者高硬度層區(qū)域更寬。

（責(zé)任編輯 王易難）