PEŁNY TEKST/FULL TEXT

Adam Jackowski, Robert Paszkowski, Katarzyna Sarzyńska, Marcin Sarzyński
Siła przepychania przez przewód lufy
modelowych pocisków wykonanych
ze spieków Cu-BNα
Wprowadzenie
Przedstawiona w pracach [1÷5] koncepcja wykorzystania kompozytów metalicznych znalazła zastosowanie w istniejących rozwiązaniach konstrukcyjnych i technologicznych amunicji strzeleckiej.
Początkowo podstawowym założeniem koncepcji technologicznej
i materiałowej był warunek opracowania nowych pocisków zastępujących istniejące, bez konieczności zmian konstrukcyjnych broni.
To założenie wymuszało opracowanie materiału zastępczego o zbliżonej do ołowiu gęstości. Ten warunek był możliwy do spełnienia dzięki zastosowaniu odpowiednich materiałów wyjściowych,
a przede wszystkim wolframu lub bizmutu. Jako spoiwo materiału
najczęściej stosowano metale, takie jak: cynę, cynk lub miedź [6].
Pociski wytwarzano najczęściej metodami metalurgii proszków [7].
W miarę wzrostu zainteresowania pociskami bezołowiowymi
rozszerzyła się oferta producentów, wprowadzono do produkcji
inne odmiany pocisków, np.: ćwiczebne, fragmentujące itp. niewymagające materiałów o gęstości zbliżonej do ołowiu [8, 9]. Stosowano w nich kompozyty polimerowo-metaliczne z fazą dyspersyjną w postaci wolframu, a także metaliczne kompozyty o różnej
osnowie, np.: miedź, cynę i cynk [10÷15].
Zastosowanie w konstrukcji pocisków różnych kompozytów zawierających wolfram może być przyczyną zwiększenia zużywania
się przewodu lufy. W dostępnych źródłach literaturowych brak jest
informacji obejmującej ten problem. Jedynie producent amunicji,
firma Extreme Shock, zamieściła informację o zastosowaniu w materiale na pociski dodatkowego składnika nazwanego nytrillium.
Rola tego składnika nie jest znana.
Mając na uwadze mechanizm zużywania przewodu lufy, można
stwierdzić, że decydującą rolę ma termiczne i erozyjne oddziaływanie gazowych produktów spalania prochu na powierzchnię wewnętrzną lufy. Wyniki badań balistycznych oraz analizy teoretyczne
[17÷18] potwierdzają to [19÷23], wskazując na miejsce, gdzie ten
efekt występuje najbardziej intensywnie, tzn. strefę stożka przejściowego pomiędzy komorą nabojową a przewodem lufy. Efekt
erozyjnego zużywania się lufy jest wynikiem przepływu gorących
gazów przez szczeliny pomiędzy pociskiem a powierzchnią lufy,
trwającym od momentu oddzielenia się pocisku od naboju aż do
chwili uszczelnienia się go w lufie, podczas jego ruchu wzdłuż stożka przejściowego [21, 24].
Opory ruchu pocisku w tej strefie są wynikiem plastycznego odkształcenia materiału pocisku oraz siły tarcia, a ich wartość zależy
między innymi od właściwości zastosowanego na pocisk materiału.
Wpływają one bezpośrednio na wartość ciśnienia gazów prochowych działających na dno pocisku oraz parametry przepływu tych
gazów przez nieszczelności. Biorąc to pod uwagę, można zauważyć, że zmniejszenie oporów uszczelniania pocisku podczas jego
ruchu wzdłuż stożka przejściowego spowoduje obniżenie ciśnienia
forsowania. Konsekwencją może być zmniejszenie intensywności
erozyjnego oddziaływania gazów.
Dr hab. inż. Adam Jackowski, mjr dr inż. Robert Paszkowski, mgr inż. Katarzyna Sarzyńska ([email protected]), mgr inż. Marcin Sarzyński – Zakład
Wspomagania, Projektowania, Wytwarzania i Eksploatacji, Wydział Mechatroniki
i Lotnictwa, Wojskowa Akademia Techniczna, Warszawa
NR 4/2014 W pracy założono dwustopniowy mechanizm odkształcania materiałów porowatych [24] oraz zmniejszenie współczynnika tarcia
za pomocą wprowadzonego do struktury materiału pocisku azotku
boru [26].
Celem badań było określenie wpływu zawartości azotku boru
(BNα) w kompozytach o osnowie miedzianej (Cu) na wartość siły
przepychania modelowych pocisków przez przewód lufy pomiarowej kalibru 9 mm. Zakres badań dotyczył spiekanych kompozytów
o różnej zawartości BNα.
METODYKA BADAŃ
Realizując pracę zastosowano następujące materiały wyjściowe:
–– proszek miedzi gatunku ECu1/0,040; rozkład granulometryczny: D10 = 2,8 µm, D50 = 11 µm, D90 = 19,5 µm,
–– proszek grafitopodobnego azotku boru BNα; rozkład granulometryczny: D10 = 1,85 µm, D50 = 5,13 µm, D90 = 13,9 µm.
W badaniach zastosowano pociski modelowe (MP) o kształcie
części przedniej oraz średnicy części cylindrycznej odpowiadających wymiarom pocisków do nabojów 9×19 mm Parabellum.
Przyjęto, że długość całkowita pocisku może nie spełniać wymagań konstrukcyjnych (z powodu pomijalnego wpływu na wartość
maksymalnej siły przepychania). W badaniach zastosowano nową
wersję pocisków o budowie bezpłaszczowej. Kształt i wymiary pocisków modelowych przedstawiono na rysunku 1.
W badaniach zastosowano dwuskładnikowe mieszanki proszkowe Cu i BNα o różnych udziałach masowych BNα: 0,5%, 1%, 1,5%
i 3%. Sposób przygotowania mieszanki proszkowej był następujący:
1. mieszanie wstępne w planetarnym młynku kulowym w obecności kul stalowych o średnicy 8 mm; prędkość orbitalna moździerzy wynosiła 200 obr/min, a czas mieszania 60 min,
2. mieszanie homogenizujące w planetarnym mieszalniku łopatkowym w układzie pionowym; prędkość orbitalna moździerza
wynosiła 100 obr/min. Do proszku Cu po mieszaniu wstępnym
dodawano proszek BNα. Mieszanka była homogenizowana przez
30 min.
Rys. 1. Kształt i wymiary pocisku modelowego
Fig. 1. The shape and dimensions of the model bullet
INŻYNIERIA MATERIAŁOWA
321
Wypraski modelowych pocisków formowano z wykorzystaniem
metalowej matrycy, której powierzchnię kształtującą zaprojektowano zgodnie z wymaganiami konstrukcyjnymi pocisku modelowego.
Schemat prasownika laboratoryjnego przedstawiono na rysunku 2.
Prasownik składa z matrycy (3), w której przestrzeń robocza ma
kształt odpowiadający zewnętrznemu zarysowi pocisku modelowego przedłużony o cylindryczną komorę zasypową. W gnieździe
obsady matrycy (2) umieszczono nieruchomy stempel dolny (1).
Stempel górny (4) tworzy z częścią cylindryczną komory zasypowej połączenie suwliwe. Po wprowadzeniu do części cylindrycznej
matrycy jego ruch osiowy umożliwia zagęszczanie proszku zasypanego do gniazda matrycy.
Mieszankę proszkową prasowano w formie, stosując we wszystkich wariantach badawczych ciśnienie prasowania 300 MPa. Do
badań przyjęto, że niezależnie od zawartości BNα w mieszance naważka proszku miała masę równą 6,9±0,1 g.
Zastosowano dwustopniowy proces spiekania:
–– spiekanie wstępne w temperaturze 600°C przez 60 min,
–– spiekanie końcowe w temperaturze 900°C przez 60 min.
Pociski po spiekaniu poddano doprasowaniu w celu uzyskania
jednakowych wymiarów dla wszystkich pocisków: średnicy 9,03(0,04) mm oraz długości 16,1 mm.
Po zakończeniu pełnego cyklu wytwarzania pocisków modelowych wyznaczono ich gęstość oraz określono długość pocisków.
Wyniki zestawiono w tabeli 1.
Do realizacji próby przepychania pocisków zastosowano stanowisko badawcze przedstawione na rysunku 3. Głównymi elementami stanowiska są: zespół lufy pomiarowej, czujniki siły i przemieszczenia oraz interfejs pomiarowy. Układ pomiarowy chwilowej
wartości siły przepychania oraz położenia pocisku w przewodzie
lufy składa się z dwukanałowego interfejsu pomiarowego, do którego są przyłączone czujniki siły i przemieszczenia.
Do pomiaru przemieszczenia modelowych pocisków w lufie
użyto indukcyjnego czujnika pomiarowego o zakresie pomiarowym
100 mm i dokładności pomiaru przemieszczenia równej ±0,01 mm.
Do pomiaru wartości siły przepychania wykorzystano czujnik tensometryczny o zakresie pomiarowym 2 kN. Błąd pomiarowy czujnika nie przekracza 0,1%.
W badaniach przepychania wykorzystano maszynę wytrzymałościową EDZ 20. Próby przepychania pocisków przez lufę pomiarową o długości 100 mm prowadzono w następujących warunkach:
–– prędkość przepychania wynosiła 1 mm/s,
–– odczyt siły i przemieszczenia miał charakter dyskretny, był wykonywany co 2 s.
Rys. 2. Schemat budowy prasownika do wykonywania wyprasek modelowych pocisków 9×19 mm Parabellum: 1 – stempel dolny, 2 – obsada matrycy, 3 – matryca, 4 – stempel górny, 5 – pierścień dystansowy
Fig. 2. Scheme of the metal die for the forming model bullets type
9×19 mm Parabellum: 1 – lower stamp, 2 – die cast, 3 – metal die, 4 – upper stamp, 5 – spacer
Tabela 1. Skład chemiczny, gęstość teoretyczna oraz rzeczywista badanych spieków
Table 1. The chemical composition, theoretical and real density of tested
sinters
Mieszanka
Gęstość
teoretyczna
g/cm3
Gęstość
rzeczywista
g/cm3
1
Cu
8,92
8,39
5,96
2
Cu-0,5 BNα
8,89
6,69
24,79
3
Cu-1,0 BNα
8,79
6,34
27,92
4
Cu-1,5 BNα
8,75
6,18
29,36
5
Cu-3,0 BNα
8,56
5,90
31,10
Lp.
Porowatość
%
Wyniki badań
Widok MP oraz standardowego pocisku do naboju 9×19 mm Parabellum po próbie przepychania przedstawiono na rysunku 4.
Przebiegi zmian wartości siły przepychania podczas przepychania
modelowych pocisków przez przewód lufy w pomiarowej przedstawiono na rysunku 5.
Przedstawione wyniki prób w postaci wykresów zmiany siły
przepychania w funkcji przemieszczenia pocisku wzdłuż przewodu lufy są jakościowo podobne. Na wszystkich wykresach można
wyróżnić dwa charakterystyczne obszary zmian wartości siły przepychania:
–– pierwszy etap zmian obejmuje obszar stożka przejściowego stanowiącego przedłużenie komory nabojowej. W tej strefie następuje uszczelnienie przestrzeni za pociskiem na skutek jego odkształcenia sprężysto-plastycznego zachodzącego w cylindrycznej części wiodącej pocisku oraz kształtowanie bruzd zapewniających ruch obrotowy pocisku. Siła forsowania stożka przejściowego lufy ma charakter rosnący, osiągając swe maksimum
w końcowej fazie ruchu pocisku wzdłuż stożka. Jest to widoczne
na wykresach. Maksimum siły forsowania jest osiągane na drodze pocisku równej ok. 15 mm. Odpowiada to w przybliżeniu
sumie długości części wiodącej pocisku oraz stożka wiodącego
322 Rys. 3. Przygotowane do pracy stanowisko do prób przepychania modelowych pocisków przez lufę pomiarową
Fig. 3. Stand for the tests of the bullets
INŻYNIERIA MATERIAŁOWA
ROK XXXV
Rys. 4. Przykładowe pociski po próbach przepychania: a) standardowy pocisk do naboju 9×19 mm Parabellum; pociski modelowe, b) Cu0,5% BNα, c) Cu-1% BNα, d) Cu-1,5% BNα, e) Cu-3% BNα
Fig. 4. Exemplary bullets after the tests of pushing forces: a) standard bullet 9×19 mm Parabellum type; model bullets, b) Cu-0.5% BNα,
c) Cu-1% BNα, d) Cu-1.5% BNα, e) Cu-3% BNα
powiększonej o długość wkładki ustalającej wstępnie położenie pocisku w komorze nabojowej. Po przejściu całego pocisku
przez stożek przejściowy siła przepychania ulega zmniejszeniu
i osiąga wartość minimalną w całej próbie;
–– drugi etap ruchu pocisku charakteryzuje się ponownym wzrostem siły przepychania. Na tym etapie badań trudno sformułować
przyczyny tego zjawiska. Można przypuszczać, że obserwowany
wzrost siły jest powodowany oporami ruchu obrotowego pocisku,
tarciem występującym na powierzchniach bocznych bruzd na pocisku i pól gwintu lufy lub innymi zjawiskami tribologicznymi.
Na podstawie wykresu można także stwierdzić, że dodatek azotku boru do spieków Cu-BNα ma korzystny wpływ na wartość siły
przepychania. Większy udział BNα znacząco obniża wartość siły
przepychania. Zawartość w spiekach grafitopodobnego azotku boru
wpływa na zmniejszenie współczynnika tarcia, a w konsekwencji
obniżenie oporów ruchu pocisku w lufie.
Uzyskane wyniki badań modelowych pocisków kompozytowych porównano z wynikami przepychania przez lufę pomiarową
standardowych pocisków 9×19 mm Parabellum. W tabeli 2 zestawiono wartości maksymalnej siły przepychania określone dla badanych pocisków.
Można zauważyć, że siła maksymalna przepychania pocisków
standardowych ma wartość 4850 N i jest większa od wartości uzyskanych dla wszystkich wariantów pocisków kompozytowych, odpowiednio: 3000 N i 2000 N dla kompozytów o zawartości 0,5 %
i 3% BNα.
Na rysunku 6 przedstawiono zależność względnej zmiany wartości maksymalnej siły przepychania pocisków (w odniesieniu do
pocisków bez dodatku BNα) od zawartości BNα w powiązaniu z porowatością spieków p.
Odkształcenie spieków pod działaniem sił zewnętrznych przebiega w dwóch fazach. W pierwszej następuje stopniowe lokalne zamykanie porów w wyniku odkształcenia otaczających je
warstw plastycznej metalicznej fazy wiążącej [25÷27]. Proces
zamykania porów sprzyja powstawaniu dużych odkształceń przy
małej wartości obciążeń zewnętrznych. Jednocześnie, biorąc pod
uwagę mechanikę odkształcenia materiałów spiekanych zawierających w swojej strukturze pory, należy stwierdzić, że przebieg
odkształcenia kompozytów ma złożony charakter i zależy od porowatości spieków oraz udziału BNα. Uzyskane wyniki badań mogą
posłużyć jedynie do jakościowej oceny zjawiska.
Tabela 2. Wartość maksymalnej siły przepychania badanych pocisków
Table 2. Maximum pushing force for the tested bullets
7000
Fmax
Standard 9×19 mm
4850
Cu
3650
Cu-0,5% BNα
3030
Cu-1,0% BNα
2520
Cu-1,5% BNα
2250
Cu-3,0% BNα
1900
5
Cu 300
Cu-0,5BN 300
Cu-1,0BN 300
Cu-1,5BN 300
Cu-3,0BN 300
60
70
1
2
6000
Siła przepychania, N
Skład
3
4
5000
1
4000
3000
2
2000
3
4
5
1000
0
0
10
20
30
40
50
80
90
100
Przemieszczenie, mm
Rys. 5. Przebieg zmian wartości siły przepychania przez przewód lufy pocisków wykonanych z kompozytów Cu-BNα
Fig. 5. Exemplary changes of pushing force for the studied variants of the material
NR 4/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA
323
Wartość względna maksymalnej siły
forsowania
1
0,9
p = 5,9 %
0,8
p = 24,8 %
0,7
p = 27,9 %
p = 29,4 %
0,6
p = 31,1 %
0,5
0,4
0,3
0,0
0,5
1,0
1,5
2,0
2,5
3,0
Udział masowy BN,%
Rys. 6. Zależność względnej zmiany wartości maksymalnej siły przepychania pocisków (w odniesieniu do pocisków bez dodatku BNα) od zawartości BNα w powiązaniu z porowatością spieków p
Fig. 6. The relationship between the relative value of pushing forces and content of BNα for investigated sinters for their different porosity
Wnioski
1. Wprowadzenie do kompozytu cząstek BNα wpływa na wartość
maksymalnej siły przepychania. Zwiększenie udziału masowego
BNα wpływa jakościowo na zmniejszenie oporów przemieszczania się pocisku modelowego przez przewód lufy pomiarowej.
2. Udział masowy fazy dyspersyjnej w osnowie kompozytów
wpływa na ich porowatość. Zwiększenie zawartości BNα powoduje wzrost porowatości. Można to zauważyć, porównując porowatość spieków z czystej miedzi z kompozytami o zawartości
BNα powyżej 0,5%. Może to mieć dodatkowy wpływ na zmniejszenie siły przepychania pocisku modelowego.
3. Ocena ilościowa połączonego wpływu zawartości BNα i porowatości badanych kompozytów na opory przepychania pocisku
modelowego wymaga dalszych badań.
Podziękowanie
Praca była realizowana w ramach projektu badawczego rozwojowego nr PBR 15-104/2009 finansowanego przez NCBiR.
Literatura
[1] Durkee R. R., Douglas D. W.: Development of lead-free 5.56 mm ammunition using a tungsten/nylon composite material. Tungsten, Hard Metals,
and Refractory Alloys 5, Metal Powder Industries Federation, Princeton
(2000) 9÷12.
[2] Middleton J. R.: Elimination of toxic/hazardous materials from small caliber ammunition. Tungsten, Hard Metals, and Refractory Alloys 5, Metal
Powder Industries Federation, Princeton (2000) 3÷8.
[3] Marby M. R.: Lead-free 5.56 mm ammunition. Joint Services Small Arms
Symposium, Session VII – Ammunition and the Environment, August
(2000).
[4] Vaughn N., Lowden R.: Powder metallurgy replacements for lead in small
caliber bullets. NDIA 1998 Small Arms Systems Section, Annual Conference, Culumbus, Georgia (1998) www.dtic mil.
[5] Lowden R.: U.S. Military “Green Bullet”. www.firearmsid.com.
[6] Magness L. S., Kapoor D.: Tungsten composite materials with alternative
matrices for ballistic applications. Tungsten, Hard Metals, and Refractory
alloys 5, Metal Powder Industries Federation, Princeton (2000) 15÷23.
[7] Lowden R. et al.: Non-lead environmentally safe projectiles and method of
making same, United States Patent No. 5, 760, 331.
324 [8] Jones J. L.: Frangible and non-toxic ammunition. www.policeandsecuritynews).
[9] Kelly R.: Advantages in lead-free frangible bullets for training ammunition. Joint Services Small Arms Symposium, Session VII – Ammunition,
August (2001).
[10] Product Data Sheet&General Processing Conditions. RTP Company
Imagineering Plastics, USA.
[11] Dębski A., Janiszewski J., Paszkowski R.: Pociski kompozytowe do
ćwiczebnej amunicji strzeleckiej. Kompozyty 2 (2009) 192÷196.
[12] Janiszewski J., Rutyna K., Surma Z., Furmanek W.: Badania pocisków
fragmentujących. Biuletyn WAT vol. LVI 1 (646) (2007) 9÷28.
[13] Janiszewski J., Rutyna K.: Impact behaviour of Cu-Sn frangible bullets. 8th
Symposium on Weapon Systems, Czechy, Brno (2007).
[14] Patent US 2003/0164063A1: Tungsten/powdered metal/polymer high
density nontoxic composites.
[15] Patent US 2003/0027005A1, Composite material containing tungsten.
06.02.2003.
[16] Lawton B.: Thermochemical erosion in gun barrels. Wear 251 (2001)
827÷838.
[17] Chunga D. Y., Shin N., Myoungho Oh, Sam-Hyeon Yoo, Seok-Hyun
Nam: Case study. Prediction of erosion from heat transfer measurements
of 40 mm gun tubes. Wear 263 (2007) 246÷250.
[18] Lazovik I. N., Ashurkov A. A.: Powder gas diffusion into the surface layer
of the aviation quick-firing gun barrel. Russian Aeronautics 50 (2) (2007)
210÷214.
[19] Cote P. J., Todaro M. E., Kendall G., Witherell M.: Gun bore erosion
mechanisms revisited with laser pulse heating. Surface and Coatings Technology 163-164 (2003) 478÷483.
[20] Sopoka S., Rickard C., Dunn S.: Thermal-chemical-mechanical gun bore
erosion of an advanced artillery system – part one: Theories and mechanism. Wear 258 (2005) 659÷670.
[21] Sopoka S., Rickard C., Dunn S.: Thermal–chemical–mechanical gun bore
erosion of an advanced artillery system part two: modeling and predictions, Wear 258, (2005), 671–683
[22] Zelenko V. K., Drozdov Yu. N., Korolev V. M.: Bore wear caused by firing
steel monoblock bullets. Journal of Machinery Manufacture and Reliability 40 (1) (2011) 51÷54.
[23] Cote P. J., Rickard C.: Gas-metal reaction products in the erosion of chromium-plated gun bores. Wear 241 (2000) 17÷25.
[24] Wlodarczyk E., Moszczynski A., Jackowski A.: Investigation of barrel
bore wearing mechanism. JTAM 3 (33) (1995) 539÷549.
[25] German R. M.: Powder metallurgy science. Metal Powder Federation,
USA (1994).
[26] Wang B., Zang E.: On the compressive behaviour of sintered porous coppers with low-to-medium porosites – Part II: Preparation and microstructure. I. J. Mec. Sci. 50 (2008) 550÷558.
INŻYNIERIA MATERIAŁOWA
ROK XXXV