2.4.1.1 宏观观察
由2.2.3.3节中的试验结果分析可见，500～2 500 m/s着靶速度范围内，随着靶速度提高，破片轴向压缩塑性变形不断增大的同时，沿径向发生膨胀，但其因受到孔壁强约束作用，破片侵彻中后期横向运动终止，轴向运动继续，并呈现出中轴运动速度快，周边运动速度慢的特征，这也决定了破片侵彻后的最终形貌，如图2.24所示。
图2.24 嵌入靶孔内破损破片的特征
（a）φ7.0 mm（93W）破片（着靶速度：1 531 m/s）；（b）φ7.5 mm（95W）破片（着靶速度：1 815 m/s）
由图2.24可见，破片在靶体阻力作用下发生塑性变形或出现宏观裂纹，不同材料破片的破坏形貌特征不尽相同，但在靶孔内破片仍保持为一个完整体。在破片贯穿靶板瞬间，拉伸卸载波传入破片，失去靶孔约束的破片瞬间破碎成若干块，与空气动力耦合散开飞出，如图2.25所示。
图2.25 （φ7.5 mm）破片贯穿（10 mm）Q235A板后的破碎块（着速：1 776 m/s）
2.4.1.2 微观表面观察
借助扫描电镜（SEM）对贯穿靶体的残存弹体进行微观观察是穿甲效应研究中常用的方法与手段。午新民［25］（1999）针对以500～1 300 m/s着靶速度侵彻靶体后的残存破片进行了SEM观察后，得出93W合金在动态剪切和挤压条件下的破坏（工程）应变为150%～200%，且为韧性断裂，初始状态存在缺陷处易于发生解理型脆性断裂；黄晨光［127］（2003）综述了钨合金的冲击动力学性质及细微观结构的影响；杨超［128］（2003）通过试验发现93W钨合金模拟穿甲弹以1 400 m/s的速度侵彻经200℃回火处理的603钢靶后，弹体内部分区域的黏结相和钨颗粒发生了熔化；王迎春［129］（2006）基于Hopkinson压杆对钨合金动态剪切试验发现，随着钨含量的增加，其动态剪切强度增加，断裂应变降低，应变率极大时，钨合金断口为钨颗粒的劈裂和黏结相的撕裂。
1.破片初态表面观察
常用钨合金均由尺寸大小不等、形状基本规则的钨颗粒和镍铁等黏结相构成，黏结相包围着钨颗粒，在合金中起着黏结钨颗粒、阻止裂纹扩展、提高合金韧性及在承载情况下调整合金应力分布等作用［130］。本书所用95W材料中黏结相含量低于93W 26.5%，合金韧性理论上应低于93W。图2.26中给出了两种破片表面初始状态的SEM观察。由图2.26可见，未有任何加载下，95W较93W存在大量微孔洞缺陷。
图2.26 93W和95W破片初始状态表面的SEM观察
（a）93W材料破片；（b）95W材料破片
2.侵彻靶体后的残存破片表面观察
丛美华［131］（2002）、李金泉［132］（2005）等对1 200 m/s着靶速度穿甲后回收的穿甲弹弹体撞击面进行了SEM观察，在弹体头部发现了熔化现象，并认为弹体的熔化、变形和断裂是其质量损耗的主要原因。
图2.13（c）中以1 500 m/s着靶速度侵彻后，破片的弹靶界面粗糙，摩擦、烧蚀痕迹明显，回收破片质量较原破片减小21.7%，而以高于1 500 m/s速度穿甲后，回收的破片发生严重破损，如图2.13（d）所示，回收破片质量较原破片减小58.3%，说明钨合金破片对钢靶的高速侵彻中，质量损失严重。
在此，就着靶速度大于1 500 m/s的侵彻靶体后的残存破片进行SEM观察，结果示于表2.8中。由表2.8中的图片可见，两种材质破片残体的形状基本一致，但体貌不尽相同：
①93W破片残体背表面出现了多条由中心向四周的放射状裂纹，且随着着靶速度的增大，裂纹不断延伸并增多。
②95W破片残体背表面未有明显裂纹，但仍可观察到若干微小裂缝。
表2.8 穿甲后破片终态及SEM观察
续表
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通过对表2.8中两种破片残体破损形貌的SEM表面观察，进行具体分析如下：
（1）93W合金破片
φ6.0 mm（93W）、φ7.0 mm（93W）破片高速侵彻钢靶后，均呈现灰黑色。当着靶速度达到1 800 m/s时，可在回收破片周边观察到局部熔化迹象。93W合金破片高速侵彻钢靶后，对残存体背面的SEM表面观察所获结果分析如下：
①对以1 534.33 m/s速度侵彻钢靶后残存破片的背面局部放大500倍观察，可观察到明亮白色粗糙表面上有若干微空洞、裂纹及不规则熔融状颗粒非均匀分布；局部放大10 000倍，可观察到大量亚微米球状或拉长形颗粒紧密排列，且具有流向特征，其中线状白色凸起或黑色内凹中断界面（长2～4μm）将区域分成了若干部分，每一部分内亚微米颗粒的流向不尽相同；局部放大20 000倍，可观察到微米、亚微米尺度颗粒紧密排列。根据从美华［131］（2002）试验观察到的熔化快凝再结晶形成的细小等轴晶构成的细晶层及流线特征分析可见，破片高速侵彻中产生高温、高压，使破片内钨颗粒发生了熔化，熔化冷凝后生成了微米、亚微米尺度颗粒，在高强动态载荷作用下，新生成的颗粒发生拉长变形，并沿载荷方向产生流动，宏观上表现为破片的塑性形变。
②对以1 790.27 m/s速度侵彻钢靶后残存破片的背面局部放大500倍观察，可在观察面发现大量大小不等的2～20μm尺寸熔融态小颗粒及微小裂纹；局部放大1 500倍，若干微小裂纹、孔洞及3～7μm熔融形貌颗粒无规则分布于粗糙的表面；局部放大5 000倍，韧窝型穿晶断裂形貌特征显现；局部放大15 000倍，可观察到亚微米空穴及小刻面的存在。
综上所述，93W合金破片在以1 500 m/s及以上速度侵彻钢靶时，弹靶界面产生高温、高压，致使破片材料熔化，并生成微米、亚微米尺度球形颗粒紧密排列；以1 800 m/s及以上速度侵彻钢靶时，强动态载荷作用下熔化再生成钨颗粒，发生了韧窝型穿晶断裂，宏观上表现为破片的韧性断裂。
（2）95W合金破片
φ6.0 m（95W）、φ7.5 mm（95W）破片高速侵彻钢靶后，残存破片背面周边均呈现一平整的光滑薄层，当着靶速度达到1 500 m/s时，中间大部分呈蓝黑色多孔形貌；当着靶速度达到1 600 m/s时，中间部分几乎均为青蓝色多孔形貌，虽然不同于93W的灰黑色形貌特征，但是局部熔化特征仍十分明显。95W合金破片侵彻钢靶后，残存体背面的SEM表面观察所获结果分析如下：
①对以1 502.85 m/s速度侵彻钢靶后残存破片周边局部放大500倍，可观察到有冲刷痕迹的凹凸不平表面；局部放大10 000倍，可观察到明亮、水平的表面上分布了若干明亮的颗粒。
②对以1 597.76 m/s速度侵彻钢靶后残存破片多孔形貌处局部放大500倍，可观察到若干准解理断裂形态的微小裂纹；局部放大15 000倍，可观察到钨颗粒的穿晶断裂，表现为劈裂特征，即钨颗粒穿晶断裂面平整，断裂晶粒排列类似于河流花样，与王迎春［129］（2006）基于Hopkinson压杆的钨合金动态剪切断口小刻面形貌一致，但本书所观察到的小刻面为亚微米尺度，要小于王迎春观察到（50μm左右）的刻面尺寸及钨颗粒初始状态尺寸。可见，高速撞击产生的高温、高压致使材料发生熔化的同时，高应变率钨颗粒发生了准解理型穿晶断裂。
③对以1 597.76 m/s速度侵彻钢靶后残存破片残体背面裂缝处局部放大2 000倍进行观察，如图2.27所示。可发现大面积熔融薄层下方分布着若干微米、亚微米尺度球形和拉长形颗粒，远远小于初始状态的钨颗粒。
图2.27 95W破片残存体背面裂缝处的SEM观察
（a）观察位置；（b）放大2 000倍观察结果
综上所述，95W合金材料，在高速侵彻钢靶过程中钨颗粒也发生熔化冷凝，形成微米、亚微米尺度的新颗粒，但钨颗粒断裂速度阈值要低于93W，且为脆性断裂。
（3）小结
钨合金构成组分及微观组织结构对力学行为的影响早已被人们所关注。黄继华［133］（1998）研究了钨含量对合金性能的影响，发现在高钨含量（＞90%）合金中，钨颗粒和黏结相中的最大应力基本相当，在相同的平均拉伸应力下，随钨含量增大，黏结相中的应力增大，宏观表现为随钨含量的提高，合金的弹性变形量和延伸率均单调下降。焦彤［134］（2001）针对90W和93W钨合金进行了动加载下微观响应分析，研究表明，在低速撞击范围内，两种合金的断裂机理及侵彻性能基本一样；吴爱华［135］（2004）通过对静态拉伸断口形貌的分析得出：随着W含量的增加，W—W沿晶断裂比例明显增加，而钨颗粒解理断裂比例减小，对于97W几乎全是沿晶断裂。
另外，钨合金弹体高速侵彻中，弹靶界面温升及熔化现象也是研究者关注的焦点，E.H.Lee、S.L.Tupper［136］（1954）认为，高速碰撞时，弹靶界面后形成一激波驻波，在激波后方压力很高，材料急剧变热温，是引起材料的粉碎和熔化的根本原因；Gerlach U［137］（1986）通过研究发现，钨合金在高速侵彻产生高压情况下，与弹靶接触区域的熔点可由正常的3 400℃降低到1 650℃；午新民［25］（1999）在钨球侵彻有限厚装甲钢靶试验研究中，着靶速度已达1 300 m/s，但仍未观察到钨颗粒的熔化现象；从美华［131］（2002）的试验表明，钨合金弹体以1 200 m/s着速侵彻45＃钢靶体后，弹体表面熔化再凝形成亚微米球状颗粒，但认为该现象只有93W合金才能出现；杨超［128］（2003）的试验表明，钨合金穿甲弹以1 400 m/s的速度侵彻钢靶过程中，弹体内局部温度高达1 500℃，部分钨颗粒出现了熔化，推测该现象不是由冲击压缩引起的，而是由高应变率剪切变形引起的；针对高应变率剪切，王迎春［129］（2006）通过Hopkinson杆试验观察到了断裂试件断口处的钨颗粒劈裂现象，并未提及钨颗粒的熔化现象，且从SEM观察到了颗粒尺度上也无法证实钨颗粒发生了熔化。因此，仅仅高应变率剪切无法引起钨颗粒的熔化。
钨合金破片对有限厚钢靶的高速侵彻过程中，弹靶界面的高压、高温和高应变率共同耦合决定了弹体的物态转换和破坏模式。已有报道所观察的材料要么来自低于1 500 m/s着靶速度的残存弹体，要么来自无热效应产生的Hopkinson杆试验，与小尺寸破片侵彻钢靶后的响应现象均不相同。针对93W、95W两种材料破片初始及贯穿靶体的残存破片SEM表面观察结果分析，可获得如下结论：
①93W、95W破片表面初始微缺陷程度与材料构成相关，黏结相含量少，微缺陷多且明显。
②着靶速度达到1 500 m/s及以上，93W、95W两种材质破片均发生了熔化，熔化冷凝后生成微米、亚微米尺度球形颗粒紧密排列，熔化现象的出现应为高压、高温共同耦合作用结果。
③在同样着靶速度下，95W破片高温熔化冷凝的特征更为显著，发生熔化所需的着靶速度低于93W。
④着靶速度达到1 500 m/s及以上，93W、95W两种合金破片均发生了破裂，但两者破裂形貌不同，根据扫描电镜分析后推断：95W合金破片内的钨颗粒为准解理型穿晶断裂，93W合金破片内的钨颗粒为韧窝型穿晶断裂。
⑤93W、95W两种合金破片对钢靶的高速侵彻中虽发生了破裂，但在侵彻过程中仍表现为一整体的侵彻，对其穿甲能力影响有限。
根据上述分析可推断，在对低碳钢靶的高速侵彻中，95W合金破片比93W合金破片更容易发生脆性断裂。但出现局部熔化特征所需的着靶速度却低于93W合金破片。
综上所述，钨合金中钨的含量虽影响了破片对钢靶高速侵彻中的断裂模式，但由于破片在侵彻过程中基本仍为一整体，破片密度差别不大时，惯性效应影响并不显著，破片的侵彻能力基本相当。表2.5中同尺寸、不同材料的破片对相同厚度钢靶穿甲的弹道极限基本一致也验证了上述结论。
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