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1、高强度低碳马氏体装甲钢先进性能试验的设计The design of advanced performance high strength low-carbon martensitic armour steels摘要： 通过一系列的回火马氏体合金钢的试验，我们发现对于给出的不同化学组成的装甲钢，先进弹道试验的热处理参数与更高机械性能所需的热处理参数不同，从而导致了具体的机械性能与弹道试验之间产生了矛盾。通过对13组回火马氏体装甲钢板进行系统的显微分析和断面分析使我们更好的理解和提高那些实际上机械性能低于目前军用和国防用的材料的弹道试验用钢的性能。而且，在弹道试验中，夹渣所引起的不利影响取决于回火
2、温度和应变速率。关键词：装甲钢；机械性能；弹道试验；应变速率；马氏体；夹渣1.简介： 现今，一些作者指出装甲钢的机械性能和弹道试验之间缺乏一致对应性。到目前为止，提出了从使用强度和基体硬度的设计等诸多疑问。因此，找出另一种更接近弹道试验的预测结果的可行的显微结构，显得非常必要。在之前的文章中我们已经提到了厚度小于6mm的马氏体钢板，其显微结构对弹道试验性能的影响。 在本文中我们将一系列MnS夹渣钢板在第应变速率的冲击试验和室温下的拉伸试验的结果进行了比较，并且在高应变速率下对断面形板进行弹道试验，目的是为了了解 基于机械性能的预测与目前大多数的设计实例之间的不符之处。在弹道试验中，我们所用的回
3、火马氏体钢板其厚度都小于8.5mm。 在局部横向电磁场作用下，弹道试验表明，高温下冲击诱使初始的孪生马氏体向奥氏体转变，最后转变成非孪生的马氏体。此结果与Bai和Dodd，及Rosenberg 和Dekel 关于绝热剪切带的存在，形成与冲击区，其中最高温度超过720，可以达到诱使相变的提议不谋而合。 高速弹头穿入金属装甲钢的深度是一个具有重大研究意义的指标。它适合用来标定没有正规或统一标准的装甲钢设计。每一个国家或国家联合机构所采用的试验的具体试样和工序，取决于它们对该物体的定义和具体的质量水平（如板厚，材料类型，弹药重量，弹头大小，速度，以及评价试验成功的参数标准）。对于不同客户的不同需求，
4、制造商有义务改善其产品的性能来满足客户的要求。最常用而且是最综合的试验标准是由美国国家司法研究所出版的，其标准的出版是为军事力量服务的，用来测试单兵作战装备的性能。现在，其他的组织把这些标准作为私用，北约组织制定自己的标准，其众所周知的名气是以缩写STANAG出现的。澳大利亚和新西兰也制定了标准，其缩写为AS/NZS。PSDB研究了穿透试验，并制定了一个标准和测试体制，现在被广泛应用并且一部分被美国国家司法研究所采用。南非引入了新的弹道试验方法和评定标准，使装甲钢在满足力学定律得前提下，保持结构完整等具体要求。因此，对使用者而言，对于一种材料基于某种不确定用途是没有固定的试验要求的。 考虑到大
5、多数标准在弹道时具有确定的参数限制和评价是的目标系统的漏洞，自然而然地提出了临界速度V50的概念。它将穿入和不穿入两种情况区别开来。Czarnecki认为V50参数在弹头击中钢板时能量转变上有一定的波动。V50是众多于冲击相关的参数的基础，。工程上的参数变化包括（尖头形状，横截面积，L-D比，质量和刚度）和目标参数（材料性能，厚度，放置位置，边界条件）等其他因素。Naik et al.确定和定义了45个参数和基本要求来模拟弹道试验行为中纤维组成。简单地说，V50是通过在正常的射击路线下，弹头击中目标表面而确定的，当需要更精确的弹道参数定义时，实验者必须做大量的实验来使V50趋于某一固定值。 S
6、TANAG预先确定相对于NATO为7.62mm装甲钢穿透的最大厚度约为80mm的弹道试验极限速度V50=580，980，1536和2008m/s。美国国家司法研究预先确定用弹头为M33 0.5 时其临界速度V50=400，600和800m/s. 弹道试验如绝热剪切形变一样是与动态变形相关而闻名的。Hickey 提出了另一种评定弹道试验的方法，质量效率，Em是一个比值，其公式如下： 此公式在Lee et al的论文中提到过，当其临界速度变化仅有1%时而质量效率的波动在2%到9%之间。Lee et al在室温和应变速率为10-3/s下做了拉伸试验，运用统计学和Kolsky 的动态测试技术将弹道试验
7、和绝热剪脐带的行为及材料的显微结构之间的关系建立起来。此关系表明对厚度和相同的空气密度的同一材料相同在理想的显微结构下V50是可以继续提高的。这与Hammond和Proud，Bai和Dodd，Rosenberg和Dekel等的在本文中提到的观点相近。一些研究表明装甲钢的两向和三向应力应变状态取决于其厚度，而且在弹道试验中对其几何形状和硬度有重要影响。Ben-Dor et al.提出了一种对任意两种材料组合的构件的理想设计的分析方法。在它们的设计中，弹道极限速度是预先设定好的，最小的空气密度采用理想物体状态下的密度。现今，很多智能程序和分析模型发展迅速，确保了弹道试验结果预测的准确性。其中涉及的
8、在室温下低应变速率条件的机械性能和高应变速率下的强度和延伸率等性能是通过Split Hopkinson的压力杆原理来确定的。装甲钢材料的不均匀性，夹渣物的参予和形状及其分布，晶粒边界几何形状，初始相的状态等对弹道试验的影响在其模型中不会明显的显现出来。在弹道应变速率下材料的组分的变化成为了本试验结果与前人结果不同的合理解释之一。2.材料和试验2.1化学组成和机械加工 开始的五组试验装甲钢命名为G1A到G3，其名称是由弹道试验的标准定义的，在2.2节会提到，与现在生产或使用中的装甲钢相比，将其命名为A66，M38和RL5。其化学组成如表1所示：表1试验用五种马氏体装甲钢（标为GXX）和三种现役商
9、用装甲钢的质量百分数化学组成w%钢CMnPSSiCuNiCrMoVNbTiNG1A0.391.220.0080.0030.210.102.991.490.50.0060.0020.0030.0049G2A0.371.150.0150.0111.060.143.80.520.430.0080.0080.0070.0036G1B0.390.650.0170.0090.80.232.80.220.240.0030.0060.010.0051G2B0.370.400.0160.0110.430.332.30.240.30.0060.0060.009G30.340.390.0190.0120.400.3
10、22.430.270.370.0090.0090.008A660.370.680.0030.0020.240.0051.90.480.320.0040.0010.0030.009M380.380.550.0040.0020.770.11.790.140.360.001nil0.007RL50.320.860.0080.0020.180.262.80.790.450.0050.0010.0030.009 将5Kg熔融合金注入到45mmx70mmx230mm的低碳钢模型空腔中，所形成的钢锭使其在1100保持一小时，然后再经过4道热轧工序，其收缩量约为20%，每道工序减少板厚60.2mm，成型温度介
11、于950到900，然后空冷。将此钢板在900奥氏体化20min，淬火（水作介质），然后在180到250回火20min至1h。在进行弹道测试之前，我们对钢板的显微结构和晶相要进行电子显微镜和X射线衍射分析。进行弹道试验的钢板尺寸为宽200-500mm，长500-550mm。2.2弹道测试 现今，使用最广的车辆用装甲钢，其规格是STANAG4659.此规格的钢材要求M193尺寸为5.56mmx45mm的弹头其冲击速度为937 20m/s。这意味着其冲击速度可在917到957之间选择。在目前的工作中，对于M193和R4测试，V50 是预先设定好的上限冲击速度。通过每次冲击来评定弹道测试的结果，在冲击
12、区没有光线通过或是在其表面的突起处没有裂开，这两种情况均可认为试验成功。在多次冲击测试中，一旦产生了上述其中一种现象，则认为此钢板弹道测试失败。将钢板沿宽度250mm方向夹紧，记录下每次冲击的参数和结果，一般每块钢板进行五次冲击测试。若在五次冲击中，既有成功的又有失的，则认为此次试验为“部分失败”。3.弹道测试结果3.1弹道测试报告 表2表明了根据目前南非归规格测试的装甲钢材料的使用机械性能。另外，马氏体温度开始于（Ms），小部分仍保持奥氏体状态钢板的屈服强度被认为是重要的设计参数。由于热处理对钢板厚度的限制，在-40下用尺寸为5mmx10mmx55mm的替代试样来测试其冲击吸收功。A66，M
13、38和RL5钢的冲击功的测试试样是由对应的制造商提供的标准试样。这8种马氏体钢的弹道试验结果如表3所示。表2弹道试验前钢板的性能项目板厚（mm）硬度VHN (30Kg）待添加的隐藏文字内容1屈服强度（Mpa）极限强度（Mpa）屈强比残留奥氏体（%）延伸率（%）-40冲击功（Joules）Ms（）G1A6.057888016500.536410196G1B6.056596017000.564613210G2A6.0610150022000.680.6814255G2B6.0520150020000.750.61217271G36.0490130017000.760.51418309A666.56
14、40130019000.680.6616243M388.5620130018000.720.6716243RL512540140017000.820.5618285注：对于商业用钢，CIE值是根据具体的生产规格来选取。表3弹道试验结果设计用钢发射距离（m）倾斜度冲击速度（m/s）弹道性能G1A（6.0mm）300944通过958通过943通过951通过956通过G1A(6.0mm)100无记录通过G1B(6.0mm)3001030通过987通过951通过947通过956通过940通过G2A*(6.0mm)300947通过951通过952失败948失败955失败G2B*(6.0mm)300933
15、失败948失败954失败942失败957失败G3*(6.0mm)300941失败A66(6.5mm)300947通过M83（8.5mm）300942通过RL5*(12mm)300937失败 从弹道试验报告上，我们可以得出，薄的马氏体板起屈强比较小，对抵抗弹道冲击更有效，然而报告也表明，高硬度，高屈服强度和极限强度的板是不适合来说明马氏体钢的良好的弹道性能的。 典型的弹道试验如图1（a）所示，它表明中等冲击水平下，钢板没有穿透或裂开，在图的正前方的白点是铅和铜质在胶片上的投影。图1（b）所示的是清除干净后的失败的弹道实验钢板。4.机械性能的测量4.1 试样制备和机械性能的测量将拉伸试样和夏比冲击
16、的替代试样在800，850，900和950下奥氏体化20min。另外，在氩气气氛和水作介质下淬火，形成马氏体的显微结构。将试样150，180，200， 250，300，350和400下进行不同时间的回火处理，回火时长15-60min。将拉伸试样沿平行于轧制方向线切割，然后根据ASTM E8-04标准，在INSTRON 8500液压拉伸试验机上测试其屈服强度，极限拉伸强度，和延伸率。根据目前的设计程序，室温下的极限拉伸强度被认为是弹道实验的第一个限制因素。作为拉伸性能的一种情况，现今沿用的冲击功测试规格，即在一个相对弹道实验“较慢”的应变速率下测试拉伸性能。在-40下测出的试样的冲击功来修正和指
17、导弹道性能的第二个限制因素。在马氏体转变温度装甲钢的弹道性能和机械性能通过THETA734膨胀计来测定。将试样切割成10mmx5mmx1.5mm的矩形体，机械打磨光滑和在0的4%的高氯酸中浸洗。将酸洗的试样在原子力显微镜下观察表面及马氏体的转变。将试样以1-2/min加热到奥氏体转变温度，然后将其入水20min，再以200/s在氩气流下淬火到室温，马氏体转变温度从图1（c）冷却途径可以得出。 图1（a）G1A钢弹道冲击的正面图；（b）G2A*未通过试验的明显的弹痕图； （c）A66钢马氏体开始转变温度的确定快冷线。 在电子显微镜下观察的晶片直径为3mm是从淬火，回火钢预先准备的弹道实验钢板上切
18、割下来的。 拉伸和冲击实验及弹道试验后材料的表面要在JEOL-JSM-6300扫描电子显微镜上经过模型分析，来确定其可能出现的夹渣情况。4.2极限强度，屈强比和夏比冲击功G1A到G3五种测量不同奥氏体化和回火温度下的装甲钢的极限强度，屈强比和在-40下的冲击功用方程来描述三中性能之间相对于热处理温度之间的关系，以及其表面状态来确定其性能的测量值。 通过测量观察，在奥氏体化和回火温度范围内，找出了三次多项式于结果匹配，由此引出了在正火和回火温度及奥氏体化温度下的一般数学拟合方程此处Tcm是正火奥氏体温度，Ttn是正火回火温度，Tt是实际的回火温度，Ttm是理想回火温度用公式：计算Ta是实际的奥氏
19、体化温度，Tam是理想奥氏体化温度用公式：计算。奥实体化过程中回火和正火温度的关系如表4所示表4正火温度与实际温度之间的关系： 正火温度（）-1-0.75-0.5-0.2500.250.50.7511.52奥氏体化温度800819837856875894913931950回火温度256094128163197231266300368437特定机械性能的数据代入拟合方程：此处代入的参数a、b、c和d是多项式期一般形式为：A，B，C和D都是常数。结合方程（4.3）和（4.4）-给出了第六秩序非线性的关于正火和回火温度的力学性能方程：4.2.1G1A钢的机械性能（Ms=196） 为说明G1A钢的极限
20、强度，屈强比和-40的冲击功，拟合方程的表达式为（4.6）-(4.8)所示： G1A钢的拉伸性能的原始数据由表5给出表5 G1A钢的极限强度回火温度（）正火后的回火温度（）极限强度（MPa）80085090095025-11202145614001436150-0.0919561767158015242000.2719351846147215352500.641874160913261484300118001320130813173501.3615531265117311154001.73153212021076995屈强比的原始数据由表6给出，其拟合方程为：表6 室温下以奥氏体为基体的回火温
21、度下G1A钢的屈强比回火温度（）正火后的回火温度（Tm）屈强比80085090095025-10.470.460.440.42150-0.090.500.470.440.432000.270.530.490.450.462500.640.570.510.490.5130010.610.530.530.553501.360.640.550.570.594001.730.660.570.610.64表7 -40下的冲击吸收功回火温度（）正火后的回火温度（Tm）冲击吸收功80085090095025-16.95.94.94.9150-0.097.96.95.94.92000.278.97.97.96
22、.92500.6410.88.97.96.9300112.89.88.97.93501.3613.811.89.87.8884001.7313.812.811.810.8-40下的冲击功测量值如表7所示，拟合方程为：其目标函数常被写成下面的形式此处，参照弹道试验报告表2当板厚小于6.5mm时，r0取0.68。如表2所示对通过试验和没有通过弹道试验的钢板来说，r0=0.68是一个中间值。理想区域的性能由其代表方程绘制出的二维等高线可以预测。图2所示为G1A的性能说明。图2（1）所示，屈强比是随回火温度的增加而增大的。而且，从图2（2）可知，当正火奥氏体温度低于0.1T（T=867）时，回火温度会
23、相差于正火的0.5-1.0倍（实际上介于95到300），同时G1A的抗拉强度将超过1700MPa。从图2（3）可知，当正火态回火温度与实际温度相差-1到0.2倍的Tm，及正火回火温度上升0.9倍或高于286时，-40的冲击功高于已确定的13J所讨论的结果如表8所示1.图2 （1）G1A钢的屈强比等高线；（2）G1A钢拉伸强度等高线； （3）G1A钢-40冲击功等高线；（4）G1A钢维氏硬度等高线。表8预设的有利的热处理工艺对G1A钢机械性能的影响性能有利条件奥氏体化温度（）回火温度（）低屈强比840-950217高极限强度86095-300高的冲击功（-40）286 表9 根据马氏体开始转变的
24、温度不同对试验用钢进行分组如下编号装甲钢的类型马氏体转变温度（）屈强比1G1A1960.70表10 试验用钢的弹道性能指标G1A（通过）G1B（通过）G2A*（通过3/5）G2B*（失败）BPI3.73.94.64.5屈服强度（Mpa）880110015001500极限强度（Mpa）1780189722002000屈强比0.500.580.680.75当奥氏体化的回火温度高于840时，对装甲钢器件，G1A钢的理想热处理区域是确定的。当温度低于860时，属于高强度情况。然而，综合表9和表19中所有相关的数据，很难找出一种折中的方法来协调回火温度下的屈强比和-40的冲击功。 G1A钢的硬度随奥氏体
25、化温度和回火温度而变化。如前面所提到的一样，G1A钢硬度下降非常快，甚至低于450VHN。在南非或其他任何地方，对于军用或国防器材来说，与600BHN和640VHN相比，此下降相对较低了。奥氏体化和回火温度下的维氏硬度随正火温度的变化如下公式所示： 当奥氏体化温度在800-900之间增大时，G1A钢淬火条件下的硬度相对恒定。然而，当淬火温度高于奥氏体化温度时，例如950，硬度的最大值会上升。这一上升趋势主要有两个因素决定。第一，当奥氏体化温度升高时，由于碳化物的溶解增加，母相奥氏体固溶强化；另外，马氏体转变温度（Ms）相对较低，导致了非回火态马氏体含量的增加及大量碳化物的溶解。在950时，奥氏
26、体晶粒长大也具有重大意义。然而，马氏体转变起始温度的降低会使残留奥氏体的摩擦增大，限制了其硬度的增大。在奥氏体化20min后，G1A钢的晶粒尺寸可以通过ASTM E12-88中提到的直系拦截法和扫描电子显微镜（SEM）的扫描识别功能来确定；当奥氏体化温度为850时，晶粒增大7.00.8微米；当奥氏体化温度为950时，晶粒增大100.8微米。当奥氏体化温度低于867时，可以获得最大的抗拉强度；反之，若奥氏体化温度过高时，强度也随之下降。这一结果是由晶粒的长大和残留奥氏体摩擦量增大导致的。因此，显而易见，抗拉强度和硬度都随奥氏体化温度的增加而增大，但抗拉强度先于硬度达到最大值。 低温回火时G1A钢
27、的硬度增加速度要比奥氏体化温度较低（介于800-900）时的慢。这一趋势表明，高温奥氏体化时，碳化物在母相马氏体中的溶解量较高，从而导致了回火时碳化物在马氏体中的活性增加。图2（4）中硬度曲线的突变及回火温度范围内马氏体被软化表明两种不同温度下的影响机制是存在的。当温度低于150时，第一种软化机制被激活；当回火温度介于200-250时，第二种软化机制被激活，从而使其硬度急剧下降。这种装甲钢在200-250回火时，会导致碳化现象产生；碳从金属态转变为-碳化物或在温度低于150时，转变为-碳化物，最后转变为渗碳体。4.2.2 实验装甲钢机械性能的比较 实验用钢的-40的冲击功，极限强度，屈强比比较
28、如图3所示。图3（a）试验刚G1A、G1B、G2A*和G3*三维面冲击功示意图；（b）通过试验的G1A钢的抗拉强度和未通过试验的G2B钢的抗拉强度的比较；（c）通过试验的G1A和G1B钢的屈强比与未通过试验的G3*钢的屈强比的比较。 尽管G1A和G1B钢板在-40下V形缺口试样的冲击功较低，但它们都通过了弹道试验。相反，G3*钢板没有通过测试。 相对于G1A钢而言，G2B*钢板在所设定的热处理参数范围内，其实验性能与弹道性能相称。然而如图3（c）所示屈强比相对较小的G1A和G1B钢通过了弹道测试。同时图3（c）表明，对于G2B*和G3*等没有通过弹道试验的钢板，可以通过提高其奥氏体化温度至95
29、0并且在低于200温度下回火的方法来获得较小的屈强比。这样的热处理方法会增加残留奥氏体在马氏体中的摩擦量，从而减小屈强比。在整个奥氏体化和回火温度范围内，G1B钢（Ms=210）的屈强比总是小于0.68。其冲击功略高于G1A钢，但是在热处理参数范围内较小于确定的13J。只有当回火温度高于100时，其冲击功大多超过14J；若回火温度超过300时，其冲击功又开始下降。在同等回火温度范围内其极限强度高于给定的1700MPa，当G1B钢在300回火时，其极限强度降低至1600MPa以下。冲击功和极限强度的变化稍后会说明，并且其归因于MnS夹渣物对钢板性能的影响。G2A*钢（Ms=255）较低的屈强比是
30、由于在较低的正火态回火导致的。实际上其回火温度小于163，这一温度限制低于在G1A钢中发现的回火温度为200的情况。G1A和G2A*钢具有相同成分的碳含量为0.39%。但它们的马氏体转变开始温度不同，G1A钢为196，G2A*回火温度为255。此情况是由于它们所含Mn和Cr的量不同造成的。整个奥氏体化和回火温度范围内，G2A*钢板的抗拉强度始终高于1700MPa，与G1A相比，这是非常高的，而且与大多数军用或国防用器材的极限强度相比也已经相当高了。同时G2A*在200回火后，有超过11%的延伸率。这种钢材在淬火和200回火的条件下有最高的硬度，其维氏硬度值高于720VHN，布施硬度达到640B
31、HN。最后，这种钢材比G1A 钢有较大的屈强比。我们可以用X-射线衍射技术来探测出G2B*钢中残留奥氏体的摩擦量比下限的量小0.5%。G2B*和G2A*之间的一些相似之处应引起注意。它们的屈强比相对于G1A钢来说都是处于较高水平，而且在整个奥氏体化和回火温度范围内，它们的抗拉强度都比确定的1700MPa高。同时，它们的冲击功在热处理参数应用范围内都超过了给定的13J。这两种钢的一些微观结构的相似点可以与G1A钢区分开来。它们的马氏体开始转变温度都是250，并且可以通过X-射线衍射探知其残留奥氏体的量都几乎为零（0.5%）。当正火态回火温度不超过正火态值的1倍或实际温度300时，G2B*的极限强
32、度比G2A*的稍小，但也保持在1700MPa以上。G3*钢的马氏体开始转变温度（Ms=309）比其他四种钢板的转变值都高。经观察之知，G3*钢的屈强比是这四种钢中最高的。G3*钢的屈强比在非回火态下与G1A和G2B在回火态下的屈强比在同一水平。鉴于G3*钢马氏体开始转变温度较高，因此在淬火过程中会自动回火，从而导致了G3*具有较高的屈强比。G3*钢的冲击功高于14J，并且在整个热处理参数范围内都保持在这一水平。然而当回火温度高于200时，其极限强度低于1700MPa水平，同时屈强比仍高于0.68。4.2.3 G1A到G3*钢机械性能的概述根据马氏体开始转变温度的不同，可以将这五种装甲钢板分为3
33、组。第一组，G1A和G1B，其马氏体开始转变温度低于200；第二组，G2A*和G2B*，其马氏体开始转变温度接近250；第三组，G3*，其马氏体开始转变温度在300左右。如图3（c）所示，较高的马氏体开始转变温度在淬火条件和回火条件下一样可以得到较高的屈强比。屈强比是随回火温度的增加而增大。高的马氏体开始转变温度得到大的屈强比是由于在淬火过程中产生自动回火的结果。然而，随奥氏体化温度屈强比会降低，因为奥氏体化温度升高会导致晶粒长大，并且碳化物溶解量增加导致残留奥氏体之间的摩擦量增大。显而易见，在这些装甲钢中，残留奥氏体摩擦量增大成为了决定屈强比的主要因素。残留奥氏体摩擦量越大回火温度越低屈强比
34、越小；在较高回火温度下，残留奥氏体和马氏体会分解成渗碳体和铁素体。装甲钢L300（Ms=285），L500（Ms=253），A66（Ms=241）和MR300（Ms=265）都是现役于南非军用和国防方面的重要材料。这些装甲钢的具体说明在其屈服强度高于1500MPa，抗拉强度高于1700MPa。这两种强度极限使得它们的屈强比接近0.88，并且在冲击时会产生局部屈服。根据经验，在厚度为8.5mm到30mm之间时，A66钢的弹道性能比其他三种钢板都好。如上所述，根据马氏体开始转变温度可以将L300，L500和MR300 钢归为第二组。然而，A66钢介于第一组和第二组之间。第三组，装甲钢（Ms=300
35、）具有中等抗拉强度，介于第一组和第二组之间。其硬度观测结果也是令人信服的。因此，基于弹道性能与硬度和强度密切相关的设计理念，第二组装甲钢，现生产来用于军事和国防设施的建设。近期的实验（2，3，7，9，21，25，26）揭示出装甲钢的强度和硬度不是最重要的决定性因素。尽管与高速冲击时的断裂强度相比，抗拉强度被认为是非常重要的，同时较有利。在研究过程中，屈强比被认为是可以用来检测弹道性能的重要指标。此处有三种弹道性能预测方法：（1）弹道性能指标BPI，（2）钢板的硬度，（3）屈强比（4.3部分会提到）。4.3 根据测试的机械性能预测材料的弹道性能4.3.1 弹道性能指标弹道性能指标是由Srivat
36、hsa和Ramakrishnan利用有限元分析方法引入的半经验方法，在其文献25，26有专门说明。根据上述方法，由表7 可以计算出G1A、G1B、G2A*和G2B*的BPI。在计算过程中，要考虑枪口初速度940m/s，平均杨氏模量设定为200GPa，密度为7800Kg/m3。在BPI中使用的断面收缩率可通过拉伸实验测得。对这四种装甲钢，其断面收缩率值分别为6%，11%，20%和8%。如表7所示，这几种钢的BPI相对接近，但是强度越大，弹道性能越高的预测与实验中得到的弹道性能结果相悖。BPI值是通过在室温和低应变速率下测得的机械性能计算得出。此处不考虑温度的上升和弹道冲击过程中的材料的微观结构和
37、马氏体的相变及局部机械性能的动态变化。这就解释了在马氏体钢测试中，BPI和实际弹道性能不符的原因。在钢板的弹道性能测试中，若考虑其延展性的影响，则BPI方程就有正解。包括在高的延展性下的较差的弹道性能和产生的局部屈服趋势。在这些测试钢板中，当射击速度由940降至400m/s时，BPI值由3至4个因子相乘得出。但是BPI值仍反映了高强度具有高弹道性能的结论（至少在马氏体钢中是），但其与实际测试的弹道性能不完全相称。弹道性能的评定仍然是不可靠的 ，且通过目前的观测结果可知，机械性能与弹道性能之间的联系还是较缺乏的。BPI可以作为质量预测的一种可能性。并且只有当两种材料的BPI值不同或不确定时，才可
38、以用来比较两种材料的优良性。4.3.2 厚度为6.0mm典型装甲钢板的要求现役典型6.0mm装甲钢板的要求：（1）弹道性能的决定因素硬度高于600BHN，即维氏硬度640VHN；（2）标准试样-40下的冲击功高于13J；根据典型要求的弹道试验预测出，只有G2A*钢通过测试，它能抵抗两轮的冲击，而其他三种钢都会穿透。另一方面，尽管G1A和G1B钢的硬度较低，抗拉性能也低于规定值，但它们都通过了弹道试验。G2B*除硬度外，其他要求都满足，但还是没有通过弹道测试。因此，我们可以得出这样的结论，在高速冲击下，G2A*和G2B*高的屈服强度，高的抗拉强度，高的延伸率和高的冲击功都不是决定试验成功与否的关
39、键性因素。这一观察结果与很多观察人员的试验结果相一致。图4 （a）G1B钢冲击试验下扫描电镜剪切唇及韧窝与MnS颗粒结合破坏的分析； （b）G1B钢150回火后拉伸试验的MnS夹渣及X-射线分析。4.3.3 屈强比试验中回火马氏体钢的屈强比如表2和表3 所示，从中我们可以得出，在这种试验条件下屈强比较低的钢板具有良好的弹道性能。然而，单个的高极限强度，屈服强度，或冲击功，都不是能准确确定马氏体钢弹道性能的因素。正如观察中的G3*钢（第三组），在整个奥氏体化和回火温度范围内具有最高的冲击功，相反G1A和G1B钢（第一组）冲击功最低，但G1A和G1B钢通过了弹道试验，而G3*钢板没有通过试验。G2
40、A*(第二组)的冲击功处在中等水平。这也表明标准试样在-40下的冲击功是随马氏体开始转变温度的升高而增加，但这一结论与弹道性能试验不相符。4.4 回火温度和夹渣对机械性能和弹道性能的影响根据其马氏体开始转变温度的不同分成三组的钢板在室温下的拉伸试验和-40的冲击试验试样的断面可以通过扫描电子显微镜（SEM）进行比较。可以分析硅、铬和锰的含量在低温回火下对抵抗冲击有何影响。剪切唇接近标准试样和缺口面在断面处而低于缺口或接近摆锤边缘接触面也可通过扫描显微镜进行分析。通过观察可知，在200回火可以提高装甲钢的冲击韧性，冲击功可以达到12J以上。同时，MnS颗粒影响也很大。这些冲击试样的断面是韧性断裂
41、的，在其缺口附近或冲击区会形成一些小韧窝，围绕MnS的韧窝较大，如图4所示。在高于300下回火时，试样的冲击功降低，这一方面对MnS颗粒与相对（200回火时产生的）较软的马氏体的结合起不利的影响。回火时产生碳化物，并且会将固溶在马氏体中的碳移去，这样会降低硬度提高材料的韧性。然而MnS颗粒在冲击和拉伸等断裂试验中的不良影响会形成7微米大小的孔洞，限制了冲击功的增加。在冲击和拉伸试验中，MnS颗粒的形状对应力集中有极大影响，同时对铁素体与MnS颗粒的粘着性影响也很大。尤其在250以上回火时，马氏体的软化促使MnS周围冲击区延长。直径达16微米以上的韧窝是在MnS周围剪切唇出形成的。图4（b）所示
42、，在冲击测试时，拉长的板状MnS 成为断裂源。400回火时，由于渗碳体的形成，冲击功降低。尽管渗碳体以较软的铁素体形式出现，但其和MnS都对低应变速率下的冲击载荷有不良影响。这一现象可以通过在板状MnS夹渣周围产生的局部高应力来解释。这种较大的应力会扩大原子间隙，在回火时导致极限强度的下降。马氏体的分解和粗大渗碳体的形成也会导致极限强度降低。回火温度接近250的G2A*钢（0.009%S，0.65%Mn）标准冲击试样在非回火条件下也表现出同样的脆性行为。G1A和G1B钢也是如此，但其冲击功略高。除了提到的脆性原因，其他的夹渣，如铸造过程中的Ca-Al混合物的遗传作用也是重要的影响因素。同时，这
43、也会增加应力。因此在拉伸试验时会成为坚硬的非回火马氏体钢的裂纹源。对于G2A*钢而言，MnS夹渣的影响也可观察到。在夹渣物周围形成较大的孔洞，这也会使得装甲钢拉伸和冲击试样在200以上回火时的强度减弱。在高速冲击下的弹道试验中，回火马氏体中的MnS颗粒的不利影响没有观察到具有同等的重要意义。母体基质与夹渣物紧密粘合在一起，没有孔洞和韧窝的出现，如图5所示。这一事实解释了抗拉强度和冲击功较小的钢的弹道性能越好。很明显，夹渣物对机件断面的影响主要取决于应变速率。高应变速率下，韧窝和孔洞没有时间孕育和长大，从而造成不连续的晶粒结构。然而当晶界开裂，一些晶粒插入到母相，那么可以得出在同等冲击模式下，次
44、试验失败的结论。如图4和图5所示的分别是低应变速率和高应变速率下的弹道冲击试验的不同之处。这就解释了冲击和拉伸测试和弹道性能试验与实际测得的机械性能不相符的原因。拉长的板状MnS夹渣物在冲击试验中成了裂纹源。低应变速率下的测试，在夹渣物周围产生应力集中，很可能会扩大原子间隙和塑性线。在高应变速率下，晶间断裂成为机件失效的主要形式。图5 弹道冲击下G2A钢飞回火态下的断面分析5结论（1）G1A和G1B的脆断表明，它们不能用于非回火条件下，因为在高速冲击下有开裂的危险。回火热处理的温度范围为150-250时，可以提高第一组和第二组钢在室温下和-40的韧性。扫描电子显微镜分析表明回火处理也增加了低应变速率下的冲击和拉伸试验时，MnS颗粒的不利影响。冲击测试中缺口增加了非回火态的装甲钢的晶间断裂的可能性。因此，在装甲钢构件的制造过程中，所有潜在的应力增量都应该避免。（2）在低应变速率下的冲击和拉伸试验中，夹渣对材料的强度和韧性的不利
