CN101809181B - 高硬度、高韧性铁基合金和其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本文一个方面涉及具有高硬度和有利水平的多重攻击弹道抗性的低合金钢，同时具有最小的裂纹扩展，赋予适用于军事装甲应用的弹道性能水平。本发明的钢的某些实施方案具有的硬度超过550HBN且相对于常规军事规格显示高水平的抗弹道穿透性。

Description

高硬度、高韧性铁基合金和其制备方法
相关申请的交叉引用
本申请根据35 U.S.C.§119(e)要求2007年8月1日提交的同时待审的美国临时专利申请序列号60/953,269的优先权。
背景技术
技术领域
本发明涉及硬度大于550HBN且在标准弹道测试显示相当大的和出人意料的抗穿透性的铁基合金，且涉及包括该合金的装甲和其它制品。本发明进一步涉及加工某些铁基合金的方法以改善抗弹道(ballistic)穿透性。
背景技术的描述
通常设置装甲板(armor plate)、装甲片(armor sheet)和装甲棒(armor bar)以保护构造物对抗猛烈发射的射弹(projectile)。尽管装甲板、装甲片和装甲棒通常在军事领域作为保护其中的人员和财产的手段使用，例如，车辆和机械军备，但这些产品也具有各种民用用途。这些用途包括，例如，用于装甲的民用车辆的护罩和防护***特性的外壳。装甲由多种材料制成，包括例如，聚合物、陶瓷和金属合金。因为装甲经常安装在移动制品上，装甲重量通常为重要因素。而且，制备装甲的费用会是巨大的，且因此特别与引进的装甲合金、陶瓷和专用聚合物相关。因此，需要提供较低成本且能有效代替现有装甲的替代物，且不显著增加获得所需弹道性能(抗穿透性)水平所需的装甲重量。
而且，面对不断增长的反装甲威胁，美国军队多年以来一直增加坦克和其它战斗用车辆使用的装甲量，导致车辆重量的明显增加。继续这种趋势将会严重不利地影响运输性，方便的通过桥(portable bridge-crossing)的能力，以及装甲战车的机动性。在过去十年美国军队采取了一种策略以能够非常迅速地动员其战车和其它装甲资产至世界上任何需要的区域。因此，对增加的战车重量的关心已占据非常重要的位置。因此，美国军队已研究了众多可能的替代品，重量较轻的装甲材料，如某些钛合金，陶瓷，和混合瓷砖/聚合物-基质复合物(PMCs)。
普通钛合金装甲的实例包括Ti-6Al-4V，Ti-6Al-4V ELI和Ti-4Al-2.5V-Fe-O。钛合金相对较常规轧制的均匀钢装甲提供许多优点。钛合金相比轧制的均匀钢和铝合金对宽范围的弹道威胁具有高质量功效，且还提供有利的抗多重攻击(multi-hit)弹道穿透性的能力。钛合金还显示通常较高的强度对重量比例，以及相当强的耐腐蚀性，通常导致较低的资产维护费用。钛合金可以现有的制造设备方便制造，且钛碎屑和碾磨返料可被再熔化且以工业规模再循环。尽管这样，钛合金确实具有缺点。例如，通常需要防剥落衬层，且与从材料制备钛装甲板和制备产物相关的成本(例如，切削加工和焊接成本)比轧制的均匀钢装甲明显高。
尽管PMCs提供一些优点(例如，面对化学威胁不脱落，消音操作环境，和对抗球体和碎片弹道威胁的高质量功效)，它们也具有许多缺点。例如，制造PMC组件的成本比从轧制的均匀钢或钛合金制造组件的成本高，且PMCs不能由现有的制备设备方便制备。而且，PMC材料的非破坏性测试可能不会像合金装甲的测试一样先进。而且，PMCs的抗多击弹道穿透性的能力和自动承载能力可受结构变化而不利影响，该结构变化是由于初始射弹袭击产生的。此外，对PMC装甲覆盖的战车内的人会有炮火和烟雾危害，且PMC商业制造和再循环能力还未良好建立。
当选择装甲材料时，金属合金经常是选择的材料。金属合金提供相当大的多击保护，通常相对引进的陶瓷、聚合物和复合物是便宜制备的，且可易于制造为用于装甲战车和移动军备***的组件。通常认为在装甲应用中使用具有非常高硬度的材料是有利的，因为当碰撞较高硬度的材料时射弹更易于破碎。装甲应用中使用的某些金属合金可易于加工成高硬度，其通常通过从非常高的温度淬火该合金实现。
因为轧制的均匀钢合金通常比钛合金便宜，实质性努力已集中于修改现有装甲应用中使用的轧制的均匀钢的组成和加工，因为即使弹道性能的增加改善也是显著的。例如，改善的弹道威胁性能可使得允许减少装甲覆盖厚度而不损失功能，从而降低装甲***的总重量。因为高***重量是金属合金***相对例如，聚合物和陶瓷装甲的主要缺点，改善弹道威胁性能可使得合金装甲相对引进的装甲***更有竞争性。
在最近25年，已开发了较轻重量的金属包层(clad)和复合钢装甲。这些复合装甲中的一些，例如，与冶金结合至韧性、耐穿透的钢基底层的高硬度钢的前面层组合。该高硬度钢层用于破碎射弹，而韧性的底层用来防装甲破裂、破碎、或剥落。形成这种类型的复合装甲的常规方法包括将两种类型钢的叠层板辊压接合。复合装甲的一个实例为装甲板，其为双重硬度、辊压接合的复合装甲板，获自ATI Allegheny Ludlum，Pittsburgh，Pennsylvania。
Figure GPA00001077334400032
装甲板包括高硬度的前面和较软的背面。
Figure GPA00001077334400033
装甲板的两个面都为Ni-Mo-Cr合金钢，但前面包含的碳含量比背面高。
Figure GPA00001077334400034
装甲板与常规的均匀装甲板相比具有优异的弹道性能特性且满足或超过众多政府、军队和民用装甲应用的弹道需求。尽管金属包层和复合钢装甲提供了众多优点，但附加的加工包括包层或辊压接合工艺，这必然增加装甲***的成本。
较便宜的低合金含量钢也用于某些装甲应用。由于与碳、铬、钼和其它元素合金化，且由于使用合适的加热、淬火和回火步骤，可制备一些具有非常高硬度特性(大于550BHN(Brinell硬度数))的低合金钢装甲。该高硬度钢通常称为“600BHN”钢。表1提供装甲应用中使用的600BHN钢的多个实例的报道的组成和机械特性。MARS 300和MARS 300Ni+由法国公司Arcelor制备。ARMOX 600T装甲获自SSAB Oxelosund AB，Sweden。尽管600HBN钢装甲的高硬度对破裂或压扁射弹非常有效，这些钢的显著缺点是它们非常脆，且当对抗例如，装甲穿孔射弹进行弹道测试时易于破裂。该材料的破裂对提供多重攻击弹道抗性的能力是有问题的。
表1
  合金   C   Mn   P(最大)   S(最大)   Si   Cr   Ni   Mo  屈服强度(Mpa)  抗拉强度(Mpa)  伸长(％)   BHN(最小)
  Mars300   0.45-0.55   0.3-0.7   0.012   0.005   0.6-1.0   0.4(最大)   4.5(最大)   0.3-0.5  ≥1,300  ≥2,000  ≥6％   578-655
  Mars300Ni+   0.45-0.55   0.3-0.7   0.01   0.005   0.6-1.0   0.01-0.04   3.5-4.5   0.3-0.5  ≥1,300  ≥2,000  ≥6％   578-655
  Armox600   0.47(最大)   1.0(最大)   0.010   0.005   0.1-0.7   1.5(最大)   3.0(最大)   0.7(最大)  1,500(典型)  2,000(典型)  ≥7％   570-640
根据上述内容，有利的是提供改善的钢装甲材料，其具有在600HBN范围的硬度且具有相当大的多重攻击弹道抗性(multi-hit ballistic resistance)和降低的裂纹扩展。
发明内容
根据本发明一个非限制性方面，提供具有有利的多重攻击弹道抗性、硬度大于550HBN的铁基合金，且该合金包括，基于总合金重量以重量百分计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；铁；和偶存的杂质。
根据本发明另一非限制性方面，提供合金轧制产品，例如，板、棒或片，其具有的硬度大于550HBN，且包括，基于总合金重量以重量百分计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；铁；和偶存的杂质。
根据本发明另一非限制性方面，提供选自装甲板、装甲棒和装甲片的装甲轧制产品，其具有大于550HBN的硬度和满足或超过在规格MIL-DTL-46100E下的性能需求的V50弹道极限(防护)。在某些实施方案中，该装甲轧制产品还具有以下V50弹道极限，其至少与比在规格MIL-A-46099C下的性能需求小150英尺/秒的V50弹道极限一样大，同时具有最小的裂纹扩展(crack propagation)。该轧制产品为包含以下的合金，基于总合金重量以重量百分计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；铁；和偶存的杂质。
本发明另一方面涉及制备具有有利的多重攻击弹道抗性(同时具有最小的裂纹扩展)和硬度大于550HBN的合金的方法，且其中该轧制产品为以下合金，其包含，基于总合金重量以重量百分计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；铁；和偶存的杂质。该合金通过将合金加热至至少1500°F的温度并保持至少30分钟(在该温度的时间)而奥氏体化。然后将合金从奥氏体化温度冷却，该冷却方式不同于从奥氏体化温度冷却装甲合金的常规方式，且相对合金以常规方式冷却时曲线的路径该冷却方式改变合金冷却曲线的路径。优选地，从奥氏体化温度冷却合金使合金具有的V50弹道极限满足或超过在规格MIL-DTL-46100E下所需的V50。
更优选地，从奥氏体化温度冷却该合金使合金具有的V50弹道极限不小于下述V50：比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50，同时具有最小的裂纹扩展。换句话说，该V50弹道极限优选至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50一样大，同时具有最小的裂纹扩展。
根据本发明的方法的一个非限制性实施方案，冷却合金的步骤包括从奥氏体化温度同时冷却合金的多个板，且这些板彼此接触设置。
本发明的其它方面涉及包含本发明的合金实施方案的制品。该制品包括，例如，装甲车辆、装甲外壳和装甲移动设备的元件。
附图简述
根据本发明的合金、制品和方法的某些特征和优点可通过参考附图更好的理解，其中：
图1为按以下加工的某些实验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的示图；
图2为按以下加工的某些非限制性实验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的示图；
图3为按以下加工的某些非限制性实验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的示图；
图4、5和7为在从奥氏体化温度冷却过程中使用的测试样品的设置的图示；
图6为某些测试样品的超过所需最低的V50速度的V50速度(按照MIL-A-46099C)对回火实践的函数的示图；
图8和9为在从奥氏体化温度冷却某些测试样品的步骤中样品温度随时间的示图；
图10和11为在从奥氏体化温度冷却的过程中使用的测试样品的设置的示图；和
图12-14为从奥氏体化温度冷却的多个实验样品的样品温度随时间的示图，在本文讨论。
在考虑以下本发明的合金制品和方法的某些非限制性实施方案的详细描述后，读者将理解上述细节以及其它。在进行或使用本文所述的合金、制品和方法后，读者也会理解某些其它细节。
某些非限制性实施方案的详细描述
在本文非限制性实施方案的描述中，除了在操作实施例中或另有所述，所有表示成分和产品的量或特征、加工条件等的数字应理解为在所有情形下通过术语“约”修饰。因此，除非另有相反描述，以下说明书中的任何数字参数为近似值，其可根据人们想要在本发明的合金和制品中获得的所需特性而改变。至少，且不是为了将相同观念的申请限制于权利要求的范围，各数字参数应至少根据报告的有效数字和使用常用的舍入技术的数而解释。
任何所述的在此引入作为参考的专利、出版物或其它公开材料(以其整体或部分)，仅达到以下程度，引入的材料不与本发明中现有定义、陈述、或其它公开材料相冲突。同样地，且达到所需的程度，本文所述的内容代替任何在此引入作为参考的冲突的材料。任何所述的在此引入作为参考但与现有定义、陈述、或其它公开材料相冲突的材料或其部分，仅以以下程度引入，其不在引入的材料和现有公开材料之间产生冲突。
本发明部分涉及低合金钢，其具有显著的硬度并显示相当大的和出人意料的多重攻击弹道抗性水平，同时具有最小的裂纹扩展，赋予适用于军事装甲应用的抗弹道穿透性水平。根据本发明的钢的某些实施方案显示硬度值超过550HBN且当按照MIL-DTL-46100E评估(且优选还按照MIL-A-46099C评估)时显示相当大的抗弹道穿透性水平。相对于某些现有的600BHN钢装甲板材料，根据本发明的合金的某些实施方案当相对装甲穿孔射弹测试时明显不易于破裂和穿透。该合金的某些实施方案还具有证实的弹道性能，该弹道性能与某些高合金装甲材料如K-
Figure GPA00001077334400061
装甲板的性能相当。根据本发明的钢合金的某些实施方案的弹道性能是完全出人意料的得到的，例如，与某些常规600BHN钢装甲材料相比，所述合金的低合金含量和合金相对适中的硬度。更具体地，出人意料地观察到尽管根据本发明的合金的某些实施方案显示相对适中的硬度(其可通过以较缓慢的冷却速率从奥氏体化温度冷却合金而提供)，该合金样品显示相当好的弹道性能，其至少与K-
Figure GPA00001077334400071
装甲板的性能相当。该令人惊讶且非显而易见的发现与常规观点完全相反，该常规观点是增加钢装甲板材料的硬度可改善弹道性能。
根据本发明的钢的某些实施方案包括低含量的残余元素硫、磷、氮和氧。而且，钢的某些实施方案可包含一种或多种铈、镧和其它稀土金属的浓缩物。不被任何具体操作理论束缚，本发明者认为这些稀土添加剂用于结合合金中存在的一部分硫、磷和/或氧，以使这些残余物不太可能在晶界中聚集和降低材料的多重攻击弹道抗性。还认为硫、磷和/或氧在钢的晶界中的聚集可促进高速碰撞时的晶粒间分离，导致碰撞射弹的材料破裂和可能的穿透。本发明的钢的某些实施方案也包含较高的镍含量，例如3.30至4.30重量％，以提供相对坚韧的基质，从而显著改善弹道性能。
除了开发独特的合金***，本发明者还进行了研究，在以下讨论，以确定如何加工本发明的钢以改善硬度和弹道性能，该硬度和弹道性能按照已知的军事规格MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C评估。本发明者还将本发明的钢样品经受各种温度，该温度预期使钢中溶解碳化物颗粒并使之扩散，并在钢中得到合理的均匀性程度。该测试的目的是确定不产生过度渗碳或导致过度和不可接受的晶粒生长的热处理温度，过度渗碳或导致过度和不可接受的晶粒生长将降低材料韧性从而降低弹道性能。在某些方法中，将钢板横向辊轧以提供一定程度的各向同性。
还进行了以下试验，其评估以不同速率从奥氏体化温度冷却并因此具有不同硬度的样品的弹道性能。本发明者的测试还包括回火试验和冷却试验，其用来评估如何更好的促进多重攻击弹道抗性同时具有最小的裂纹扩展。按照MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C通过确定各种测试样品的V50弹道极限评估样品，使用7.62mm(.30口径)装甲穿孔射弹。本发明者的合金的详情按以下研究。
1.制备实验合金板
制备用于低合金钢装甲的新组合物。本发明者推断该合金组合物优选应包含较高的镍含量和低含量的硫、磷和氮残余元素，且应以促进均匀性的方式加工成板形式。通过AOD或AOD和ESR制备多种具有表2所示的实验化学组成的合金锭。表2表明所需的最小和最大，优选最小和优选最大(若有的话)，和合金成分的目标含量，以及制备的合金的实际组成。合金的余量包括铁和偶存的杂质。可作为偶存的杂质存在的元素的非限制性实例包括铜、铝、钛、钨和钴。其它潜在的偶存的杂质(其可由原料和/或通过合金加工衍生)对冶金领域技术人员是已知的。合金组成在表2中报导，且更一般地在本文报导，除非另有所述重量百分比基于总合金重量。而且，在表2中，“LAP”是指“尽可能低”。
表2
  C   Mn   P   S   Si   Cr   Ni   Mo   Ce   La   V   W   Ti   Co   Al   N   B
  最小   .48   .15   -   -   .15   .95   3.30   .35   .001   .001   -   -   -   -   -   -   .0008
  最大   .52   1.00   .015   .002   .45   1.70   4.30   .65   .015   .015   .05   .08   .05   .05   .020   .010   .0024
  优选最小 - .20 - - .20 1.00 3.75 .40 - - - - - - - - .0015
  优选最大 - .80 .010 - .40 1.50 4.25 .60 - - - - - - - - .0025
  目标 .50 .50 LAP LAP .30 1.25 4.00 .50 - - LAP LAP LAP LAP LAP LAP .0016
  实际* .50 .53 .01 .0006 0.4 1.24 4.01 .52 - .003 .01 .01 .002 .02 .02 .007 .0015
*分析显示该组合物还包含0.09铜，0.004铌，0.004锡，0.001锆和92.62铁。
锭表面使用常规操作研磨。然后将锭加热至约1300°F(704℃)，使平衡，在该第一温度保持6至8小时，以约200°F/小时(93℃/小时)加热至约2050°F(1121℃)，且在该第二温度每英寸厚度保持约30分钟。然后将锭热轧至7英寸(17.8cm)厚度，末端切头，且如果需要，再加热至约2050°F(1121℃)，然后另外热轧至约1.50-2.50英寸(38.1-63.5cm)厚度的reslabs。使用常规操作将reslabs应力消除退火，然后将板坯(slab)表面鼓风(blast)清理且精轧成厚度为约0.310英寸(7.8mm)或约0.275英寸(7mm)的长板。然后将长板完全退火，鼓风清理，压平并剪切以形成厚度为约0.310英寸(7.8mm)或约0.275英寸(7mm)的多个单独的板。
在某些情况下，将reslabs再加热至轧制温度，紧接着获得最终厚度(finished gauge)所需的最终轧制步骤。更具体地，将板样品按表3所示最终轧制。对按表3所示最终轧制的0.0275和0.310英寸(7和7.8mm)厚度(标称)的板样品进行测试以评估优化表面硬度和弹道性能特性的可能热处理参数。
表3
  近似厚度，英寸(mm)   热轧加工参数
  0.275(7)   以0.5再加热板坯约10分钟，然后轧制成最终厚度
  0.275(7)   在紧接轧制成最终厚度前没有再加热
  0.310(7.8)   以0.6再加热板坯约30分钟，然后轧制成最终厚度
  0.310(7.8)   在紧接轧制成最终厚度前没有再加热
2.硬度测试
将上述部分1制备的板进行奥氏体化处理和硬化步骤，切成三分之一以形成样品用于进一步测试，且任选进行回火处理。该奥氏体化处理包括加热样品至1550-1650°F(843-899℃)，保持40分钟(在该温度的时间(time-at-temperature))。硬化包括从奥氏体化处理温度空气冷却该样品或在油中淬火该样品至室温(“RT”)。将源自各奥氏体化和硬化的板的三个样品中的一个保持在硬化状态(as-hardened state)用于检测。通过在250°F(121℃)或300°F(149℃)保持90分钟(在该温度的时间)将从各奥氏体化和硬化的板切下的剩余两个样品回火退火(temper annealed)。为减少评估样品硬度所需的时间，所有样品初始使用Rockwell C(HRC)试验而非Brinell硬度试验测试。还检测在硬化状态显示最高HRC值的两个样品以确定硬化状态的Brinell硬度(BHN)(即，在任何回火处理前)。表4列出在250°F(121℃)或300°F(149℃)回火的样品的奥氏体化处理温度、淬火类型、厚度和HRC值。表4还表明是否将试验中使用的板在紧接轧制成最终厚度前进行再加热。此外，表4列出在硬化状态显示最高HRC值的未回火的、硬化状态的样品的BHN硬度。
表4
 奥氏体化退火温度(°F)   冷却类型   再加热   厚度   硬化状态的HRC   硬化状态的BHN   250°F退火后的HRC   300°F退火后的HRC
 1550   空气   否   0.275   50   --   54   54
 1550   空气   否   0.310   53   --   58   57
 1550   空气   是   0.275   50   --   53   56
 1550   空气   是   0.310   50   --   55   57
 1550   油   否   0.275   48   --   54   56
 1550   油   否   0.310   53   --   58   58
 1550   油   是   0.275   59   624   52   53
 1550   油   是   0.310   59   --   55   58
 1600   空气   否   0.275   53   587   54   57
 1600   空气   否   0.310   48   --   56   57
 1600   空气   是   0.275   54   --   56   57
 1600   空气   是   0.310   50   --   57   58
 1600   油   否   0.275   53   --   54   57
 1600   油   否   0.310   52   --   55   58
 1600   油   是   0.275   51   --   51   58
 1600   油   是   0.310   53   --   53   58
 1650   空气   否   0.275   46   --   54   56
 奥氏体化退火温度(°F)   冷却类型   再加热   厚度   硬化状态的HRC   硬化状态的BHN   250°F退火后的HRC   300°F退火后的HRC
 1650   空气   否   0.310   46   --   53   56
 1650   空气   是   0.275   48   --   53   57
 1650   空气   是   0.310   48   --   54   56
 1650   油   否   0.275   47   --   52   55
 1650   油   否   0.310   46   --   54   57
 1650   油   是   0.275   46   --   55   54
 1650   油   是   0.310   47   --   57   58
表5提供表4中包含的样品在硬化状态和在250°F(121℃)或300°F(149℃)回火退火90分钟(在该温度的时间)后的平均HRC值。
表5
  奥氏体化退火温度(°F)   硬化状态的平均HRC   250°F退火后的平均HRC   300°F退火后的平均HRC
  1550   52   55   56
  1600   52   55   57
  1650   47   54   56
通常，Brinell硬度按照规格ASTME-10，通过将特定直径的硬钢或碳化物球形式的压头(indenter)以特定负载施加于样品表面并测量测试后的凹痕(indentation)直径进行测定。该Brinell硬度数或“BHN”通过将使用的压头负载(千克)除以凹痕的实际表面积(平方毫米)而获得。该结果为压强(pressure)测量，但当报告BHN值时很少提及单位。
在评估钢装甲样品的Brinell硬度数时，使用台式机器以将10mm直径的碳化钨球压头压进试样的表面。该机器施加3000千克的负载，通常保持10秒。当球收缩后，测量所得圆形压痕的直径。根据下式计算BHN值：
BHN＝2P/[πD(D-(D2-d2)1/2)]，
其中BHN＝Brinell硬度数；P＝施加的负载(千克)；D＝球形压头的直径(mm)；且d＝所得压头压痕的直径(mm)。
可在装甲板的表面区域进行多个BHN测试且各个测试可能产生稍有不同的硬度数。硬度的变化可能是因为板的局部化学成分和显微组织的微小改变，因为即使均匀装甲也不是完全均匀的。硬度测量的微小变化也可能是由于测量样品上的压头压痕的直径的误差产生。即使预期到任何单一样品的硬度测量的变化，BHN值经常以范围提供，而不是单个数值。
如表4所示，对样品测量的最高Brinell硬度为624和587。那些特别的硬化状态的样品在1550°F(843℃)(BHN 624)或1600°F(871℃)(BHN587)奥氏体化。该两个样品的一个被油淬火(BHN 624)，另一个通过空气冷却，且该两个样品中仅有一个(BHN 624)在轧制成最终厚度前再加热。
通常，观察到使用回火退火趋向于增加样品硬度，使用300°F(149℃)的回火温度导致在各奥氏体化温度更大的硬度增加。而且，观察到增加奥氏体化温度通常趋向于降低获得的最终硬度。这些关系在图1中图解，其显示在硬化状态(“AgeN”)或在250°F(121℃)(“Age25”)或300°F(149℃)(“Age30”)回火后的0.275英寸(7mm)样品(左图)和0.310英寸(7.8mm)样品(右图)的平均HRC硬度作为奥氏体化温度的函数。
图2和3考虑到淬火类型和是否将reslabs在轧制成0.275和0.310英寸(7和7.8mm)标称最终厚度前再加热对硬度的影响。图2显示在硬化状态(“AgeN”)或在250°F(121℃)(“Age25”)或300°F(149℃)(“Age30”)回火后以下样品的HRC硬度对奥氏体化温度的函数：非再加热的0.275英寸(7mm)样品(左上图)，再加热的0.275英寸(7mm)样品(左下图)，非再加热的0.310英寸(7.8mm)样品(右上图)和再加热的0.310英寸(7.8mm)样品(右下图)。类似的，图3显示在硬化状态(“AgeN”)或在250°F(121℃)(“Age25”)或300°F(149℃)(“Age30”)回火后以下样品的HRC硬度对奥氏体化温度的函数：空气冷却的0.275英寸(7mm)样品(左上图)，油淬火的0.275英寸(7mm)样品(左下图)，空气冷却的0.310英寸(7.8mm)样品(右上图)，和油淬火的0.310英寸(7.8mm)样品(右下图)。在各奥氏体化温度处理并满足图2和3中各图相应条件的样品的平均硬度在各图中绘制成矩形数据点，且各图中的各个数据点通过虚线连接以更好的显现任何趋势。图2和3中各幅图考虑的所有样品的总体平均硬度在各幅图中以菱形数据点绘制。
关于图2，通常观察到轧制成最终厚度前的再加热的硬度影响较小，且相对其它变量的影响不明显。例如，具有最高两个Brinell硬度的样品中仅有一个在轧制成最终厚度前再加热。关于图3，通常观察到奥氏体化热处理后使用空气冷却和油淬火产生的任何硬度差异是很小的。例如，具有最高两个Brinell硬度的样品中仅有一个在轧制成最终厚度前以板形式再加热。
已确定实验合金样品在奥氏体化退火后包含高浓度的残留奥氏体。更大的板厚度和更高的奥氏体化处理温度倾向于产生更大的残留奥氏体水平。而且，观察到至少一部分奥氏体在回火退火过程中转化为马氏体。任何在回火退火处理后存在的未回火的马氏体会降低最终材料的韧性。为更好的保证最佳韧性，推断可使用另外的回火退火以进一步将任何残留奥氏体转化为马氏体。基于本发明者的观察，至少约1500°F(815℃)，更优选至少约1550°F(843℃)的奥氏体化温度显示出对于有关获得高硬度评估的制品是满意的。
3.弹道性能测试
几个标称厚度为0.275英寸(7mm)的18x18英寸(45.7x45.7cm)试验样板按上述部分1制备，然后进一步按以下论述加工。然后将样板按下述进行弹道性能测试。
将按部分1制备的8个试验样板进一步按以下加工。该8个样板在1600°F(871℃)奥氏体化35分钟(+/-5分钟)，通过空气冷却至室温，并测试硬度。在1600°F(871℃)奥氏体化的8个样板中的一个的BHN硬度在空气冷却后在奥氏体化状态、未回火的(“硬化状态”)状态测定。该硬化状态的样板显示约600BHN的硬度。
将在1600°F(871℃)奥氏体化和空气冷却的8个样板中的6个分为三组，每组两个，且每组在250°F(121℃)，300°F(149℃)，和350°F(177℃)中的一个温度下回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却至室温，并测试硬度。将该三组回火的样板的每一组中的一个样板(共三个样板)留出，且剩余三个回火的样板以其初始250°F(121℃)，300°F(149℃)，或350°F(177℃)回火温度再次回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却至室温，并测试硬度。这6个样板在下表6中通过样品ID号1至6区别。
将在1600°F(871℃)奥氏体化并空气冷却的8个样板中的一个浸入32°F(0℃)冰水中保持约15分钟，然后移除并测试硬度。然后将样板在300°F(149℃)回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却至室温，浸入32°F(0℃)冰水中保持约15分钟，然后移除并测试硬度。然后将样品在300°F(149℃)再次回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却至室温，再次置于32°F(0℃)冰水中保持约15分钟，然后再次移除并测试硬度。该样板参考表6中的ID号7。
将按上述部分1制备的三个另外的试验样板进一步按以下加工，然后进行弹道性能测试。将该三个样板的每一个在1950°F(1065℃)奥氏体化35分钟(+/-5分钟)，使之空气冷却至室温，并测试硬度。再将该三个样板的每一个在300°F回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却至室温，并测试硬度。然后将该三个回火的、空气冷却的样板中的两个在300°F(149℃)再次回火90分钟(+/-5分钟)，空气冷却，然后测试硬度。然后将再次回火的样板中的一个低温冷却至-120°F(-84℃)，使之温热至室温，并测试硬度。这三个样板通过表6中的ID号9-11标识。
通过使用7.62mm(.30口径)M2AP射弹按照MIL-DTL-46100E评估V50弹道极限(防护)而单独评估表6中标识的11个样板的弹道性能。该V50弹道极限是计算的射弹速度，在该速度射弹穿透装甲试验样板的概率为50％。
更精确地，在美国军事订货规格MIL-DTL-46100E(“装甲、板、钢、锻制品、高硬度”)下，该V50弹道极限(防护)为6个恰当的碰撞速度(fair impactvelocities)的平均速度，该6个恰当的碰撞速度包括三个导致完全穿透的最低射弹速度和三个导致部分穿透的最高射弹速度。在测定V50中使用的最低和最高速度之间允许150英尺/秒(fps)的最大差异。在最低完全穿透速度比最高部分穿透速度少的量多于150fps时，该弹道极限基于10个速度(导致完全穿透的5个最低速度和导致部分穿透的5个最高速度)。当使用10个一轮(ten-round)过度差异的弹道极限时，该速度差异必须减少至最低部分水平，且尽可能与150fps接近。在测定V50弹道极限(防护)时使用正常的向上和向下开火方法，所有速度校正为击中速度。如果计算的V50弹道极限小于比所需最低值高30fps的值，且如果存在30fps或更大的间隙(高的部分穿透速度低于低的完全穿透速度)，则按需要继续射弹开火以减少间隙至25fps或更小。
对试验样板计算的V50弹道极限可与具体厚度的试验样板的所需最低的V50进行比较。如果试验样板的计算的V50超过所需最低的V50，则可以说该试验样板已“通过”必要的弹道性能标准。板装甲的最小V50弹道极限值在各种美国军队规格中列出，包括MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C(“装甲板、钢、辊压接合的、DNAL硬度(0.187英寸至0.700英寸，包括端点”))。
表6列出11个弹道试验样板的每一个的以下信息：样品ID号；奥氏体化温度；从奥氏体化处理(“硬化状态”)冷却至室温后的BHN硬度；回火处理参数(如果使用的话)；从回火温度冷却至室温后的BHN硬度；再次回火处理参数(如果使用的话)；从再次回火温度冷却至室温后的BHN硬度；以及按照MIL-DTL-46100E和按照MIL-A-46099C的样板的计算弹道极限V50和所需最低V50弹道极限之间的差异(fps)。表6中的正V50差异值(例如，“+419”)表明样板的计算V50弹道极限超过要求的V50指示的程度。负差异值(例如，“-44”)表明样板的计算V50小于按照指示的军事规格要求的V50指示的程度。
表6
ID  奥氏体化温度(°F)  硬化状态的硬度(BHN)   回火(分钟°F)   回火后的硬度(BHN)  再次回火(分钟°F)   再次回火后的硬度(BHN)  再次回火(分钟°F)   再次回火后的硬度(BHN)  V50与46100E(fps)比较  V50与46099C(fps)比较
  1  1600  600   90250   600  NA   NA  NA   NA  +419  +37
  2  1600  600   90250   600  90250   600  NA   NA  +341  -44
  3  1600  600   90300   600  NA   NA  NA   NA  +309  -74
  4  1600  600   90300   600  90300   600  NA   NA  +346  -38
  5  1600  600   90350   578  NA   NA  NA   NA  +231  -153
  6  1600  600   90350   578  90350   578  NA   NA  +240  -144
  7  1600  600   1532   600  90300+AC+   600  90300+AC+   600  +372  -16
ID  奥氏体化温度(°F)  硬化状态的硬度(BHN)  回火(分钟°F)   回火后的硬度(BHN)  再次回火(分钟°F)   再次回火后的硬度(BHN)  再次回火(分钟°F)   再次回火后的硬度(BHN)  V50与46100E(fps)比较  V50与46099C(fps)比较
  1532  1532
  8  1950  555   90300   555   NA   NA  NA   NA  +243  -137
  9  1950  555   90300   555   90300   555  NA   NA  +234  -147
  10  1950  555   90300   --   90300   --  -120   --  --  --
8个由实验合金构成的另外的18x18英寸(45.7x45.7cm)(标称)试验样板，编号为12-19，按照上述部分1所述的制备。各样板标称为0.275英寸(7mm)或0.320英寸(7.8mm)厚度。将8个样板中的每一个通过在1600°F(871℃)加热35分钟(+/-5分钟)进行奥氏体化处理，然后空气冷却至室温。对样板12在硬化状态(冷却状态，没有回火处理)评估对抗7.62mm(.30口径)M2AP射弹的弹道性能。将样板13-19进行表7中所列的单独的回火步骤，空气冷却至室温，然后按与上述样板1-11相同的方式评估弹道性能。表7中所列的每个回火时间为近似值，且实际为所列持续时间+/-5分钟的范围。表8列出试验样板12-19每一个的计算的V50弹道极限(性能)，以及对于表7所列的具体样板厚度按照MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C的所需最低的V50。
表7
  ID   厚度(英寸)   未回火   在175°F回火60分钟   在200°F回火60分钟   在225°F回火60分钟   在250°F回火30分钟   在250°F回火60分钟   在250°F回火90分钟   在250°F回火120分钟
  12   0.282   X
  13   0.280   X
  14   0.281   X
  15   0.282   X
  16   0.278   X
  17   0.278   X
  18   0.285   X
  19   0.281   X
表8
  样品ID  计算的V50弹道极限(fps)   按照MIL-DTL-46100E的最小V50弹道极限(fps)   按照MIL-A-46099C的最小V50弹道极限(fps)
  12  2936   2426   2807
  13  2978   2415   2796
  14  3031   2421   2801
  15  2969   2426   2807
  16  2877   2403   2785
  17  2915   2403   2785
  18  2914   2443   2823
  19  2918   2421   2801
轧制产品(例如，板、棒、片形式)可由本发明的合金通过采纳上述意见和结论的加工步骤制备以优化合金的硬度和弹道性能。本领域技术人员应理解，“板”产物的厚度至少为3/16英寸且宽度至少为10英寸，且“片”产物的厚度不大于3/16英寸且宽度至少为10英寸。本领域技术人员将易于理解不同常规轧制产品，如板、片和棒之间的差异。
4.冷却测试
a.试验1
将具有表2所示的实际化学组成的0.275x18x18英寸样品组按以下加工，其通过在1600±10°F(871±6℃)加热样品35分钟±5分钟而进行奥氏体化循环，然后使用不同方法冷却至室温以影响冷却路径。然后将冷却的样品回火一定的时间，并使之空气冷却至室温。将样品进行Brinell硬度测试和弹道测试。在规格MIL-DTL-46100E下满足需求的弹道V50值是理想的。优选地，通过弹道V50值评估的弹道性能不小于比在规格MIL-A-46099C下所需的V50值小150英尺/秒的值。通常，MIL-A-46099C需要明显更大的V50值，该值通常比在MIL-DTL-46100E下所需的值大300-400fps。
表9列出通过将样品垂直摆放在冷却台(cooling rack)上从奥氏体化温度冷却的样品的硬度和V50结果，且样品具有1英寸间隔，并使样品在静止空气室温环境中冷却至室温。图4显示这些样品堆叠设置的图示。
表10提供使用与表9相同的一般冷却条件和相同的垂直样品摆放设置从奥氏体化温度冷却的样品的硬度和V50值，但其中冷却风扇使室温空气围绕样品循环。因此，表10中列出的样品从奥氏体化温度冷却的平均速率超过表9中列出的样品的平均速率。
表11列出水平设置在冷却台上且与相邻样品接触堆叠的静止空气冷却的样品的硬度和V50结果，所述与相邻样品接触堆叠为了影响样品从奥氏体化温度的冷却速率。表11中包含的V50值在图6中绘制为回火实践的函数。对表11的样品使用四个不同的堆叠设置。在一个设置中，示于图5的顶部，两个样品彼此接触放置。在另一设置中，示于图5的底部，三个样品彼此接触放置。图8为按图5的顶部和底部所示堆叠的样品的冷却曲线的示图。图7显示两个另外的堆叠设置，其中当从奥氏体化温度冷却时四个板(顶部)或五个板(底部)彼此接触放置。图9按图7的顶部和底部所示堆叠的样品的冷却曲线的示图。对于表11列出的各样品，表的第二栏表明堆叠设置中关联的样品总数。可预期的是到围绕样品循环空气(相对于在静止空气中冷却)和设置彼此接触的不同数量的样品，如表9，10和11中的样品，影响各种样品的冷却曲线的形状。换句话说，预期到冷却曲线遵循的具体途径(即，曲线的“形状”)因表9，10和11中样品的不同设置而不同。例如，在与其它样品接触冷却的样品的冷却曲线的一个或多个区域的冷却速率可小于相同冷却曲线区域中垂直摆放的、间隔分开的样品的冷却速率。相信样品冷却的不同导致样品显微组织的不同，其出人意料地影响样品的抗弹道穿透性，如下所述。
表9-11表明那些表中列出的各样品使用的回火处理。表9-11中的V50结果以相对于在规格MIL-A-46099C下具体测试样品尺寸所需最低的V50速度的差异(英尺/秒(fps))列出。作为实例，“-156”的值是指按照军事规格使用7.62mm(.30口径)穿甲弹药评估的样品的V50比在军事规格下的所需值小156fps，且“+82”的值是指该V50速度超过所需值82fps。因此，大的、正的差异值是最理想的，因为它们反映超过在军事规格下所需的V50的抗弹道穿透性。表9中报告的V50值是估算的，因为该靶标板在弹道测试中破裂(破碎)。表9和10中列出的样品的弹道结果经历较高的破裂发生率。
表9-静止空气冷却，样品以1英寸间隔垂直摆放
  样品   回火处理(°F温度/在该温度的时间/冷却)   V50(46099C)(fps)  奥氏体化后的平均硬度(HBN)   回火后的平均硬度(HBN)
  79804AB1   200/60/AC   --  712   712
  79804AB2   200/60/AC+350/60/AC   --+3  712712   712640
  79804AB3   200/60/AC   --  712   704
  79804AB4   200/60/AC   --  712   712
  79804AB5   225/60/AC   --  712   712
  79804AB6   225/60/AC   --  712   704
  79804AB7   225/60/AC   --  712   712
  79804AB8   400/60/AC   -155  712   608
  79804AB9   500/60/AC   -61  712   601
  79804AB10   600/60/AC   -142  712   601
表10-风扇冷却，样品以1英寸间隔垂直摆放
  样品   回火处理(°F温度/在该温度的时间/冷却)  V50(估算的)(46099C)(fps)  奥氏体化后的平均硬度(HBN)   回火后的平均硬度(HBN)
  79373AB1   200/60/AC  -95  712   675
  79373AB2   200/120/AC  -47  712   675
  79373AB3   225/60/AC  +35  712   668
  79373AB4   225/120/AC  -227  712   682
  79373AB5   250/60/AC  +82  712   682
  79373AB6   250/120/AC  +39  712   682
  79373AB7   275/60/AC  +82  712   682
  79373AB8   275/120/AC  +13  712   675
  79373AB9   300/60/AC  -54  712   675
表11-静止空气冷却，堆叠的样品
  样品  堆叠(样品板号)   回火处理(°F温度/在该温度的时间/冷却)   V50(46099C)(fps)   奥氏体化后的平均硬度(HBN)   回火后的平均硬度(HBN)
  79804AB3  2   225/60/AC   +191   653   653
  79804AB4  2   225/60/AC   +135   653   653
  79804AB1   3   225/60/AC   +222   640   627
  79804AB5   3   225/60/AC   +198   640   640
  79804AB6   3   225/60/AC   +167   627   627
  79804AB7   4   225/60/AC   +88   646   646
  79373DA1   4   225/60/AC   +97   601   601
  79373DA2   4   225/60/AC   -24   601   601
  79373DA3   4   225/60/AC   +108   620   607
  79373DA4   5   225/60/AC   +114   627   614
  79373DA5   5   225/60/AC   +133   627   601
  79373DA6   5   225/60/AC   +138   620   601
  79373DA7   5   225/60/AC   +140   620   614
  79373DA8   5   225/60/AC   +145   614   621
表11中列出的样品的硬度值明显小于表9和10的样品的硬度值。相信该差异是由于当将样品从奥氏体化温度冷却时将样品彼此接触放置的结果，其相对表9和10和图4中提及的“空气淬火的”样品改变了样品的冷却曲线。还认为表11中的样品使用的较缓慢的冷却可使得在从奥氏体化温度冷却至室温的过程中自动回火该材料。
如上所述，常规观念是增加钢装甲的硬度增强装甲对抗破裂弹道射弹的能力，从而可改善例如通过V50速度测试评估的弹道性能。表9和10中的样品的组成与表11中的组成相同，除了从奥氏体化温度的冷却方式外以基本相同的方式处理。因此，在制备钢装甲材料方面普通技术的人员将预期降低表11中样品的表面硬度将不利影响抗弹道穿透性，且导致相对表9和10中的样品具有较低的V50速度。相反，本发明者发现表11中的样品出人意料地显示明显改善的抗穿透性，具有较低的破裂发生率同时保持正的V50值。考虑到当从奥氏体化温度冷却后回火钢时实验中弹道特性的明显改善，相信在工厂规模的操作中在从奥氏体化温度冷却后在250-450°F，且优选在约375°F回火约1小时是有利的。
表11中的平均V50速度比在MIL-A-46099C下样品所需的V50速度大119.6fps。因此，表11中的实验数据显示根据本发明的钢装甲的实施方案具有的V50速度接近或超过在MIL-A-46099C下的所需值。相反，表10中所列的以更高速率冷却的样品的平均V50比在该规格下的所需值仅大2fps，且该样品经历不可接受的多重攻击破裂抗性(multi-hit crack resistance)。已知MIL-A-46099C的V50速度需求比在规格MIL-DTL-461000E下的所需值高约300-400fps，根据本发明的某些钢装甲实施方案也接近或满足在MIL-DTL-46100E下的所需值。尽管并不限制本发明，该V50速度优选不小于比在MIL-A-46099C下的所需值小150英尺/秒的值。换句话说，该V50速度优选至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50一样大，同时具有最小的裂纹扩展。
表11的实施方案的平均抗穿透性能相当好，且相信至少与某些昂贵的高合金装甲材料或K-
Figure GPA00001077334400221
双重硬度装甲板相当。总之，尽管表11中的钢装甲样品比表9和10中的样品具有明显更低的表面硬度，但它们出人意料地显示明显更大的抗弹道穿透性，同时具有降低的裂纹扩展发生率，且与某些特级高合金装甲合金的抗弹道性相当。
不希望被具体理论束缚，本发明者相信根据本发明的钢装甲的独特组成和从奥氏体化温度冷却装甲的非常规方法对于提供具有出人意料的高抗穿透性的钢装甲是重要的。本发明者观察到表11中样品的相当好的弹道性能不仅是由于相对表9和10中样品具有较低的硬度。事实上，如下表12所示，表9中某些样品具有的回火后硬度与表11中样品的回火后硬度基本上相同，但表11中的样品(其从与表9和10中的样品不同的奥氏体化温度冷却)具有明显更高的V50速度，同时具有较低的破裂发生率。因此，不希望被任何具体操作理论束缚，相信表11中抗穿透性的明显改进可能是由于出人意料且明显的显微组织变化，该变化是在非常规方式冷却过程发生的，且另外使材料在冷却至室温过程自动回火。
尽管在本试验中通过将样品在冷却台上以水平方向彼此接触而将冷却曲线从常规空气淬火步骤的冷却曲线进行改变，基于本文讨论的本发明者的观察，相信其它改变常规冷却曲线的手段可用于有利地影响本发明合金的弹道性能。有利改变合金冷却曲线的可能方式的实例包括在从奥氏体化温度冷却合金的全部或部分步骤中，在可控的冷却区或用隔热材料如Kaowool材料覆盖合金从奥氏体化温度冷却。
表12
Figure GPA00001077334400231
根据装甲应用中高硬度获得的优点，根据本发明的低合金钢优选具有至少550HBN的硬度。基于上述测试结果和本发明者的观察，根据本发明的钢优选的硬度大于550HBN且小于700HBN，且更优选大于550HBN且小于675。根据一个特别优选的实施方案，根据本发明的钢的硬度至少为600HBN且小于675HBN。硬度很可能在弹道性能的建立中发挥重要作用。然而，根据本方法制备的实验装甲合金还从显微组织变化得到它们出人意料的良好抗穿透性，该显微组织变化是由于非常规方式冷却样品产生的，该非常规方式的冷却将样品的冷却曲线从特征为将样品在空气中从奥氏体化温度冷却的常规步骤的曲线进行改变。
b.试验2
进行实验以研究从奥氏体化温度冷却的合金冷却曲线的具体变化，其至少部分是本发明合金的抗弹道穿透性出人意料改善的原因。将两组(每组三块)具有表2所示实际化学成分的0.310英寸样品板加热至1600±10°F(871±6℃)奥氏体化温度，保持35分钟±5分钟。将该两组以不同设置安置在炉(furnace)支架(tray)上以影响样品从奥氏体化温度的冷却曲线。在图10所示的第一设置中，将三块样品(号DA-7，DA-8和DA-9)垂直摆放，在样品间具有1英寸的最小间隔。第一热电偶(称为“通道(channel)1”)置于摆放的样品的中间样品(DA-8)的表面。第二热电偶(通道2)置于外板(DA-7)的外面(即，不面对中间板)。在第二设置中，如图11所示，将三块样品彼此接触水平堆叠，且样品号DA-10在底部，样品号BA-2在顶部，且样品号BA-1在中间。第一热电偶(通道3)置于底部样品的顶面，且第二热电偶(通道4)置于顶部样品的底面(与中间样品的顶面相对)。在各样品设置加热至且保持在奥氏体化温度后，将样品支架从炉上移去并使之在静止空气中冷却直到样品低于300°F(149℃)。
在将样品从奥氏体化温度冷却至室温后在各样品的拐角部位评估硬度(HBN)，且在各奥氏体化样品在225°F(107℃)回火60分钟后再次评估。结果示于表13。
表13
Figure GPA00001077334400241
图12中所示的冷却曲线显示在通道1-4的每一个记录的样品温度，记录时间为从样品刚从奥氏体化炉去除直到达到约200-400°F(93-204℃)的温度范围。图12还显示合金可能的连续冷却转化(CCT)曲线，表明当合金从高温冷却时合金的各种相区域。图13显示图11的冷却曲线的一部分的详细示图，其包括以下区域，其中通道1-4的各冷却曲线与理论的CCT曲线交叉。同样，图14显示图12所示的在500-900°F(260-482℃)样品温度范围内的冷却曲线和CCT曲线的一部分。通道1和2的冷却曲线(垂直摆放的样品)类似于通道3和4的曲线(堆叠的样品)。然而，通道1和2的曲线与通道3和4的曲线的路径不同，且在冷却曲线的早期部分尤其是这样(在冷却步骤的开始时)。随后，通道1和2的曲线的形状反映比通道3和4更快的冷却速率。例如，在其中单独的通道冷却曲线首次与CCT曲线交叉的冷却曲线区域，通道1和2的冷却速率(垂直摆放的样品)为约136°F/分(75.6℃/分)，且对于通道3和4(堆叠的样品)分别为约98°F/分(54.4℃/分)和约107°F/分(59.4℃/分)。如所预期的，通道3和4的冷却速率降至介于涉及两个叠层板(111°F/分(61.7℃/分))和5个叠层板(95°F/分(52.8℃/分))的冷却试验测定的冷却速率之间，如上所述。两个堆叠的板(“2Pl”)和5个堆叠的板(“5Pl”)的冷却试验的冷却曲线还显示在图12-14中。
图12-14所示的通道1-4的冷却曲线表明所有冷却速率没有明显不同。然而，如图12和13所示，各个曲线最初在不同点与CCT曲线交错，表明不同的转变量，该不同的转变量可明显影响样品的相对显微组织。CCT曲线交点的变化很大程度是由样品在高温时发生的冷却程度决定的。因此，在样品从炉移去后较短期间发生的冷却的量可显著影响样品的最终显微组织，且这又会提供或有助于本文讨论的抗弹道穿透性的出人意料的改善。因此，该实验证实样品从奥氏体化温度冷却的方式可影响合金显微组织，且这至少是根据本发明的装甲合金的改善的弹道性能的部分原因。
根据本发明的钢装甲将提供相当大的价值，因为它们可显示与特级的高合金装甲合金至少相当的弹道性能，同时包含明显较低含量的昂贵合金成分例如，镍、钼和铬。在给出本发明的钢装甲实施方案的性能和成本优点的情况下，相信这种装甲相对许多现有的装甲合金具有非常大的进步。
根据本发明制备的合金板和其它轧制产品可用于常规装甲应用。这些应用包括，例如，装甲的护罩和其它用于战车、军备(armaments)、装甲的门和外壳的组件，和其它需要或受益于防止射弹袭击、***弹道波和其它高能量攻击的制品。根据本发明的合金的这些可能应用的实例仅是作为实例提供，并非包括本发明合金可以使用的所有领域。本领域技术人员在阅读本发明后，将易于识别本文所述合金的其它应用。可以相信本领域技术人员将能够基于本领域的现有技术从本发明的合金制造所有这些制品。因此，本文无需进一步讨论这些制品的制造过程。
尽管上述说明书仅必要地提供有限数量的实施方案，本领域技术人员将理解本领域技术人员可对本发明的合金、方法和制品进行各种改变，且所有这些变化将保持在本文以及所附权利要求所述的原则和范围内。本领域技术人员也应理解可对上述实施方案进行改变，而不偏离其广泛的发明构思。因此，应理解本发明不限于公开的具体实施方案，而是预期覆盖权利要求限定的本发明原则和范围内的变化。

Claims (41)

1.具有大于550HBN且小于700HBN的硬度和有利的多重攻击弹道抗性的铁基合金，该合金包含，基于总合金重量以重量百分比计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.10氮；偶存的杂质；和余量的铁，
其中该铁基合金从奥氏体化温度空气冷却且具有的V50弹道极限至少与在规格MIL-DTL-46100E下所需的V50一样大。
2.权利要求1所述的合金，其中该合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
3.权利要求1所述的合金，其中该合金的硬度大于550HBN且小于675HBN。
4.权利要求1所述的合金，其中该合金具有的硬度至少为600HBN且小于675HBN。
5.权利要求1所述的合金，其包含至少0.20锰。
6.权利要求1所述的合金，其包含不大于0.80锰。
7.权利要求1所述的合金，其包含至少0.20硅。
8.权利要求1所述的合金，其包含不大于0.40硅。
9.权利要求1所述的合金，其包含至少1.00铬。
10.权利要求1所述的合金，其包含不大于1.50铬。
11.权利要求1所述的合金，其包含至少3.75镍。
12.权利要求1所述的合金，其包含不大于4.25镍。
13.权利要求1所述的合金，其包含至少0.40钼。
14.权利要求1所述的合金，其包含不大于0.60钼。
15.权利要求1所述的合金，其包含至少0.0015硼。
16.权利要求1所述的合金，其包含不大于0.0025硼。
17.权利要求1所述的合金，其包含不大于0.010磷。
18.权利要求1所述的合金，其中该合金具有的硬度至少为600HBN且小于700HBN，且该合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
19.选自装甲板、装甲片和装甲棒的装甲轧制产品，其中该轧制产品为具有大于550HBN且小于700HBN的硬度和有利的多重攻击弹道抗性的铁基合金，该合金包含，基于总合金重量以重量百分比计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；偶存的杂质；和余量的铁，
其中该铁基合金从奥氏体化温度空气冷却且具有的V50弹道极限至少与在规格MIL-DLT-46100E下所需的V50一样大。
20.权利要求19所述的装甲轧制产品，其中该合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
21.权利要求19所述的装甲轧制产品，其中该合金的硬度大于550HBN且小于675HBN。
22.权利要求19所述的装甲轧制产品，其中该合金具有的硬度至少为600HBN且小于675HBN。
23.权利要求19所述的装甲轧制产品，其中该合金具有的硬度至少为600HBN且小于700HBN，且该合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
24.包含具有大于550HBN且小于700HBN的硬度和有利的多重攻击弹道抗性的铁基合金的制品，该合金包含，基于总合金重量以重量百分计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.10氮；偶存的杂质；和余量的铁，
其中该铁基合金从奥氏体化温度空气冷却且具有的V50弹道极限至少与在规格MIL-DLT-46100E下所需的V50一样大。
25.权利要求24所述的制品，其中该制品选自装甲车辆、装甲外壳和装甲的移动设备的元件。
26.制备选自装甲板、装甲片和装甲棒的装甲轧制产品的方法，该装甲轧制产品的硬度大于550HBN且小于700HBN，该方法包括：
提供合金，其包含，基于总合金重量以重量百分比计：0.48至0.52碳；0.15至1.00锰；0.15至0.45硅；0.95至1.70铬；3.30至4.30镍；0.35至0.65钼；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015铈；0.001至0.015镧；不大于0.002硫；不大于0.015磷；偶存的杂质；和余量的铁；
通过在至少1500°F(815℃)的温度加热合金至少30分钟而使合金奥氏体化，所述时间为在所述温度的时间；和
从奥氏体化温度空气冷却该合金，使得该合金具有的V50弹道极限至少与在规格MIL-DLT-46100E下所需的V50一样大。
27.权利要求26所述的方法，其中冷却该合金使得合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
28.权利要求26所述的方法，其中冷却该合金使得合金具有的硬度大于550HBN且小于675HBN。
29.权利要求26所述的方法，其中冷却该合金使得合金具有的硬度至少为600HBN且小于675HBN。
30.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少0.20锰。
31.权利要求26所述的方法，其中该合金包含不大于0.80锰。
32.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少0.20硅。
33.权利要求26所述的方法，其中该合金包含不大于0.40硅。
34.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少1.00铬。
35.权利要求26所述的方法，其中该合金包含不大于1.50铬。
36.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少3.75镍。
37.权利要求26所述的方法，其中该合金包含不大于4.25镍。
38.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少0.40钼。
39.权利要求26所述的方法，其中该合金包含不大于0.60钼。
40.权利要求26所述的方法，其中该合金包含至少0.0015硼。
41.权利要求26所述的方法，其中冷却该合金使得合金具有的硬度至少为600HBN且小于700HBN，且使得合金具有的V50弹道极限至少与比在规格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V50弹道极限一样大。
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