CN102686753A - 高硬度、高韧度铁基合金及其制备方法 - Google Patents

高硬度、高韧度铁基合金及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明的一个方面涉及低合金钢，其表现出高硬度和有利水平的多重攻击弹道抗性，同时具有低裂纹扩展或无裂纹扩展，这赋予其适用于军事装甲应用的弹道性能水平。本发明的钢的各种实施方案的硬度超过550BHN，并且相对于常规军用规格显示出高水平的抗弹道穿透性。

Description

高硬度、高韧度铁基合金及其制备方法
相关申请的交叉引用
本申请是2008年8月1日提交的第12/184,573号美国专利申请的部分继续申请。第12/184,573号美国专利申请根据35U.S.C.§119(e)要求2007年8月1日提交的第60/953,269号美国临时专利申请的优先权。通过引用将第12/184,573号和第60/953,269号美国专利申请并入本文作为参考。
技术领域
本发明涉及硬度高于550BHN（布氏硬度值）并且在标准弹道测试中表现出相当高的和意想不到的抗穿透性和抗破裂性的铁基合金。本发明还涉及包含所述合金的装甲和其它制品。本发明还涉及加工各种铁基合金以提高对弹道穿透和破裂的抗性的方法。
发明背景
通常设置装甲板、装甲片和装甲棒以保护结构对抗强力发射的射弹。尽管装甲板、装甲片和装甲棒常用于军事应用作为保护其中例如车辆和机械化装备中的人员和财物的手段，但该产品还具有各种民用用途。这些用途包括，例如，装甲的民用车辆的护罩和防护爆炸特性的外壳。已经由各种材料制造装甲，包括例如，聚合物、陶瓷和金属合金。由于装甲经常安装在可移动的物体上，装甲的重量通常是重要的因素。此外，制造装甲的费用可能很高，特别是涉及引进的装甲合金、陶瓷和特制聚合物。因此，一个目的则是提供成本低但有效的现有装甲替代品，而不显著增加获得弹道性能（抗穿透性和抗破裂性）所需要的装甲重量。
同样，为了应对日益提高的反装甲威胁，美国军方多年来一直增加用于坦克和其它战车的装甲量，导致车辆的重量显著增加。持续这种趋势可能对装甲战车的可运输性，轻便的桥渡能力和机动性产生极大的不利影响。在过去的十年，美国军方已经采取了能够很快将其战车和其它装甲物资调动到世界上任何所需区域的战略。因此，对递增的战车的重量的担忧已经成为中心议题。就这点而论，美国军方已经研究了大量可能的替代品，轻质装甲材料，例如某种钛合金、陶瓷和混合陶瓷砖/聚合物基质复合物（PMC）。
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。相对于常规的滚轧均质钢装甲，钛合金提供了许多优点。与滚轧均质钢相比，钛合金具有高质量效率，并且钛合金对弹道威胁的应用范围很广，而且还提供了有利的抗多重攻击弹道穿透性能。钛合金一般还表现出较高的强度-重量比率，以及相当高的耐腐蚀性，使得资产维护成本通常较低。钛合金可以现有的生产设备容易地制造，并且钛边角料和碾磨返料可被再熔化并且以工业规模回收。然而，钛合金确实具有缺点。例如，通常需要防剥落衬层，并且制造钛装甲板和将该材料加工成产品所需的成本（例如机械加工和焊接成本）比滚轧均质钢装甲高得多。
尽管PMC提供了一些优点（例如，面对化学威胁不会剥落，消音操作环境和对抗球体和碎片弹道威胁的高质量效率），但其也具有大量缺点。例如，与将滚轧均质钢制成组件的成本相比，制造PMC组件的成本高，而且PMC不能由现有生产设备容易地制造。此外，PMC材料的非破坏性测试可能也不如合金装甲的测试先进。此外，初始射弹撞击导致的发生结构变化会不利地影响PMC的抗多重攻击弹道穿透性能和自动装载性能。另外，对位于用PMC装甲防护的战车内部的人员可能会有炮火和烟雾危害，而PMC的工业化制造和回收能力还没有建立好。
在选择装甲材料时，金属合金往往是选中的材料。金属合金提供相当高的多重攻击防护性，通常相对于引进的陶瓷、聚合物和复合物是生产费用低的，并且可以容易地制成用于装甲战车和可移动军备系统的组件。通常认为在装甲应用中使用硬度非常高的材料是有利的，因为在撞击到较硬的材料后射弹更容易破碎。用于装甲应用的某些金属合金可以容易地被加工至高硬度，这通常是通过将合金由很高的温度淬火实现。
由于滚轧均质钢合金一般比钛合金廉价，针对修改用于装甲应用的现有滚轧均质钢的组成和加工方法已经做了大量的工作，因为即使逐步改善弹道性能也有重大意义。例如，改善弹道威胁性能可以允许降低装甲板的厚度而不损失功能，从而降低装甲体系的总重量。因为体系重量大是金属合金体系相对于例如，聚合物和陶瓷装甲的主要缺点，改善弹道威胁性能可以使合金装甲与引进的装甲体系相比更具竞争力。
在最近25年，已经开发出了较轻质的金属包层(clad)和复合钢装甲。这些复合装甲中的某些，例如，与冶金结合至坚韧的、抗穿透性钢基底层的高硬度钢的正面层组合。所述高硬度钢层是用于破坏射弹，而坚韧的底层是用于防止装甲破裂、破碎或剥落。形成这种类型的复合装甲的常规方法包括将层叠的两种钢的板材轧合。复合装甲的一个实例是
Figure BDA00001758495300031
装甲板，其是一种双硬度、轧合复合装甲板，可从ATI Allegheny Ludlum,Pittsburgh,Pennsylvania获得。
Figure BDA00001758495300032
装甲板包括高硬度正面和较软的背面。
Figure BDA00001758495300033
装甲板的两个表面都是Ni-Mo-Cr合金钢，但是正面包括比反面高的碳含量。与常规的滚轧均质钢相比，装甲板具有优异的弹道性能特性，符合或超过了许多政府、军队和民用装甲应用的弹道要求。尽管金属包层和复合钢装甲提供了大量优点，但是在包覆或轧合过程中涉及的额外处理必然会增加装甲体系的成本。
较廉价的低合金含量钢也被用于某些装甲应用中。由于与碳、铬、钼和其它元素合金化，并且由于使用适当的加热、淬火和回火步骤，某些低合金钢装甲可以被制得具有很高的硬度特性，高于550BHN。这种高硬度钢通常被称为“600BHN”钢。表1提供了用于装甲应用的可获得的600BHN钢的几个实例的报道组成和机械性能。MARS 300和MARS 300Ni+由法国公司Arcelor生产。ARMOX 600T装甲可以从瑞典的SSAB OxelosundAB获得。尽管600BHN钢装甲的硬度在破坏或压扁射弹方面很有效，但这些钢的显著缺点是它们往往相当脆，在面对例如穿甲弹的弹道测试中容易破裂。材料的破裂对于提供多重攻击弹道抗性能力而言是成问题的。
表1
Figure BDA00001758495300041
鉴于以上所述，有利的是提供改进的钢装甲材料，其硬度在600BHN范围内并且具有相当高的多重攻击弹道抗性和降低的裂纹扩展。
发明概要
根据本发明的各种非限制性实施方案，提供了一种铁基合金，其具有有利的多重攻击弹道抗性，硬度高于550BHM，并且以基于合金总重量的重量百分比计包含：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；0.001至0.015的镧；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.011的氮；铁；和偶存的杂质。
根据本发明的各种其它的非限制性实施方案，提供了硬度高于550BHN的合金轧制产品如，例如，板、棒或片，并且以基于合金总重量的重量百分比计包含：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；0.001至0.015的镧；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.011的氮；铁；和偶存的杂质。
根据本发明的各种其它的非限制性实施方案，提供了选自装甲板、装甲棒和装甲片的装甲轧制产品，其硬度高于550BHN并且V50弹道极限（防护）值符合或超过MIL-DTL-46100E规格下的性能要求。在各种实施方案中，所述装甲轧制产品的V50弹道极限值至少等于比MIL-A-46099C规格下的性能要求低150英尺/每秒的V50弹道极限值，同时具有降低的或最低的裂纹扩展。所述轧制产品是以基于合金总重量的重量百分比计包含：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；0.001至0.015的镧；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.011的氮；铁；和偶存的杂质的合金。
根据本发明的各种其它的非限制性实施方案，提供了选自装甲板、装甲棒和装甲片的装甲轧制产品，其硬度高于550BHN并且V50弹道极限（防护）值符合或超过MIL-DTL-32332规格下的一级性能要求。在各种实施方案中，所述装甲轧制产品的V50弹道极限值至少等于比MIL-DTL-32332规格下的二级性能要求低150英尺/每秒的V50弹道极限值。所述轧制产品是以基于合金总重量的重量百分比计包含：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；0.001至0.015的镧；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.011的氮；铁；和偶存的杂质的合金。
本发明的各种实施方案涉及一种制备具有有利的多重攻击弹道抗性，同时具有最低的裂纹扩展并且硬度高于550BHN的合金的方法，并且其中所述轧制产品是以基于合金总重量的重量百分比计包含：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；0.001至0.015的镧；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.011的氮；铁；和偶存的杂质的合金。通过将合金加热到至少1450℉对所述合金进行奥氏体化处理。然后按照与常规由奥氏体化温度冷却装甲合金不同的方式将合金从奥氏体化温度冷却，相对于若按照常规方式冷却可推定的冷却曲线轨迹，其合金冷却曲线的轨迹发生了改变。将合金由奥氏体化温度冷却为所述合金提供了符合或超过MIL-DTL-46100E规格下的V50弹道极限值要求，或者在各种实施方案中提供了符合或超过MIL-DTL-32332下的一级V50弹道极限值要求。
在各种实施方案中，将合金由奥氏体化温度冷却为所述合金提供的V50弹道极限值不低于比MIL-A-46099C规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值，在各种实施方案中，不低于比MIL-DTL-32332（二级）规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值，同时具有降低的或最低的裂纹扩展。换句话说，所述V50弹道极限值至少等于比MIL-A-46099C规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的V50弹道极限值，在各种实施方案中至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值，同时具有降低的或最低的裂纹扩展。
根据本发明方法的各种非限制性实施方案，所述将合金冷却的步骤包括将多个合金板以彼此相互接触的排布方式同时由奥氏体化温度冷却。
在各种实施方案中，通过将合金制品加热到至少1450℉对该合金制品进行奥氏体化处理。然后按照常规由奥氏体化温度冷却钢合金的方式将所述合金制品由奥氏体化温度冷却。然后将冷却后的合金在250℉至550℉的温度下回火。将合金由奥氏体化温度冷却并回火可以为合金提供符合或超过MIL-DTL-46100E规格下的V50弹道极限值要求，并且在各种实施方案中提供了符合或超过MIL-DTL-32332（一级）下的V50弹道极限值要求。
在各种实施方案中，将合金由奥氏体化温度冷却并回火可以为合金提供的V50弹道极限值不低于比MIL-A-46099C规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值，在各种实施方案中不低于比MIL-DTL-32332（二级）规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值，同时具有降低的、最低的或零裂纹扩展。换句话说，所述V50弹道极限值至少等于比MIL-A-46099C规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的V50弹道极限值，在各种实施方案中至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下要求的V50弹道极限值低150英尺/每秒的值。
在各种实施方案中，所述合金制品可以为合金板或合金片。合金片或合金板可以为装甲片或装甲板。本发明的其它实施方案涉及制造制品，包括本发明的合金和合金制品的实施方案。这些制造制品包括例如，装甲车、装甲外壳和为可移动装备装甲的物件（items）。
应理解，本文公开和描述的发明并不限于在本概要中公开的实施方案。
附图简述
参照下面的附图将更好地理解本文公开和描述的非限制性实施方案的各种特征，其中：
图1为按下文描述加工的某些试验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的曲线图；
图2为按下文描述加工的某些非限制性试验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的曲线图；
图3为按下文描述加工的某些非限制性试验板样品的HRC硬度对奥氏体化处理加热温度的函数的曲线图；
图4、5和7为表示由奥氏体化温度冷却过程中使用的测试样品的排布的示意图；
图6为某些测试样品高于（按照MIL-A-46099C）要求的最小V50速率的V50速率作为回火操作的函数的曲线图；
图8和9为某些测试样品由奥氏体化温度冷却步骤过程中样品温度随时间推移的曲线图；
图10和11为表示由奥氏体化温度冷却过程中测试样品的排布的示意图；
图12-14为绘制本文所讨论的几个试验样品由奥氏体化温度冷却后样品温度随时间推移的示图；
图15-20为由本文公开和描述的高硬度合金形成的弹道测试面板的照片。
通过考虑以下对根据本发明的合金、制品和方法的各种非限制性实施方案的详细描述，读者将理解以上和其它细节。在实施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。
非限制性实施方案的详述
应理解的是，公开的实施方案的各种描述已经被简化，仅说明与清楚理解所公开的实施方案有关的那些元素、特征和方法，为了简明而除去了其它特点、特征、方面等。本领域技术人员通过考虑公开的实施方案的描述将认识到，在该公开的实施方案的具体执行或实施中的其它特点、特征、方面等是可能需要的。然而，由于这些其它特点、特征、方面等是本领域技术人员通过考虑公开的实施方案的描述容易确定和执行的，因而对于完全理解公开的实施方案不是必需的，本文没有提供这些特点、特征、方面等的描述。同样地，应理解的是，本文的描述仅是公开的实施方案的示例性和说明性描述，并非意在限定本发明的范围，本发明的范围仅由权利要求限定。
在本文中，除非另作说明，所有表示数量或特征的数应被理解为在任何情况下均被“约”字引导或修饰。因此，除非有相反说明，在本发明的组成和方法中，下文描述的任何数值参数可以根据人们试图获得的所需性质而改变。至少，并且不意图作为对权利要求范围应用等同原则的限制，本发明描述的每个数值参数应至少按照所报道的有效数字的数值和按照运用常规舍入技术的数值来解释。
此外，本文列举的任何数值范围意在包括包含在其中的全部子范围。例如，范围“1至10”意在包括在所列最小值1和所列最大值10之间（包括）的全部子范围，即，具有等于或大于1的最小值和等于或小于10的最大值的全部子范围。本文列举的任何最大数值限定意在包括包含在其中的全部较小的数值限定，并且本文列举的任何最小数值限定意在包括包含在其中的全部较大的数值限定。因此，申请人保留将本公开内容，包括权利要求改写为包含在本文明确列举的范围内的任何明确列举的子范围的权利。本文旨在将所有这些范围进行实质性的公开，使得对明确列举的任何这种子范围的修改均符合35U.S.C.§112的第一款和35U.S.C.§132(a)的规定。
除非另作说明，本文使用的语法冠词“一个(one)”、“一/一种（a/an）”和“所述/该(the)”意在包括“至少一个”或“一个或多个”。因此，本文使用的冠词是指一个或多于一个（即，是指至少一个）该冠词在语法上修饰的对象。例如，“部件（a component）”是指一个或多个部件，从而预期可能有多于一个的部件，并且可以在所描述的实施方案的实施中被采取或使用。
所述被通过被全部或部分地引用并入本文的任何专利、出版物或其它公开材料均被全文并入本文，但并入的材料不得与本文存在的定义、陈述或在本发明中明确公开的材料相矛盾。因此，在需要的程度上，用本文中明确公开的内容代替通过引用并入本文的相矛盾的材料。所述通过引用并入本文的、但与本文存在的定义、陈述或在本发明中直接公开的材料相矛盾的任何材料或其部分仅以并入材料不与现有公开材料相矛盾的程度并入。申请人保留修改公开内容以明确描述通过引用并入本文的任何主题。
本公开内容包括各种实施方案的描述。还应理解的是，本文描述的全部实施方案是示例性、说明性和非限制性的。因此，本发明不受所述各种示例性、说明性和非限制性实施方案的描述的限定。相反地，本发明仅由权利要求书限定，该权利要求书可以被修改为描述直接地或明确地记载在本公开内容或直接或明确地被本公开内容支持的任何特征。
本发明部分地涉及低合金钢，其具有显著的硬度并显示出相当高的意想不到的多重攻击弹道抗性，同时具有降低的、最小的或无破裂和/或裂纹扩展，这赋予其例如适用于军事装甲应用的抗弹道穿透性水平。根据本发明的钢的各种实施方案表现出的硬度值超过550BHN，并且在按照MIL-DTL-46100E评估时和按照MIL-A-46099C评估时表现出相当高的多重攻击弹道抗性水平。本发明的钢的各种实施方案表现出的硬度值超过570BHN，并且在按照MIL-DTL-32332一级或二级评估时表现出相当高的多重攻击弹道抗性水平。通过引用将美国军用规格“MIL-DTL-46100E”、“MIL-A-46099C”和“MIL-DTL-32332”并入本文。
相对于某些现有的600BHN钢装甲板材料，本发明合金的各种实施方案在面对穿甲（“AP”）弹的测试中明显更不易破裂和穿透。所述合金的各种实施方案还表明了其与高合金装甲材料（例如K-
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装甲板）具有相当的弹道性能。鉴于（例如）该合金的低合金含量和该合金相对于常规600BHN钢装甲材料的较适中的硬度，根据本发明的钢合金的各种实施方案的弹道性能是完全意想不到的。
更具体地将，意外地发现尽管根据本发明合金的各种实施方案表现出了较适中的硬度（可以通过以较慢的冷却速率或以常规速率将合金由奥氏体化温度冷却而提供所述硬度），该合金的样品表现出了相当高的弹道性能，至少与K-
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装甲板的性能相当。这一惊人和非显而易见的发现与提高钢装甲板材料的硬度改善弹道性能常规观点截然相反。
根据本发明的钢的各种实施方案包含低水平的残余元素硫、磷、氮和氧。此外，所述钢的各种实施方案可以包括的铈、镧和其它稀土元素中的一种或多种的浓缩物。不受限于任何具体操作理论，发明人认为稀土元素的添加可以起到结合一部分存在于合金中的硫、磷和/或氧的作用，使得这些残余物更不易在晶界聚集而降低材料的多重攻击弹道抗性。还认为，在钢的晶界内聚集硫、磷和/或氧会在受到高速撞击下促进晶粒间分离，导致材料断裂、裂纹扩展，并可能被撞击射弹穿透。根据本发明的钢的各种实施方案还包含较高的镍含量，例如，3.30至4.30重量百分比，以提供较坚韧的基质，从而显著地改善弹道性能。在各种实施方案中，镍含量可以包括本文公开的钢的3.75至4.25重量百分比。
在各种实施方案中，本文公开的钢合金可以包含（以基于总合金重量的重量百分比计）：0.40至0.53的碳；0.15至1.00的锰；0.15至0.45的硅；0.95至1.70的铬；3.30至4.30的镍；0.35至0.65的钼；不高于0.002的硫；不高于0.015的磷；不高于0.11的氮；铁；和偶存的杂质。在各种实施方案中，所述钢合金还可以包含0.0002至0.0050的硼；0.001至0.015的铈；和/或0.001至0.015的镧。
在各种实施方案中，所述碳的含量可以包括在0.40至0.53重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.48至0.52重量百分比或0.49至0.51重量百分比。所述锰的含量可以包括在0.15至1.00重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.20至0.80重量百分比。所述硅的含量可以包括在0.15至0.45重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.20至0.40重量百分比。所述铬的含量可以包括在0.95至1.70重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，1.00至1.50重量百分比。所述镍的含量可以包括在3.30至4.30重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，3.75至4.25重量百分比。所述钼的含量可以包括在0.35至0.65重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.40至0.60重量百分比。
在各种实施方案中，所述硫的含量可以包括不高于0.001重量百分比的含量，所述磷的含量可以包括不高于0.010重量百分比的含量，和/或所述氮的含量可以包括不高于0.010重量百分比的含量。在各种实施方案中，所述硼的含量可以包含0.0002至0.0050重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.008至0.0024、0.0010至0.0030或0.0015至0.0025重量百分比。所述铈的含量可以包括在0.001至0.015重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.003至0.010重量百分比。所述镧的含量可以包括在0.001至0.015重量百分比范围内的所有子范围，如，例如，0.002至0.010重量百分比。
除了开发独特的合金体系，发明人还进行了下文所论述的研究，以确定如何加工本公开范围内的钢以改善硬度和弹道性能（按照已知的军用规格MIL-DTL-46100E、MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332进行评估）。发明人还对本发明的钢样品施以各种欲分解钢中的碳化物颗粒的温度，以使钢内扩散和产生有利的均质度。这种测试的目的是确定加热处理温度，该温度下不产生过多的渗碳或导致过多和不希望的晶粒生长，渗碳和晶粒生长会降低材料韧性从而降低弹道性能。在各种方法中，所述钢的板材经斜轧以提供某种程度的各向同性。
还相信，本文描述的加工方法的各种实施方案赋予所述钢合金以特殊的微观结构。例如，在各种实施方案中，将所公开的钢由奥氏体化温度冷却以形成马氏体。冷却的合金可以包含大量的孪晶马氏体和各种量的保留的奥氏体。根据本文所述的的各种实施方案，对冷却的合金进行回火可以将保留的奥氏体转化为下贝氏体和板条马氏体。这可使得钢合金具有硬的孪晶马氏体微观结构和坚韧、更可锻的下贝氏体和/或板条马氏体微观结构的协同结合。硬度、坚韧度和延性的结合可赋予本文描述的合金以优异的抗弹道穿透性和破裂性。
还进行了评估由奥氏体化温度以不同速率冷却而具有不同硬度的样品的弹道性能的试验。发明人的测试还包括回火试验和冷却试验，其用于评估如何最佳地促进多重攻击弹道抗性同时具有最低的裂纹扩展或零裂纹扩展。按照MIL-DTL-46100E、MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332，通过使用7.62mm（.30口径M2，AP）射弹确定各种测试样品的V50弹道极限值来评估样品。下面是发明人的合金研究的详述。
1.实验合金板的制备
配制用于低合金钢装甲的新型组合物。发明人推断这种合金组合物应优选地包含较高的镍含量和低水平的硫、磷和氮残留元素，并且应以促进均质的方式加工成板形式。通过氩氧脱碳（“AOD”）和电渣重熔（“ESR”）制备具有表2所示的实验化学组成的合金的若干个金属锭。表2显示合金元素需要的最小值和最大值，优选的最小值和优选的最大值（如果有的话）和标称目标水平，以及制得的合金的实际化学组成。合金的余量为铁和偶存的杂质。可作为偶存的杂质存在的元素的非限制性实例包括：钢、铝、钛、钨和钴。可能由起始材料生成和/或通过合金加工过程生成的其它可能偶存的杂质是冶金领域的普通技术人员所已知的。合金的组成如表2所示，并且除非另作说明该组成在本文中通常以基于合金总重量的重量百分比报道。此外，在表2中，“LAP”是指“尽可能低”。
表2
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*分析显示该组合物还包含0.09的铜、0.004的铌、0.004的锡、0.001的锌和92.62的铁。
使用常规方法对锭表面进行磨削（ground）。然后将锭加热至约1300℉（704℃），使其平衡，在该第一温度下保持6至8小时，以约200℉/小时（93℃/小时）的速率加热至约2050℉（1121℃），并在该第二温度下每英寸厚度保持约30-40分钟。然后将锭热轧至6-7英寸（15.2-17.8cm）的厚度，切去末端，如果需要再加热至约2050℉（1121℃）并保持1-2小时，随后再次热轧成厚度为约1.50-2.65英寸（3.81-6.73cm）的复轧板坯（re-slab）。使用常规手段对该复轧板坯进行应力释放退火，然后对板坯表面进行鼓风清洁并终轧成最终厚度为约0.188英寸（4.8cm）至约0.310英寸（7.8cm）的长板。然后对该长板进行完全退火，鼓风清洁，压平并剪裁成多个单独的板。
在某些情况下，将所述复轧板坯再加热至轧制温度后立即进行为获得最终厚度所需的终轧步骤。更具体地，按照表3所示对某些板样品进行终轧。对按表3所示进行终轧的0.275和0.310英寸（7和7.8mm）厚度（标称）板的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
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2.硬度测试
对按照上述第1部分生产的板进行奥氏体化处理和硬化步骤，切分成三等分以形成样品用于进一步测试并且任性地进行回火处理。所述奥氏体化处理包括将样品加热到1550-1650℉（843-899℃）并保持40分钟的保温时间（time-at-temperature）。硬化包括使样品由奥低体化处理温度空气冷却或在油中淬火至室温（“RT”）。
在本文使用的术语“保温时间（time-at-temperature）”是指在至少物体表面达到特定温度后使该物体保持该温度的持续时间。例如，短语“将样品加热到1650℉并保持40分钟的保温时间”是指将样品加热到1650℉，一旦样品达到1650℉，将样品在1650℉下保持40分钟。经过特定的保温时间后，物体的温度可以由该特定温度改变。本文使用的术语“最短熔炉内时间”是指物体位于被加热到特定温度的熔炉中的持续时间。例如，短语“将样品加热到1650℉并保持40分钟的最短熔炉内时间”是指将样品置于1650℉的熔炉中保持40分钟，然后从该1650℉熔炉中取出。
来自各奥氏体化和硬化的板的三个样品之一保持在硬化状态时（in theas-hardened state）以用于测试。从每个奥氏体化和硬化的板上切下的其余两个样品通过在250℉（121℃）或300℉（149℃）下保持90分钟保温时间被回火退火（temper anneal）。为了节约评估样品硬度的时间，使用Rockwell C(HRC)测试对所有样品进行初始测试，而不是布氏(brinell)硬度测试。还对在硬化状态时表现出最高HRC值的两个样品进行测试以确定在硬化状态时（即，在任何回火处理前）的布氏硬度（BHN）。表4列出了在250℉（121℃）或300℉（149℃）下被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还显示是否对测试用的板进行了再加热后立即轧制到最终厚度。另外，表4列出了在硬化条件时表现出最高HRC值的未回火的、硬化状态时的样品的BHN硬度。
表4
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表5提供了表4中包括的样品在硬化状态时和在250℉（121℃）或300℉（149℃）下回火退火90分钟保温时间后的平均HRC值。
表5
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通常，根据ASTM E-10规格通过迫使具有特定直径的硬钢形式的压头或碳化物球形压头以特定负荷下进入样品的表面并测量测试后留下的压痕直径来确定布氏硬度。通过用所用的压头负荷（千克）除以压痕的实际表面积（平方毫米）得到布氏硬度数或“BHN”。结果是压强(pressure)测量，但是在报道BHN值的时候很少提及单位。
在评估钢装甲样品的布氏硬度数时，使用台式机器将直径10mm的碳化钨球形压头压入测试样本的表面。机器施加3000千克的负荷，通常保持10秒。球被收缩后，测量产生的圆形压痕的直径。按照下面的公式计算BHN值：
BHN=2P/[πD(D–(D2-d2)1/2)]，
其中，BHN=布氏硬度数；P=施加的负荷(千克)；D=球形压头的直径(mm)；并且d=产生的压头压痕的直径，用(mm)表示。
可以在装甲板的表面区域进行几次BHN测试，每次测试可能得到略微不同的硬度数。硬度的这种差异可能是由于局部化学组成和微观结构的微小差异，因为即使是均质的装甲也并非绝对均一。硬度测量的微小差异还可能是由测量样本上的压头压痕直径的误差产生。考虑到在任何一个样本上的硬度测量的预期差异，BHN值通常以范围而不是单独的离散数值的形式提供。
如表4所示，测得最高布氏硬度值的样品是624和587。这些特殊的在硬化时样品在1550℉（843℃）（BHN 624）或1600℉（871℃）（BHN 587）下奥氏体化。这两个样品中的一个被油淬火（BHN 624），另一个通过空气冷却，并且两个样品中只有一个（BHN 624）在轧制至最终厚度前被再加热。
通常，观察到使用回火退火趋于提高样品硬度，在每个奥氏体化温度下，300℉（149℃）的回火温度得到最大的硬度提高。另外还观察到提高奥氏体化温度通常趋于降低达到的最终硬度。这些关系在图1中显示，绘制出0.275英寸（7mm）样品（左框）和0.310英寸（7.8mm）样品（右框）在硬化状态时（“时效N”）或在250℉（121℃）（“时效25”）或300℉（149℃）（“时效30”）下回火后的平均HRC硬度对奥氏体化温度的函数。
图2和图3考虑到察淬火类型和是否在将复轧板坯轧制至0.275和0.310英寸（7和7.8mm）的标称最终厚度前再加热对硬度的影响。图2绘制出未再加热的0.275英寸（7mm）样品（左上图）、再加热的0.275英寸（7mm）样品（左下图）、未再加热的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）在硬化状态时（“时效N”）或在250℉（121℃）（“时效25”）或300℉（149℃）（“时效30”）下回火后的HRC硬度对奥氏体化温度的函数。类似地，图3绘制出空气冷却的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）在硬化状态时（“时效N”）或在250℉（121℃）（“时效25”）或300℉（149℃）（“时效30”）下回火后的HRC硬度对奥氏体化温度的函数。在每个奥氏体化温度下加工并满足与图2和3中的每个图中相关条件的样品的平均硬度在每个框中绘制成正方形数据点，并且将每个框中的每个这种数据点以虚线连接以更好地显示任何趋势。图2和3中各幅图考虑的所有样品的总体平均硬度在每个框中以菱形数据点绘制。
参照图2，总体看出轧制至最终厚度前再加热的厚度影响很小，相对于其它变量的影响不明显。例如，具有最高两个布氏硬度的样品中只有一个在轧制至最终厚度前进行了再加热。参照图3，总体看出在奥氏体化热处理后使用空气冷却与油淬火引起的硬度差异是最小的。例如，具有最高两个布氏硬度的样品中只有一个在轧制至最终厚度前以板形式进行了再加热。
已确定实验合金样品在奥氏体化退火后包含高浓度的保留的奥氏体。更大的板厚度和更高的奥氏体化处理温度趋于产生更高的保留的奥氏体水平。此外，还观察到在回火退火过程中至少一部分奥氏体转化成马氏体。在回火退火处理后存在任何未回火的马氏体可能降低最终材料的韧性。为了更好地保证最佳韧性，推断可以进行另外的回火退火以进一步将任何保留的奥氏体转化成马氏体。基于发明人的观察，至少约1500℉（815℃），更优选至少约1550℉（843℃）的奥氏体化温度对于使所评估的制品达到高硬度而言是是符合要求的。
3.弹道性能测试
按照上述第1部分制备具有0.275英寸（7mm）标称厚度的几个18×18英寸（45.7×45.7cm）的测试板，然后按照如下所述进一步加工。然后按照如下所述对所述板进行弹道性能测试。
将按照第1部分的描述制备的八个测试板按照如下进一步加工。对八个板在1600℉（871℃）下奥氏体化35分钟（+/-5分钟），通过空气冷却至室温，然后进行硬度测试。测定在1600℉（871℃）下奥氏体化的八个板中的一个的BHN硬度在空气冷却后在奥氏体化状态、未回火（“硬化状态”）状态下测定。
在1600℉（871℃）下奥氏体化并空气冷却的八个板中的六个分成三组，每组两个，并且每组在250℉（121℃）、300℉（149℃）和350℉（177℃）中的一个温度下回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，进行硬度测试。将三组回火后的板中的每组中的一个板（共三个板）留出，将其余三个回火后的板在其原始回火温度250℉（121℃）、300℉（149℃）或350℉（177℃）下再回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，进行硬度测试。在表6中通过样品ID号1至6来标记这六个板。
将在1600℉（871℃）下奥氏体化并空气冷却的八个板中的一个浸入32℉（0℃）的冰水约15分钟，然后移出并进行硬度测试。然后将该板在300℉（149℃）下回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，浸入32℉（0℃）的冰水约15分钟，然后移出并进行硬度测试。然后将该样品在300℉（149℃）下再回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，再次置于32℉（0℃）的冰水约15分钟，然后移出并进行硬度测试。该板参考表6中的ID号7。
将按照上述第1部分所述述制备的三个另外的测试板进一步照如下加工，然后进行弹道性能测试。将三个板中的每个在1950℉（1065℃）下奥氏体化35分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，然后进行硬度测试。接着将三个板中的每个在300℉下回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，然后进行硬度测试。然后将三个经回火、空气冷却的板中的两个在300℉（149℃）下再回火90分钟（+/-5分钟），空气冷却至室温，然后进行硬度测试。接着将经再回火的板中的一个低温冷却至-120℉（-84℃），使其升温至室温，进行硬度测试。这三个板通过表6中的ID号9-11标记。
通过按照MIL-DTL-46100E使用7.62mm（.30口径的M2穿甲）弹测定V50弹道极限（防护）分别评估表6中标记的十一个板的弹道性能。所述V50弹道极限是计算出的射弹穿透装甲测试板的概率为50%时的射弹速度。
更精确地，在美国军用规格MIL-DTL-46100E（“Armor,Plate,Steel,Wrought,High Hardness”）、MIL-A-46099C（“Armor Plate,Steel,Roll-Bonded,Dual Hardness(0.187Inches To 0.700Inches Inclusive”)）和MIL-DTL-32332（“Armor Plate,Steel,Wrought,Ultra-high-hardness”）下，V50弹道极限（防护）值是包括发生完全穿透的三个最低射弹速度和发生部分穿透的三个最高射弹速度的六个平直撞击速度的平均速度。在用于测定V50弹道极限值的最低和最高速度之间允许150英尺/每秒（fps）的最大离散。
在最低完全穿透速度比最高部分穿透速度低超过150fps的情况下，弹道极限基于十个速度（发生完全穿透的五个最低射弹速度和发生部分穿透的五个最高射弹速度）。当使用十回合过离散弹道极限（ten-round excessivespread ballistic limit）时，速度离散必须降到最低偏离水平，并尽量接近150fps。使用常规的向上射击和向下射击方法（up and down firing method）测定V50弹道极限（防护）值，所有的速度被校正为击中速度（striking velocity）。如果计算出的V50弹道极限值超过最低必需值不足30fps，以及如果存在30fps或更大的间隙（低于低完全穿透速率的高部分穿透速率），根据需要继续射弹射击以将该间隙降低到25fps或更低。
可以将测试板测得的V50弹道极限值与所需要的该测试板的特定厚度的最低V50弹道极限值相比较。如果计算出的测试板的V50弹道极限值超过必需的最低V50弹道极限值，则可以断定该测试板已经“通过”必需弹道性能标准。板装甲的最低V50弹道极限值记载在各种美国军用规格中，包括MIL-DTL-46100E、MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332。
表6列出了所述十一个弹道测试板的如下信息：样品ID号；奥氏体化温度；由奥氏体化温度冷却至室温后（“硬化状态”）的BHN硬度；回火处理参数（如果使用的话）；由回火温度冷却至室温后的BHN硬度；再回火处理参数（如果使用的话）；由再回火温度冷却至室温后的BHN硬度；以及板的计算V50弹道极限值与按照MIL-DTL-46100E和按照MIL-A-46099C必需的最低V50弹道极限值的差值(fps)。表6中正的V50差值（如“+419”）表明板的计算V50弹道极限以所显示的程度超出了必需的V50。负的V50差值（如“-44”）表明板的计算V50弹道极限小于按照指示的军用规格要求的V50指示的程度。
表6
Figure BDA00001758495300191
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按照上述第1部分制备由试验合金构成的另外八个18×18英寸（45.7×45.7cm）（标称）的测试板，编号为12-19。每个板的标称厚度为0.275英寸（7mm）或0.320英寸（7.8mm）。将八个板中的每个在1600℉（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。板12在硬化时状态（冷却状态，没有进行回火处理）评估对抗7.62mm（.30口径）M2穿甲弹的弹道性能。对板13-19分别进行表7所列的回火步骤，空气冷却至室温，然后按照与上述板1-11相同的方式评估弹道性能。表7中所列的各个回火时间均是近似值，实际上为所列时间+/-5分钟的范围内。表8列示了计算出的各个测试板12-19的V50弹道极限（性能）值，并且按照MIL-DTL-46100E和按照MIL-A-46099C所需要的该测试板的特定厚度的最低V50弹道极限值列于表7中。
表7
Figure BDA00001758495300202
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表8
Figure BDA00001758495300212
可通过采纳上述意见和结论的加工步骤由本发明的合金制备轧制产品(例如，板、棒、片形式)，以优化合金的硬度和弹道性能。普通技术人员理解，“板”产品的标称厚度至少为3/16英寸，宽度为至少10英寸；“片”产品的标称厚度不超过3/16英寸，宽度为至少10英寸。普通技术人员将易于理解各种常规轧制产品之（例如板、片和棒）间的差别。
4冷却测试
a.试验1
通过在1600±10℉（871±6℃）将样品加热35分钟±5分钟，然后使用不同影响冷却途径的方法冷却至室温，对具有表2所示的实际化学组成的多组0.275×18×18英寸样品进行奥氏体化循环加工。然后将冷却的样品回火一定的时间，并空气冷却至室温。对样品进行布氏硬度测试和弹道测试。期望得到满足MIL-DTL-46100E规格要求的弹道V50值。优选地，由弹道V50值评估的弹道性能比MIL-A-46099C规格要求的V50值低不超过150fps。通常，MIL-A-46099C要求显著更高的V50值，该值通常比MIL-DTL-46100E要求的值高300-400fps。
表9列出了通过在冷却架上竖直架起样品使其由奥氏体化温度冷却的样品的硬度和V50结果，样品之间有1英寸的间隔，并且使样品在室温环境的静止空气中冷却至室温。图4示意性地图解这些样品的堆叠排布。
表10提供了使用与表9相同的一般冷却条件和相同的竖直样品架起排布（但其中冷却风扇使室温空气围绕样品循环）由奥氏体化温度冷却的样品的硬度和V50结果。因此，表10中列出的样品由奥氏体温度冷却的平均速率高于表9中所列样品冷却的平均速率。
表11列出了静止空气冷却的在冷却架上水平排布且与相临样品接触堆叠从而影响样品由奥氏体化温度冷却的速率的样品的硬度和V50结果。图6中将表11中包括的V50值绘制为回火操作的函数作图。表11中的样品使用了四种不同的堆叠排布。在一种排布中，如图5的顶部所示，两个样品彼此接触放置。在另一种排布中，如图5的底部所示，三个样品彼此接触放置。图8为按照图5的顶部和底部所示堆叠的样品的冷却曲线图。图7示出两种另外的堆叠排布，其中在由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为按照图7的顶部和底部所示堆叠的样品的冷却曲线图。
对于表11中列出的每种样品，表的第二栏显示在该堆叠排布中关联样品的总数。预期的是，围绕样品循环空气（相对于在静止空气中冷却）和放置不同数目的彼此接触的样品（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，预期的是，冷却曲线遵循的具体途径（即，曲线“形状”）因表9、10和11中的样品的各种排布而不同。例如，在与其它样品接触下冷却的样品的冷却曲线的一个或多个区域的冷却速率可以低于相同冷却曲线区域中竖直架起的、间隔分开的样品的冷却速率。据信样品冷却的差别产生样品微观结构的差别，这意想不到地影响样品弹道穿透性能，如下文所述。
表9-11标出那些表中列出的每个样品使用的回火处理。表9-11中的V50结果以相对于在MIL-A-46099C规格下该具体测试样品尺寸的所需的最小V50弹道极限值以英尺/秒（fps）表示的差值列出。例如，“-156”的值是指按照军用规格使用7.62mm（.30口径M2，AP）弹测得的样品V50弹道极限值比军用规格下需要的值低156fps，“+82”的值是指V50弹道极限值比需要的值高82fps。因此，大的、正的差值是最理想的，因为这表明抗弹道穿透性超过了军用规格下需要的V50弹道极限值。表9中报道的V50值是估计值，因为在弹道测试过程中目标板已破裂（裂解）。表9和10中列出的样品的弹道结果经历了更高的破裂发生率。
表9-静止空气冷却，以1英寸的间距竖直架起的样品
Figure BDA00001758495300231
表10-风扇冷却，以1英寸的间距竖直架起的样品
表11-静止空气冷却，堆叠的样品
Figure BDA00001758495300242
Figure BDA00001758495300251
表11中列出的样品的硬度值显著低于表9和10中样品的硬度值。据信这种差别是由于在将样品由奥氏体化温度冷却时将样品彼此接触放置引起的，这使样品的冷却曲线相对于表9和10以及图4中提及的“空气淬火”样品发生了改变。还认为用于表11中样品的较缓慢冷却起到了在由奥氏体化温度冷却到室温过程中使材料自动回火的作用。
如上所述，常规观念是提高钢装甲的硬度增加装甲对抗破裂撞击射弹的能力，从而应该改进例如通过V50弹道极限值测试评估的弹道性能。表9和10中的样品与表11中的样品组成相同，以基本相同的方式加工，只是由奥氏体化温度冷却的方式不同。因此，钢装甲材料制造领域的普通技术人员将预期，表11中样品的表面硬度降低将不利影响抗弹道穿性，导致相对于表9和10中的样品具有较低的V50弹道极限值。
相反，发明人发现，表11的样品意外地表现出显著提高的抗穿透性，具有较低的破裂发生率同时保持正的V50值。考虑到在由奥氏体化温度冷却后在对钢回火时的测试试验中弹道性能的显著提高，据信在工厂规模操作（mill-scale runs）的各种实施方案中，由奥氏体化温度冷却后在250-450℉，优选在约375℉回火约1小时是有利的。
表11中的平均V50弹道极限值是比在MIL-A-46099C下样品需要的V50弹道极限值高119.6fps。因此，表11中的实验数据表明根据本发明的钢装甲的实施方案的V50速率接近或超过MIL-A-46099C所要求的值。相比之下，表10中列出的以较高速率冷却的样品的平均V50弹道极限值仅比规格需要的值高2fps，并且这些样品经历不可接受的多重攻击破裂抗性。考虑到MIL-A-46099C要求的V50弹道极限值比DTL-461000E规格下的高约300-400fps，根据本发明的各种钢装甲的实施方案也接近或满足DTL-461000E所要求的值。尽管绝非限制本发明，但V50弹道极限值优选地不低于比MIL-A-46099C下所要求的值低150fps的值。换句话说，V50弹道极限值优选地等于比MIL-A-46099C下所要求的V50值低150fps的V50值，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高，并且据信至少与某些更贵的高合金装甲材料或
Figure BDA00001758495300261
双重硬度装甲板相当。总之，表11中的所有钢装甲样品比表9和10中的样品具有显著更低的表面硬度，但其意想不到地表现出显著更高的抗弹道穿透性，同时具有降低的裂纹扩展发生率，并且与某些特级高合金装甲合金的抗弹道性相当。
不欲受限于任何具体理论，发明人相信根据本发明的钢装甲的独特组成和将装甲由奥氏体化温度冷却的非常规途径对于提供具有意想不到的高抗穿透性的是钢装甲是重要的。发明人观察到表11中样品的相当高的弹道性能不仅是由于相对于表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基本上与表11中样品的回火后硬度相同，但是与表9和10中样品以不同方式由奥氏体化温度冷却的表11中样品具有显著较高的V50弹道极限值，同时具有较低的破裂发生率。因此，不欲受限于任何具体操作理论，据信表11中抗穿透性能的显著改善可能是意想不到的和显著的微观结构变化引起的，该微观结构变化是在非常规方式冷却的过程中发生的并另外允许材料在冷却至室温的同时自动回火。
尽管在本试验中通过将样品在冷却架上以水平方向彼此接触放置而将冷却曲线从常规空气淬火步骤的冷却曲线进行改变，根据本文论述的发明人的观察，相信可以使用其它方式改变常规冷却曲线以有利地影响本发明合金的弹道性能。有利地变更合金的冷却曲线的可能方式包括在由奥氏体化温度冷却合金的全部或部分步骤中，在可控的冷却区域用隔热材料如Kaowool材料包覆合金而从奥氏体化温度冷却。
表12
Figure BDA00001758495300271
鉴于在装甲应用中由高硬度获得的优点，根据本发明的低合金钢的硬度可以为至少550BHN，并且在各种实施方案中至少570BHN或600BHN。基于上述测试结果和发明人的观察，本发明的钢的硬度可以高于550BHN且低于700BHN，并且在各种实施方案中高于550或570BHN且低于675。根据各种其它实施方案，本发明的钢的硬度为至少600BHN且低于675BHN。硬度可能对确保弹道性能很重要。然而，根据本发明方法制备的实验装甲合金还从微观结构变化获得了意想不到的相当高的抗穿透性，该微观结构变化是以非常规方式冷却样品而产生的，其将样品的冷却曲线从特征为将样品在空气中由奥氏体化温度冷却的常规步骤的曲线进行改变。
b.试验2
进行实验性试验来研究由奥氏体化温度冷却的合金的冷却曲线的具体变化，其可能至少部分是本发明合金的抗弹道穿透性的意想不到的改善的原因。将两组具有表2所示的实际化学组成的三个0.310英寸样品板加热到1600±10℉（871±6℃）的奥氏体化温度，保持35分钟±5分钟。将所述组在炉托架上以不同排布分组以影响样品由奥氏体化温度的冷却曲线。在图10所示的第一种排布中，将三个样品（编号DA-7、DA-8和DA-9）以最小1英寸的样品间距竖直架起。在架起样品的中间样品（DA-8）的表面安置第一热电偶（称作“通道1”）。在外侧板（DA-7）的外面（即不正对中间板）安置第二热电偶（“通道2”）。在图11所示的第二种排布中，三个样品以彼此接触的方式以水平堆叠，编号DA-10的样品在底部，编号BA-2的样品在顶部，编号BA-1的样品在中间。在底部样品的顶面布置第一热电偶（“通道3”），在顶部样品的底面（与中间样品的顶面相对）布置第二热电偶（“通道4”）。在将每种排布的样品加热并保持在奥氏体化温度后，从炉中除去样品托架，在静止空气中冷却直到样品低于300℉（149℃）。
将样品由奥氏体化温度冷却至室温后，评估每个样品在拐角部位（cornerlocation）的硬度（BHN），并且在每个奥氏体化的样品在225℉（107℃）下回火60分钟后再次评估。结果示于表13。
表13
Figure BDA00001758495300281
图12所示的冷却曲线绘制在各个通道1-4记录的样品温度，记录时间为从样品刚刚从奥氏体化炉中取出至达到约200-400℉（93-204℃）的温度范围。图12还示出了合金可能的连续冷却转变（CCT）曲线，表明随着合金由高温冷却的各种相区域。图13示出图11的冷却曲线的一部分的详细视图，包括通道1-4的各条冷却曲线与理论CCT曲线交叉的区域。同样，图14示出图12所示的在500-900℉（260-482℃）的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（竖直架起的样品）的冷却曲线与通道3和4（堆叠的样品）的曲线相似。然而，通道1和2的曲线沿着与通道3和4的曲线不同的路径，特别是在冷却曲线的早期部分（在冷却步骤的开始期间）。
继而，通道1和2的曲线的形状反映出比通道3和4更快的冷却速率。例如，在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（竖直架起的样品）的冷却速率约136℉/min（75.6℃/min），通道3和4（堆叠的样品）的则分别为约98℉/min（54.4℃/min）和约107℉/min（59.4℃/min）。如所预期的，通道3和4的冷却速率介于前文所述的包括两个堆叠板（111℉/min（61.7℃/min））和5个堆叠板（95℉/min（52.8℃/min））的冷却试验测得的冷却速率之间。图12-14中还示出了两个堆叠板（“2Pl”）和5个堆叠板（“5Pl”）的冷却试验的冷却曲线。
图12-14所示的通道1-4的冷却曲线表明所有的冷却速率没有显著不同。然而，如图12和13所示，每条曲线最初在不同的点与CCT曲线交叉，表明了不同的转变量，这可能显著影响样品的相对微观结构。与CCT曲线的交叉点的变化主要取决于样品在高温下发生冷却的程度。因此，样品由炉中取出后较短时间内发生的冷却的量可能显著影响样品的最终微观结构，这又可提供或有助于本文讨论的抗弹道穿透性的意想不到的改善。因此，该实验性试验证实样品由奥氏体化温度冷却的方式可影响合金的微观结构，并且这可能至少部分是根据本发明的装甲合金的弹道性能得以改善的原因。
5.常规冷却和回火测试
由具有上文表2所示的实验化学组成的合金制备弹道测试板。通过在电弧炉中熔融并用AOD或AOD和ESR精炼制备合金锭。使用常规方法对锭的表面进行磨削。然后将锭加热到约1300℉（704℃）、使其平衡、在该第一温度下保持6至8小时，以约200℉/小时（93℃/小时）加热至最高约2050℉（1121℃），并在该第二温度下保持约30-40分钟每英寸厚度。然后将锭除去锈皮，热轧成6-7英寸（15.2-17.8cm）的板坯。将该板坯热裁剪成尺寸为约6-7英寸厚、38-54英寸（96.5-137.2cm）长和36英寸（91.4cm）宽的板坯。
将该板坯再加热至约2050℉（1121℃）并保持1-2小时（保温时间），然后将另外热轧至厚度为1.50-2.65英寸（3.81-6.73cm）的复轧板坯。使用常规手段对该复轧板坯进行应力释放退火。然后对该复轧板坯的表面进行鼓风清洁，并对边缘和端部进行磨削。
将该复轧板坯加热至约1800℉（982℃），并在该温度下每英尺厚度保持20分钟。然后将复轧板坯终轧成最终厚度为约0.188英寸（4.8mm）至约0.300英寸（7.6mm）的长板。
然后将该板置于炉中通过加热至1450℉至1650℉（±10℉）保持60分钟（±5分钟）将该组成钢合金奥氏体化，当板的表面达到奥氏体化温度10℉的范围内为起点。在60分钟的保温时间后将该板从炉中取出，将其在静止空气中常规冷却至室温。冷却至室温后，将该板喷沙清理（shot blast）以清洁和除锈皮。
然后在250℉至500℉（±5℉）的温度下回火450分钟至650分钟（±5分钟）的保温时间。将回火后的板切分成最终厚度范围在0.188至0.300英寸之间变化的12英寸乘12英寸（30.5×30.5cm）的板。选择六个（6）12英寸乘12英寸的板进行硬度测试和抗弹道穿透性测试。按照ASTM E-10测定每个回火后的板的BHN。并按照美国军用规格（MIL-DTL-46100E、MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332）使用.30口径的M2穿甲弹测定每种板的V50弹道极限（防护）值。
用大致相同的方法加工全部的六个（6）板，只是回火温度和轧制最终厚度不同。表14给出了板的厚度、回火参数和每个板的回火状态的BHN，弹道测试的结果列于表15。
表14
Figure BDA00001758495300301
表15
Figure BDA00001758495300311
图15-20分别是板1005049A-C和1005049G-I的照片，是在按照美国军用规格进行弹道测试后拍摄的。如照片所示，这些板没有表现出任何可观察到的由多重.30口径的穿甲弹撞击引起的破裂或裂纹扩展。如上文表14所显示的，每个板都超过570BHN，并且六个板中的四个超过了600BHN。
表16列示了作为测得的V50弹道极限值与按照美国军用规格（MIL-DTL-46100E、MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332）的最低V50弹道极限值之差表示的弹道测试结果。例如，“481”的值是指具体板的V50值比美国军用规格规定的最低V50极限值高481英寸/每秒。“-34”的值是指具体板的V50值比美国军用规格规定的最低V50极限值低34英寸/每秒。
表16
Figure BDA00001758495300312
如表16所示，每个板都超过美国军用规格MIL-DTL-46100E和MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。六个板中的两个超过MIL-A-46099C的最低V50弹道极限值。每个板表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-A-46099C下的性能要求和MIL-DTL-32332下的二级性能要求低150fps的V50弹道极限值。实际上，每种板表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-A-46099C下的性能要求低60fps和比MIL-DTL-32332下的二级性能要求低110fps的V50弹道极限值。
通过在弹道测试中表现出无可观测破裂的接近600BHN或超过600BHN的超高硬度钢合金板获得了上述意想不到的和惊人的弹道性能特性。这些特性通过使用奥氏体化加热处理、冷却使合金硬化和回火处理使合金韧化获得。据信，合金添加元素，如镍、铬和钼，趋于使得奥氏体化加热处理过程中形成的奥氏体稳定。奥氏体的稳定可能趋于在由奥氏体化温度冷却的过程中延缓奥氏体向其它微观结构的转变。奥氏体转变率的下降可能允许使用更慢的冷却速率生成马氏体，使用更慢的冷却速率原本易于形成富含铁素体和渗碳体的微观结构。
对具有上文表2所示的实验化学组成的合金进行热膨胀测定。在以奥氏体化温度（1450℉-1650℉）为起点至约室温的冷却区间进行热膨胀测定。热膨胀测定显示在300℉-575℉的温度区间内合金中发生至少一种相转变。据信，该相转变是由奥氏体相变为下贝氏体相、板条马氏体相或下贝氏体相与板条马氏体相的组合。
通常，当具有表2所示的实验化学组成的合金以高于阈值冷却速率（threshold cooling rate）（例如在静止空气中）由奥氏体化温度冷却时，奥氏体相转变为较硬的孪晶马氏体相和保留的奥氏体相。保留的奥氏体可能随着时间转变为未回火的孪晶马氏体。据信，以接近该可观测的相转变的温度将所公开的合金回火（例如，在250℉-500℉的温度下回火）可以将保留的奥氏体转变为下贝氏体和/或板条马氏体。下贝氏体和板条马氏体微观结构比硬得多的孪晶马氏体微观结构显著地更可煅和更坚韧。
因此，在250℉-500℉的温度下回火后，根据本发明的各种实施方案的合金的微观结构可以包括孪晶马氏体、板条马氏体和/或下贝氏体。这可能使得钢合金具有硬的孪晶马氏体微观结构和更坚韧更可锻的下贝氏体和/或板条马氏体微观结构的协同组合。硬度、坚韧度和可锻性的协同组合可以为本文所述的合金赋予优异的抗弹道穿透和抗破裂的特性。
在各种实施方案中，可以将含有本文所述合金的制品在1450℉-1650℉的温度下加热使合金的微观结构奥氏体化。在各种实施方案中，可以将合金制品加热15分钟最短炉内时间，至少18分钟最短炉内时间或至少21分钟最短炉内时间，以将合金奥氏体化。在各种实施方案中，可以将合金加热15-60分钟，或15-30分钟最短炉内时间以将合金奥氏体化。例如，可以将厚度为0.188-0.225英寸的合金板在1450℉-1650℉的温度下加热至少18分钟的最短炉内时间，可以将厚度为0.226-0.313英寸的合金板在1450℉-1650℉的温度下加热至少21分钟的最短炉内时间，以将合金奥氏体化。在各种实施方案中，可以将合金在1450℉-1650℉下保持15-60分钟或15-30分钟的保温时间，以将合金奥氏体化。
可以在静止空气中使合金制品由奥氏体化温度冷却至室温以使合金硬化。在冷却过程中，可以向制品施加机械力使包括片或板的合金制品平整。例如，当制品在静止空气中冷却至表面温度为600℉至700℉后，可以在整平机/碾平机设备上将板整平。整平操作可以包括向制品的主要平面施加机械力。例如可以使用辊轧操作、延展操作和/或压制操作施加机械力。施加的机械力使制品在整平操作中制品的厚度不降低。在整平操作中允许制品继续冷却，可以直到制品的表面温度降至低于250℉后才停止整平操作。直到冷却制品的表面温度低于200℉后才将制品堆叠在一起。
在各种实施方案中，可以在250℉至500℉的温度下对合金制品回火。在各种实施方案中，可以在300℉至400℉的温度下对合金制品回火。在各种实施方案中，可以在例如325℉至375℉、235℉至350℉或335℉至350℉的温度下对合金制品回火。在各种实施方案中，可以对所述合金制品回火450-650分钟的保温时间。在各种实施方案中，可以对所述合金制品回火480-600分钟的保温时间。在各种实施方案中，可以对所述合金制品回火450-500分钟的保温时间。
在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品可以包括合金片或合金板。在各种实施方案中，合金制品可以包括平均厚度为0.118-0.630英寸（3-16mm）的合金板。在各种实施方案中，合金制品可以包括平均厚度为0.188-0.300英寸的合金板。在各种实施方案中，合金制品的硬度可以高于550BHN、570BHN或600BHN。在各种实施方案中，合金制品的硬度可以低于700BHN或675BHN。在各种实施方案中，合金制品可以包括钢装甲板。
在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50值可以超过美国军用规格MIL-DTL-46100E和MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50值可以比美国军用规格MIL-DTL-46100E和MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值高至少300、至少350、至少400或至少450fps。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50值可以比美国军用规格MIL-DTL-46100E和MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值高至少50、至少100或至少150fps。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品可以表现出低、最低或零由多重装甲弹撞击引起的破裂或裂纹扩展。
在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50值可以超过规格MIL-A-46099C的最低V50弹道极限值。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比规格MIL-A-46099C和MIL-DTL-32332（二级）性能要求低150fps的V50弹道极限值。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比规格MIL-A-46099C性能要求低100fps或60fps的V50弹道极限值。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比规格MIL-DTL-32332（二级）性能要求低125fps或110fps的V50弹道极限值。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品可以表现出低、最低或零由多重装甲弹撞击引起的破裂或裂纹扩展。
在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品的微观结构包括板条马氏体和下贝氏体中的至少一种。在各种实施方案中，按照本文所述加工的合金制品的微观结构包括板条马氏体和下贝氏体。
6.制备装甲板的方法
下面的说明性和非限制性实施例意在进一步描述本文的各种实施方案，而不是限定其范围。实施例描述可以用于制备高硬度、高韧性、抗弹道和抗破裂的装甲板的方法。本领域的普通技术人员将理解，可以对实施例进行改变，例如使用与本文所描述的不同的组成、时间、温度和尺寸。
a.实施例1
制备具有表17所列化学组成的钢水（heat）。在电弧炉中使适当的原料熔融。将钢水接进钢包，在钢包中将适当的合金化添加元素加入到熔体中。钢水在钢包中转移，倒入AOD炉。在这里使用常规AOD操作对钢水脱碳。将脱碳后的钢水接入钢包并倒入铸锭模具，使其固化形成锭。将锭从模具中取出，并可以转至ESR炉，在其中锭可以被重熔并重铸形成精炼的锭。ESR操作是任选的，并且锭可在固化后（不进行ESR的AOD后）进行处理。锭具有13×36英寸的矩形尺寸，标称重量为4500磅。
表17
  C   Mn   P   S   Si   Cr   Ni   Mo   Ce   La   N   B
  0.50   0.50   0.009   0.0009   0.30   1.25   4.00   0.50   0.007   0.006   0.005   0.002
在炉中将该锭在1300℉下加热七（7）小时（最短炉内时间），然后以200℉每小时加热至2050℉并在2050℉下每英寸锭厚度保持35分钟（13英寸，455分钟）。对该锭除锈皮，并在110英寸轧机上在2050℉下热轧成6×36×长度英寸的板坯。在2050℉的炉中将该板坯再加热1.5小时的最短炉内时间。在110英寸轧机上在2050℉下热轧成2.65×36×长度英寸的复轧板坯。将该复轧板坯热剪成两个（2）2.65×36×54英寸的复轧板坯。用常规方法在炉中对该复轧板坯进行应力释放退火。对该复轧板坯鼓风清洁、磨削所有边缘和端部，并将该复轧板坯加热至1800℉并在1800℉下每英寸厚度保持20分钟（2.65英寸，53分钟）。
对该复轧板坯除锈皮，并在110英寸轧机上在1800℉下热轧成0.313×54×300英寸的板。根据需要，在穿过轧机之间将复轧板坯再加热至1800℉，以避免在低于1425℉结束轧制操作。
在炉中在1625℉下将0.313×54×300英寸的板加热21分钟（最短炉内时间）以使板奥氏体化。该炉被预加热至1625℉，当温度稳定在1625℉后将板插入保持21分钟。据信在21分钟的最短炉内时间过程中板达到了1600-1625℉的温度。
在21分钟的最短炉内时间结束后，将奥氏体化的板从炉中取出，在静止空气中冷却至1000℉。在板冷却至1000℉后，由上方吊车将该板转移至CauffielTM整平机。当板达到600℉-700℉后，在整平机上通过在板的54×300英寸的平面上施加机械力将该板整平。施加的机械力使得在整平操作中板的厚度不降低。在整平操作中允许制品继续冷却，可以直到制品的表面温度降至低于250℉后才停止整平操作。直到冷却制品的表面温度低于200℉后才将制品堆叠在一起。
清洁冷却的板鼓风，并使用磨切锯切割操作切分成各种长度乘宽度尺寸。在炉中将切分后的板加热至335℉（±5℉）并在335℉（±5℉）下保持480-600分钟（±5分钟）（保温时间）来对板回火，并在静止空气中冷却至室温。回火后的板的硬度为至少550BHN。
回火后的板可用作装甲板，其表现出高硬度、高韧性、优异的抗弹道性和优异的抗破裂性。回火后的板表现出的V50弹道极限值高于规格MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。回火后的板表现出的V50弹道极限值还至少等于比规格MIL-DTL-32332（二级）要求的V50弹道极限值低150fps的V50弹道极限值。
b.实施例2
制备具有表18所列化学组成的钢水。在电弧炉中使适当的原料熔融。将钢水接进钢包，是在钢包中将适当的合金化添加元素加入到熔体中。钢水在钢包中转移，倒入AOD炉。在这里使用常规AOD操作对钢水脱碳。将脱碳后的钢水接入钢包并倒入铸锭模具，使其固化形成锭。将锭从模具中取出，并可以转至ESR炉，在其中该锭可以被重熔并重铸形成精炼的锭。ESR操作是任选的，锭可在固化后（不进行ESR的AOD后）进行处理。锭具有13×36英寸的矩形尺寸，标称重量为4500磅。
表18
  C   Mn   P   S   Si   Cr   Ni   Mo   Ce   La   N   B
  0.49   0.20   0.009   0.0009   0.20   1.00   3.75   0.40   0.003   0.002   0.005   0.001
在炉中将该锭在1300℉下加热六（6）小时（最短炉内时间），然后以200℉每小时加热至2050℉并在2050℉下每英寸锭厚度保持30分钟（13英寸，390分钟）。对该锭除锈皮，并在110英寸轧机上在2050℉下热轧成6×36×长度英寸的板坯。在2050℉的炉中将该板坯再加热1.5小时。在110英寸轧机上在2050℉下热轧成1.75×36×长度英寸的复轧板坯。将该复轧板坯热剪成两个（2）1.75×36×38英寸的复轧板坯。用常规方法在炉中对该复轧板坯进行应力释放退火。对该复轧板坯鼓风清洁、磨削所有边缘和端部，并将该复轧板坯加热至1800℉并保持20分钟每英寸厚度（1.75英寸，35分钟）。
对该复轧板坯除锈皮，并在110英寸轧机上在1800℉下热轧成0.188×54×222英寸的板。根据需要，在穿过轧机之间将复轧板坯再加热至1800℉，以避免在低于1425℉结束轧制操作。
在炉中在1600℉下将0.188×54×222英寸的板加热18分钟（最短炉内时间）以使板奥氏体化。该炉被预加热至1600℉，当温度稳定在1600℉后将板插入保持18分钟。据信在18分钟的最短炉内时间过程中板达到了1575-1600℉的温度。
在18分钟的最短炉内时间结束后，将奥氏体化的板从炉中取出，在静止空气中冷却至1000℉。在板冷却至1000℉后，由上方吊车将该板转移至CauffielTM整平机。当板达到600℉-700℉后，在整平机上通过在板的54×222英寸的平面上施加机械力将该板整平。施加的机械力使得在整平操作中板的厚度不降低。在整平操作中允许制品继续冷却，可以直到制品的表面温度降至低于250℉后才停止整平操作。直到冷却制品的表面温度低于200℉后才将制品堆叠在一起。
对冷却的板鼓风清洁，并使用磨切锯切割操作切分成各种长度乘宽度尺寸。在炉中将切分后的板加热至325℉（±5℉）并在325℉（±5℉）下保持480-600分钟（±5分钟）（保温时间）来对板回火，并在静止空气中冷却至室温。回火后的板的硬度为至少550BHN。
回火后的板可用作装甲板，其具有高硬度、高韧性、优异的抗弹道性和优异的抗破裂性。回火后的板表现出的V50弹道极限值高于规格MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。回火后的板表现出的V50弹道极限值还至少等于比规格MIL-DTL-32332（二级）要求的V50弹道极限值低150fps的V50弹道极限值。
c.实施例3
制备具有表19所列化学组成的钢水。在电弧炉中使适当的原料熔融。将钢水接进钢包，是在钢包中将适当的合金化添加元素加入到熔体中。钢水在钢包中转移，倒入AOD炉。在这里使用常规AOD操作对钢水脱碳。将脱碳后的钢水接入钢包并倒入铸锭模具，使其固化形成锭。将锭从模具中取出，并可以转至ESR炉，在其中该锭可以被重熔并重铸形成精炼的锭。ESR操作是任选的，锭可在固化后（不进行ESR的AOD后）进行处理。锭具有13×36英寸的矩形尺寸，标称重量为4500磅。
表19
  C   Mn   P   S   Si   Cr   Ni   Mo   Ce   La   N   B
  0.51   0.80   0.010   0.001   0.40   1.50   4.25   0.60   0.01   0.01   0.007   0.003
在炉中将该锭在1300℉下加热八（8）小时（最短炉内时间），然后以200℉每小时加热至2050℉并在2050℉下每英寸锭厚度保持40分钟（13英寸，520分钟）。对该锭除锈皮，并在110英寸轧机上在2050℉下热轧成6×36×长度英寸的板坯。在2050℉的炉中将该板坯再加热1.5小时。在110英寸轧机上在2050℉下热轧成1.75×36×长度英寸的复轧板坯。将该复轧板坯热剪成两个（2）1.75×36×50英寸的复轧板坯。用常规方法在炉中对该复轧板坯进行应力释放退火。对该复轧板坯鼓风清洁、磨削所有边缘和端部，并将该复轧板坯加热至1800℉并保持20分钟每英寸厚度（1.75英寸，35分钟）。
对该复轧板坯除锈皮，并在110英寸轧机上在1800℉下热轧成0.250×54×222英寸的板。根据需要，在穿过轧机之间将复轧板坯再加热至1800℉，以避免在低于1425℉结束轧制操作。
在炉中在1625℉下将0.250×54×222英寸的板加热21分钟（最短炉内时间）以使板奥氏体化。该炉被预加热至1625℉，当温度稳定在1636℉后将板插入保持21分钟。据信在21分钟的最短炉内时间过程中板达到了1600-1625℉的温度。
在21分钟的最短炉内时间结束后，将奥氏体化的板从炉中取出，在静止空气中冷却至1000℉。在板冷却至1000℉后，由上方吊车将该板转移至CauffielTM整平机。当板达到600℉-700℉后，在整平机上通过在板的54×222英寸的平面上施加机械力将该板整平。施加的机械力使得在整平操作中板的厚度不降低。在整平操作中允许制品继续冷却，可以直到制品的表面温度降至低于250℉后才停止整平操作。直到冷却制品的表面温度低于200℉后才将制品堆叠在一起。
对冷却的板鼓风清洁，并使用磨切锯切割操作切分成各种长度乘宽度尺寸。在炉中将切分后的板加热至350℉（±5℉）并在350℉（±5℉）下保持480-600分钟（±5分钟）（保温时间）来对板回火，并在静止空气中冷却至室温。回火后的板的硬度为至少550BHN。
回火后的板可用作装甲板，其具有高硬度、高韧性、优异的抗弹道性和优异的抗破裂性。回火后的板表现出的V50弹道极限值高于规格MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。回火后的板表现出的V50弹道极限值还至少等于比规格MIL-DTL-32332（二级）要求的V50弹道极限值低150fps的V50弹道极限值。
d.实施例4
制备具有表20所列化学组成的钢水。在电弧炉中使适当的原料熔融。将钢水接进钢包，是在钢包中将适当的合金化添加元素加入到熔体中。钢水在钢包中转移，倒入AOD炉。在这里使用常规AOD操作对钢水脱碳。将脱碳后的钢水接入钢包并倒入铸锭模具，使其固化形成8×38×115英寸的锭。将锭从模具中取出，并转至ESR炉，在其中该锭被重熔并重铸形成精炼的锭。精炼的锭具有12×42英寸的矩形尺寸，标称重量为9500磅。
表20
  C   Mn   P   S   Si   Cr   Ni   Mo   Ce   La   N   B
  0.50   0.50   0.009   0.0009   0.30   1.25   4.00   0.50   0.007   0.006   0.005   0.002
将该12×42英寸的精炼的锭转化成2.7×42×63英寸的板坯。在炉中将该板坯在1800℉下加热一（1）小时（最短炉内时间），然后将该板坯在1800℉下每英寸锭厚度保持另外20分钟（2.7英寸，54分钟）。对该板坯除锈皮，并在110英寸轧机上在1800℉下热轧成1.5×42×长度英寸的复轧板坯。将该复轧板坯热剪成两个（2）1.5×42×48英寸的复轧板坯。用常规方法在炉中对该复轧板坯进行应力释放退火。对该复轧板坯鼓风清洁、磨削所有边缘和端部，并将该复轧板坯加热至1800℉并保持20分钟每英寸厚度（1.5英寸，30分钟）。
对该复轧板坯除锈皮，并在110英寸轧机上在1800℉下热轧成0.238×54×222英寸的板。根据需要，在穿过轧机之间将复轧板坯再加热至1800℉，以避免在低于1425℉结束轧制操作。
在炉中在1625℉下将0.238×54×222英寸的板加热21分钟（最短炉内时间）以使板奥氏体化。该炉被预加热至1625℉，当温度稳定在1636℉后将板插入保持21分钟。据信在21分钟的最短炉内时间过程中板达到了1600-1625℉的温度。
在21分钟的最短炉内时间结束后，将奥氏体化的板从炉中取出，在静止空气中冷却至1000℉。在板冷却至1000℉后，由上方吊车将该板转移至CauffielTM整平机。当板达到600℉-700℉后，在整平机上通过在板的54×222英寸的平面上施加机械力将该板整平。施加的机械力使得在整平操作中板的厚度不降低。在整平操作中允许制品继续冷却，可以直到制品的表面温度降至低于250℉后才停止整平操作。直到冷却制品的表面温度低于200℉后才将制品堆叠在一起。
对冷却的板鼓风清洁，并使用磨切锯切割操作切分成各种长度乘宽度尺寸。在炉中将切分后的板加热至335℉（±5℉）并在335℉（±5℉）下保持480-600分钟（±5分钟）（保温时间）来对板回火，并在静止空气中冷却至室温。回火后的板的硬度为至少550BHN。
回火后的板可用作装甲板，其具有高硬度、高韧性、优异的抗弹道性和优异的抗破裂性。回火后的板表现出的V50弹道极限值高于规格MIL-DTL-32332（一级）的最低V50弹道极限值。回火后的板表现出的V50弹道极限值还至少等于比规格MIL-DTL-32332（二级）要求的V50弹道极限值低150fps的V50弹道极限值。
本发明的钢装甲可以提供相当大的价值，因为其表现出至少与特级的高合金装甲合金相当的弹道性能，同时含有显著较低含量的昂贵合金成分，例如镍、钼和铬。而且，根据本发明的钢装甲表现出的弹道性能至少与美国军用规格对于双硬度、轧合材料的要求相当，例如在MIL-A-46099C中所描述的要求。鉴于本发明钢装甲的实施方案的性能和成本优势，相信这种装甲相对于许多现有装甲合金具有极大进步。
根据本发明制备的合金板和其它轧制产品可以用于常规的装甲应用。这种应用包括，例如，装甲护套和其它用于战车、军备、装甲的门和外壳的组件，以及需要或得益于防射弹撞击、爆炸冲击和其它高能量攻击的其它制品。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，而不是穷举可以应用本发明合金的全部应用。普通技术人员通过阅读本公开内容，将容易地确定本文描述的合金的其它应用。相信本领域的普通技术人员能够基于本领域的现有技术由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此类制品的制造工序。
结合各种示例性、说明性和非限制性实施方案对本发明进行了撰写。然而，本领域的普通技术人员将意识到，可在不脱离仅由权利要求书限定的本发明的范围的情况下对任何所公开的实施方案（或其部分）的进行各种替换、变更或组合。因此，应想到和理解的是，本发明包括本文没有明确阐述的其它实施方案。可以通过例如组合、变更或重新组织本文描述的实施方案所公开的步骤、成分、构成、组分、元素、特征、方面等获得这些实施方案。因此，本发明不受各种示例性、说明性和非限制性实施方案的限定，而仅由权利要求书限定。以此，申请人保留在申请过程中通过加入本文各种描述的特征修改权利要求的权利。

Claims (24)

1.一种制备合金制品的方法，包括：
通过将合金制品在至少1450℉的温度下加热至少15分钟的最短熔炉内时间对所述合金制品进行奥氏体化处理，以基于合金总重量的重量百分比计，所述合金包含：
0.40至0.53的碳；
0.15至1.00的锰；
0.15至0.45的硅；
0.95至1.70的铬；
3.30至4.30的镍；
0.35至0.65的钼；
0.0002至0.0050的硼；
0.001至0.015的铈；
0.001至0.015的镧；
不高于0.002的硫；
不高于0.015的磷；
不高于0.011的氮；
铁；和
偶存的杂质；
在静止空气中使所述合金制品由所述奥氏体化温度冷却；以及
将所述合金制品在250℉至500℉的温度下回火处理450分钟至650分钟的保温时间，从而得到回火后的合金制品。
2.权利要求1所述的方法，包括将所述合金制品在325℉至350℉的温度下回火处理480分钟至600分钟的保温时间，从而得到回火后的合金制品。
3.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的硬度高于570BHN并低于675BHN。
4.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的硬度高于600BHN并低于675BHN。
5.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的V50弹道极限值高于MIL-DTL-32332（一级）规格下的最小V50弹道极限值。
6.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的V50弹道极限值超出MIL-DTL-32332（一级）规格下的最小V50弹道极限值至少50英尺/每秒。
7.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下所需的V50弹道极限低150英尺/每秒的V50弹道极限。
8.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下所需的V50弹道极限低100英尺/每秒的V50弹道极限。
9.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品在受到.30口径的M2穿甲弹攻击时表现出零可观测破裂。
10.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品具有的微观结构包括板条马氏体相和下贝氏体相中的至少一种。
11.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品包括厚度为0.188-0.300英寸的板。
12.权利要求1所述的方法，其中所述回火后的合金制品包括装甲板或装甲片。
13.权利要求1所述的方法，其中所述合金包含：
0.49至0.51的碳；
0.2至0.8的锰；
0.2至0.40的硅；
1.00至1.50的铬；
3.75至4.25的镍；
0.40至0.60的钼；
0.0010至0.0030的硼；
0.003的0.010铈；和
0.002至0.010的镧。
14.一种合金制品，以基于合金总重量的重量百分比计，包含：
0.40至0.53的碳；
0.15至1.00的锰；
0.15至0.45的硅；
0.95至1.70的铬；
3.30至4.30的镍；
0.35至0.65的钼；
0.0002至0.0050的硼；
0.001至0.015的铈；
0.001至0.015的镧；
不高于0.002的硫；
不高于0.015的磷；
不高于0.011的氮；
铁；和
偶存的杂质；
其中所述合金制品表现出的硬度高于570BHN。
15.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的硬度高于570BHN并低于675BHN。
16.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的硬度高于600BHN并低于675BHN。
17.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的V50弹道极限值高于MIL-DTL-32332（一级）规格下的最小V50弹道极限值。
18.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的V50弹道极限值超出MIL-DTL-32332（一级）规格下的最小V50弹道极限值至少50英尺/每秒。
19.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下所需的V50弹道极限低150英尺/每秒的V50弹道极限。
20.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品表现出的V50弹道极限值至少等于比MIL-DTL-32332（二级）规格下所需的V50弹道极限低100英尺/每秒的V50弹道极限。
21.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品在受到.30口径的M2穿甲弹攻击时表现出零可观测破裂。
22.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品具有的微观结构包括板条马氏体相和下贝氏体相中的至少一种。
23.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品包括厚度为0.188-0.300英寸的板。
24.权利要求14所述的合金制品，其中所述合金制品包括装甲板或装甲片。
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