JP5432900B2 - 高い硬度、高い靭性の鉄ベース合金及びその作成方法 - Google Patents

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本出願は米国特許法第１１９条（ｅ）に基づき、２００７年８月１日に出願された同時継続中の米国特許仮出願第６０／９５３，２６９号の優先権の利益を請求する。

本開示は、５５０ＢＨＮよりも高い硬度を有し、標準的な衝撃テストにおいて実質的かつ予期しない貫通抵抗を実証する鉄ベース合金、ならびにかかる合金を含む装甲及びその他の製造物品に関する。本開示は更に、衝撃による貫通に対する抵抗を改善するように特定の鉄ベース合金を処理する方法に関する。

装甲プレート、シート、及びバーは、一般的に、強制的に射出された投射物に対して構造物を保護するために提供される。装甲プレート、シート、及びバーは、典型的には、人間、及び例えば乗り物や機械化された装備などの資産を保護するための手段として軍の用途において用いられるが、これらの製品はまた、種々の民間用途をも有する。かかる用途としては、例えば、装甲を有する民間の乗り物のための覆い、及び防風性の資産の囲いが挙げられる。装甲は、例えばポリマー、セラミック、及び金属合金を含む様々な材料から生産されている。装甲はしばしば可動性の物品上に設けられるので、装甲の重量は、典型的に重要な要素である。また、装甲の生産に関連するコストは、特に外国製の装甲の合金、セラミック、及び特製のポリマーに関しては実質的なものである可能性がある。そのため、望ましいレベルの衝撃性能（貫通抵抗）を達成するために必要な装甲の重量を著しく増加させること無く、より低コストで更に効果的な既存の装甲の代替物を提供することが目的とされてきた。

また、常に増加する対装甲の脅威に応じて、米軍は長年にわたり戦車及びその他の戦闘用の乗り物に用いられる装甲の量を増加させてきたが、その結果、乗り物の重量は著しく増加した。かかる傾向が続くと、装甲を有する戦闘用の乗り物の輸送性、橋を渡る移動能力、及び操作性に、劇的に不利な影響を及ぼし得るだろう。過去１０年の間に、米軍は、戦闘用の乗り物及びその他の装甲を有する所有物を、必要が生ずれば世界のいかなる地域にでも、非常に迅速に動員できるようにするための戦略を採用した。それ故に、戦闘用の乗り物の重量増加への関心が注目の的となっている。そのため、米軍は、特定の、チタン合金、セラミック、及び混成のセラミックタイル／ポリマー組織複合体（ＰＭＣ類）などの、多くの可能性ある代替的なより軽量の装甲材料を調査している。

一般的なチタン合金の装甲の例としては、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ、ＥＬｌ、及びＴｉ−４Ａｌ−２．５Ｖ−Ｆｅ−Ｏが挙げられる。チタン合金は、より伝統的な圧延された均質な鋼の装甲と比較して、多くの利点を提供する。チタン合金は、圧延された均質な鋼及びアルミニウム合金と比較して、広い範囲の衝撃の脅威にわたって高い物質効率を有し、好ましい多段衝撃（ｍｕｌｔｉ−ｈｉｔ）の貫通抵抗能力もまた提供する。チタン合金はまた、実質的な腐食抵抗と共に、一般的により高い強度対重量の比を示し、典型的には、結果として、より低い所有物の維持コストをもたらす。チタン合金は、既存の生産施設において容易に作製することができ、チタンのスクラップ及びミルリバート（ｍｉｌｌ ｒｅｖｅｒｔ）を、再び溶融して商業的なスケールで再利用することが出来る。それにも関わらず、チタン合金は欠点を有している。例えば、スポールライナーが典型的に必要とされ、チタン装甲プレートの製造、及びその材料からの製品の作製に関連するコスト（例えば、機械加工及び溶接のコスト）は、圧延された均質な鋼の装甲に関するコストより実質的に高い。

ＰＭＣ類はいくつかの利点（例えば、化学的な脅威による剥離に脅かされないこと、より静かな作業者の環境、及び弾丸及び破片による衝撃の脅威に対する高い物質効率）を提供するが、同時に多くの欠点に悩まされている。例えば、ＰＭＣ構成物を作製するコストは、圧延された均質な鋼又はチタン合金から構成物を作製するためのコストと比較して高く、ＰＭＣ類は、既存の生産施設において容易に作製することが出来ない。また、ＰＭＣ材料の非破壊テストは、合金の装甲のテスト程には進めることが出来ない。その上、ＰＭＣ類に関する多段衝撃の貫通抵抗能力及び自動車の耐荷重能力は、最初に投射物が衝突した結果として生ずる構造的な変化によって不利に影響を及ぼされる可能性がある。加えて、ＰＭＣ装甲で覆われた戦闘用の乗り物の内部の乗員に対して炎と有毒ガスの危険が存在する可能性があり、そしてＰＭＣの商業的な製造及び再利用の能力は十分に確立されていない。

金属の合金は、装甲の材料を選ぶ際にしばしば選択される材料である。金属の合金は、実質的な多段保護を提供し、典型的には外国製のセラミック、ポリマー、及び複合体と比較して生産のために効果でなく、そして、装甲を有する戦闘用の乗り物及び可動性の装備システムのための構成物を容易に作製することが出来る。投射物は、より高い硬度の材料に衝突した場合により破片になりやすいので、装甲用途においては、非常に高い硬度を有する材料を使用することに利点があると伝統的に考えられている。装甲用途に用いられる特定の金属の合金を、典型的には非常に高い温度から焼入れすることによって、容易に処理して高い硬度にすることが出来る。

圧延された均質な鋼合金は、一般的にチタン合金より高価でないために、衝撃性能は少しずつの改善であっても意義があり、装甲用途に用いられる既存の圧延された均質な鋼の組成及び処理を変更することに実質的な努力が向けられている。例えば、改善された衝撃の脅威に対する性能は、機能の損失を伴わずに装甲プレートの厚みの減少を可能にするので、これにより装甲システムの総重量が減少する。高いシステム重量は、例えば、ポリマー及びセラミック装甲と比較して、金属の合金システムの一次的な障害であるために、衝撃の脅威に対する性能を改善することにより、外国製の装甲システムと比較して、合金の装甲により競争力を与えることが出来る。

過去２５年の間、比較的軽量の被覆材及び複合体の鋼の装甲が開発されてきた。特定のこれらの複合体の装甲は、例えば、硬い、貫通抵抗性の鋼のベース層と治金的に結合した高い硬度の鋼の前面層を組み合わせる。高い硬度の鋼の層は、投射物を粉々にすることを意図しており、一方で硬い下層は、装甲のひび割れ、粉砕、又は剥離を防ぐことを意図している。この種類の複合体の装甲を形成する伝統的な方法としては、２種類の鋼をロールボンドして積層したプレートにすることが挙げられる。複合体の装甲の１つの例は、Ｋ１２（登録商標）装甲プレートであり、これはＡＴＩ Ａｌｌｅｇｈｅｎｙ Ｌｕｄｌｕｍ， Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ， Ｐｅｎｎｓｙｌｖａｎｉａから入手可能な、デュアル硬度のロールボンドした複合体装甲プレートである。Ｋ１２（登録商標）装甲プレートは、高い硬度の前側と、それに比べて柔らかい裏側を含む。Ｋ１２（登録商標）装甲プレートの両方の面はＮｉ−Ｍｏ−Ｃｒ合金の鋼であるが、前側は、裏側よりも高い炭素含有量を含む。Ｋ１２（登録商標）装甲プレートは、伝統的な均質な装甲プレートと比較して、優れた耐衝撃性能を有し、数多くの政府、軍、及び民間の装甲用途に関する衝撃に対する要求を満たすか、またはその要求を超える。被覆材及び複合体の鋼の装甲は、数多くの利点を提供するが、クラッディング又はロールボンド工程を伴う追加の処理は、必然的に装甲システムのコストを増加させる。

比較的高価でない低合金を含有する鋼もまた、特定の装甲用途に用いられる。炭素、クロム、モリブデン、及びその他の元素と合金化し、そして適切な加熱、焼入れ、及び焼戻し工程を用いる結果として、特定の、５５０ＢＨＮ（ブリネル硬度数）よりも大きな非常に高い硬度を有する低合金鋼の装甲を生産することが出来る。かかる高い硬度の鋼は、「６００ＢＨＮ」鋼として一般的に知られている。表１は、装甲用途に用いられる入手可能な６００ＢＨＮ鋼のいくつかの例に関して、報告された組成及び機械的性質を提供する。ＭＡＲＳ３００及びＭＡＲＳ３００Ｎｉ＋は、フランスの会社であるＡｒｃｅｌｏｒによって生産される。ＡＲＭＯＸ６００Ｔ装甲は、ＳｗｅｄｅｎのＳＳＡＢ Ｏｘｅｌｏｓｕｎｄ ＡＢから入手可能である。高い硬度の６００ＢＨＮ鋼の装甲は、投射物を粉々にし、又は平らにするには非常に効果的だが、これらの鋼の著しい欠点は、むしろ脆い傾向があり、例えば装甲貫通投射物等に対する衝撃テストの際に、容易にひび割れすることである。これらの材料のひび割れは、多段衝撃に抵抗する能力を提供するための問題となりうる。

前述のことを考慮すると、６００ＢＨＮの範囲内の硬度を有し、実質的な多段衝撃抵抗を有し、ひび割れの伝播が少ない、改善された鋼の装甲材料を提供することに利点があろう。

発明を解決するための手段

本開示の１つの非限定的な態様に従うと、好ましい多段衝撃抵抗と、５５０ＢＨＮよりも高い硬度とを有し、そして、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．０１０より多くない窒素；鉄；及び付随する不純物、を含む鉄ベース合金が提供される。

本開示の更なる非限定的な態様に従うと、５５０ＢＨＮよりも高い硬度を有し、そして、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．０１０より多くない窒素；鉄；及び付随する不純物を含む、例えばプレート、バー、又はシートなどの合金ミル製品が提供される。

本開示の更に別の非限定的な態様に従うと、５５０ＢＨＮよりも高い硬度、及び、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下での性能要求を満たすか、又は超えるＶ_５０弾道限界（保護）を有する、装甲プレート、装甲バー、及び装甲シートから選択される装甲ミル製品が提供される。特定の実施態様においては、装甲ミル製品はまた、ひび割れの伝播が最小限のＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下での性能要求よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界を有する。このミル製品は、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．０１０より多くない窒素；鉄；及び付随する不純物を含む合金である。

本開示に従った追加の態様は、ひび割れの伝播が最小限の好ましい多段衝撃抵抗、及び５５０ＢＨＮよりも高い硬度を有する合金を作る方法に向けられており、ここで、このミル製品は、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．０１０より多くない窒素；鉄；及び付随する不純物を含む合金である。この合金は、合金を少なくとも１５００°Ｆ（８１５℃）の温度で加熱し、少なくとも３０分の時間その温度で保持することによってオーステナイト化される。この合金を、次いで、オーステナイト化する温度から装甲の合金を冷却する伝統的なやり方とは異なったやり方で、かつ合金が伝統的なやり方で冷却された場合に想定される曲線の経路と比較して合金の冷却曲線の経路を変えて、オーステナイト化する温度から冷却する。好ましくは、オーステナイト化する温度からの合金の冷却は、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下で要求されるＶ_５０を満たすか、又は超えるＶ_５０弾道限界を合金に提供する。

より好ましくは、オーステナイト化する温度からの合金の冷却は、ひび割れの伝播が最小限のＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）より低くないＶ_５０弾道限界を合金に提供する。言い換えれば、このＶ_５０弾道限界は、好ましくは、ひび割れの伝播が最小限のＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０と少なくとも同等である。

本開示に従った方法の１つの非限定的な実施態様に従うと、合金の冷却工程は、合金の複数のプレートを、互いに接触させて配列したプレート同士として、オーステナイト化する温度から同時に冷却することを含む。

本開示のその他の態様は、本開示に従った合金の実施態様を含む製造物品に向けられている。かかる製造物品としては、例えば、装甲を有する乗り物、装甲を有する囲い、及び装甲を有する可動性設備の品目が挙げられる。

本開示に従った合金、物品、及び方法の特定の特徴及び利点は、添付の図面の参照することにより、より良く理解することが出来る。

図１は、以下に記載するように処理された特定の実験のプレートサンプルに関する、オーステナイト化処理の加熱温度を関数としたＨＲ_Ｃ硬度のプロットである。 図２は、以下に記載するように処理された特定の非限定的な実験のプレートサンプルに関する、オーステナイト化処理の加熱温度を関数としたＨＲ_Ｃ硬度のプロットである。 図３は、以下に記載するように処理された特定の非限定的な実験のプレートサンプルに関する、オーステナイト化処理の加熱温度を関数としたＨＲ_Ｃ硬度のプロットである。 図４は、オーステナイト化温度から冷却する間に用いられるテストサンプルの配列の概略的な説明図である。 図５は、オーステナイト化温度から冷却する間に用いられるテストサンプルの配列の概略的な説明図である。 図６は、特定のテストサンプルに関する焼戻しの実施法を関数とした、（ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃによって）最低限必要とされるＶ_５０速度以上のＶ_５０速度のプロットである。 図７は、オーステナイト化温度から冷却する間に用いられるテストサンプルの配列の概略的な説明図である。 図８は、特定のテストサンプルをオーステナイト化温度から冷却する工程の間の、各時間毎のサンプルの温度のプロットである。 図９は、特定のテストサンプルをオーステナイト化温度から冷却する工程の間の、各時間毎のサンプルの温度のプロットである。 図１０は、オーステナイト化温度から冷却する間に用いられるテストサンプルの配列の概略的な説明図である。 図１１は、オーステナイト化温度から冷却する間に用いられるテストサンプルの配列の概略的な説明図である。 図１２は、本明細書中に記載されたようにオーステナイト化温度から冷却されたいくつかの実験サンプルに関して、各時間毎にサンプルの温度をプロットしたグラフである。 図１３は、本明細書中に記載されたようにオーステナイト化温度から冷却されたいくつかの実験サンプルに関して、各時間毎にサンプルの温度をプロットしたグラフである。 図１４は、本明細書中に記載されたようにオーステナイト化温度から冷却されたいくつかの実験サンプルに関して、各時間毎にサンプルの温度をプロットしたグラフである。

読者は、本開示に従った合金、物品及び方法の特定の非限定的な実施態様に関する以下の詳細な記載を考慮して、前述の詳細、ならびにその他のものを理解するだろう。読者はまた、本明細書中に記載された合金、物品及び方法を実行し、又は使用すると同時にかかる追加の詳細のうち一定のものを理解することが出来る。

非限定的な実施態様に関する本発明の記載において、行った実施例におけるものを除き、又は他に指示の無い限り、構成要素及び製品の量又は特性、処理条件などを表現する全ての数は、全ての事例において用語「約」によって修飾されるものとして理解されるべきである。従って、反対の指示が無い限り、以下の記載によって示される全ての数値パラメータは、本開示に従った合金及び物品において得ようと試みられる望ましい性質に依存して変化し得る近似値である。どう控えめに言ったとしても特許請求の範囲に対する均等論の適用を限定しようとするものではないが、各々の数値パラメータは少なくとも、報告された重要な数値に照らして、通常の丸め誤差手法を適用することにより解釈されるべきである。

本明細書中に参照により援用すると記載された全ての特許、刊行物、又はその他の開示物を、全体的に、又は部分的に、その援用された物がこの開示に規定されている既に述べられた定義、記述、又はその他の開示物と矛盾するものではない程度においてのみ本明細書中に援用する。そのため、必要な程度に、本明細書中に規定された開示は、本明細書中に参照により援用された任意の矛盾する物に取って代わる。本明細書中に参照により援用すると記載されているが、本明細書中に規定されている既に述べられた定義、記述、又はその他の開示物と矛盾する全ての物、又はその一部分は、援用された物と既に述べられた開示物との間に矛盾が起きない程度でのみ援用される。

本開示は、部分的に、著しい硬度を有し、軍の装甲用途に適したレベルの衝撃貫通抵抗を付与する、ひび割れの伝播が最も少なく、実質的な、予期しないレベルの多段衝撃抵抗を実証する低合金鋼に向けられている。本開示に従った鋼の特定の実施態様は、５５０ＢＨＮを超える硬度の値を示し、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅによって評価された場合、及び好ましくはＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃによって評価された場合にも実質的なレベルの衝撃貫通抵抗を実証する。特定の既存の６００ＢＨＮ鋼の装甲プレート材料と比較して、本開示に従った合金の特定の実施態様は、装甲を貫通する投射物に対してテストした場合に、ひび割れ及び貫通に対して、有意なことに、感度がより低い。本合金の特定の実施態様はまた、Ｋ−１２（登録商標）装甲プレートなどの特定の高合金の装甲材料の性能に匹敵する衝撃性能を実証した。本開示に従った鋼合金の特定の実施態様は、例えば低合金を含有しており、特定の伝統的な６００ＢＨＮ鋼の装甲材料と比較して比較的適度な硬度を有するが、その衝撃性能は、まったく予期せずに与えられた。より特定的には、本開示に従った合金の特定の実施態様は、（比較的ゆっくりとした冷却レートでオーステナイト化温度から合金を冷却することにより得ることが出来る）比較的適度な硬度を示すが、この合金サンプルは、少なくともＫ−１２（登録商標）装甲プレートの性能に匹敵する実質的な衝撃性能を示すことが、予期せずに観察された。この驚くべき非自明の発見は、鋼の装甲プレート材料の硬度を増加させると衝撃性能が改善されるという伝統的な考えに完全に逆行する。

本開示に従った鋼の特定の実施態様は、残余の元素である硫黄、リン、窒素、及び酸素を低レベルで含む。また、鋼の特定の実施態様は、セリウム、ランタン、及びその他の希土類金属のうち１つ以上の濃度を含んでいても良い。如何なる特定の動作理論に縛られるものでもないが、本発明者らは、希土類の添加は合金中に存在する硫黄、リン、及び／又は酸素のいくつかの部分を結合させるために作用し、結果としてこれらの残余物が粒子の境界に集中しにくく、材料の多段衝撃抵抗を減少させると考えている。更に、鋼の粒子境界中に集中した硫黄、リン、及び／又は酸素は、高速の衝撃による粒間の分離を促進し、材料の破砕及び衝突した投射物の貫通の可能性につながる可能性があると考えられている。本開示に従った鋼の特定の実施態様はまた、例えば３．３０〜４．３０重量パーセントの比較的高い含有量のニッケルを含み、比較的硬い組織を提供し、それにより著しく衝撃性能を改善する。

類の無い合金システムを開発することに加えて、本発明者らは、また、以下で議論する研究を行い、本開示中の鋼を処理して既知の米軍仕様書ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ及びＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃによって評価される硬度及び衝撃性能を改善可能な方法を決定した。本発明者らはまた、炭化物粒子を鋼中に溶解させ、拡散させて、鋼中に合理的な程度の均質性を生み出すことを意図して、本開示に従った鋼のサンプルを種々の温度にさらした。このテストの目的は、材料の靭性を減少させ、それにより衝撃性能を劣化させる過度の炭化を生み出さず、又は過度の許容できない粒成長を生じさせない加熱処理温度を決定することであった。特定の工程において、ある程度の異方性を備えるために、鋼のプレートはクロス圧延された。

オーステナイト化温度から異なった速度で冷却され、そしてそれ故に異なった硬度を有するサンプルの衝撃性能を評価する試験もまた行われた。本発明者らのテストはまた、ひび割れの伝播が最小限の多段衝撃抵抗を促進するための最良の方法を算定することを意図した焼戻し試験及び冷却試験を含んでいた。各サンプルは、７．６２ｍｍ（．３０キャリバー）の装甲貫通投射物を用いてＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ及びＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃにより種々のテストサンプルのＶ_５０弾道限界を決定することにより評価された。本発明者らの合金の調査の詳細を以下に述べる。

１．実験の合金プレートの準備
低合金鋼の装甲のための新規な組成物を配合した。本発明者らは、かかる合金組成物は、好ましくは比較的高い含有量のニッケルを含み、硫黄、リン、及び窒素などの残余の元素を低レベルで含むべきであり、均質性を促進するやり方によりプレートの形態に処理されるべきであると結論付けた。表２に示された実験の化学組成を有する合金のいくつかのインゴットを、ＡＯＤ、又はＡＯＤ及びＥＳＲによって準備した。表２は、望ましい最小値及び最大値、好ましい最小値及び好ましい最大値（もしあれば）、及び合金の構成要素の目標レベル、並びに生産された合金の実際の化学組成を示す。合金の残分は、鉄及び付随する不純物を含んでいた。付随する不純物として存在し得る元素の非限定的な例としては、銅、アルミニウム、チタン、タングステン、及びコバルトが挙げられる。原材料及び／又は合金の処理過程に由来し得るその他の潜在的な付随する不純物は、治金分野の当業者には既知であろう。合金の組成は表２に報告されており、より一般的には、本明細書中に、他の指示の無い限り合金の総重量を基準として重量パーセンテージで報告されている。また、表２において、「ＬＡＰ」は「可能な限り少なく」を意味する。

インゴットの表面を伝統的な実施法を用いて下処理した。このインゴットを、次いで、約１３００°Ｆ（７０４°Ｃ）に加熱し、温度を均一化し、この第１の温度で６〜８時間保持し、約２００°Ｆ／時間（９３°Ｃ／時間）で約２０５０°Ｆ（１１２１°Ｃ）まで加熱し、そしてその第２の温度で厚み１インチ当たり約３０分保持した。インゴットを、次いで、７インチ（１７．８ｃｍ）の厚みに熱間圧延し、端部を切り取り、必要な場合には、後に続く追加の熱間圧延により再び約１．５０〜２．５０インチ（３８．１〜６３．５ｃｍ）の厚みのスラブにする前に、約２０５０°Ｆ（１１２１°Ｃ）に再加熱した。その再びスラブにしたものを、応力除去のために伝統的な実施法を用いてアニールし、スラブの表面を、次いで、ブラスト洗浄し、仕上げ圧延して約０．３１０インチ（７．８ｍｍ）又は約０．２７５インチ（７ｍｍ）のいずれかの厚みを有するロングプレートにした。そのロングプレートを、次いで完全にアニールし、ブラスト洗浄し、平らにし、そしてせん断して、約０．３１０インチ（７．８ｍｍ）又は約０．２７５インチ（７ｍｍ）のいずれかの厚みを有する複数の独立したプレートを形成した。

特定の場合においては、仕上げ板厚を達成するために必要な最終圧延工程の直前に、再びスラブにしたものを圧延温度に再加熱した。より特定的には、プレートサンプルを表３に示すように最終圧延した。表３に示すように最終圧延された０．０２７５および０．３１０インチ（７及び７．８ｍｍ）板厚（名目）プレートのサンプルに関してテストを実施して、表面硬度及び衝撃性能の性質を最適化する可能な熱処理パラメータを算定した。

２．硬度テスト
上記のセクション１におけるように生産されたプレートを、オーステナイト化処理及び硬化工程にさらし、３分割して更なるテストのためのサンプルを形成し、そして選択的に焼戻し処理にさらした。オーステナイト化処理は、サンプルを１５５０〜１６５０°Ｆ（８４３〜８９９°Ｃ）で４０分の時間その温度で加熱することを伴う。硬化は、サンプルを空気冷却するか、又は、油の中でオーステナイト化処理の温度から室温（ＲＴ）へとサンプルを焼入れすることを伴う。それぞれオーステナイト化し、硬化したプレートからの３つのサンプルのうち１つを、テストのために硬化したままの状態で保った。それぞれオーステナイト化し、硬化したプレートから切り取った残りの２サンプルには、２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）又は３００°Ｆ（１４９°Ｃ）のいずれかで９０分の時間その温度で保持することにより焼戻しアニールを行った。サンプルの硬度を評価するために必要とされる時間を減少させるために、すべてのサンプルを、ブリネル硬度テストではなく、ロックウェルＣ（ＨＲ_Ｃ）テストを用いてあらかじめテストした。硬化したままの状態において最も高いＨＲ_Ｃ値を示した２つのサンプルを更にテストして、硬化したままの状態（すなわち、焼戻し処理の前）におけるブリネル硬度（ＢＨＮ）を決定した。表４はオーステナイト化処理の温度、焼入れの種類、板厚、及び２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）又は３００°Ｆ（１４９°Ｃ）のいずれかで焼戻されたサンプルに関するＨＲ_Ｃ値を列挙する。表４はまた、テストにおいて用いられたプレートを最終板厚のための圧延の直前に再加熱にさらしたかどうかを示す。加えて、表４は、硬化したままの条件において最も高いＨＲ_Ｃ値を示す、焼戻されていない、硬化したままのサンプルのＢＨＮ硬度を列挙する。

表５は、硬化したままの状態、及び２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）又は３００°Ｆ（１４９°Ｃ）のいずれかで９０分の時間その温度で焼戻しアニールをした後における、表４に挙げられたサンプルに関する平均ＨＲ_Ｃ値を提供する。

一般的には、ブリネル硬度は、ＡＳＴＭ Ｅ−１０仕様書により、規定の直径、規定の加重の硬鋼又は炭化物の球の形態の圧子をサンプルの表面に当てて、そのテストの後に残るへこみの直径を測定することによって決定される。そのブリネル硬度数、すなわち「ＢＨＮ」は、用いられた圧子の加重（キログラム）をへこみの実際の表面積（平方ミリメートル）で割ることにより得られる。結果は圧力の値であるが、ＢＨＮの値を報告する際には単位はほとんど記載されない。

鋼装甲のサンプルのブリネル硬度数を算定する際には、卓上機械を使用して、１０ｍｍの直径の炭化タングステン球の圧子をテスト標本の表面に押し付ける。その機械は３０００キログラムの加重を通常は１０秒間加え、そのあとその玉を引っ込めて、結果として生じる円形の模様の直径を決定する。ＢＨＮ値は、以下の式に従って計算される。

ＢＨＮ＝２Ｐ／［πＤ（Ｄ−（Ｄ^２−ｄ^２）^１／２）］
式中、ＢＨＮはブリネル硬度数、Ｐはキログラムでの負荷した加重、Ｄはｍｍでの球形の圧子の直径、そしてｄは結果として生じた圧子の模様のｍｍでの直径である。

いくつかのＢＨＮテストを装甲プレートの表面領域上で実行することができ、各々のテストは結果としてわずかに異なった硬度数を生ずるだろう。均質な装甲でさえ絶対的に一様ではないので、この硬度の変動は、プレートの局所的な化学組成及び微細構造における小さな変動が原因である可能性がある。硬度測定における小さな変動もまた、標本上の圧子の模様の直径を測定する際の誤差から生じているかもしれない。任意の単一の標本の硬度測定に予期される変動を考えると、ＢＨＮの値はしばしば単一の個々の値としてではなく、範囲として与えられる。

表４において示すように、これらのサンプルに関して測定された最も高いブリネル硬度は６２４及び５８７であった。これらは特に、１５５０°Ｆ（８４３°Ｃ）（ＢＨＮ６２４）又は１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）（ＢＨＮ５８７）でオーステナイト化した、硬化したままのサンプルであった。これらの２つのサンプルのうち１つを油焼入れし（ＢＨＮ６２４）、もう一方を空気冷却して、２つのサンプルのうち一方だけ（ＢＨＮ６２４）を、最終板厚に圧延するより先に再加熱した。

全般的に、焼戻しアニールを用いることによりサンプル硬度が増加する傾向があり、３００°Ｆ（１４９°Ｃ）の焼戻し温度は、結果として各々のオーステナイト化温度において大きな硬度の増加を生じることが観察された。また、オーステナイト化温度の上昇により、全般的に、達成される最終硬度が減少する傾向があることが観察された。これらの相互関係を、図１に説明する。ここで、図１は、硬化したままの状態（「ＡｇｅＮ」）、又は、２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）（「Ａｇｅ２５」）若しくは３００°Ｆ（１４９°Ｃ）（「Ａｇｅ３０」）のいずれかで焼戻した後における、０．２７５インチ（７ｍｍ）サンプル（左のパネル）及び０．３１０インチ（７．８ｍｍ）サンプル（右のパネル）に関して、オーステナイト化温度の関数として平均ＨＲ_Ｃ硬度をプロットする。

図２及び３は、焼入れの種類の硬度への影響、及び０．２７５及び０．３１０インチ（７及び７．８ｍｍ）の名目最終板厚に圧延するより先に再びスラブにしたものを再加熱したかどうかについて検討している。図２は、硬化したままの状態（「ＡｇｅＮ」）、又は、２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）（「Ａｇｅ２５」）若しくは３００°Ｆ（１４９°Ｃ）（「Ａｇｅ３０」）のいずれかで焼戻した後における、再加熱していない０．２７５インチ（７ｍｍ）サンプル（左上のパネル）、再加熱した０．２７５インチ（７ｍｍ）サンプル（左下のパネル）、再加熱していない０．３１０インチ（７．８ｍｍ）サンプル（右上のパネル）、及び再加熱した０．３１０インチ（７．８ｍｍ）サンプル（右下のパネル）に関して、オーステナイト化温度の関数としてＨＲ_Ｃ硬度をプロットする。同様に、図３は、硬化したままの状態（「ＡｇｅＮ」）、又は、２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）（「Ａｇｅ２５」）若しくは３００°Ｆ（１４９°Ｃ）（「Ａｇｅ３０」）のいずれかで焼戻した後における、空気冷却した０．２７５インチ（７ｍｍ）サンプル（左上のパネル）、油焼入れした０．２７５インチ（７ｍｍ）サンプル（左下のパネル）、空気冷却した０．３１０インチ（７．８ｍｍ）サンプル（右上のパネル）、及び油焼入れした０．３１０インチ（７．８ｍｍ）サンプル（右下のパネル）に関して、オーステナイト化温度の関数としてＨＲ_Ｃ硬度をプロットする。各々のオーステナイト化温度で処理され、図２及び３における各々のパネルに関する条件を満足するサンプルの平均硬度を、四角形のデータ点として各々のパネルにプロットし、いかなる傾向をもより視覚化するように、各々のパネルにおける各々のかかるデータ点を破線により連結する。図２及び３の各々のパネルにおいて検討した全てのサンプルの総平均硬度を、ダイヤモンド形状のデータ点として各々のパネルにプロットする。

図２を参照すると、最終板厚に圧延するより先に再加熱することによる硬度への効果は、その他の変数による効果と比較して少なく、明白でないことが全般的に観察された。例えば、最も高い２つのブリネル硬度を有するサンプルのうち１つだけが、最終板厚に圧延するより先に再加熱された。図３を参照すると、オーステナイト化する加熱処理の後に、油焼入れに対して空気冷却を用いることによって生ずる硬度の違いは最小限であることが全般的に観察された。例えば、最も高い２つのブリネル硬度を有するサンプルのうち１つだけが、最終板厚への圧延より先にプレートの形態において再加熱された。

本実験の合金サンプルが、オーステナイト化アニールの後に高い濃度の保有オーステナイトを含むことが決定された。より厚いプレート厚み、及びより高いオーステナイト化処理の温度は、より多くの保有オーステナイトレベルを生み出す傾向がある。また、オーステナイトの少なくともいくらかの部分が、焼戻しアニールの間にマルテンサイトへと変化したことが観察された。焼戻しアニール処理の後に存在するいくらかの焼戻されていないマルテンサイトは、最終材料の靭性をより低くする可能性がある。最適な靭性をより保証するために、追加の焼戻しアニールを用いて、更にいくらかの保有オーステナイトをマルテンサイトへと変換することができると結論付けられた。本発明者らの観察に基づけば、少なくとも約１５００°Ｆ（８１５°Ｃ）、好ましくは少なくとも約１５５０°Ｆ（８４３°Ｃ）のオーステナイト化温度が、高い硬度を達成するという点に関して評価された物品に関して十分であるように見受けられる。
３．衝撃性能テスト
０．２７５インチ（７ｍｍ）の名目厚みを有するいくつかの１８×１８インチ（４５．７×４５．７ｃｍ）のテストパネルを上述のセクション１に記載のように準備し、次いで、更に以下で議論するように処理した。そのパネルを、次いで、以下に記載するように衝撃性能テストにさらした。

セクション１に記載のように生産された８つのテストパネルを、更に以下のように処理した。８つのパネルを１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）で３５分（）±５分）間オーステナイト化し、室温に空気冷却し、そして硬度テストを行った。１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）でオーステナイト化された８つのパネルのうち１つのＢＨＮ硬度を、オーステナイト化したままの、焼戻していない（硬化したままの）条件において空気冷却した後に決定した。硬化したままのパネルは、約６００ＢＨＮの硬度を示した。

１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）でオーステナイト化し、空気冷却した８つのパネルのうち６つを２つずつ３組にわけ、各々の組を、２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）、３００°Ｆ（１４９°Ｃ）、及び３５０°Ｆ（１７７°Ｃ）で９０分（±５分）間焼戻し、室温に空気冷却し、そして硬度テストを行った。３組の焼戻したパネルの各々１つずつ（３つのパネル全て）を取っておき、そして残りの３つの焼戻したパネルをその元々の２５０°Ｆ（１２１°Ｃ）、３００°Ｆ（１４９°Ｃ）、及び３５０°Ｆ（１７７°Ｃ）の焼戻し温度で９０分（±５分）間再び焼戻し、室温に空気冷却し、そして硬度テストを行った。これらの６つのパネルは、下記の表６においてサンプルＩＤ番号１〜６により特定する。

１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）でオーステナイト化し、空気冷却した８つのパネルのうち１つを３２°Ｆ（０°Ｃ）の冷水におよそ１５分間浸漬し、次いで取り除き、そして硬度テストを行った。そのパネルを、次いで、３００°Ｆ（１４９°Ｃ）で９０分（±５分）間焼戻し、室温に空気冷却し、再び３２°Ｆ（０°Ｃ）の冷水におよそ１５分間配置し、次いで、再び取り除いて、硬度テストを行った。このパネルを、表６においてＩＤ番号７により参照する。

上述のセクション１に記載したように準備した３つの追加のテストパネルを、以下のように更に処理し、次いで、衝撃性能テストにさらした。３つのパネルの各々を、１９５０°Ｆ（１０６５°Ｃ）で３５分（±５分）間オーステナイト化し、室温に空気冷却し、そして硬度テストを行った。３つのパネルの各々を、次に、３００°Ｆで９０分（±５分）間焼戻し、室温に空気冷却し、そして硬度テストを行った。３つの焼戻して空気冷却したパネルのうち２つを、次いで、３００°Ｆ（１４９°Ｃ）で９０分（±５分）再び焼戻し、空気冷却し、次いで硬度をテストした。再び焼戻したこれらのパネルのうち１つを、次に、−１２０°Ｆ（−８４°Ｃ）に極低温冷却し、室温に暖め、そして硬度テストを行った。これらの３つのパネルを、表６においてＩＤ番号８〜１０により特定する。

表６で特定される１１のパネルは、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅにより、７．６２ｍｍ（．３０キャリバー）のＭ２ＡＰ投射物を用いてＶ_５０弾道限界（保護）を算定することによって、それぞれ衝撃性能を評価した。Ｖ_５０弾道限界とは、投射物が装甲テストパネルを貫通する確率が５０％である計算上の投射物速度である。

より正確には、米軍の所有するＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書（装甲、プレート、鋼、鍛造品、高い硬度）の下では、Ｖ_５０弾道限界（保護）とは、完全な貫通を生ずる３つの最も低い投射物速度と、部分的な貫通を生ずる３つの最も高い投射物速度とを含む６つの公平な衝突速度の平均速度である。１５０フィート／秒（ｆｐｓ）（４６ｍ／秒）の最大スプレッドが、Ｖ_５０を決定する際に用いられる最も低い速度と最も高い速度との間に許容される。最も低い完全な貫通速度が、もっとも高い部分的な貫通速度よりも１５０ｆｐｓ（４６ｍ／秒）以上低い場合には、その弾道限界は、１０の速度（５つの完全な貫通を生ずる最も低い速度と、５つの部分的な貫通を生ずる最も高い速度）に基づく。１０の桁の極端なスプレッド弾道限界を用いる場合には、速度のスプレッドを最も低い部分的なレベルに減少させ、可能な限り１５０ｆｐｓ（４６ｍ／秒）に近づけなければならない。通常の上下発射法（ｕｐ ａｎｄ ｄｏｗｎ ｆｉｒｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ）をＶ_５０弾道限界（保護）の決定に用い、全ての速度を衝突速度に補正した。もし計算されたＶ_５０弾道限界が必要とされる下限よりも３０ｆｐｓ（９ｍ／秒）より低く、３０ｆｐｓ（９ｍ／秒）又はそれ以上のギャップ（低い貫通速度よりも下の高い部分的な貫通速度）が存在する場合には、そのギャップを２５ｆｐｓ（８ｍ／秒）又はそれよりも減少させる必要があるので、投射物の発射を続ける。

テストパネルに関して計算されたＶ_５０弾道限界を、テストパネルの特定の厚みに関して最低限必要とされるＶ_５０と比較してもよい。もしテストパネルに関して計算されたＶ_５０が最低限必要とされるＶ_５０を超えている場合には、そこで、そのテストパネルは必要な衝撃性能の基準を「通過した」と言うことができる。プレート装甲に関して最低限のＶ_５０弾道限界の値は、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ及びＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ（装甲プレート、鋼、ロールボンド、ＤＮＡＬ硬度（０．１８７インチ〜０．７００インチ（０．４７５ｃｍ〜１．７８ｃｍ）を包含する））を含む種々の米軍仕様書に規定されている。

表６は、１１の衝撃テストパネルの各々に関する以下の情報を列挙する：サンプルＩＤ番号；オーステナイト化温度；オーステナイト化処理（硬化したまま）から室温に冷却した後のＢＨＮ硬度；焼戻し処理のパラメータ（使用した場合）；焼戻し温度から室温に冷却した後のＢＨＮ硬度；再焼戻し処理のパラメータ（使用した場合）；再焼戻し温度から室温に冷却した後のＢＨＮ硬度；及び、パネルの計算された弾道限界Ｖ_５０と、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ及びＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃにより最低限必要とされるＶ_５０弾道限界との間のｆｐｓでの差。表６における正のＶ_５０の差の値（例えば「＋４１９」）は、あるパネルに関して計算されたＶ_５０弾道限界が、必要とされるＶ_５０を表に示された程度で超えていることを示している。負の差の値（例えば「−４４」）は、そのパネルに関して計算されたＶ_５０が、軍の仕様書に示されている必要とされるＶ_５０よりも、表に示された程度で低いことを示している。

本実験の合金から構成され、１２〜１９の番号をつけられた、８つの追加の１８×１８インチ（４５．７×４５．７ｃｍ）（名目的な）テストパネルを、上述のセクション１に記載したように準備した。各々のパネルは、名目的には、０．２７５インチ（７ｍｍ）又は０．３２０インチ（７．８ｍｍ）の厚みのいずれかであった。８つのパネルの各々を、１６００°Ｆ（８７１°Ｃ）で３５分（±５分）間加熱し、次いで室温に空気冷却することにより、オーステナイト化処理にさらした。パネル１２は、硬化したままの状態（焼戻し処理をせずに冷却したまま）で、７．６２ｍｍ（．３０キャリバー）のＭ２ＡＰ投射物に対する衝撃性能に関して評価した。パネル１３〜１９は、表７に列挙されたそれぞれの焼戻し工程にさらし、室温に冷却し、次いで上述のパネル１〜１１と同じ方法で衝撃性能に関して評価した。表７に列挙された各々の焼戻し時間は近似値であり、実際には列挙された持続時間の±５分の範囲であった。表８は、表７に列挙された特定のパネルの厚みに関して、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ及びＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃにより最低限必要とされるＶ_５０とともに、テストパネル１２〜１９の各々の計算されたＶ_５０弾道限界（性能）を列挙する。

例えばプレート、バー、シートなどの形態のミル製品を、合金の硬度及び衝撃性能を最適化するために、前述の観察及び結論を考慮して策定された工程を含む処理によって、本開示に従った合金から作ってもよい。当業者に理解されるように、「プレート」製品は少なくとも３／１６インチ（０．４７６ｃｍ）の厚み、及び少なくとも１０インチ（２５ｃｍ）の幅を有し、「シート」製品は、３／１６（０．４７６ｃｍ）よりも厚くない厚み、及び少なくとも１０インチ（２５ｃｍ）の幅を有する。当業者は、プレート、シート、バーなどの種々の伝統的なミル製品の間の違いを容易に理解するだろう。
４．冷却テスト
ａ．試験１
表２に示す実際の化学組成を有する０．２７５×１８×１８インチ（７ｍｍ×４５．７×４５．７ｃｍ）サンプルの群を、１６００±１０°Ｆ（８７１±６°Ｃ）で３５分±５分間加熱し、次いで、冷却経路に影響を与えるために異なった方法を用いて室温に冷却することにより、オーステナイト化サイクルを通して処理した。冷却したサンプルを、次いで、予め定めた時間焼戻し、室温に空気冷却した。そのサンプルにブリネル硬度テストを行い、衝撃テストを行った。ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下での要求を満たすＶ_５０の衝撃値が望まれた。好ましくは、Ｖ_５０の衝撃値によって評価された衝撃性能は、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０の値よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）より低くはなかった。全般的に、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃは、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅの下で必要とされるよりも全般的に３００〜４００ｆｐｓ以上高い、著しく高いＶ_５０の値を要求する。

表９は、サンプルを、サンプル間に１インチの空間をもたせて冷却ラックに垂直に入れ、静止空気中、室温環境においてサンプルを室温に冷却することにより、オーステナイト化温度から冷却したサンプルに関して、硬度及びＶ_５０の結果を列挙する。図４は、これらのサンプルに関する積層配列を概略的に説明する。

表１０は、表９におけるサンプルと同一の一般的な冷却条件を用い、同一の垂直なサンプルラック配列を用いてオーステナイト化温度から冷却したサンプルに関する硬度及びＶ_５０の値を提供するが、ここで、冷却ファンによりサンプル周囲の室温空気を循環させた。それ故に、オーステナイト化温度から冷却された表１０において列挙されたサンプルの平均速度は、表９において列挙されたサンプルの平均速度を超えていた。

表１１は、冷却ラックに水平に配列され、オーステナイト化温度から冷却されたサンプルの速度に影響を与えるように隣接したサンプルと接触させて積層した静止空気冷却サンプルに関して、硬度及びＶ_５０の結果を列挙する。表１１に含まれるＶ_５０の値を、焼戻し実施法の関数として図６にプロットした。４つの異なる積層配列を、表１１にサンプルのために用いた。図５の上部分に示される１つの配列においては、２つのサンプルを互いに接触させて配置した。図５の下部分に示される別の配列においては、３つのサンプルを互いに接触させて配置した。図８は、図５の上部分及び下部分に示したように積層されたサンプルに関する冷却曲線のプロットである。図７は、オーステナイト化温度から冷却する間、４つのプレート（上部分）又は５つのプレート（下部分）のいずれかをお互いに接触させた、２つの追加の積層配列を示す。図９は、図７の上部分及び下部分に示すように積層したサンプルに関する冷却曲線のプロットである。表１１において列挙された各々のサンプルに関して、表の第２欄は、その積層配列に関連したサンプルの総数を示す。表９、１０、及び１１におけるサンプルのように、（静止空気における冷却に対して）サンプル周囲の空気を循環させること、及び異なった数のサンプルを互いに接触するように配置することが、種々のサンプルの冷却曲線の形状に影響を与えたことが予期される。言い換えれば、冷却曲線（すなわち、曲線の「形状」）に続く特定の経路は、表９、１０、及び１１におけるサンプルの種々の配列によって異なっていたことが予期される。例えば、その他のサンプルと接触させて冷却したサンプルに関する冷却曲線の１つ以上の領域における冷却速度は、同一の冷却曲線の領域において、垂直にラックに入れ、空間を空けたサンプルに関する冷却速度よりも遅い可能性がある。サンプルの冷却における違いは、結果として、以下で議論するように、サンプルの衝撃貫通抵抗に予期せぬ影響を与えるサンプルの微細構造の違いを生ずると考えられる。

表９〜１１は、それぞれの表において列挙された各々のサンプルに用いた焼戻し処理を特定する。表９〜１１におけるＶ_５０の結果を、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で特定のテストサンプルサイズに関して最低限必要とされるＶ_５０速度と比較して、フィート／秒（ｆｐｓ）における差として列挙する。例として、「−１５６」の値は、７．６２ｍｍ（．３０キャリバー）装甲貫通砲弾を用いて軍の仕様書により評価されたサンプルに関するＶ_５０が、軍の仕様書の下で必要とされる値よりも１５６ｆｐｓ（４８ｍ／秒）低かったことを意味し、「＋８２」の値は、そのＶ_５０速度が必要とされる値を８２ｆｐｓ（２５ｍ／秒）超えていたことを意味する。それ故に、大きな正の差の値は、軍の仕様書の下で必要とされるＶ_５０を超える衝撃貫通抵抗を反映するので、最も望ましい。表９において報告されたＶ_５０の値は、衝撃テストの間に対象のプレートにひび割れが入るまで（劣化するまで）評価した。表９及び１０において列挙されたサンプルの衝撃の結果は、より高いひび割れの発生を示した。

表１１において列挙されたサンプルに関する硬度の値は、表９及び１０のサンプルに関する値よりも著しく低い。この違いは、オーステナイト化温度からサンプルを冷却する際に、互いに接触させてサンプルを配置し、表９及び１０、ならびに図４において参照する「空気焼入れ」サンプルと比較して、これらのサンプルの冷却曲線が変更された結果であると考えられる。表１１におけるサンプルに関して用いられた、よりゆっくりとした冷却はまた、オーステナイト化温度から室温に冷却する間に材料を自動的に焼戻す作用があると考えられる。

上で議論したように、伝統的な考えは、鋼の装甲の硬度を増加させることが装甲の破砕衝突投射物に対する能力を高め、それにより、例えばＶ_５０速度テストによって評価される衝撃性能が改善されるというものである。表９及び１０におけるサンプルは、表１１におけるサンプルと組成的に一致し、オーステナイト化温度から冷却するやり方を除いては、実質的に同じやり方で処理した。それゆえに、鋼の装甲材料の生産における当業者は、表１１におけるサンプルの減少した表面硬度は、衝撃貫通抵抗に負の影響を与え、結果として表９及び１０におけるサンプルと比較して、より低いＶ_５０速度を生ずると予期するだろう。だが、本発明の発明者らは、表１１のサンプルが正のＶ_５０の値を維持しつつ、より低いひび割れの発生率とともに、著しく改善した貫通抵抗を予期せず実証したことを見出した。オーステナイト化温度から冷却した後に鋼を焼戻した場合に実験的な試験において衝撃特性が明らかに改善されることを考慮すると、ミルスケールの実施において、オーステナイト化温度から冷却した後に、２５０〜４５０°Ｆ、及び好ましくは約３７５°Ｆで１時間焼き戻すことが有益であると考えられる。

表１１における平均Ｖ_５０速度は、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃの下でサンプルに関して必要とされるＶ_５０速度よりも１１９．６ｆｐｓ（３６．５ｍ／秒）高い。従って、表１１における実験データは、本開示に従った鋼の装甲の実施態様が、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃの下で必要とされる値に近づくか、それを超えるＶ_５０速度を有することを示す。対照的に、より早い速度で冷却されたサンプルに関して表１０に列挙された平均のＶ_５０は、仕様書の下で必要とされる速度より２ｆｐｓ（０．６ｍ／秒）だけ高く、これらのサンプルは許容できない多段ひび割れ抵抗を示した。ＭＩＬ−Ａ−４６０９９ＣのＶ_５０速度の要求が、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１０００Ｅ仕様書の下でよりもおよそ３００〜４００ｆｐｓ（９０〜１２０ｍ／秒）高いことを考えると、本開示に従った特定の鋼の装甲の実施態様はまた、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅの下で必要とされる値に近づくか、それを満たすことになる。本開示における発明を限定するものではまったくないが、Ｖ_５０速度はＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃの下で必要とされる値よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）より低くないことが好ましい。言い換えれば、Ｖ_５０速度は、好ましくは、ひび割れの伝播が最小限のＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０と少なくとも同等である。

表１１の実施態様の平均貫通抵抗性能は、相当であり、少なくとも、特定のよりコストが高い合金の装甲材料、すなわちＫ−１２（登録商標）デュアル硬度装甲プレートに匹敵すると考えられる。要するに、表１１における鋼の装甲サンプルは表９及び１０におけるサンプルよりも著しく低い表面硬度を有していたが、ひび割れ伝播の発生率の減少とともに、実質的に高い衝撃貫通抵抗を予期せず実証し、これは、特定の貴重な高合金の装甲合金の衝撃抵抗に匹敵する。

特定の理論に縛られることを意図するものではないが、本発明者らは、本開示に従った鋼の装甲の類のない組成物、及びオーステナイト化温度から装甲を冷却する非伝統的な手法が、予期せず高い貫通抵抗を有する鋼の装甲を提供するために重要であると考える。本発明者らは、表１１におけるサンプルの実質的な衝撃性能は、表９及び１０におけるサンプルと比較して、より低いサンプル硬度の単なる関数ではないことを観察した。実際に、以下の表１２に示すように、表９における特定のサンプルは、表１１におけるサンプルの焼戻し後の硬度と実質的に同一の焼戻し後の硬度を有していたが、表９及び１０におけるサンプルとは異なるようにオーステナイト化温度から冷却された表１１におけるサンプルは、より低いひび割れの発生率とともに、実質的により高いＶ_５０速度を有していた。それ故に、動作に関する如何なる特定の理論によっても縛られることを意図するものではないが、表１１における貫通抵抗の著しい改善は、非伝統的な冷却のやり方、及び加えて室温に冷却される間に材料が自動的に焼戻された間に生じた予期しない、著しい微細構造の変化から生じた可能性があると考えられる。

本試験において、冷却曲線は、冷却ラックに互いに接触させて水平方向にサンプルを配置することによって伝統的な空気焼入れ工程の冷却曲線から変更されたが、本明細書中で議論した本発明者らの観察に基づけば、伝統的な冷却曲線を変更するその他の手段を用いて、本開示に従った合金の衝撃性能に有益な影響を与えることができると考えられる。合金の冷却曲線を有益に変更するために可能な方法の例としては、制御された冷却領域においてオーステナイト化温度から冷却すること、又はオーステナイト化温度から合金を冷却する工程の全て又は一部分の間、例えばＫａｏｗｏｏｌ材料などの断熱材料で合金を覆うことが挙げられる。

装甲用途において高い硬度によって得られる利点を考えると、本開示に従った低合金鋼は、少なくと５５０ＢＨＮの硬度を有する。前述のテスト結果、及び本発明者らの観察に基づくと、本発明に従った鋼は、好ましくは、５５０ＢＨＮより高く７００ＢＨＮより低い、そしてより好ましくは５５０ＢＨＮより高く６７５ＢＨＮより低い硬度を有する。１つの特に好ましい実施態様に従うと、本開示に従った鋼は、少なくとも６００ＢＨＮであり６７５ＢＨＮより低い硬度を有する。硬度は、実証される衝撃性能に重要な役割を果たすであろう。しかしながら、本方法に従って生産された実験の装甲合金はまた、空気中でオーステナイト化温度からサンプルを冷却する伝統的な工程を特徴付ける曲線からサンプルの冷却曲線を変更する非伝統的なサンプル冷却のやり方の結果として生ずる微細構造の変化により、予期しない実質的な貫通抵抗を与える。
ｂ．試験２
本開示に従った合金の衝撃貫通抵抗を予期せず改善するために少なくとも部分的に責任を有する可能性のあるオーステナイト化温度から冷却された合金の冷却曲線の特別な変化を調査するために、実験的な試験を行った。表２に示す実際の化学組成を有する３つの０．３１０インチ（７．８ｍｍ）のサンプルプレートの２つの群を、１６００±１０°Ｆ（８７１±６°Ｃ）のオーステナイト化温度に３５分±５分間加熱した。その群を、オーステナイト化温度からのサンプルの冷却曲線に影響を与えるために、２つの異なった配列で炉のトレイに並べた。図１０に説明された第１の配列においては、３つのサンプル（番号：ＤＡ−７、ＤＡ−８、及びＤＡ−９）を、サンプルの間に最低限１インチの空間をもたせて垂直にラックに入れた。第１の熱電対（「チャンネル１」と呼ぶ）をラックに入れたサンプルの中央のサンプル（ＤＡ−８）の表面上に位置させた。第２の熱電対（チャンネル２）を、外側のプレート（ＤＡ−７）の外側の面（すなわち中央のプレートに面していない）上に位置させた。図１１に示す第２の配列においては、３つのサンプルを、下部にサンプル番号ＤＡ−１０、上部にサンプル番号ＢＡ−２、そして中央にサンプル番号ＢＡ−１として、互いに接触させて水平に積層した。第１の熱電対（チャンネル３）を、下部サンプルの上面に配置し、そして第２の熱電対（チャンネル４）を上部サンプルの下面（中央サンプルの上面と向かい合う面）に配置した。各々の配列のサンプルをオーステナイト化温度に加熱し、保持した後、サンプルトレイを炉から取り出し、サンプルが３００°Ｆ（１４９°Ｃ）より低くなるまで静止空気中で冷却した。

サンプルをオーステナイト化温度から室温に冷却した後、各々のサンプルの角の位置で硬度（ＢＨＮ）を評価し、各々のオーステナイト化したサンプルを６０分間２２５°Ｆ（１０７°Ｃ）で焼戻した後再び評価した。結果を表１３に示す。

表１２に示す冷却曲線は、約２００〜４００°Ｆ（９３〜２０４°Ｃ）の範囲における温度に達してから、オーステナイト化する炉からサンプルを取り出した後すぐにチャンネル１〜４の各々において記録されたサンプルの温度をプロットする。図１２はまた、合金に関する可能な連続冷却変態曲線（ＣＣＴ）を示し、高い温度から冷却された合金に関する種々の相領域を説明する。図１３は、チャンネル１〜４の各々の冷却曲線が理論ＣＣＴ曲線と交差する領域を含む、図１１の冷却曲線の一部分の詳細図を示す。同じように、図１４は、５００〜９００°Ｆ（２６０〜４８２°Ｃ）のサンプル温度の範囲において、図１２に示す冷却曲線及びＣＣＴ曲線の一部分を示す。チャンネル１及び２（垂直にラックに入れたサンプル）に関する冷却曲線は、チャンネル３及び４（積層したサンプル）に関する曲線と類似している。しかしながら、チャンネル１及び２に関する曲線は、特にその冷却曲線の初期部分（冷却工程の始めの間）において、チャンネル３及び４に関する曲線とは異なった経路をたどる。続いて、チャンネル１及び２に関する曲線の形状は、チャンネル３及び４に関するものよりも、より早い冷却速度を反映している。例えば、それぞれのチャンネルの冷却曲線が最初にＣＣＴ曲線と交差する冷却曲線の領域において、チャンネル１及び２（垂直にラックに入れたサンプル）に関する冷却速度はおよそ１３６°Ｆ／分（７５．６°Ｃ／分）であり、チャンネル３及び４（積層したサンプル）に関しては、それぞれおよそ９８°Ｆ／分（５４．４°Ｃ／分）及びおよそ１０７°Ｆ／分（５９．４°Ｃ／分）であった。予期されるように、チャンネル３及び４に関する冷却速度は、上述の、２層積層したプレート（１１１°Ｆ／分（６１．７°Ｃ／分）と５層積層したプレート（９５°Ｆ／分（５２．８°Ｃ／分）を含む冷却試験に関して測定された冷却速度の間に入る。２層積層したプレート（「２ＰＩ」）及び５層積層したプレート（「５ＰＩ」）の冷却試験に関する冷却曲線もまた、図１２〜１４に示す。

チャンネル１〜４に関して図１２〜１４に示す冷却曲線は、全ての冷却速度は実質的に変わらなかったことを示唆している。図１２及び１３に示すように、しかしながら、各々の曲線は異なった点で最初にＣＣＴ曲線と交差し、これはサンプルの相対的な微細構造に著しく影響を及ぼす可能性のある遷移の量が異なっていることを示唆している。ＣＣＴ曲線と交差する点の変動は、サンプルが高い温度である間に生ずる冷却の程度によって大体決定される。それ故に、サンプルを炉から取り出した後比較的短期間に生ずる冷却の量が、サンプルの最終的な微細構造に著しく影響を及ぼし、このために、本明細書中で議論した衝撃貫通抵抗の予期せぬ改善を提供するか、又はこれに寄与し得る。それ故に、オーステナイト化温度からサンプルを冷却するやり方が合金の微細構造に影響を与えることができ、本開示に従った装甲合金の改善された衝撃性能に少なくとも部分的に責任を有する可能性があることを、実験的な試験により確認した。

本開示に従った鋼の装甲は、例えばニッケル、モリブデン、及びクロムなどの、実質的にコストのレベルがより低い合金の構成要素を含みつつ、貴重な、高合金の装甲合金と少なくとも同等の衝撃性能を示すことができる程度の、実質的な値を提供するだろう。本開示に従った鋼の装甲の実施態様の性能及びコストの利点を考えると、かかる装甲は、多くの既存の装甲合金に対して実質的にとても前進したと考えられる。

本開示に従って作られた合金プレート及びその他のミル製品は、伝統的な装甲用途に用いることができる。かかる用途としては、例えば戦闘用の乗り物のための装甲を有する覆い及びその他の構成物、装甲を有するドア及び囲い、ならびに、投射物の衝突、爆風、及びその他の高エネルギーの攻撃からの保護が必要であるか、又は保護が有益なその他の製造物品が挙げられる。本開示に従った合金のためのこれらの可能な用途の例は、ほんの一例として挙げたに過ぎず、本合金が適用可能な全ての用途を網羅するものではない。本開示を読めば、当業者は容易に本明細書中に記載された合金のための追加の用途を容易に特定するだろう。当業者は、当技術分野における既存の知識に基づいて、本開示に従った合金から全てのかかる製造物品を作製することができるだろうと考えられる。従って、かかる製造物品の作製手順を更に議論することは本明細書では必要ない。

前述の記載は、限定された数の実施態様のみを必然的に示してきたけれども、関連技術分野の当業者は、本発明の合金、方法、及び製造物品における種々の変化が当業者によってなされることを理解するであろう。全てのかかる変更は、本明細書、及び添付の特許請求の範囲に表現された本開示の原理及び範囲内にある。本発明の広い発明概念から逸脱することなく、上述の実施態様を変化させ得ることもまた、当業者に理解されるだろう。それ故に、この発明は開示された特定の実施態様に限定されるものではなく、特許請求の範囲によって定義される発明の原理及び範囲内の変更を包含することを意図していることが理解される。

Claims (41)

1. ５５０ＢＨＮより高く、７００ＢＨＮより低い硬度と、好ましい多段衝撃抵抗とを有し、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．１０より多くない窒素；残分の鉄及び付随する不純物からなる鉄ベース合金であって、
   ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下で必要とされるＶ _５０ と少なくとも同等のＶ _５０ 弾道限界を有する、前記鉄ベース合金。
2. 合金が、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界を有する、請求項１に記載の合金。
3. 合金が、５５０ＢＨＮより高く、６７５ＢＨＮより低い硬度を有する、請求項１に記載の合金。
4. 合金が、少なくとも６００ＢＨＮであり６７５ＢＨＮより低い硬度を有する、請求項１に記載の合金。
5. 少なくとも０．２０のマンガンからなる、請求項１に記載の合金。
6. ０．８０より多くないマンガンからなる、請求項１に記載の合金。
7. 少なくとも０．２０のケイ素からなる、請求項１に記載の合金。
8. ０．４０より多くないケイ素からなる、請求項１に記載の合金。
9. 少なくとも１．００のクロムからなる、請求項１に記載の合金。
10. １．５０より多くないクロムからなる、請求項１に記載の合金。
11. 少なくとも３．７５のニッケルからなる、請求項１に記載の合金。
12. ４．２５より多くないニッケルからなる、請求項１に記載の合金。
13. 少なくとも０．４０のモリブデンからなる、請求項１に記載の合金。
14. ０．６０より多くないモリブデンからなる、請求項１に記載の合金。
15. 少なくとも０．００１５のホウ素からなる、請求項１に記載の合金。
16. ０．００２５より多くないホウ素からなる、請求項１に記載の合金。
17. ０．０１０より多くないリンからなる、請求項１に記載の合金。
18. 合金が、少なくとも６００ＢＨＮであり７００ＢＨＮより低い硬度と、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界とを有する、請求項１に記載の合金。
19. 装甲プレート、装甲シート、及び装甲バーから選択される装甲ミル製品であって、前記ミル製品が、５５０ＢＨＮよりも高く、７００ＢＨＮより低い硬度と、好ましい多段衝撃抵抗とを有する鉄ベース合金であり、前記合金が、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；残分の鉄及び付随する不純物からなり、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下で必要とされるＶ _５０ と少なくとも同等のＶ _５０ 弾道限界を有する、前記装甲ミル製品。
20. 合金が、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界を有する、請求項１９に記載の装甲ミル製品。
21. 合金が、５５０ＢＨＮより高く、６７５ＢＨＮより低い硬度を有する、請求項１９に記載の装甲ミル製品。
22. 合金が、少なくとも６００ＢＨＮであり、６７５ＢＨＮより低い硬度を有する、請求項１９に記載の装甲ミル製品。
23. 合金が、少なくとも６００ＢＨＮであり、７００ＢＨＮより低い硬度と、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界とを有する、請求項１９に記載の装甲ミル製品。
24. ５５０ＢＨＮよりも高く、７００ＢＨＮより低い硬度と、好ましい多段衝撃抵抗とを有する鉄ベース合金を含む製造物品であって、前記合金が、総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；０．１０より多くない窒素；残分の鉄及び付随する不純物からなり、ＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下で必要とされるＶ _５０ と少なくとも同等のＶ _５０ 弾道限界を有する、前記製造物品。
25. 物品が、装甲を有する乗り物、装甲を有する囲い、及び装甲を有する可動性設備の品目から選択される、請求項２４に記載の製造物品。
26. 装甲プレート、装甲シート、及び装甲バーから選択され、５５０ＢＨＮよりも高く、７００ＢＨＮより低い硬度を有する装甲ミル製品を作る方法であって、
    総合金重量を基準として、重量パーセンテージで：０．４８〜０．５２の炭素；０．１５〜１．００のマンガン；０．１５〜０．４５のケイ素；０．９５〜１．７０のクロム；３．３０〜４．３０のニッケル；０．３５〜０．６５のモリブデン；０．０００８〜０．００３０のホウ素；０．００１〜０．０１５のセリウム；０．００１〜０．０１５のランタン；０．００２より多くない硫黄；０．０１５より多くないリン；残分の鉄及び付随する不純物からなる合金を提供し；
    該合金を少なくとも１５００°Ｆ（８１５°Ｃ）の温度で少なくとも３０分の時間その温度で加熱することにより該合金をオーステナイト化し；そして、
    結果として該合金がＭＩＬ−ＤＴＬ−４６１００Ｅ仕様書の下で必要とされるＶ_５０と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界を有するようなやり方で該合金をオーステナイト化温度から冷却する；
    ことを含む方法。
27. 合金の冷却が、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界を合金に提供する、請求項２６に記載の方法。
28. 合金の冷却が、５５０ＢＨＮより高く、６７５ＢＨＮより低い硬度を合金に提供する、請求項２６に記載の方法。
29. 合金の冷却が、少なくとも６００ＢＨＮであり、６７５ＢＨＮより低い硬度を合金に提供する、請求項２６に記載の方法。
30. 少なくとも０．２０のマンガンからなる、請求項２６に記載の方法。
31. ０．８０より多くないマンガンからなる、請求項２６に記載の方法。
32. 少なくとも０．２０のケイ素からなる、請求項２６に記載の方法。
33. ０．４０より多くないケイ素からなる、請求項２６に記載の方法。
34. 少なくとも１．００のクロムからなる、請求項２６に記載の方法。
35. １．５０より多くないクロムからなる、請求項２６に記載の方法。
36. 少なくとも３．７５のニッケルからなる、請求項２６に記載の方法。
37. ４．２５より多くないニッケルからなる、請求項２６に記載の方法。
38. 少なくとも０．４０のモリブデンからなる、請求項２６に記載の方法。
39. ０．６０より多くないモリブデンからなる、請求項２６に記載の方法。
40. 少なくとも０．００１５のホウ素からなる、請求項２６に記載の方法。
41. 合金の冷却が、少なくとも６００ＢＨＮであり、７００ＢＨＮより低い硬度と、ＭＩＬ−Ａ−４６０９９Ｃ仕様書の下で必要とされるＶ_５０よりも１５０フィート／秒（４６ｍ／秒）低いＶ_５０弾道限界と少なくとも同等のＶ_５０弾道限界とを有する合金を提供する、請求項２６に記載の方法。

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