專利名稱：：高硬度、高韌性鐵基合金和其制備方法
技術領域：
：本發明涉及硬度大于550HBN且在標準彈道測試顯示相當大的和出人意料的抗穿透性的鐵基合金，且涉及包括該合金的裝甲和其它制品。本發明進一步涉及加工某些鐵基合金的方法以改善抗彈道(ballistic)穿透性。
背景技術：
：的描述通常設置裝甲板(armorplate)、裝甲片(armorsheet)和裝甲棒(armorbar)以保護構造物對抗猛烈發射的射彈(projectile)。盡管裝甲板、裝甲片和裝甲棒通常在軍事領域作為保護其中的人員和財產的手段使用，例如，車輛和機械軍備，但這些產品也具有各種民用用途。這些用途包括，例如，用于裝甲的民用車輛的護罩和防護爆炸特性的外殼。裝甲由多種材料制成，包括例如，聚合物、陶瓷和金屬合金。因為裝甲經常安裝在移動制品上，裝甲重量通常為重要因素。而且，制備裝甲的費用會是巨大的，且因此特別與引進的裝甲合金、陶瓷和專用聚合物相關。因此，需要提供較低成本且能有效代替現有裝甲的替代物，且不顯著增加獲得所需彈道性能(抗穿透性)水平所需的裝甲重量。而且，面對不斷增長的反裝甲威脅，美國軍隊多年以來一直增加坦克和其它戰斗用車輛使用的裝甲量，導致車輛重量的明顯增加。繼續這種趨勢將會嚴重不利地影響運輸性，方便的通過橋(portablebridge-crossing)的能力，以及裝甲戰車的機動性。在過去十年美國軍隊采取了一種策略以能夠非常迅速地動員其戰車和其它裝甲資產至世界上任何需要的區域。因此，對增加的戰車重量的關心已占據非常重要的位置。因此，美國軍隊已研究了眾多可能的替代品，重量較輕的裝甲材料，如某些鈦合金，陶瓷，和混合瓷磚/聚合物_基質復合物(PMCs)。普通鈦合金裝甲的實例包括Ti-6Al-4V，Ti-6Al-4VELI和Ti_4Al_2.5V_Fe_0。鈦合金相對較常規軋制的均勻鋼裝甲提供許多優點。鈦合金相比軋制的均勻鋼和鋁合金對寬范圍的彈道威脅具有高質量功效，且還提供有利的抗多重攻擊(multi-hit)彈道穿透性的能力。鈦合金還顯示通常較高的強度對重量比例，以及相當強的耐腐蝕性，通常導致較低的資產維護費用。鈦合金可以現有的制造設備方便制造，且鈦碎屑和碾磨返料可被再熔化且以工業規模再循環。盡管這樣，鈦合金確實具有缺點。例如，通常需要防剝落襯層，且與從材料制備鈦裝甲板和制備產物相關的成本(例如，切削加工和焊接成本)比軋制的均勻鋼裝甲明顯高。盡管PMCs提供一些優點(例如，面對化學威脅不脫落，消音操作環境，和對抗球體和碎片彈道威脅的高質量功效)，它們也具有許多缺點。例如，制造PMC組件的成本比從軋制的均勻鋼或鈦合金制造組件的成本高，且PMCs不能由現有的制備設備方便制備。而且，PMC材料的非破壞性測試可能不會像合金裝甲的測試一樣先進。而且，PMCs的抗多擊彈道穿透性的能力和自動承載能力可受結構變化而不利影響，該結構變化是由于初始射彈襲擊產生的。此外，對PMC裝甲覆蓋的戰車內的人會有炮火和煙霧危害，且PMC商業制造和再循環能力還未良好建立。當選擇裝甲材料時，金屬合金經常是選擇的材料。金屬合金提供相當大的多擊保護，通常相對引進的陶瓷、聚合物和復合物是便宜制備的，且可易于制造為用于裝甲戰車和移動軍備系統的組件。通常認為在裝甲應用中使用具有非常高硬度的材料是有利的，因為當碰撞較高硬度的材料時射彈更易于破碎。裝甲應用中使用的某些金屬合金可易于加工成高硬度，其通常通過從非常高的溫度淬火該合金實現。因為軋制的均勻鋼合金通常比鈦合金便宜，實質性努力已集中于修改現有裝甲應用中使用的軋制的均勻鋼的組成和加工，因為即使彈道性能的增加改善也是顯著的。例如，改善的彈道威脅性能可使得允許減少裝甲覆蓋厚度而不損失功能，從而降低裝甲系統的總重量。因為高系統重量是金屬合金系統相對例如，聚合物和陶瓷裝甲的主要缺點，改善彈道威脅性能可使得合金裝甲相對引進的裝甲系統更有競爭性。在最近25年，已開發了較輕重量的金屬包層(clad)和復合鋼裝甲。這些復合裝甲中的一些，例如，與冶金結合至韌性、耐穿透的鋼基底層的高硬度鋼的前面層組合。該高硬度鋼層用于破碎射彈，而韌性的底層用來防裝甲破裂、破碎、或剝落。形成這種類型的復合裝甲的常規方法包括將兩種類型鋼的疊層板輥壓接合。復合裝甲的一個實例為K12裝甲板，其為雙重硬度、輥壓接合的復合裝甲板，獲自ATIAlleghenyLudlum,Pittsburgh,Pennsylvania。K12裝甲板包括高硬度的前面和較軟的背面。K12裝甲板的兩個面都為Ni-Mo-Cr合金鋼，但前面包含的碳含量比背面高。K12裝甲板與常規的均勻裝甲板相比具有優異的彈道性能特性且滿足或超過眾多政府、軍隊和民用裝甲應用的彈道需求。盡管金屬包層和復合鋼裝甲提供了眾多優點，但附加的加工包括包層或輥壓接合工藝，這必然增加裝甲系統的成本。較便宜的低合金含量鋼也用于某些裝甲應用。由于與碳、鉻、鉬和其它元素合金化，且由于使用合適的加熱、淬火和回火步驟，可制備一些具有非常高硬度特性(大于550BHN(Brinell硬度數))的低合金鋼裝甲。該高硬度鋼通常稱為“600BHN”鋼。表1提供裝甲應用中使用的600BHN鋼的多個實例的報道的組成和機械特性。MARS300和MARS300Ni+由法國公司Arcelor制備。ARMOX600T裝甲獲自SSABOxelosundABjSweden0盡管600HBN鋼裝甲的高硬度對破裂或壓扁射彈非常有效，這些鋼的顯著缺點是它們非常脆，且當對抗例如，裝甲穿孔射彈進行彈道測試時易于破裂。該材料的破裂對提供多重攻擊彈道抗性的能力是有問題的。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>根據上述內容，有利的是提供改善的鋼裝甲材料，其具有在600HBN范圍的硬度且具有相當大的多重攻擊彈道抗性(multi-hitballisticresistance)和降低的裂紋擴展。
發明內容根據本發明一個非限制性方面，提供具有有利的多重攻擊彈道抗性、硬度大于550HBN的鐵基合金，且該合金包括，基于總合金重量以重量百分計0.48至0.52碳；0.15至1.00猛；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015鋪；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；鐵；和偶存的雜質。根據本發明另一非限制性方面，提供合金軋制產品，例如，板、棒或片，其具有的硬度大于550HBN，且包括，基于總合金重量以重量百分計0.48至0.52碳；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015鋪；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；鐵；和偶存的雜質。根據本發明另一非限制性方面，提供選自裝甲板、裝甲棒和裝甲片的裝甲軋制產品，其具有大于550HBN的硬度和滿足或超過在規格MIL-DTL-46100E下的性能需求的V5tl彈道極限(防護)。在某些實施方案中，該裝甲軋制產品還具有以下V5tl彈道極限，其至少與比在規格MIL-A-46099C下的性能需求小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大，同時具有最小的裂紋擴展(crackpropagation)。該軋制產品為包含以下的合金，基于總合金重量以重量百分計0.48至0.52碳；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015鋪；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；鐵；和偶存的雜質。本發明另一方面涉及制備具有有利的多重攻擊彈道抗性(同時具有最小的裂紋擴展)和硬度大于550HBN的合金的方法，且其中該軋制產品為以下合金，其包含，基于總合金重量以重量百分計0.48至0.52碳；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0030硼；0.001至0.015鋪；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.010氮；鐵；和偶存的雜質。該合金通過將合金加熱至至少1500°F的溫度并保持至少30分鐘(在該溫度的時間)而奧氏體化。然后將合金從奧氏體化溫度冷卻，該冷卻方式不同于從奧氏體化溫度冷卻裝甲合金的常規方式，且相對合金以常規方式冷卻時曲線的路徑該冷卻方式改變合金冷卻曲線的路徑。優選地，從奧氏體化溫度冷卻合金使合金具有的V5tl彈道極限滿足或超過在規格MIL-DTL-46100E下所需的V5tl。更優選地，從奧氏體化溫度冷卻該合金使合金具有的V5tl彈道極限不小于下述V5tl比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5tl，同時具有最小的裂紋擴展。換句話說，該V5tl彈道極限優選至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V50一樣大，同時具有最小的裂紋擴展。根據本發明的方法的一個非限制性實施方案，冷卻合金的步驟包括從奧氏體化溫度同時冷卻合金的多個板，且這些板彼此接觸設置。本發明的其它方面涉及包含本發明的合金實施方案的制品。該制品包括，例如，裝甲車輛、裝甲外殼和裝甲移動設備的元件。附圖簡述根據本發明的合金、制品和方法的某些特征和優點可通過參考附圖更好的理解，其中圖1為按以下加工的某些實驗板樣品的HRc硬度對奧氏體化處理加熱溫度的函數的示圖；圖2為按以下加工的某些非限制性實驗板樣品的HRc硬度對奧氏體化處理加熱溫度的函數的示圖；圖3為按以下加工的某些非限制性實驗板樣品的HRc硬度對奧氏體化處理加熱溫度的函數的示圖；圖4、5和7為在從奧氏體化溫度冷卻過程中使用的測試樣品的設置的圖示；圖6為某些測試樣品的超過所需最低的V5tl速度的V5tl速度(按照MIL-A-46099C)對回火實踐的函數的示圖；圖8和9為在從奧氏體化溫度冷卻某些測試樣品的步驟中樣品溫度隨時間的示圖；圖10和11為在從奧氏體化溫度冷卻的過程中使用的測試樣品的設置的示圖；和圖12-14為從奧氏體化溫度冷卻的多個實驗樣品的樣品溫度隨時間的示圖，在本文討論。在考慮以下本發明的合金制品和方法的某些非限制性實施方案的詳細描述后，讀者將理解上述細節以及其它。在進行或使用本文所述的合金、制品和方法后，讀者也會理解某些其它細節。某些非限制性實施方案的詳細描述在本文非限制性實施方案的描述中，除了在操作實施例中或另有所述，所有表示成分和產品的量或特征、加工條件等的數字應理解為在所有情形下通過術語“約”修飾。因此，除非另有相反描述，以下說明書中的任何數字參數為近似值，其可根據人們想要在本發明的合金和制品中獲得的所需特性而改變。至少，且不是為了將相同觀念的申請限制于權利要求的范圍，各數字參數應至少根據報告的有效數字和使用常用的舍入技術的數而解釋。任何所述的在此引入作為參考的專利、出版物或其它公開材料(以其整體或部分)，僅達到以下程度，引入的材料不與本發明中現有定義、陳述、或其它公開材料相沖突。同樣地，且達到所需的程度，本文所述的內容代替任何在此引入作為參考的沖突的材料。任何所述的在此引入作為參考但與現有定義、陳述、或其它公開材料相沖突的材料或其部分，僅以以下程度引入，其不在引入的材料和現有公開材料之間產生沖突。本發明部分涉及低合金鋼，其具有顯著的硬度并顯示相當大的和出人意料的多重攻擊彈道抗性水平，同時具有最小的裂紋擴展，賦予適用于軍事裝甲應用的抗彈道穿透性水平。根據本發明的鋼的某些實施方案顯示硬度值超過550HBN且當按照MIL-DTL-46100E評估(且優選還按照MIL-A-46099C評估)時顯示相當大的抗彈道穿透性水平。相對于某些現有的600BHN鋼裝甲板材料，根據本發明的合金的某些實施方案當相對裝甲穿孔射彈測試時明顯不易于破裂和穿透。該合金的某些實施方案還具有證實的彈道性能，該彈道性能與某些高合金裝甲材料如K-12裝甲板的性能相當。根據本發明的鋼合金的某些實施方案的彈道性能是完全出人意料的得到的，例如，與某些常規600BHN鋼裝甲材料相比，所述合金的低合金含量和合金相對適中的硬度。更具體地，出人意料地觀察到盡管根據本發明的合金的某些實施方案顯示相對適中的硬度(其可通過以較緩慢的冷卻速率從奧氏體化溫度冷卻合金而提供)，該合金樣品顯示相當好的彈道性能，其至少與K-12裝甲板的性能相當。該令人驚訝且非顯而易見的發現與常規觀點完全相反，該常規觀點是增加鋼裝甲板材料的硬度可改善彈道性能。根據本發明的鋼的某些實施方案包括低含量的殘余元素硫、磷、氮和氧。而且，鋼的某些實施方案可包含一種或多種鈰、鑭和其它稀土金屬的濃縮物。不被任何具體操作理論束縛，本發明者認為這些稀土添加劑用于結合合金中存在的一部分硫、磷和/或氧，以使這些殘余物不太可能在晶界中聚集和降低材料的多重攻擊彈道抗性。還認為硫、磷和/或氧在鋼的晶界中的聚集可促進高速碰撞時的晶粒間分離，導致碰撞射彈的材料破裂和可能的穿透。本發明的鋼的某些實施方案也包含較高的鎳含量，例如3.30至4.30重量％，以提供相對堅韌的基質，從而顯著改善彈道性能。除了開發獨特的合金系統，本發明者還進行了研究，在以下討論，以確定如何加工本發明的鋼以改善硬度和彈道性能，該硬度和彈道性能按照已知的軍事規格MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C評估。本發明者還將本發明的鋼樣品經受各種溫度，該溫度預期使鋼中溶解碳化物顆粒并使之擴散，并在鋼中得到合理的均勻性程度。該測試的目的是確定不產生過度滲碳或導致過度和不可接受的晶粒生長的熱處理溫度，過度滲碳或導致過度和不可接受的晶粒生長將降低材料韌性從而降低彈道性能。在某些方法中，將鋼板橫向輥軋以提供一定程度的各向同性。還進行了以下試驗，其評估以不同速率從奧氏體化溫度冷卻并因此具有不同硬度的樣品的彈道性能。本發明者的測試還包括回火試驗和冷卻試驗，其用來評估如何更好的促進多重攻擊彈道抗性同時具有最小的裂紋擴展。按照MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C通過確定各種測試樣品的V5tl彈道極限評估樣品，使用7.62mm(.30口徑)裝甲穿孔射彈。本發明者的合金的詳情按以下研究。1.制備實驗合金板制備用于低合金鋼裝甲的新組合物。本發明者推斷該合金組合物優選應包含較高的鎳含量和低含量的硫、磷和氮殘余元素，且應以促進均勻性的方式加工成板形式。通過AOD或AOD和ESR制備多種具有表2所示的實驗化學組成的合金錠。表2表明所需的最小和最大，優選最小和優選最大(若有的話)，和合金成分的目標含量，以及制備的合金的實際組成。合金的余量包括鐵和偶存的雜質。可作為偶存的雜質存在的元素的非限制性實例包括銅、鋁、鈦、鎢和鈷。其它潛在的偶存的雜質(其可由原料和/或通過合金加工衍生)對冶金領域技術人員是已知的。合金組成在表2中報導，且更一般地在本文報導，除非另有所述重量百分比基于總合金重量。而且，在表2中，“LAP”是指“盡可能低”。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>*分析顯示該組合物還包含0.09銅，0.004鈮，0.004錫，0.001鋯和92.62鐵。錠表面使用常規操作研磨。然后將錠加熱至約1300°F(704°C)，使平衡，在該第一溫度保持6至8小時，以約200°F/小時(93°C/小時)加熱至約2050°F(1121°C)，且在該第二溫度每英寸厚度保持約30分鐘。然后將錠熱軋至7英寸(17.8cm)厚度，末端切頭，且如果需要，再加熱至約2050°F(1121°C)，然后另外熱軋至約1.50-2.50英寸(38.1-63.5cm)厚度的reslabs。使用常規操作將reslabs應力消除退火，然后將板坯(slab)表面鼓風(blast)清理且精軋成厚度為約0.310英寸(7.8mm)或約0.275英寸(7mm)的長板。然后將長板完全退火，鼓風清理，壓平并剪切以形成厚度為約0.310英寸(7.8mm)或約0.275英寸(7mm)的多個單獨的板。在某些情況下，將reslabs再加熱至軋制溫度，緊接著獲得最終厚度(finishedgauge)所需的最終軋制步驟。更具體地，將板樣品按表3所示最終軋制。對按表3所示最終軋制的0.0275和0.310英寸(7和7.8mm)厚度(標稱)的板樣品進行測試以評估優化表面硬度和彈道性能特性的可能熱處理參數。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>2.硬度測試將上述部分1制備的板進行奧氏體化處理和硬化步驟，切成三分之一以形成樣品用于進一步測試，且任選進行回火處理。該奧氏體化處理包括加熱樣品至1550-1650°F(843-899°C)，保持40分鐘(在該溫度的時間(time-at-temperature))。硬化包括從奧氏體化處理溫度空氣冷卻該樣品或在油中淬火該樣品至室溫(“RT”)。將源自各奧氏體化和硬化的板的三個樣品中的一個保持在硬化狀態(as-hardenedstate)用于檢測。通過在250°F(121°C)或300°F(149°C)保持90分鐘(在該溫度的時間)將從各奧氏體化和硬化的板切下的剩余兩個樣品回火退火(temperannealed)0為減少評估樣品硬度所需的時間，所有樣品初始使用RockwellC(HRc)試驗而非Brinell硬度試驗測試。還檢測在硬化狀態顯示最高HR。值的兩個樣品以確定硬化狀態的Brinell硬度(BHN)(即，在任何回火處理前)。表4列出在250°F(121°C)或300°F(149°C)回火的樣品的奧氏體化處理溫度、淬火類型、厚度和HRe值。表4還表明是否將試驗中使用的板在緊接軋制成最終厚度前進行再加熱。此外，表4列出在硬化狀態顯示最高HRe值的未回火的、硬化狀態的樣品的BHN硬度。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>通常，Brinell硬度按照規格ASTME-10，通過將特定直徑的硬鋼或碳化物球形式的壓頭(indenter)以特定負載施加于樣品表面并測量測試后的凹痕(indentation)直徑進行測定。該Brinell硬度數或“BHN”通過將使用的壓頭負載(千克)除以凹痕的實際表面積(平方毫米)而獲得。該結果為壓強(pressure)測量，但當報告BHN值時很少提及單位。在評估鋼裝甲樣品的Brinell硬度數時，使用臺式機器以將10mm直徑的碳化鎢球壓頭壓進試樣的表面。該機器施加3000千克的負載，通常保持10秒。當球收縮后，測量所得圓形壓痕的直徑。根據下式計算BHN值BHN=2P/[31D(D_(D2_d2)1/2)]，其中BHN=Brinell硬度數；P=施加的負載(千克)；D=球形壓頭的直徑(mm)；且d=所得壓頭壓痕的直徑(mm)。可在裝甲板的表面區域進行多個BHN測試且各個測試可能產生稍有不同的硬度數。硬度的變化可能是因為板的局部化學成分和顯微組織的微小改變，因為即使均勻裝甲也不是完全均勻的。硬度測量的微小變化也可能是由于測量樣品上的壓頭壓痕的直徑的誤差產生。即使預期到任何單一樣品的硬度測量的變化，BHN值經常以范圍提供，而不是單個數值。如表4所示，對樣品測量的最高Brinell硬度為624和587。那些特別的硬化狀態的樣品在1550°F(843°C)(BHN624)或1600°F(871°C)(BHN587)奧氏體化。該兩個樣品的一個被油淬火(BHN624)，另一個通過空氣冷卻，且該兩個樣品中僅有一個(BHN624)在軋制成最終厚度前再加熱。通常，觀察到使用回火退火趨向于增加樣品硬度，使用300°F(149°C)的回火溫度導致在各奧氏體化溫度更大的硬度增加。而且，觀察到增加奧氏體化溫度通常趨向于降低獲得的最終硬度。這些關系在圖1中圖解，其顯示在硬化狀態(“AgeN”)或在250°F(121°C)(“Age25”)或300°F(149°C)("Age30")回火后的0.275英寸(7mm)樣品(左圖)和0.310英寸(7.8mm)樣品(右圖)的平均HRC硬度作為奧氏體化溫度的函數。圖2和3考慮到淬火類型和是否將reslabs在軋制成0.275和0.310英寸(7和7.8mm)標稱最終厚度前再加熱對硬度的影響。圖2顯示在硬化狀態(“AgeN”)或在250°F(121°C)(“Age25”)或300°F(149°C)(“Age30，，)回火后以下樣品的HRC硬度對奧氏體化溫度的函數非再加熱的0.275英寸(7mm)樣品(左上圖)，再加熱的0.275英寸(7mm)樣品(左下圖)，非再加熱的0.310英寸(7.8mm)樣品(右上圖)和再加熱的0.310英寸(7.8mm)樣品(右下圖)。類似的，圖3顯示在硬化狀態(“AgeN”)或在250°F(121°C)(“Age25”)或300°F(149°C)(“Age30”)回火后以下樣品的HRC硬度對奧氏體化溫度的函數空氣冷卻的0.275英寸(7mm)樣品(左上圖)，油淬火的0.275英寸(7mm)樣品(左下圖)，空氣冷卻的0.310英寸(7.8mm)樣品(右上圖)，和油淬火的0.310英寸(7.8mm)樣品(右下圖)。在各奧氏體化溫度處理并滿足圖2和3中各圖相應條件的樣品的平均硬度在各圖中繪制成矩形數據點，且各圖中的各個數據點通過虛線連接以更好的顯現任何趨勢。圖2和3中各幅圖考慮的所有樣品的總體平均硬度在各幅圖中以菱形數據點繪制。關于圖2，通常觀察到軋制成最終厚度前的再加熱的硬度影響較小，且相對其它變量的影響不明顯。例如，具有最高兩個Brinell硬度的樣品中僅有一個在軋制成最終厚度前再加熱。關于圖3，通常觀察到奧氏體化熱處理后使用空氣冷卻和油淬火產生的任何硬度差異是很小的。例如，具有最高兩個Brinell硬度的樣品中僅有一個在軋制成最終厚度前以板形式再加熱。已確定實驗合金樣品在奧氏體化退火后包含高濃度的殘留奧氏體。更大的板厚度和更高的奧氏體化處理溫度傾向于產生更大的殘留奧氏體水平。而且，觀察到至少一部分奧氏體在回火退火過程中轉化為馬氏體。任何在回火退火處理后存在的未回火的馬氏體會降低最終材料的韌性。為更好的保證最佳韌性，推斷可使用另外的回火退火以進一步將任何殘留奧氏體轉化為馬氏體。基于本發明者的觀察，至少約1500°F(815°C)，更優選至少約1550°F(843°C)的奧氏體化溫度顯示出對于有關獲得高硬度評估的制品是滿意的。3.彈道件能測試幾個標稱厚度為0.275英寸(7mm)的18x18英寸(45.7x45.7cm)試驗樣板按上述部分1制備，然后進一步按以下論述加工。然后將樣板按下述進行彈道性能測試。將按部分1制備的8個試驗樣板進一步按以下加工。該8個樣板在1600°F(871°C)奧氏體化35分鐘(+/-5分鐘)，通過空氣冷卻至室溫，并測試硬度。在1600°F(871°C)奧氏體化的8個樣板中的一個的BHN硬度在空氣冷卻后在奧氏體化狀態、未回火的(“硬化狀態”)狀態測定。該硬化狀態的樣板顯示約600BHN的硬度。將在1600°F(871°C)奧氏體化和空氣冷卻的8個樣板中的6個分為三組，每組兩個，且每組在250°F(1210C),300°F(149°C)，和350°F(177°C)中的一個溫度下回火90分鐘(+/_5分鐘)，空氣冷卻至室溫，并測試硬度。將該三組回火的樣板的每一組中的一個樣板(共三個樣板)留出，且剩余三個回火的樣板以其初始250°F(121°C)，300°F(149°C)，或350°F(177°C)回火溫度再次回火90分鐘(+/-5分鐘)，空氣冷卻至室溫，并測試硬度。這6個樣板在下表6中通過樣品ID號1至6區別。將在1600°F(871°C)奧氏體化并空氣冷卻的8個樣板中的一個浸入32°F(0°C)冰水中保持約15分鐘，然后移除并測試硬度。然后將樣板在300°F(149°C)回火90分鐘(+/-5分鐘)，空氣冷卻至室溫，浸入32°F(0°C)冰水中保持約15分鐘，然后移除并測試硬度。然后將樣品在300°F(149°C)再次回火90分鐘(+/-5分鐘)，空氣冷卻至室溫，再次置于32°F(0°C)冰水中保持約15分鐘，然后再次移除并測試硬度。該樣板參考表6中的ID號7。將按上述部分1制備的三個另外的試驗樣板進一步按以下加工，然后進行彈道性能測試。將該三個樣板的每一個在1950°F(1065°C)奧氏體化35分鐘(+/-5分鐘)，使之空氣冷卻至室溫，并測試硬度。再將該三個樣板的每一個在300°F回火90分鐘(+/-5分鐘)，空氣冷卻至室溫，并測試硬度。然后將該三個回火的、空氣冷卻的樣板中的兩個在300°F(149°C)再次回火90分鐘(+/-5分鐘)，空氣冷卻，然后測試硬度。然后將再次回火的樣板中的一個低溫冷卻至-120°F(-84°C)，使之溫熱至室溫，并測試硬度。這三個樣板通過表6中的ID號9-11標識。通過使用7.62mm(.30口徑)M2AP射彈按照MIL-DTL-46100E評估V5tl彈道極限(防護)而單獨評估表6中標識的11個樣板的彈道性能。該V5tl彈道極限是計算的射彈速度，在該速度射彈穿透裝甲試驗樣板的概率為50%。更精確地，在美國軍事訂貨規格MIL-DTL_46100E(“裝甲、板、鋼、鍛制品、高硬度”)下，該V5tl彈道極限(防護)為6個恰當的碰撞速度(fairimpactvelocities)的平均速度，該6個恰當的碰撞速度包括三個導致完全穿透的最低射彈速度和三個導致部分穿透的最高射彈速度。在測定V5tl中使用的最低和最高速度之間允許150英尺/秒(fps)的最大差異。在最低完全穿透速度比最高部分穿透速度少的量多于150fps時，該彈道極限基于10個速度(導致完全穿透的5個最低速度和導致部分穿透的5個最高速度)。當使用10個一輪(ten-round)過度差異的彈道極限時，該速度差異必須減少至最低部分水平，且盡可能與150fps接近。在測定V5Q彈道極限(防護)時使用正常的向上和向下開火方法，所有速度校正為擊中速度。如果計算的V5(l彈道極限小于比所需最低值高30fps的值，且如果存在30fps或更大的間隙(高的部分穿透速度低于低的完全穿透速度)，則按需要繼續射彈開火以減少間隙至25fps或更小。對試驗樣板計算的V5(l彈道極限可與具體厚度的試驗樣板的所需最低的V5(l進行比較。如果試驗樣板的計算的v5(l超過所需最低的v5(l，則可以說該試驗樣板已“通過”必要的彈道性能標準。板裝甲的最小v5(l彈道極限值在各種美國軍隊規格中列出，包括MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C(“裝甲板、鋼、輥壓接合的、DNAL硬度(0.187英寸至0.700英寸，包括端點”))。表6列出11個彈道試驗樣板的每一個的以下信息樣品ID號；奧氏體化溫度；從奧氏體化處理(“硬化狀態”)冷卻至室溫后的BHN硬度；回火處理參數(如果使用的話)；從回火溫度冷卻至室溫后的BHN硬度；再次回火處理參數(如果使用的話)；從再次回火溫度冷卻至室溫后的BHN硬度；以及按照MIL-DTL-46100E和按照MIL-A-46099C的樣板的計算彈道極限V5(l和所需最低V5(l彈道極限之間的差異(fps)。表6中的正V5(l差異值(例如，“+419”)表明樣板的計算V5(l彈道極限超過要求的V5(l指示的程度。負差異值(例如，“_44”)表明樣板的計算V5(l小于按照指示的軍事規格要求的V5(l指示的程度。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>8個由實驗合金構成的另外的18x18英寸(45.7x45.7cm)(標稱)試驗樣板，編號為12-19，按照上述部分1所述的制備。各樣板標稱為0.275英寸(7mm)或0.320英寸(7.8mm)厚度。將8個樣板中的每一個通過在1600°F(871°C)加熱35分鐘(+/-5分鐘)進行奧氏體化處理，然后空氣冷卻至室溫。對樣板12在硬化狀態(冷卻狀態，沒有回火處理)評估對抗7.62mm(.30口徑)M2AP射彈的彈道性能。將樣板13-19進行表7中所列的單獨的回火步驟，空氣冷卻至室溫，然后按與上述樣板1-11相同的方式評估彈道性能。表7中所列的每個回火時間為近似值，且實際為所列持續時間+/_5分鐘的范圍。表8列出試驗樣板12-19每一個的計算的V5(l彈道極限(性能)，以及對于表7所列的具體樣板厚度按照MIL-DTL-46100E和MIL-A-46099C的所需最低的V5。。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>X表8<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>軋制產品(例如，板、棒、片形式)可由本發明的合金通過采納上述意見和結論的加工步驟制備以優化合金的硬度和彈道性能。本領域技術人員應理解，“板”產物的厚度至少為3/16英寸且寬度至少為10英寸，且“片”產物的厚度不大于3/16英寸且寬度至少為10英寸。本領域技術人員將易于理解不同常規軋制產品，如板、片和棒之間的差異。4.冷卻測試a.試驗1將具有表2所示的實際化學組成的0.275x18x18英寸樣品組按以下加工，其通過在1600士10°F(871士6°C)加熱樣品35分鐘士5分鐘而進行奧氏體化循環，然后使用不同方法冷卻至室溫以影響冷卻路徑。然后將冷卻的樣品回火一定的時間，并使之空氣冷卻至室溫。將樣品進行Brinell硬度測試和彈道測試。在規格MIL-DTL-46100E下滿足需求的彈道V5tl值是理想的。優選地，通過彈道V5tl值評估的彈道性能不小于比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl值小150英尺/秒的值。通常，MIL-A-46099C需要明顯更大的V5tl值，該值通常比在MIL-DTL-46100E下所需的值大300_400fps。表9列出通過將樣品垂直擺放在冷卻臺(coolingrack)上從奧氏體化溫度冷卻的樣品的硬度和V5tl結果，且樣品具有1英寸間隔，并使樣品在靜止空氣室溫環境中冷卻至室溫。圖4顯示這些樣品堆疊設置的圖示。表10提供使用與表9相同的一般冷卻條件和相同的垂直樣品擺放設置從奧氏體化溫度冷卻的樣品的硬度和V5tl值，但其中冷卻風扇使室溫空氣圍繞樣品循環。因此，表10中列出的樣品從奧氏體化溫度冷卻的平均速率超過表9中列出的樣品的平均速率。表11列出水平設置在冷卻臺上且與相鄰樣品接觸堆疊的靜止空氣冷卻的樣品的硬度和V5tl結果，所述與相鄰樣品接觸堆疊為了影響樣品從奧氏體化溫度的冷卻速率。表11中包含的V5tl值在圖6中繪制為回火實踐的函數。對表11的樣品使用四個不同的堆疊設置。在一個設置中，示于圖5的頂部，兩個樣品彼此接觸放置。在另一設置中，示于圖5的底部，三個樣品彼此接觸放置。圖8為按圖5的頂部和底部所示堆疊的樣品的冷卻曲線的示圖。圖7顯示兩個另外的堆疊設置，其中當從奧氏體化溫度冷卻時四個板(頂部)或五個板(底部)彼此接觸放置。圖9按圖7的頂部和底部所示堆疊的樣品的冷卻曲線的示圖。對于表11列出的各樣品，表的第二欄表明堆疊設置中關聯的樣品總數。可預期的是到圍繞樣品循環空氣(相對于在靜止空氣中冷卻)和設置彼此接觸的不同數量的樣品，如表9，10和11中的樣品，影響各種樣品的冷卻曲線的形狀。換句話說，預期到冷卻曲線遵循的具體途徑(即，曲線的“形狀”)因表9，10和11中樣品的不同設置而不同。例如，在與其它樣品接觸冷卻的樣品的冷卻曲線的一個或多個區域的冷卻速率可小于相同冷卻曲線區域中垂直擺放的、間隔分開的樣品的冷卻速率。相信樣品冷卻的不同導致樣品顯微組織的不同，其出人意料地影響樣品的抗彈道穿透性，如下所述。表9-11表明那些表中列出的各樣品使用的回火處理。表9-11中的V5(1結果以相對于在規格MIL-A-46099C下具體測試樣品尺寸所需最低的V5(l速度的差異(英尺/秒(fps))列出。作為實例，“-156”的值是指按照軍事規格使用7.62mm(.30口徑)穿甲彈藥評估的樣品的V5(l比在軍事規格下的所需值小156fps，且“+82”的值是指該V5(l速度超過所需值82fps。因此，大的、正的差異值是最理想的，因為它們反映超過在軍事規格下所需的V5(l的抗彈道穿透性。表9中報告的V5(l值是估算的，因為該靶標板在彈道測試中破裂(破碎)。表9和10中列出的樣品的彈道結果經歷較高的破裂發生率。表9-靜止空氣冷卻，樣品以1英寸間隔垂直擺放<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>表10-風扇冷卻，樣品以1英寸間隔垂直擺放<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>表11中列出的樣品的硬度值明顯小于表9和10的樣品的硬度值。相信該差異是由于當將樣品從奧氏體化溫度冷卻時將樣品彼此接觸放置的結果，其相對表9和10和圖4中提及的“空氣淬火的”樣品改變了樣品的冷卻曲線。還認為表11中的樣品使用的較緩慢的冷卻可使得在從奧氏體化溫度冷卻至室溫的過程中自動回火該材料。如上所述，常規觀念是增加鋼裝甲的硬度增強裝甲對抗破裂彈道射彈的能力，從而可改善例如通過V5tl速度測試評估的彈道性能。表9和10中的樣品的組成與表11中的組成相同，除了從奧氏體化溫度的冷卻方式外以基本相同的方式處理。因此，在制備鋼裝甲材料方面普通技術的人員將預期降低表11中樣品的表面硬度將不利影響抗彈道穿透性，且導致相對表9和10中的樣品具有較低的V5tl速度。相反，本發明者發現表11中的樣品出人意料地顯示明顯改善的抗穿透性，具有較低的破裂發生率同時保持正的V5tl值。考慮到當從奧氏體化溫度冷卻后回火鋼時實驗中彈道特性的明顯改善，相信在工廠規模的操作中在從奧氏體化溫度冷卻后在250-450°F，且優選在約375°F回火約1小時是有利的。表11中的平均V5tl速度比在MIL-A-46099C下樣品所需的V5tl速度大119.6fps。因此，表11中的實驗數據顯示根據本發明的鋼裝甲的實施方案具有的V5tl速度接近或超過在MIL-A-46099C下的所需值。相反，表10中所列的以更高速率冷卻的樣品的平均V5tl比在該規格下的所需值僅大2fps，且該樣品經歷不可接受的多重攻擊破裂抗性(multi-hitcrackresistance)。已知MIL-A-46099C的V5tl速度需求比在規格MIL-DTL-461000E下的所需值高約300-400fps，根據本發明的某些鋼裝甲實施方案也接近或滿足在MIL-DTL-46100E下的所需值。盡管并不限制本發明，該V50速度優選不小于比在MIL-A-46099C下的所需值小150英尺/秒的值。換句話說，該V5tl速度優選至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的N50小150英尺/秒的V5tl—樣大，同時具有最小的裂紋擴展。表11的實施方案的平均抗穿透性能相當好，且相信至少與某些昂貴的高合金裝甲材料或K-12雙重硬度裝甲板相當。總之，盡管表11中的鋼裝甲樣品比表9和10中的樣品具有明顯更低的表面硬度，但它們出人意料地顯示明顯更大的抗彈道穿透性，同時具有降低的裂紋擴展發生率，且與某些特級高合金裝甲合金的抗彈道性相當。不希望被具體理論束縛，本發明者相信根據本發明的鋼裝甲的獨特組成和從奧氏體化溫度冷卻裝甲的非常規方法對于提供具有出人意料的高抗穿透性的鋼裝甲是重要的。本發明者觀察到表11中樣品的相當好的彈道性能不僅是由于相對表9和10中樣品具有較低的硬度。事實上，如下表12所示，表9中某些樣品具有的回火后硬度與表11中樣品的回火后硬度基本上相同，但表11中的樣品(其從與表9和10中的樣品不同的奧氏體化溫度冷卻)具有明顯更高的V5tl速度，同時具有較低的破裂發生率。因此，不希望被任何具體操作理論束縛，相信表11中抗穿透性的明顯改進可能是由于出人意料且明顯的顯微組織變化，該變化是在非常規方式冷卻過程發生的，且另外使材料在冷卻至室溫過程自動回火。盡管在本試驗中通過將樣品在冷卻臺上以水平方向彼此接觸而將冷卻曲線從常規空氣淬火步驟的冷卻曲線進行改變，基于本文討論的本發明者的觀察，相信其它改變常規冷卻曲線的手段可用于有利地影響本發明合金的彈道性能。有利改變合金冷卻曲線的可能方式的實例包括在從奧氏體化溫度冷卻合金的全部或部分步驟中，在可控的冷卻區或用隔熱材料如Kaowool材料覆蓋合金從奧氏體化溫度冷卻。表12<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>根據裝甲應用中高硬度獲得的優點，根據本發明的低合金鋼優選具有至少550HBN的硬度。基于上述測試結果和本發明者的觀察，根據本發明的鋼優選的硬度大于550HBN且小于700HBN，且更優選大于550HBN且小于675。根據一個特別優選的實施方案，根據本發明的鋼的硬度至少為600HBN且小于675HBN。硬度很可能在彈道性能的建立中發揮重要作用。然而，根據本方法制備的實驗裝甲合金還從顯微組織變化得到它們出人意料的良好抗穿透性，該顯微組織變化是由于非常規方式冷卻樣品產生的，該非常規方式的冷卻將樣品的冷卻曲線從特征為將樣品在空氣中從奧氏體化溫度冷卻的常規步驟的曲線進行改變。b.試驗2進行實驗以研究從奧氏體化溫度冷卻的合金冷卻曲線的具體變化，其至少部分是本發明合金的抗彈道穿透性出人意料改善的原因。將兩組(每組三塊)具有表2所示實際化學成分的0.310英寸樣品板加熱至1600士10°F(871士6°C)奧氏體化溫度，保持35分鐘士5分鐘。將該兩組以不同設置安置在爐(furnace)支架(tray)上以影響樣品從奧氏體化溫度的冷卻曲線。在圖10所示的第一設置中，將三塊樣品(號DA-7，DA-8和DA-9)垂直擺放，在樣品間具有1英寸的最小間隔。第一熱電偶(稱為“通道(charmeiu”)置于擺放的樣品的中間樣品(DA-8)的表面。第二熱電偶(通道2)置于外板(DA-7)的外面(即，不面對中間板)。在第二設置中，如圖11所示，將三塊樣品彼此接觸水平堆疊，且樣品號DA-IO在底部，樣品號BA-2在頂部，且樣品號BA-I在中間。第一熱電偶(通道3)置于底部樣品的頂面，且第二熱電偶(通道4)置于頂部樣品的底面(與中間樣品的頂面相對)。在各樣品設置加熱至且保持在奧氏體化溫度后，將樣品支架從爐上移去并使之在靜止空氣中冷卻直到樣品低于300°F(1490C)0在將樣品從奧氏體化溫度冷卻至室溫后在各樣品的拐角部位評估硬度(HBN)，且在各奧氏體化樣品在225°F(107°C)回火60分鐘后再次評估。結果示于表13。表13樣品在從奧氏體化溫度冷卻后樣品回火處理后樣品拐角處的硬度__拐角處的硬度(HBN)__(HBN)_垂直堆疊____DA-7__653601653653653627601627DA-8__627601653627653627653653DA-9__653653653627601627601627水平堆疊__DA-10(底部)653653627627653627601653BA-I(中間)653653653653682682653653BA-2(頂部)I712丨653丨653|653丨653653丨653653圖12中所示的冷卻曲線顯示在通道1-4的每一個記錄的樣品溫度，記錄時間為從樣品剛從奧氏體化爐去除直到達到約200-400°F(93-204°C)的溫度范圍。圖12還顯示合金可能的連續冷卻轉化(CCT)曲線，表明當合金從高溫冷卻時合金的各種相區域。圖13顯示圖11的冷卻曲線的一部分的詳細示圖，其包括以下區域，其中通道1-4的各冷卻曲線與理論的CCT曲線交叉。同樣，圖14顯示圖12所示的在500-900°F(260-482°C)樣品溫度范圍內的冷卻曲線和CCT曲線的一部分。通道1和2的冷卻曲線(垂直擺放的樣品)類似于通道3和4的曲線(堆疊的樣品)。然而，通道1和2的曲線與通道3和4的曲線的路徑不同，且在冷卻曲線的早期部分尤其是這樣(在冷卻步驟的開始時)。隨后，通道1和2的曲線的形狀反映比通道3和4更快的冷卻速率。例如，在其中單獨的通道冷卻曲線首次與CCT曲線交叉的冷卻曲線區域，通道1和2的冷卻速率(垂直擺放的樣品)為約136°F/分(75.6°C/分)，且對于通道3和4(堆疊的樣品)分別為約98°F/分(54.4°C/分)和約107°F/分(59.4°C/分)。如所預期的，通道3和4的冷卻速率降至介于涉及兩個疊層板(111°F/分(61.7°C/分))和5個疊層板(95°F/分(52.8°C/分))的冷卻試驗測定的冷卻速率之間，如上所述。兩個堆疊的板(“2P1”)和5個堆疊的板(“5P1”)的冷卻試驗的冷卻曲線還顯示在圖12-14中。圖12-14所示的通道1-4的冷卻曲線表明所有冷卻速率沒有明顯不同。然而，如圖12和13所示，各個曲線最初在不同點與CCT曲線交錯，表明不同的轉變量，該不同的轉變量可明顯影響樣品的相對顯微組織。CCT曲線交點的變化很大程度是由樣品在高溫時發生的冷卻程度決定的。因此，在樣品從爐移去后較短期間發生的冷卻的量可顯著影響樣品的最終顯微組織，且這又會提供或有助于本文討論的抗彈道穿透性的出人意料的改善。因此，該實驗證實樣品從奧氏體化溫度冷卻的方式可影響合金顯微組織，且這至少是根據本發明的裝甲合金的改善的彈道性能的部分原因。根據本發明的鋼裝甲將提供相當大的價值，因為它們可顯示與特級的高合金裝甲合金至少相當的彈道性能，同時包含明顯較低含量的昂貴合金成分例如，鎳、鉬和鉻。在給出本發明的鋼裝甲實施方案的性能和成本優點的情況下，相信這種裝甲相對許多現有的裝甲合金具有非常大的進步。根據本發明制備的合金板和其它軋制產品可用于常規裝甲應用。這些應用包括，例如，裝甲的護罩和其它用于戰車、軍備(armaments)、裝甲的門和外殼的組件，和其它需要或受益于防止射彈襲擊、爆炸彈道波和其它高能量攻擊的制品。根據本發明的合金的這些可能應用的實例僅是作為實例提供，并非包括本發明合金可以使用的所有領域。本領域技術人員在閱讀本發明后，將易于識別本文所述合金的其它應用。可以相信本領域技術人員將能夠基于本領域的現有技術從本發明的合金制造所有這些制品。因此，本文無需進一步討論這些制品的制造過程。盡管上述說明書僅必要地提供有限數量的實施方案，本領域技術人員將理解本領域技術人員可對本發明的合金、方法和制品進行各種改變，且所有這些變化將保持在本文以及所附權利要求所述的原則和范圍內。本領域技術人員也應理解可對上述實施方案進行改變，而不偏離其廣泛的發明構思。因此，應理解本發明不限于公開的具體實施方案，而是預期覆蓋權利要求限定的本發明原則和范圍內的變化。權利要求具有大于550HBN的硬度和有利的多重攻擊彈道抗性的鐵基合金，該合金包含，基于總合金重量以重量百分比計0.48至0.52鐵；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0024硼；0.001至0.015鈰；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.10氮；鐵；和偶存的雜質。2.權利要求1所述的合金，其中該合金具有的V5tl彈道極限至少與在規格MIL-DTL-46100E下所需的V5tl—樣大。3.權利要求1所述的合金，其中該合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大。4.權利要求1所述的合金，其中該合金的硬度大于550HBN且小于700HBN。5.權利要求1所述的合金，其中該合金的硬度大于550HBN且小于675HBN。6.權利要求1所述的合金，其中該合金具有的硬度至少為600HBN且小于675HBN。7.權利要求1所述的合金，其包含至少0.20錳。8.權利要求1所述的合金，其包含不大于0.80錳。9.權利要求1所述的合金，其包含至少0.20硅。10.權利要求1所述的合金，其包含不大于0.40硅。11.權利要求1所述的合金，其包含至少1.00鉻。12.權利要求1所述的合金，其包含不大于1.50鉻。13.權利要求1所述的合金，其包含至少3.75鎳。14.權利要求1所述的合金，其包含不大于4.25鎳。15.權利要求1所述的合金，其包含至少0.40鉬。16.權利要求1所述的合金，其包含不大于0.60鉬。17.權利要求1所述的合金，其包含至少0.0015硼。18.權利要求1所述的合金，其包含不大于0.0025硼。19.權利要求1所述的合金，其包含不大于0.010磷。20.權利要求1所述的合金，其中該合金具有的硬度至少為600HBN且小于700HBN，且該合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5。彈道極限一樣大。21.選自裝甲板、裝甲片和裝甲棒的裝甲軋制產品，其中該軋制產品為具有大于550HBN的硬度和有利的多重攻擊彈道抗性的鐵基合金，該合金包含，基于總合金重量以重量百分比計0.48至0.52鐵；0.15至1.00猛；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0024硼；0.001至0.015鋪；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；鐵；和偶存的雜質。22.權利要求21所述的裝甲軋制產品其中該合金具有的V5tl彈道極限至少與在規格MIL-DLT-46100E下所需的V5tl—樣大。23.權利要求21所述的裝甲軋制產品，其中該合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大。24.權利要求21所述的裝甲軋制產品，其中該合金的硬度大于550HBN且小于700HBN。25.權利要求21所述的裝甲軋制產品，其中該合金的硬度大于550HBN且小于675HBN。26.權利要求21所述的裝甲軋制產品，其中該合金具有的硬度至少為600HBN且小于675HBN。27.權利要求1所述的裝甲軋制產品，其中該合金具有的硬度至少為600HBN且小于700HBN,且該合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大。28.包含具有大于550HBN的硬度和有利的多重攻擊彈道抗性的鐵基合金的制品，該合金包含，基于總合金重量以重量百分計0.48至0.52鐵；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0024硼；0.001至0.015鈰；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；不大于0.10氮；鐵；和偶存的雜質。29.權利要求28所述的制品，其中該制品選自裝甲車輛、裝甲外殼和裝甲的移動設備的元件。30.制備選自裝甲板、裝甲片和裝甲棒的裝甲軋制產品的方法，該裝甲軋制產品的硬度大于550HBN，該方法包括提供合金，其包含，基于總合金重量以重量百分比計0.48至0.52鐵；0.15至1.00錳；0.15至0.45硅；0.95至1.70鉻；3.30至4.30鎳；0.35至0.65鉬；0.0008至0.0024硼；0.001至0.015鈰；0.001至0.015鑭；不大于0.002硫；不大于0.015磷；鐵；和偶存的雜質；通過在至少1500°F(815°C)的溫度加熱合金至少30分鐘而使合金奧氏體化，所述時間為在所述溫度的時間；和從奧氏體化溫度冷卻該合金，其冷卻方式使得該合金具有的V5tl彈道極限至少與在規格MIL-DLT-46100E下所需的V5tl—樣大。31.權利要求30所述的方法，其中冷卻該合金使得合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V5tl小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大。32.權利要求30所述的方法，其中冷卻該合金使得合金具有的硬度大于550HBN且小于700HBN。33.權利要求30所述的方法，其中冷卻該合金使得合金具有的硬度大于550HBN且小于675HBN。34.權利要求30所述的方法，其中冷卻該合金使得合金具有的硬度至少為600HBN且小于675HBN。35.權利要求30所述的方法，其中該合金包含至少0.20錳。36.權利要求30所述的方法，其中該合金包含不大于0.80錳。37.權利要求30所述的方法，其中該合金包含至少0.20硅。38.權利要求30所述的方法，其中該合金包含不大于0.40硅。39.權利要求30所述的方法，其中該合金包含至少1.00鉻。40.權利要求30所述的方法，其中該合金包含不大于1.50鉻。41.權利要求30所述的方法，其中該合金包含至少3.75鎳。42.權利要求30所述的方法，其中該合金包含不大于4.25鎳。43.權利要求30所述的方法，其中該合金包含至少0.40鉬。44.權利要求30所述的方法，其中該合金包含不大于0.60鉬。45.權利要求30所述的合金，其中該合金包含至少0.0015硼。46.權利要求30所述的方法，其中冷卻該合金使得合金具有的硬度至少為600HBN且小于700HBN，且使得合金具有的V5tl彈道極限至少與比在規格MIL-A-46099C下所需的V50小150英尺/秒的V5tl彈道極限一樣大。全文摘要本文一個方面涉及具有高硬度和有利水平的多重攻擊彈道抗性的低合金鋼，同時具有最小的裂紋擴展，賦予適用于軍事裝甲應用的彈道性能水平。本發明的鋼的某些實施方案具有的硬度超過550HBN且相對于常規軍事規格顯示高水平的抗彈道穿透性。文檔編號C22C38/00GK101809181SQ200880109526公開日2010年8月18日申請日期2008年8月1日優先權日2007年8月1日發明者托馬斯·R·帕拉伊爾,格蘭·J·斯維亞特克,羅納德·E·貝利申請人:Ati資產公司