JP6743179B2 - 冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板及びその製造方法に関し、特に、防護用鋼板及びその製造方法に関する。

現金輸送車などの防護器具または設備は、肝心な部位に対して防護要求があり、鋼板が一定の距離内に高速衝撃物の衝撃に耐えられる時に割れ・貫通を起こさないことを要求する。従来の防護材料は、単純な高強度防護用鋼板、セラミック複合材料または高分子繊維材料を含む。中には、防護用鋼板は、高い弾性変形によって衝撃物の衝撃エネルギーを吸収し、靭性が足りない（特に超高強度鋼板である）時に、破砕して防護機能が失うことが容易になる。セラミック材料は、極高い硬度を有するが、靭性が劣下しており、衝撃物に接触する時に、もっと小さい破片に破砕することで、衝撃エネルギーを吸収する。セラミック材料は、通常に高分子繊維材料と共に使用することが必要であって、後者が靭性に良く、衝撃物の衝撃を受ける時に、弾性変形が発生して衝撃荷重を吸収し、保護ベストの製造に用いられることが多いである。

理論上、単に厚さが十分である鋼板を使用する場合は、異なる条件下の防護要求を満足できるが、鋼板が厚すぎると、重量が増加し、機動性が犠牲され、かつエネルギー消費も増加する。現在、防護用鋼板は、強度がより高く、厚さがより薄くなる方向へ進んでいる。

公開番号がＣＮ１８１４８４５Ａで、公開日が２００８年１月２日で、名称が「１０００ＭＰａ級の高強度熱間圧延防弾鋼板及びその製造方法」である中国特許文献は、組成が（重量百分率）、Ｃ０．１７〜０．２１％、Ｓｉ１．５〜２．２％、Ｍｎ１．５〜２．０％、Ｐ≦０．０３５％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ０．０１５〜０．０６０％、Ｎ≦０．００６０％、Ｎｂ０．０１０〜０．０５０％であり、任意添加成分としてＴｉ０．０１０〜０．０６０％、Ｃａ≦０．００５０％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である、１０００ＭＰａ級の高強度熱間圧延防弾鋼板を公開した。また、公開番号がＣＮ１０３９９３２３５Ａで、公開日が２０１４年８月２０日で、名称が「高強度熱間圧延防弾鋼板の製造方法」である中国特許文献は、組成が、Ｃ：０．０８〜０．１２％，Ｓｉ：０．７〜１．３％，Ｍｎ：１．３０〜１．８％，Ａｌ：０．０１〜０．０６％，Ｐ≦０．０２％，Ｓ≦０．００４％，Ｎ≦０．００４％，Ｏ≦０．０１５％，Ｇｒ：０．３〜１．０％，Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．２％，Ｂ：０．００１５〜０．００２５％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物である、高強度熱間圧延防弾鋼板の製造方法を公開した。上記２つの技術案が公開した防護用鋼板は、いずれの降伏強度も１０００ＭＰａであって、現在の薄板化の防護要求に満足し難いものである。

公開番号がＣＮ１０２１８１７９５Ａで、公開日が２０１１年９月１４日で、名称が「超高強度防弾鋼板及びその製造プロセス」である中国特許文献は、化学成分が、重量百分率で、Ｃ０．３０〜０．５、Ｓｉ０．４０〜０．６０、Ｍｎ１．５０〜１．８０、Ｐ≦０．０２５、Ｓ≦０．０１、Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ≦２．５、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｂ≦０．２０であって、残部がＦｅである超高強度防弾鋼板及びその製造プロセスを公開した。当該技術案に係る防弾鋼板は、Ｃ含有量が０．３０〜０．５０であり、約２０００ＭＰａの引張強度を有し、何の靭性指数を言及しないが、その硬度値が６００ＨＢを超えるので、高すぎる硬度によって、鋼板の靭性が低くなり、衝撃物の衝撃を受ける時に、破砕しやすくなる。

防護用鋼板の強度の確保を前提として、鋼板の厚さを低下させ、鋼板の可塑性を改善するために、会社は、防護用鋼板の普及と応用に適応するように冷間圧延性能が優れた防護用鋼板を早急に求めている。

本発明は、冷間圧延性能が優れた防護鋼板を提供することを１つの目的とする。当該防護鋼板は圧延結合によって原子間の結合を実現でき、従って、各層の間に良い結合力を有することにさせる。当該防護用鋼板は、３層の軟鋼層及び２層の硬鋼層を有し、それが衝撃物の前進方向を変える役割を果たし、表層に位置する軟鋼層が優れた可塑性を有して延伸変形する時に裂けないように保証することができ、硬鋼層が衝撃物の衝撃を受ける時に小さい破片に破砕して衝撃エネルギーを消耗すると共に、芯部に位置する軟鋼層が衝撃物の進行方向を変更して衝撃物の前進抵抗力を増加することにより、より良い防護効果を有する。

上記目的を達成するために、本発明は、冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板を提供し、前記防護用鋼板は、３層の軟鋼層及び２層の硬鋼層を有し、そのうち、３層の軟鋼層と２層の硬鋼層が交互に設置され、かつ防護用鋼板の表層が軟鋼層であり、前記硬鋼層と前記軟鋼層との間が圧延結合によって原子結合を実現し、前記軟鋼層の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．００１〜０．０１％、０＜Ｓｉ≦０．００５％、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、０＜Ａｌ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％であり、残部がＦｅ及び他の不可避不純物である。

本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層において、不可避不純物は、主にＰ、Ｓ、Ｎ元素であり、そのうち、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００６％、Ｎ≦０．００５％になるように制御できる。

本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の軟鋼層は、良好な運動エネルギー吸収能力及び塑性変形能力を有することが必要であるので、前記軟鋼層が極低い降伏強度を有することが必要である。降伏強度を低下させ、伸び率を向上させるために、合金元素の添加量を最大限度に低減し、強化因子を減少すべきである。鋼板は、通常に固溶強化、析出強化、転位強化及び粒界強化などの手段によって降伏強度を向上させる。芯部に位置する軟鋼層及び表層に位置する軟鋼層について、同一成分を採用するように設計し、生産の難しさを低減して、生産効率を向上される。

本発明の軟鋼層における各化学元素の設計原理は、以下である。
Ｃは、固溶強化によって降伏強度を向上させ、伸び率を低減させる。実際の製鋼プロセスに応じて、Ｃの含有量を最大限度に低減すべきである。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層におけるＣ含有量は、０．００１〜０．０１％に制御される。

Ｓｉは、脱酸元素であり、固溶強化元素でもあり、降伏強度を向上させ、伸び率を低減させるので、Ｓｉの添加量を最大限度に低減する必要がある。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層におけるＳｉ含有量は、０．００５％を超えないように制御される。

Ｍｎは、鋼によくある強化元素であり、固溶強化によって降伏強度を向上させ、伸び率を低減させる。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層におけるＭｎ含有量は、０．０５％〜０．１５％に制御される。

Ａｌは、脱酸に必要な元素であるが、鋼の強度をも向上できる。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層におけるＡｌ含有量は、０．００５％以下に制御される。

Ｔｉは、Ｃ、Ｎ原子を固定してそれの転位運動に対する阻害作用を低減することに用いられるものである。Ｔｉは、鋼において、ＴｉＮ→Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２→ＴｉＳ及びＴｉＣを順次に形成することができ、鋼における自由のＣ、Ｎ原子を消除して、降伏強度を低減できる。同時に、ＴｉＣ、ＴｉＮなどの粒子の粗大化は、粒界のピン止め効果を失うことにさせ、結晶粒のサイズを増大し、粒界の強化効果を低減できる。しかし、Ｔｉの量が多いと、鋼板の伸び率を低減する場合がある。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層におけるＴｉ含有量は、０．０１％〜０．１０％に制御される。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層のマトリクス組織が等軸状フェライトである。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記等軸状フェライトの結晶粒のサイズは、３０〜１２０μｍである。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層の降伏強度が８０〜１８０ＭＰａであり、前記軟鋼層の伸び率が４０％を超え、硬度値が１１０Ｈｖ未満である。

本技術案では、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ成分が極低い設計を採用し、かつＴｉによってＣ、Ｎ格子間原子を固定してＣ、Ｎ原子の固溶強化作用を消除し、かつ粗大化のＴｉＮ、ＴｉＣ粒子を利用してサイズがより大きい結晶粒を得ることで、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層のマトリクス組織が焼入れ状態でも等軸状フェライトであり、前記等軸状フェライトの結晶粒のサイズが３０〜１２０μｍであり、焼入れ条件下でも前記軟鋼層の硬度値が１１０Ｈｖを超えない。従って、軟鋼層が良好な可塑性を有することにさせる。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板では、その芯部に位置する軟鋼層の硬度値が９０Ｈｖ未満であり、表層に位置する軟鋼層の硬度値が１１０Ｈｖ未満である。

本技術案では、防護用鋼板を冷間曲げ加工する時に、表層に位置する軟鋼層は優れた可塑性を有するので、十分な変形を提供でき、鋼板の曲げ加工時の内部割れを防止でき、また、芯部に位置する軟鋼層は優れた運動エネルギー吸収能力を有するので、前記硬鋼層が衝撃物の衝撃を受ける時に変形したり、裂けたり、さらに脱離したりして、その変形エネルギー、亀裂形成および伝播エネルギー、芯部に位置する軟鋼層から脱離する層間結合エネルギー及び破片脱離運動エネルギーなどを十分に吸収することができ、衝撃物の運動エネルギーの一部を消耗する。好ましくは、芯部に位置する軟鋼層の硬度は、表層に位置する軟鋼層の硬度よりやや低い。

さらに、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板では、前記硬鋼層の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％であり、残部がＦｅ及び他の不可避不純物である。

本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層において、不可避不純物は、主にＰ、Ｓ、Ｎ元素であり、そのうち、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％、Ｎ≦０．００５％になるように制御できる。

上記方案において、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層における各化学元素の設計原理は、以下のとおりである。

Ｃは、鋼において最も安い強化元素であるが、Ｃ含有量が高すぎると、高温鋼ビレットが冷却過程で裂けやすく、鋼ビレットの保存に不利であり、生産の難しさを増加する。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層におけるＣ含有量は、０．４０％〜０．５０％に制御される。

Ｓｉ含有量は０．１〜０．３％に制御される。Ｓｉは鋼に高い固溶度を有し、鋼におけるフェライトの体積分率を増加し、結晶粒を微細化することができるので、靭性の向上に有利である。しかし、Ｓｉ含有量が高すぎると、溶接性能を低下させる恐れがある。

Ｍｎは、強い固溶強化の作用を有するとともに、鋼の相転移温度を顕著に低減でき、鋼のミクロ組織を微細化でき、重要な強靭化元素である。しかし、Ｍｎ含有量が多過ぎると、焼入れ性が増大して、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化する恐れがあるので、その含有量は１．０〜１．５％に制御される。

Ａｌは、製鋼の過程において、脱酸素剤として添加され、微量のＡｌは結晶粒の微細化に有利であり、鋼材の強靭性を改善できる。しかし、Ａｌ含有量が高すぎると、鋼におけるフェライトの脆性を増加して、鋼の靭性が低下する恐れがあるので、その含有量は０．０１〜０．０５％に制御される。

Ｃｒは、固溶強化効果を有する一方、貴金属合金元素である。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層におけるＣｒ含有量は、０．１〜０．３％に限定される。

Ｎｉは、鋼板の強度を向上できると共に、鋼板の靭性を改善できる一方、貴金属合金元素である。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層におけるＮｉ含有量は、０．１〜０．３％に限定される。

０．０１〜０．０３％のＴｉを添加するのは、主に、ビレットの再加熱過程におけるオーステナイト結晶粒の成長を抑制すると共に、再結晶圧延制御過程でのフェライトの結晶粒の成長を抑制して、鋼の靭性を向上させるためである。

Ｂは、良好な焼入れ性を有するので、鋼板の硬度を向上できる。しかし、Ｂ含有量が高すぎると、溶接に不利である。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層におけるＢ含有量は、０．００１〜０．００３％に限定される。

Ｍｏは、良好な焼入れ性を有し、鋼板の硬度を向上できる。しかし、Ｍｏは、貴金属合金元素である。よって、本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層におけるＭｏ含有量は、０．０５〜０．５％に限定される。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層のマトリクス組織がマルテンサイトである。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の硬鋼層の降伏強度が２０００ＭＰａを超え、硬度が６００ＨＢＷを超える。

本技術案では、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記硬鋼層は、高いＣ含有量を採用し、且つ、焼入れ性を向上させるためのＭｏ、Ｂ元素を添加することで、熱処理の後に、マトリクス組織が高強度のマルテンサイトになり、降伏強度が２０００ＭＰａを超え、硬度が６００ＨＢＷを超えるようにさせることができる。

本発明は、上記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板を製造できる製造方法を提供することをもう１つの目的である。当該方法によって、防護用鋼板の製造過程での技術難度を克服でき、性能が優れ、冷間曲げ加工性能がより良いである防護用鋼板を製造でき、高温下で冶金結合を実現でき、層間の結合強度がより高く、防護効果がより良くなることができる。

上記発明の目的を達成するために、本発明は、さらに、下記の工程を備える冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の製造方法を提供する：
（１）硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとの組み合わせ；
（２）真空溶接；
（３）複合圧延；
（４）圧延後の空冷又は水冷；
（５）巻き取り；
（６）アンコイル、矯正及び切断；
（７）焼入れ及び焼戻しの熱処理。

本技術案では、硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとの結合面に酸化層及び油汚れがあるので、硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとを組み合わせる前に、表面のクリーニングを行うことが好ましい。表面のクリーニング方法として、ワイヤブラシ又は研磨ベルトを使用して行ってもよく、直接に酸洗浄の方法を使用してもよく、当業者が想到できる他の方法を使用して表面クリーニングを行ってもよい。

防護用鋼板が加熱過程で酸化される可能性があるので、本技術案では、硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとの周辺を層間溶接する時に、真空排気の方法を代わりに、真空室の真空状態で直接に溶接する方法を採用することにより、生産の難度を低減させ、酸化を効果的に防止できる。

さらに、前記工程（１）において、表層に位置する軟鋼層ビレットの合計厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの８〜１５％を占め、防護用鋼板の芯部に位置する軟鋼層ビレットの厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの１０〜２５％を占める。

本技術案では、表層に位置する軟鋼層ビレットの合計厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの８〜１５％を占め、防護用鋼板の芯部に位置する軟鋼層ビレットの厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの１０〜２５％を占めることで、表層に位置する軟鋼層が冷間曲げ変形する時に裂けなく、及び芯部の軟鋼層が十分なエネルギー吸収作用を有し、侵入する衝撃物の前進方向を変更させることを保証でき、防護効果を向上させる。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の製造方法では、前記工程（３）において、１１００〜１２００℃の範囲内で加熱し、２〜３時間で保温し、その後に複合圧延して、仕上げ圧延温度を８５０〜９００℃に制御する。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の製造方法では、前記工程（４）において、圧延後の空冷又は水冷によって６５０〜７５０℃に冷却する。

本技術案では、圧延の後に、完成品の厚さに応じて水冷又は空冷を採用し、一般的に薄い鋼板の場合は、空冷を採用することができる。その後、空冷又は水冷によって６５０〜７５０℃に冷却した後に、前記複合防護用鋼板を巻き取り、さらにアンコイル、矯正及び切断を行い。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の製造方法では、前記工程（７）の焼入れ工程において、焼入れ温度が硬鋼層のＡｃ３温度より少なくとも５０℃高く、保温時間が少なくとも３ｍｍ／分間×複合鋼板の厚さであり、厚さの単位がｍｍであり、その後に、５０℃／ｓ以上の速度で室温に冷却する。

焼入れ温度が硬鋼層のＡｃ３温度より少なくとも５０℃高く、保温時間が少なくとも３ｍｍ／分間×複合鋼板の厚さであり、厚さの単位がｍｍであり、その後に、５０℃／ｓ以上の速度で室温に冷却することとする理由は、温度がＡｃ３以上である時に、鋼マトリクスにおける組織がオーステナイト化し始め、温度がＡｃ３より高くなるほど、オーステナイト化の駆動力が高くなり、オーステナイト化する速度が速くなり、保温時間が短くなるが、焼入れの加熱温度が高すぎると、エネルギー消耗が増加し、生産コストが高くなるためである。よって、焼入れ温度をＡｃ３温度より５０℃高く、保温時間が鋼板厚さの３倍になるように限定する。

さらに、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の製造方法では、前記工程（７）の焼戻し工程において、焼戻し温度が１５０〜２３０℃であり、保温時間が１５〜６０分間である。

本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板は、１５０〜２３０℃の範囲内で焼戻し処理を行うことで、焼入れの応力を低減・消除することができ、前記冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の靭性を改善できる。

本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板には、以下の有益な効果がある。
（１）本発明の防護用鋼板は、軟鋼層と硬鋼層の交互設計を採用することで、表層としての軟鋼層は優れた可塑性変形能力を有し、冷間曲げ加工の時に裂けなく；中間の硬鋼層は衝撃物の衝撃を受ける時に変形したり、裂けたり、さらに脱離したりして、その変形エネルギー、亀裂形成および伝播エネルギー、芯部に位置する軟鋼層から脱離する層間結合エネルギー及び破片脱離運動エネルギーなどを十分に吸収することができ、衝撃物の運動エネルギーの一部を消耗し、衝撃物の前進能力を失うことになり；芯部に位置する軟鋼層は可塑性がよく、優れた変形能力を有するので、衝撃物の前進方向を変更し、衝撃物の貫通厚さを増加し、さらに衝撃物の破壊を低減することができる。

（２）本発明の防護用鋼板は、熱間複合圧延を採用することで、層間の金属が高温下で冶金結合を実現でき、層間の結合強度が高く、層剥離が発生し難い。

（３）本発明の防護用鋼板は、軟硬層交互設計を採用することで、防護用鋼板の可塑性を改善でき、より良い冷間加工性能を有し、防護用鋼板の応用範囲を増大できる。

（４）本発明の好ましい方案において、表層に位置する軟鋼層ビレットの厚さが防護用鋼板の合計厚さの８〜１５％を占め、芯部に位置する軟鋼層ビレットの厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの１０〜２５％を占めることで、当該防護用鋼板が良い可塑性変形能力を有し、冷間曲げ加工の時に裂けないと共に、衝撃物が侵入する時に衝撃物の方向を変更させることを保証でき、衝撃物の破壊能力及び危険程度を低減し、防護用鋼板の防護能力を向上させる。

（５）本発明の製造方法では、真空溶接プロセスを採用することで、通常の溶接後の真空排気プロセスを避け、より良い密封効果を有する。

（６）本発明の製造方法では、ビレットを組み合わせた後に、普通の鋼ビレットと同様な通常の圧延プロセスを採用することで、生産難度を低減して、当該製造プロセスの適用性を向上させる。

なお、ある好ましい実施形態において、本文に記載の衝撃物が弾丸または発射物であると理解される。なお、ある実施形態において、本文に記載の防護効果又は防護能力が防弾効果又は防弾能力であると理解される。なお、ある好ましい実施形態において、本発明の防護用鋼板が防弾鋼板であると理解される。

本発明の防護用鋼板の構造の模式図である。 本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層のＣＣＴ曲線（連続冷却遷移曲線）図である。 実施例Ａ１の芯部に位置する軟鋼層の金属組織の写真である。 実施例Ａ１の表層に位置する軟鋼層の金属組織の写真である。 実施例Ａ１の硬鋼層の金属組織の写真である。 実施例Ａ２の芯部に位置する軟鋼層の金属組織の写真である。 実施例Ａ２の表層に位置する軟鋼層の金属組織の写真である。 実施例Ａ２の硬鋼層の金属組織の写真である。

以下、図面説明及び具体的な実施例に基づいて本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板及びその製造方法についてさらに解釈と説明をするが、本発明の技術案は、これら解釈と説明に不適に限定されるものではない。

図１のように、本発明の防護用鋼板は、５層構造を有し、そのうち、３層の軟鋼層と２層の硬鋼層を有し、符号２、３は硬鋼層を表し、符号１、４は表層に位置する軟鋼層を表し、符号５は芯部に位置する軟鋼層を表す。

表１は、冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の実施例Ａ１〜Ａ６における化学元素の質量百分率を示す。

上記実施例における冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板は、下記の工程を採用して製造された。
（１）表１に示す成分に沿って製錬、鋳造を行い、硬鋼層ビレット及び軟鋼層ビレットを製造した。
（２）硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとを組み合わせた。
（３）真空室で真空溶接を行った。
（４）複合圧延：１１００〜１２００℃の範囲内で加熱し、２〜３時間で保温し、その後に複合圧延して、仕上げ圧延温度を８５０〜９００℃に制御した。
（５）圧延後に空冷又は水冷で６５０〜７５０℃に冷却した。
（６）巻き取り温度６５０〜７５０℃で巻き取りを行った。
（７）アンコイル、矯正及び切断をした。
（８）焼入れと焼戻しの熱処理をした：焼入れ温度が硬鋼層のＡｃ３温度より少なくとも５０℃高く、保温時間が少なくとも３ｍｍ／分間×複合鋼板の厚さであり、厚さの単位がｍｍであり、その後に、５０℃／ｓ以上の速度で室温に冷却し、焼戻し温度が１５０〜２３０℃であり、１５〜６０分間で保温した。

表２は冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の実施例Ａ１〜Ａ６におけるビレットを組み合わせた硬鋼層と軟鋼層の厚さ及びサンドイッチ構造設計を示す。

表２から分かるように、実施例Ａ１〜Ａ６において、表層に位置する軟鋼層ビレットの合計厚さは、防護用鋼板ビレットの合計厚さの８〜１５％を占め、防護用鋼板の芯部に位置する軟鋼層ビレットの厚さは防護用鋼板ビレットの合計厚さの１０〜２５％を占めた。防護用鋼板の完成品の厚さが２〜２０ｍｍであるような設計は、表層に位置する軟鋼層が冷間曲げ変形の時に裂けないこと、及び芯部の軟鋼層が十分なエネルギー吸収作用を有し、侵入する衝撃物の前進方向を変更させることを保証でき、防護効果を向上させ、かつ各規格の防護用鋼板の応用の要求に適用される。

表３は、冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板のＡ１〜Ａ６の製造方法のプロセスパラメータを示す。

本発明では、冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の実施例Ａ１〜Ａ６の硬鋼層及び軟鋼層について力学性能も測定された。表４は、実施例Ａ１〜Ａ６において硬鋼層と軟鋼層の力学性能のパラメーターを示す。

表４から分かるように、実施例Ａ１〜Ａ６の硬鋼層は、降伏強度が２０００ＭＰａ以上であり、硬度が６００ＨＢＷを超えた。表層に位置する軟鋼層及び芯部に位置する軟鋼層は、極低炭素及び合金の設計を採用したので、芯部に位置する軟鋼層及び表層に位置する軟鋼層の硬度が、それぞれ９０Ｈｖ、１００Ｈｖを超えなく、かつ伸び率が４０％以上であり、優れた可塑性を有し、特に冷間曲げ変形に適合する。

図２は本発明の冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板の前記軟鋼層のＣＣＴ曲線であり、当該曲線を分析することによって、軟鋼層が焼入れ状態で等軸状フェライトを得ることを確定できる。

図３及び図４は、それぞれ実施例Ａ１の芯部に位置する軟鋼層及び表層に位置する軟鋼層のマトリクス組織を示し、図３及び図４から、マトリクス組織が等軸状フェライトであることが分かる。

図５は、実施例Ａ１の硬鋼層のマトリクス組織を示し、図５から、そのマトリクス組織が主にマルテンサイトであることが分かる。

図６及び図７は、それぞれ実施例Ａ２の芯部に位置する軟鋼層及び表層に位置する軟鋼層のマトリクス組織を示し、図６及び図７から、軟鋼層のマトリクス組織が等軸状フェライトであることが分かる。

図８は、実施例Ａ２の硬鋼層のマトリクス組織を示し、図８から、そのマトリクス組織が主にマルテンサイトであることが分かる。

注意すべくことは、上記に列挙されるものが本発明の具体的な実施例だけであり、本発明が上記実施例に限定されるものではなく、様々な変化を有する。当業者が本発明に開示の内容から直接に導出し又は連想できるあらゆる変化であれば、本発明の保護範囲に属する。

Claims (14)

1. ３層の軟鋼層及び２層の硬鋼層を有し、そのうち、３層の軟鋼層と２層の硬鋼層が交互に設置され、かつ防護用鋼板の表層が軟鋼層であり、前記硬鋼層と前記軟鋼層との間が圧延結合によって原子結合を実現し、
   前記軟鋼層の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．００１〜０．０１％、０＜Ｓｉ≦０．００５％、Ｍｎ：０．０５〜０．１５％、０＜Ａｌ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％であり、残部がＦｅ及び他の不可避不純物であり、
   前記硬鋼層の硬度が６００ＨＢＷを超えることを特徴とする冷間曲げ加工性能が優れた防護用鋼板。
2. 前記軟鋼層のマトリクス組織が等軸状フェライトであることを特徴とする請求項１に記載の防護用鋼板。
3. 前記等軸状フェライトの結晶粒のサイズが３０〜１２０μｍであることを特徴とする請求項２に記載の防護用鋼板。
4. 前記軟鋼層の降伏強度が８０〜１８０ＭＰａであり、伸び率が４０％を超え、硬度値が１１０Ｈｖ未満であることを特徴とする請求項３に記載の防護用鋼板。
5. 芯部に位置する軟鋼層の硬度値が９０Ｈｖ未満であり、表層に位置する軟鋼層の硬度値が１１０Ｈｖ未満であることを特徴とする請求項４に記載の防護用鋼板。
6. 前記硬鋼層の化学元素の質量百分率が、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｂ：０．００１〜０．００３％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％であり、残部がＦｅ及び他の不可避不純物であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の防護用鋼板。
7. 前記硬鋼層のマトリクス組織がマルテンサイトであることを特徴とする請求項６に記載の防護用鋼板。
8. 前記硬鋼層の降伏強度が２０００ＭＰａを超えることを特徴とする請求項７に記載の防護用鋼板。
9. 請求項１〜８のいずれか１項に記載の防護用鋼板の製造方法であって、下記の工程：
   （１）硬鋼層ビレットと軟鋼層ビレットとの組み合わせ；
   （２）真空溶接；
   （３）複合圧延；
   （４）圧延後の空冷又は水冷；
   （５）巻き取り；
   （６）アンコイル、矯正及び切断；
   （７）焼入れ及び焼戻しの熱処理
   を備えることを特徴とする防護用鋼板の製造方法。
10. 前記工程（１）において、表層に位置する軟鋼層ビレットの合計厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの８〜１５％を占め、防護用鋼板の芯部に位置する軟鋼層ビレットの厚さが防護用鋼板ビレットの合計厚さの１０〜２５％を占めることを特徴とする請求項９に記載の防護用鋼板の製造方法。
11. 前記工程（３）において、１１００〜１２００℃の範囲内で加熱し、２〜３時間で保温し、その後に複合圧延して、仕上げ圧延温度を８５０〜９００℃に制御することを特徴とする請求項９に記載の防護用鋼板の製造方法。
12. 前記工程（４）において、圧延後の空冷又は水冷によって６５０〜７５０℃に冷却することを特徴とする請求項９に記載の防護用鋼板の製造方法。
13. 前記工程（７）の焼入れ工程において、焼入れ温度が硬鋼層のＡｃ３温度より少なくとも５０℃高く、保温時間が少なくとも３ｍｍ／分間×複合硬鋼の厚さであり、厚さの単位がｍｍであり、その後に、５０℃／ｓ以上の速度で室温に冷却することを特徴とする請求項９に記載の防護用鋼板の製造方法。
14. 前記工程（７）の焼戻し工程において、焼戻し温度が１５０〜２３０℃であり、保温時間が１５〜６０分間であることを特徴とする請求項９又は１３に記載の防護用鋼板の製造方法。