CN115735015A - 凸焊接头和凸焊方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供凸焊接头和凸焊方法。本发明是将拉伸强度为980MPa以上的钢板与螺母进行凸焊而成的凸焊接头，其中，在从钢板到焊接接合部和螺母的硬度分布中，在钢板侧和螺母侧各自连续地存在500μm以上的超过母材硬度的硬化区域，螺母侧的最高硬度NHmax比钢板侧的最高硬度SHmax高，钢板侧的显示出最高硬度SHmax的区域由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成。

Description

凸焊接头和凸焊方法
技术领域
本发明涉及通过凸焊将高强度钢板与螺母接合而得到的焊接接头、特别是涉及适合作为汽车等的结构部件的构件的凸焊接头及其凸焊方法。
背景技术
近年来，由于环境问题的增多，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身的轻量化成为课题。为此，正在推进通过在汽车部件中应用高强度钢板而实现薄壁化，将拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板作为对象。
在此，在组装汽车时，从成本、效率方面出发，大多通过电阻焊接来组合加压成形后的部件。汽车组装工序大多通过电阻焊接中特别是电阻点焊进行组装。但是，在电阻点焊机的焊枪不能进入的狭窄部位，通过螺栓固定进行组装。另外，在钢板与异种材料(铝或树脂等)的接合的情况下，大多也通过螺栓固定进行组装。在螺栓固定中，将具有凸起部的螺母电阻焊接到钢板上，然后将其他板利用螺栓固定来进行组装。这种情况下，如果螺母与钢板的剥离强度低，则在使用中会断裂，因此需要确保剥离强度。另外，在利用螺栓固定时，为了保持汽车车身整体的刚性，在使用中始终为对固定部施加应力的状态，因此，担心从使用环境侵入的氢所引起的延迟断裂(氢脆)。
以往，作为提高螺母的凸焊后的剥离强度的手段，例如可以列举专利文献1和专利文献2。专利文献1中公开了通过控制焊接条件来改善剥离强度的技术。专利文献2中公开了通过确保高硬度区域的面积来改善剥离强度的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5708350号公报
专利文献2：日本特开2010-115678号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在上述任一现有技术中剥离强度都增加。但是，在专利文献1和专利文献2的技术中，存在钢板与螺母的焊接接头部处的耐延迟断裂特性降低的问题。
鉴于上述实际情况，本发明以对于高强度钢板与螺母的凸焊接头兼顾剥离强度的提高和耐延迟断裂特性的确保为课题，提供作为其解决手段的凸焊接头和凸焊方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述课题反复进行了深入研究，结果得到了以下见解。即，得出如下见解：在高强度钢板与螺母的凸焊接头中，下述几点在兼顾剥离强度的提高和耐延迟断裂特性的确保方面很重要。
(i)在测定了焊接接头部的硬度的分布的区域内，以焊接接合部(与熔核同义)的中心为基准，在螺母侧和钢板侧各自连续地具有500μm以上的超过母材部的硬度的硬化区域；
(ii)该硬化区域内的螺母侧的焊接热影响区的最高硬度比钢板侧的焊接热影响区的最高硬度高；以及
(iii)钢板侧的焊接热影响区的显示出最高硬度的区域由微细的马氏体组织构成。
进而发现，为了实现上述(i)～(iii)，重要的是在将钢板控制在特定的成分组成范围的同时将凸焊控制在特定的焊接条件范围。
本发明立足于上述见解，其主旨构成如下所述。
[1]一种凸焊接头，其是通过凸焊将螺母接合到拉伸强度为980MPa以上的钢板上的焊接接头，
在从上述钢板到焊接接合部和上述螺母的硬度分布中，从上述焊接接合部的中央起在上述钢板侧显示出超过钢板母材的硬度SH0的硬度SH1的硬化区域和在上述螺母侧显示出超过螺母母材的硬度NH0的硬度NH1的硬化区域各自连续存在500μm以上，
在两个上述硬化区域中，螺母侧的焊接热影响区的最高硬度NHmax比钢板侧的焊接热影响区的最高硬度SHmax高，
以上述钢板侧的焊接热影响区的显示出最高硬度SHmax的位置为中心、与接合界面平行地至500μm为止并且与接合界面垂直地至50μm为止的区域由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成，
上述钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.6％以下、Mn：1.0％以上且3.4％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且0.10％以下、N：0.01％以下，还含有选自Nb：0.005％以上且0.050％以下和Ti：0.005％以上且0.050％以下中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[2]如[1]所述的凸焊接头，其中，上述钢板侧的上述硬度SH1满足以下的式(1)的关系，并且，上述螺母侧的上述硬度NH1满足以下的式(2)的关系。
SH1≥1.1×SH0…(1)
NH1≥1.1×NH0…(2)
在此，式(1)中的SH0为钢板母材的硬度，式(2)中的NH0为螺母母材的硬度。
[3]如[1]或[2]所述的凸焊接头，其中，上述螺母侧的焊接热影响区的最高硬度NHmax与上述钢板侧的焊接热影响区的最高硬度SHmax满足以下的式(3)的关系。
NHmax≥1.02×SHmax…(3)
[4]如[1]～[3]中任一项所述的凸焊接头，其中，在上述钢板的上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自B：0.0050％以下、V：0.05％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Co：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.020％以下、以及Ca和/或REM：0.0050％以下中的一种以上。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的凸焊接头，其中，上述钢板具有锌系镀层。
[6]一种凸焊方法，其是将[1]～[5]中任一项所述的钢板和螺母通过用一对电极夹住、在进行加压的同时进行通电的电阻焊接来进行接合的凸焊方法，其中，
上述钢板的拉伸强度M(MPa)与上述电阻焊接的通电时间T(s)、平均焊接电流K(kA)和加压力F(N)满足以下的式(4)的关系。
0.20≤((T×K)/4)×(M/F)1/2≤0.75…(4)
发明效果
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的极高的拉伸强度的薄钢板(高强度钢板)与螺母通过凸焊接合而成的凸焊接头的凸焊后的剥离强度和耐延迟断裂特性这两者都优良的焊接接头。
例如，将M10螺母焊接到钢板上后即使在利用螺栓负载0.7×FS(FS：压入剥离强度)的载荷的状态下浸渍于盐酸中，螺母与钢板也不会剥离，能够稳定地得到螺母的凸焊后的耐延迟断裂特性优良的热压构件。在此，“M10螺母”是指与螺栓的螺纹部的公称直径(最大直径、螺纹脊部的外径)为10mm的螺栓螺合的螺母。需要说明的是，“M〇〇”是指由JISB0205：2001规定的公制螺纹的“螺纹的公称尺寸”，对螺纹部的最大直径〇〇mm附加M来表示。
在本发明中，“剥离强度优良”是指通过后述的实施例中记载的依据JIS B1196：2001的压入剥离试验测定的剥离强度FS为9.0kN以上。在本发明中，“耐延迟断裂优良”是指如后述的实施例中记载的那样即使在利用螺栓负载0.7×FS的载荷的状态下将凸焊后的焊接接头浸渍于盐酸中并经过100小时，螺母与钢板也不发生剥离。
附图说明
图1(a)～图1(c)是示出本发明的实施方式的一例(焊接接合部为块状的情况)的凸焊接头的截面和硬度分布的示意图。
图2(a)～图2(c)是本发明的实施方式，是示出与图1(a)～图1(c)不同的一例(焊接接合部为膜状的情况)的凸焊接头的截面和硬度分布的示意图。
图3是示出凸焊接头的硬度分布在本发明范围外的比较例A的示意图。
图4是示出凸焊接头的硬度分布在本发明范围外的比较例B的示意图。
图5是示出凸焊接头的硬度分布在本发明范围外的比较例C的示意图。
图6是示出本发明的实施例中的试样编号3(发明例)的硬度分布的实测数据的图。
图7是示出本发明的实施例中的试样编号4(发明例)的硬度分布的实测数据的图。
图8是示出本发明的实施例中的试样编号7(比较例)的硬度分布的实测数据的图。
图9是示出本发明的实施例中的试样编号10(比较例)的硬度分布的实测数据的图。
图10是示出本发明的实施例中的试样编号11(比较例)的硬度分布的实测数据的图。
图11是在示出本发明的实施例中的焊接条件E与剥离强度FS的关系的图中一并示出本发明范围的焊接条件E的值域(E＝0.20～0.75)的图。
图12是本发明的实施例中使用的焊接用螺母的示意图，图12(a)中示出该螺母的背面，图12(b)和图12(c)中示出该螺母的侧面，图12(d)中示出该螺母的凸起部的局部放大图。
具体实施方式
本发明是通过凸焊将螺母接合到拉伸强度为980MPa以上的钢板(高强度钢板)上的焊接接头。以下，参考附图对本发明的实施方式进行说明。
图1(a)～图1(c)是示出本发明的实施方式中焊接接合部4为块状的情况下的凸焊接头10的截面和硬度分布的例子以及正面观察到的状态的示意图。图2(a)～图2(c)是示出本发明的实施方式中焊接接合部4为膜状的情况下的凸焊接头10的截面和硬度分布的例子以及正面观察到的状态的示意图。
图1(a)和图2(a)是示出后述的图1(c)和图2(c)所示的螺母1与钢板2的接合状态的一部分的放大剖视图(图1(a)为图1(c)的A部放大图，图2(a)为图2(c)的B部放大图)和硬度分布图。图1(b)和图2(b)是示出后述的图1(c)和图2(c)的焊接前的状态的正视图。图1(c)和图2(c)是示出螺母1整体与钢板2的接合状态的剖视图。需要说明的是，在这些例子中，在焊接前的螺母1上设有3点凸起部3(焊接时按压于钢板的突起部)。
如这些例子所示，在本发明中，在从钢板2到焊接接合部4和螺母1的硬度分布中，从焊接接合部4的中央起在钢板2侧显示出超过钢板母材的硬度SH0的硬度SH1(即SH1＞SH0)的硬化区域和从焊接接合部4的中央起在螺母1侧显示出超过螺母母材的硬度NH0的硬度NH1(即NH1＞NH0)的硬化区域需要各自连续地存在500μm以上。
这是因为，在钢板2侧和螺母1侧中的至少任一侧的硬化区域的连续存在范围小于500μm的情况下，由于热输入不足，在钢板2与螺母1的界面处得不到充分的接合状态。其结果是剥离强度变得不充分。因此，上述硬化区域的连续存在范围设定为500μm以上。优选设定为600μm以上。上述硬化区域的连续存在范围的上限没有特别规定。从防止因过量的热输入导致的毛刺的产生、螺母的变形的观点出发，上述硬化区域的连续存在范围优选设定为2000μm以下，更优选设定为1500μm以下。
需要说明的是，在本发明中，通过后述的实施例中记载的方法测定的剥离强度FS为9.0kN以上时称为剥离强度优良。
在此，硬度是维氏硬度HV，优选在试验力＝0.9807～2.942N、测定间隔＝50～200μm的测定条件下进行测定。需要说明的是，在本发明中可以通过后述的实施例中记载的方法测定硬度。
另外，在本发明中，还需要使上述两个硬化区域中螺母1侧的最高硬度NHmax比钢板2侧的最高硬度SHmax高(即NHmax＞SHmax)。
这是因为，即使钢板2侧和螺母1侧的硬化区域的连续存在范围都为500μm以上，在NHmax≤SHmax的情况下，螺母侧的焊接热影响区的组织断裂，因此螺母侧的组织的硬度成为剥离强度的支配因素。其结果是，变为高强度钢板的特性以下的剥离强度，剥离强度不充分。因此，硬化区域中的螺母1侧和钢板侧2的最高硬度设定为满足NHmax＞SHmax的关系。优选设定为NHmax＞1.02×SHmax。需要说明的是，从防止螺母侧组织的韧性降低的观点出发，螺母1侧的最高硬度NHmax优选设定为2.0×SHmax≥NHmax。
在此，“最高硬度”是指焊接热影响区(HAZ)的最高硬度。HAZ(未图示)在与焊接接合部4(与熔核同义)相接的某个范围内连续地存在。HAZ的存在范围包含从上述硬化区域中除去上述焊接接合部4后的部分，在HAZ不具有软化区域(硬度小于母材硬度的区域)的情况下，与从上述硬化区域中除去上述焊接接合部4后的部分一致。另外，在本发明中，还需要以钢板2侧的显示出最高硬度SHmax的位置为中心与接合界面平行(即，与钢板2的表面平行)地至500μm为止且以钢板2侧的显示出最高硬度SHmax的位置作为中心与接合界面垂直(即，与钢板2的板厚方向平行)地至50μm为止的区域5(以下，有时简称为“显示出SHmax的区域”)由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成。
在图1(a)和图2(a)所示的例子中，“显示出SHmax的区域5”是指各图中的阴影的四边形的区域。即，“显示出SHmax的区域5”是指将由一边的长度为50μm和500μm构成的长方形以50μm的边与钢板2的板厚方向平行、且500μm的边与钢板2的表面平行、并且显示出SHmax的硬度测定点与上述长方形的对角线的交点重叠的方式配置时的、上述长方形所围成的区域。
即使钢板2侧和螺母1侧的硬化区域的连续存在范围都为500μm以上并且NHmax＞SHmax，在显示出SHmax的区域5由不是马氏体组织的组织(例如贝氏体组织)构成的情况下，与马氏体组织的情况相比，硬度降低。其结果是剥离强度变得不充分。
而且，即使钢板2侧和螺母1侧的硬化区域的连续存在范围都为500μm以上、并且NHmax＞SHmax、并且显示出SHmax的区域5由马氏体组织构成，在显示出SHmax的区域5的原奥氏体粒径超过20μm的情况下，氢脆敏感性变高。其结果是耐延迟断裂特性降低。需要说明的是，从耐延迟断裂特性的提高和螺母凸焊过程中的组织形成的实现性的观点出发，显示出SHmax的区域5的原奥氏体粒径优选设定为15μm以下，优选设定为1μm以上。
即，根据本发明，对于高强度钢板与螺母的凸焊接头，通过使钢板侧和螺母侧的硬化区域的连续存在范围都为500μm以上、并且NHmax＞SHmax，并且使显示出SHmax的区域5由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成，能够兼顾剥离强度的提高和耐延迟断裂特性的确保。
需要说明的是，如果减少焊接热输入，则如图2(a)～图2(c)所示那样螺母1与钢板2通过膜状的焊接接合部4接合。这种情况下，根据本发明，也能够兼顾剥离强度的提高和耐延迟断裂特性的确保。
在此，在本发明中，在上述构成的基础上，还可以具有以下说明的构成。
从进一步提高剥离强度的观点出发，优选在将钢板母材的硬度设为SH0时钢板2侧的硬度SH1满足以下的式(1)的关系、并且在将螺母母材的硬度设为NH0时螺母1侧的硬度NH1满足以下的式(2)的关系。这是因为，通过满足这样的关系，能够排除母材硬度测定时的偏差的影响而判别硬化区域。更优选式(1)的下限设定为SH1≥1.2×SH0，更优选式(2)的下限设定为NH1≥1.2×NH0。
SH1≥1.1×SH0…(1)
NH1≥1.1×NH0…(2)
需要说明的是，从确保在接合部形成的组织的韧性的观点出发，式(1)的上限优选设定为2.0×SH0≥SH1。出于同样的理由，式(2)的上限优选设定为2.0×NH0≥NH1。
另外，同样，从进一步提高剥离强度的观点出发，优选螺母1侧的最高硬度NHmax与钢板2侧的最高硬度SHmax满足以下的式(3)的关系。这是因为，通过满足这样的关系，在高强度钢板侧焊接热影响区破坏，因此，由于高强度钢板的高的强度特性，能够实现高的剥离强度。
NHmax≥1.02×SHmax…(3)
需要说明的是，从确保接合部的组织的韧性的观点出发，式(3)的上限优选设定为2.0×SHmax≥NHmax。
另一方面，图3、图4和图5是分别示出焊接接合部4为膜状或块状时的硬度分布在本发明范围外的比较例A、B和C的示意图。比较例A和比较例B中，螺母1侧的最高硬度NHmax比钢板2侧的最高硬度SHmax高。但是，比较例A(图3)中，螺母1侧的硬化区域的连续存在范围小于500μm，比较例B(图4)中，钢板2侧的硬化区域的连续存在范围小于500μm，因此剥离强度均不充分，均不能解决上述课题。另一方面，比较例C(图5)中，螺母1侧和钢板2侧的硬化区域的连续存在范围连续存在500μm以上。但是，由于螺母1侧的最高硬度NHmax在钢板2侧的最高硬度SHmax以下(NHmax≤SHmax)，因此，剥离强度不充分，不能解决上述课题。
需要说明的是，作为本发明中使用的钢板2的板厚，优选作为汽车用钢板的需求大的板厚范围。例如，作为板厚范围，可以列举0.4～3.2mm。
接着，对本发明中使用的钢板2的成分组成进行说明。
该成分组成不仅适合作为TS980MPa级以上的高强度冷轧钢板的成分组成，而且是为了兼顾凸焊接头的剥离强度的提高和耐延迟断裂特性的确保所必需的。下述中，成分组成的“％”表述是指质量％。
C：0.08％以上且0.20％以下
C是对钢板的高强度化有效的元素。C还是形成本发明中重要的Ti或Nb系析出物的元素，但含有少于0.08％时，难以确保钢板强度。因此，C含量设定为0.08％以上。C含量优选为0.10％以上。另一方面，如果超过0.20％而含有过量的C，则凸焊后的钢板侧的HAZ的硬度显著变大，耐延迟断裂特性降低。因此，C含量设定为0.20％以下。C含量优选为0.18％以下。
Si：0.2％以上且1.6％以下
Si具有通过缓和Mn偏析而缓和板厚方向的硬度分布的效果，因此使凸焊后的耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，需要含有0.2％以上的Si。Si含量优选为0.3％以上。但是，Si的过量含有导致化学转化处理性的降低，因此其含量设定为1.6％以下。Si含量优选为1.3％以下。
Mn：1.0％以上且3.4％以下
Mn通过固溶强化和生成第二相而有助于高强度化。另外，是使奥氏体稳定化、控制第二相的分率所必需的元素。为了得到该效果，Mn需要含有1.0％以上。另一方面，Mn含量过量时，在氢从凸焊后的焊接接合部与焊接热影响区的界面侵入钢板内的情况下，晶界的滑动约束增加，晶界处的裂纹容易发展。其结果是凸焊后的耐延迟断裂特性降低。因此，Mn含量设定为3.4％以下。Mn含量优选为3.2％以下。
P：0.05％以下
P过量含有时，向晶界的偏析变得显著，使晶界脆化，由此凸焊后的耐延迟断裂特性降低。因此，将其含量设定为0.05％以下。P含量优选为0.03％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，但极低P化导致炼钢成本的升高，因此优选为0.005％以上。
S：0.01％以下
S的含量多时，大量生成MnS等硫化物，氢侵入时从MnS产生裂纹，因此凸焊后的耐延迟断裂特性降低。因此，将S含量的上限设定为0.01％。S含量优选为0.003％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，但极低S化导致炼钢成本的升高，因此优选为0.0002％以上。
Al：0.01％以上且0.10％以下
Al是脱氧所必需的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，Al在凸焊后成为过量生成铁素体相的原因，因而难以确保剥离强度，因此其上限设定为0.10％。Al含量优选为0.05％以下。
N：0.01％以下
N形成粗大的氮化物而使凸焊后的耐延迟断裂特性劣化，因此需要抑制其含量。形成该粗大的氮化物的倾向在N超过0.01％时变得显著，因此将N的含量设定为0.01％以下。N含量优选为0.0075％以下。N含量优选为0.0001％以上。
在本发明中，在上述成分的基础上，还需要以下述含量含有Nb和/或Ti。
Nb：0.005％以上且0.050％以下
Nb形成微细的碳氮化物，使氢的捕获点和原奥氏体粒径微细化，由此使凸焊后的耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，将Nb的含量设定为0.005％以上。另一方面，如果大量含有Nb，则不仅母材的伸长率显著降低，而且在连续铸造后产生钢坯开裂，因此其含量设定为0.050％以下。Nb含量优选为0.045％以下，进一步优选为0.040％以下。
Ti：0.005％以上且0.050％以下
Ti也与Nb同样地形成碳氮化物，使氢的捕获点和原奥氏体粒径微细化，由此使凸焊后耐的延迟断裂特性提高。为了得到该效果，将Ti的含量设定为0.005％以上。Ti含量优选为0.008％以上。另一方面，如果大量含有Ti，则母材的伸长率显著降低，因此其含量设定为0.050％以下。Ti含量优选为0.045％以下。
在本发明中，在上述成分的基础上，还可以根据需要含有以下成分中的一种或两种以上。
B：0.0050％以下
B具有提高淬透性、在凸焊后抑制铁素体、珠光体的生成的效果，因此对剥离强度有帮助。为了发挥出该效果，优选含有0.0002％以上的B。另一方面，B含有超过0.0050％时，效果饱和，因此优选将其含量设定为0.0050％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。为了发挥出该效果，优选含有0.05％以上的Cr。另一方面，Cr含量超过0.50％时，过量生成马氏体而容易产生面缺陷，因此其含量优选为0.50％以下。Cr含量更优选为0.45％以下。
Mo：0.50％以下
Mo也与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。还是通过增加氢过电压而有助于提高凸焊后的耐延迟断裂特性的元素。另外，Mo是生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素。为了发挥出这些效果，优选含有0.05％以上的Mo。Mo含量更优选为0.10％以上。另外，Mo含有超过0.50％时，上述效果饱和，仅成本升高，因此其含量优选为0.50％以下。Mo含量更优选为0.32％以下。
Co：0.50％以下
Co也与Mo同样是通过增加氢过电压而有助于提高凸焊后的耐延迟断裂特性的元素。为了发挥出这些效果，优选含有0.05％以上的Co，更优选为0.10％以上。另一方面，Co含有超过0.50％时，效果饱和，仅成本升高，因此其含量优选为0.50％以下。Co含量更优选为0.32％以下。
V：0.05％以下
V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高。为了体现出该作用，优选将V含量设定为0.005％以上。另一方面，V即使大量含有，V含量超过0.05％的部分的强度升高效果也小，而且还导致合金成本的增加。因此，V含量优选设定为0.05％以下。
Cu：0.50％以下
Cu是增加氢过电压而有助于提高凸焊后的耐延迟断裂特性的元素。为了发挥出这些效果，Cu优选含有0.005％以上。另一方面，Cu含有超过0.50％时，效果饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷。因此，Cu含量优选设定为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样是增加氢过电压而有助于提高耐延迟断裂特性的元素。为了发挥出这些效果，优选含有0.005％以上的Ni。另外，Ni如果与Cu同时添加，则具有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加Cu时是有效的。另一方面，Ni含有超过0.50％时，效果饱和，因此优选将其含量设定为0.50％以下。
Sb：0.020％以下
Sb具有抑制在钢板表层部形成脱碳层的效果，因此，表面的水溶液环境下的电位分布变得均匀，凸焊后的耐延迟断裂特性提高。为了体现出这样的效果，优选将Sb含量设定为0.001％以上。另一方面，Sb含量超过0.020％时，轧制负载载荷增大，生产率降低。因此，Sb含量优选设定为0.020％以下。
Ca和/或REM：0.0050％以下
Ca和REM(稀土金属)是通过使硫化物的形状球状化而有助于提高凸焊后的耐延迟断裂特性的元素，可以根据需要添加。为了发挥出这些效果，在单独添加的情况下优选分别含有0.0005％以上，在复合添加的情况下优选合计含有0.0005％以上。另一方面，Ca和REM在含有超过0.0050％时效果饱和。因此，在单独添加的情况下优选分别设定为0.0050％以下，在复合添加的情况下优选合计设定为0.0050％以下。
上述组成以外的余量设定为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Sn、Zn等，作为它们的含量的允许范围，为Sn：0.01％以下、Zn：0.01％以下。
另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不会丧失其效果。它们的含量的允许范围分别为0.01％以下。
另外，对于本发明中使用的螺母1，优选碳当量为0.20以上的钢种的螺母，例如可以列举S25C(JIS G4051)、SNC815(JIS G4102)、SNCM630(JIS G4103)和SCM440(JISG4105)。碳当量通过下述式(5)(JIS G0203)计算。
碳当量％＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14…(5)
需要说明的是，只要在上述钢板的成分组成的范围内，则本发明中使用的钢板2也可以是在钢板表面具有Zn系镀层(锌系镀层)的钢板。作为在钢板表面具有Zn系镀层的钢板，例如可以列举热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板和电镀锌钢板。需要说明的是，Zn系镀层可以是只在钢板的单面具有该镀层的情况，也可以是在钢板的双面具有该镀层的情况。
接着，对本发明的凸焊方法进行说明。
本发明的凸焊方法是将本发明中使用的钢板2和螺母1通过用一对电极夹住、在进行加压的同时进行通电的电阻焊接来进行接合的凸焊方法。具体而言，重要的是将焊接条件设定为钢板的拉伸强度M(MPa)与电阻焊接的通电时间T(s)、平均焊接电流K(kA)和加压力F(N)满足以下的式(4)的关系。
0.20≤((T×K)/4)×(M/F)1/2≤0.75…(4)
例如，作为电阻焊接的通电时间T、平均焊接电流K和加压力F的优选范围，可以列举T＝0.10～0.50s、K＝5～20kA和F＝3000～6000N。
在此，在式(4)中，设定E＝((T×K)/4)×(M/F)1/2(单位：s·kA·mm-1)。该E也相当于焊接条件。E的值小于0.20时，在接合中超过钢板的A1点而形成奥氏体的区域的面积减小。其结果是，在钢板2侧和螺母1侧中的至少任一侧上述硬化区域的连续存在范围小于500μm，凸焊后的剥离强度降低。E的值更优选为0.25以上。
另外，E的值超过0.75时，由于热输入量的增加，冷却速度降低，由此，马氏体的形成被抑制。其结果是，在钢板2侧和螺母1侧中的至少任一侧上述硬化区域的连续存在范围小于500μm，凸焊后的剥离强度降低。除此以外，由于在高的温度范围内长时间保持，奥氏体粒径生长。由此，在钢板2侧的显示出最高硬度SHmax的区域5中原奥氏体粒径超过20μm，凸焊后的耐延迟断裂特性降低。E的值优选为0.70以下。
实施例
以下，列举实施例对本发明的实施方式更具体地进行说明。
但是，本发明当然不受下述实施例限制，也可以在符合本发明的主旨的范围内施加适当变更而实施。这些均包含在本发明的技术范围内。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，通过连续铸造制成钢坯后，进行热轧。将得到的热轧钢板在酸洗后通过冷轧制成冷轧板(板厚：1.4mm)，然后进行退火而制作冷轧钢板。另外，对于一部分冷轧钢板(表2的试样编号B的钢板)，制成热镀锌钢板。
从制造的钢板(冷轧钢板、热镀锌钢板)上以与轧制方向成直角的方向为拉伸方向的方式裁取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241：1998)测定拉伸强度。将拉伸强度的测定结果作为M示于表2中。任一钢板都为980MPa以上。
另外，关于凸焊后的剥离强度和耐延迟断裂特性的评价，如下进行。
首先，通过凸焊将钢板与螺母接合，制作具有凸焊部的试验片(焊接体)(参照图1(c)、图2(c))。具体而言，从得到的各钢板上裁取50mm×150mm形状的钢板用试验片，在该钢板用试验片的中央开设直径11mm的孔。另外，准备具有3点凸起部的M10焊接用螺母。图12(a)～图12(d)是该焊接用螺母的示意图，图12(a)中示出该螺母的背面，图12(b)中示出该螺母的侧面，图12(c)中示出从与图12(b)不同的角度观察到的该螺母的侧面，图12(d)中示出该螺母的凸起部的截面。以该钢板用试验片的孔的中心与该螺母的孔的中心一致的方式设置于交流焊接机，在表2所示的焊接条件下进行焊接。上述M10焊接用螺母的钢种设定为S25C(JIS G4051)。该螺母的母材的硬度NH0约为275HV。如图12(a)～图12(d)所示，凸起部3沿着圆形的座面外周等间隔地存在3点，沿着圆形的座面外周的形状的尺寸设定为长度7mm、宽度2.95mm、高度1.2mm。凸起部的高度设定为1.2mm，凸起部被实施45°的倾斜。
电阻焊接的条件设为以安装于焊枪的伺服电动机加压式使用单相交流(50Hz)的电阻焊接机进行焊接，制作具有凸焊部的试验片(焊接体)。需要说明的是，所使用的一对电极芯片为平板型30mmφ的电极。
在这样得到的焊接体的螺母孔中固定螺栓，制作螺栓固定的试验片。然后，使用该螺栓固定的试验片，通过依据JIS B1196：2001的压入剥离试验测定螺母从钢板剥离时的载荷，将该测定值作为剥离强度FS。将这样测定的剥离强度FS示于表3中。
在本发明中，在剥离强度FS为9.0kN以上的情况下，评价为剥离强度优良，在剥离强度FS小于9.0kN的情况下，评价为剥离强度差。
关于耐延迟断裂特性，通过与上述同样的方法制作螺栓固定的试验片来进行。将剥离强度设为FS，使该螺栓固定的试验片负载0.7×FS的载荷。然后，在室温下将该螺栓固定的试验片浸渍于盐酸(pH＝1.5)的溶液中，评价螺母与钢板有无剥离。在100小时以上也没有剥离的情况下，将耐延迟断裂特性评价为良好(赋予符号“○”)，在少于100小时就发生了剥离的情况下，将耐延迟断裂特性评价为差(赋予符号“×”)。将该耐延迟断裂特性的评价结果示于表3中。
硬度测定试验和原奥氏体粒径测定试验使用图1(a)中例示的接合面的截面为被测定面的试验片进行。
在硬度测定试验中，如图1(a)所示，测定从螺母侧的母材部(螺母母材)到钢板侧的母材部(钢板母材)的维氏硬度(HV)。此时，在试验力＝0.9807N、测定间隔＝0.1mm的测定条件下进行测定。
图6～图10中示出通过硬度测定试验得到的硬度分布的例子。将作为发明例的试样编号3和4的硬度分布的实测数据分别示于图6和图7中，将作为比较例的试样编号7、10和11的硬度分布的实测数据分别示于图8、图9和图10中。
如图6～图10所示，纵轴为维氏硬度(HV)，横轴为距焊接接合部的接合界面的位置(mm)。将接合界面设为0.0mm时，正数侧是钢板的区域，负数侧是螺母的区域。在螺母侧的硬化区域中，显示出硬度的最大值的部位为“螺母侧的最高硬度NHmax”，在钢板侧的硬化区域中，显示出硬度的最大值的部位为“钢板侧的最高硬度SHmax”。从焊接接合部的中央起在钢板侧且超过钢板母材的硬度SH0的硬度SH1连续存在的区域为“钢板侧的硬化区域”。从焊接接合部的中央起在螺母侧且超过螺母母材的硬度NH0的硬度NH1连续存在的区域为“螺母侧的硬化区域”。
对于其他试样编号，也同样地采集硬度分布的实测数据。然后，根据这些硬度分布的实测数据，导出螺母侧的最高硬度NHmax、钢板侧的最高硬度SHmax、螺母母材的硬度NH0和钢板母材的硬度SH0，进而还导出硬度比＝NHmax/SHmax、硬化区域(螺母侧)和硬化区域(钢板侧)。进而，导出钢板侧的硬度SH1满足上述式(1)的关系的区域和螺母侧的硬度NH1满足上述式(2)的关系的区域。将这些结果示于表3中。需要说明的是，螺母母材的硬度NH0和钢板母材的硬度SH0表示焊接前的硬度。
原奥氏体粒径的测定试验如下进行。在该试验中，对显示出SHmax的区域5由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成进行评价。
对被测定面进行研磨后，利用由苦味酸饱和水溶液构成的腐蚀液进行蚀刻而使原奥氏体晶界显现，以1500倍的倍率拍摄显示出SHmax的区域5(参照图1(a))。由得到的图像通过切割法在试验线与20个以上原奥氏体的晶粒交叉的条件下求出用试验线的总长度除以与试验线交叉的该晶粒的总数而算出的值，将该值作为原奥氏体粒径。将这样求出的原奥氏体粒径示于表3中。
需要说明的是，在钢板侧的硬化区域中，对于显示出小于SHmax且为(SHmax×0.8)以上的硬度的三处，也同样地测定了原奥氏体粒径，它们的测定值小于显示出SHmax的区域中的原奥氏体粒径的测定值。
如表3所示，可知：满足本发明范围的试样编号的例子(发明例)与不满足本发明范围的试样编号的例子(比较例)相比，剥离强度和耐延迟断裂特性这两者都优良。
需要说明的是，图11是在相对于表2的焊接条件E而对表3的剥离强度FS进行绘图而得到的示出E与FS的关系的图中一并示出本发明范围的焊接条件E的值域(E＝0.20～0.75)的图。根据图11可知，E在本发明范围外时，剥离强度FS显著降低。
另外，根据表3可知，在试样编号6的比较例中，原奥氏体粒径(详细而言，以显示出SHmax的位置为中心与钢板2的表面平行地至500μm为止且与钢板2的板厚方向平行地至50μm为止的区域中的原奥氏体粒径)超过20μm，因此耐延迟断裂特性差(符号：×)。
[表1]
Figure BDA0004000695280000201
[表2]
Figure BDA0004000695280000211
※E＝((T×K)/4)×(M/F)1/2
[表3]
Figure BDA0004000695280000212
※硬度比＝螺母侧的最高硬度，Hmax/钢板侧的最高硬度，Hmax
符号说明
1 螺母
2 钢板
3 凸起部
4 焊接接合部
5 显示出SHmax的区域
10 凸焊接头

Claims (6)

1.一种凸焊接头，其是通过凸焊将螺母接合到拉伸强度为980MPa以上的钢板上的焊接接头，
在从所述钢板到焊接接合部和所述螺母的硬度分布中，从所述焊接接合部的中央起在所述钢板侧显示出超过钢板母材的硬度SH0的硬度SH1的硬化区域和在所述螺母侧显示出超过螺母母材的硬度NH0的硬度NH1的硬化区域各自连续存在500μm以上，
在两个所述硬化区域中，螺母侧的焊接热影响区的最高硬度NHmax比钢板侧的焊接热影响区的最高硬度SHmax高，
以所述钢板侧的焊接热影响区的显示出最高硬度SHmax的位置为中心、与接合界面平行地至500μm为止并且与接合界面垂直地至50μm为止的区域由原奥氏体粒径为20μm以下的马氏体组织构成，
所述钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.08％以上且0.20％以下、Si：0.2％以上且1.6％以下、Mn：1.0％以上且3.4％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％以上且0.10％以下、N：0.01％以下，还含有选自Nb：0.005％以上且0.050％以下和Ti：0.005％以上且0.050％以下中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.如权利要求1所述的凸焊接头，其中，所述钢板侧的所述硬度SH1满足以下的式(1)的关系，并且，所述螺母侧的所述硬度NH1满足以下的式(2)的关系，
SH1≥1.1×SH0…(1)
NH1≥1.1×NH0…(2)
在此，式(1)中的SH0为钢板母材的硬度，式(2)中的NH0为螺母母材的硬度。
3.如权利要求1或2所述的凸焊接头，其中，所述螺母侧的焊接热影响区的最高硬度NHmax与所述钢板侧的焊接热影响区的最高硬度SHmax满足以下的式(3)的关系，
NHmax≥1.02×SHmax…(3)。
4.如权利要求1～3中任一项所述的凸焊接头，其中，在所述钢板的所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自B：0.0050％以下、V：0.05％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Co：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.020％以下、以及Ca和/或REM：0.0050％以下中的一种或两种以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的凸焊接头，其中，所述钢板具有锌系镀层。
6.一种凸焊方法，其是将权利要求1～5中任一项所述的钢板和螺母通过用一对电极夹住、在进行加压的同时进行通电的电阻焊接来进行接合的凸焊方法，其中，
所述钢板的拉伸强度M(MPa)与所述电阻焊接的通电时间T(s)、平均焊接电流K(kA)和加压力F(N)满足以下的式(4)的关系，
0.20≤((T×K)/4)×(M/F)1/2≤0.75…(4)。
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