CN117337221A - 汽车用构件及其电阻点焊方法 - Google Patents

汽车用构件及其电阻点焊方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117337221A
CN117337221A CN202280035294.4A CN202280035294A CN117337221A CN 117337221 A CN117337221 A CN 117337221A CN 202280035294 A CN202280035294 A CN 202280035294A CN 117337221 A CN117337221 A CN 117337221A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
nugget
steel sheet
resistance spot
current value
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202280035294.4A
Other languages
English (en)
Inventor
高岛克利
远藤玲子
杨灵玲
松田广志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN117337221A publication Critical patent/CN117337221A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/16—Resistance welding; Severing by resistance heating taking account of the properties of the material to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/24—Electric supply or control circuits therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/34—Preliminary treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/006—Vehicles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明的目的在于提供汽车用构件及其电阻点焊方法。本发明是具有对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件，高强度钢板具有特定的成分组成，电阻点焊部的熔核端部附近的微观组织是包含体积率1～30％的铁素体、体积率1～50％的马氏体、体积率20％以上的回火马氏体的复合组织，粒径小于0.09μm的Nb系析出物和粒径小于0.09μm的Ti系析出物的平均个数密度为每100μm2板截面10个以上。

Description

汽车用构件及其电阻点焊方法
技术领域
本发明涉及特别适合作为汽车等的结构部件的构件、具有对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件及其电阻点焊方法。
背景技术
近年来，由于环境问题日益严重，CO2排放限制变得严格，在汽车领域面向提高油耗效率的车体的轻型化已经成为课题。因此，正在推进通过对汽车部件应用高强度钢板而使汽车部件薄壁化，正在推进应用拉伸强度(TS)为1400MPa以上的钢板。
在汽车的组装中，从成本、制造效率的观点考虑，大多将压制成型的各压制成型部件组合并进行电阻点焊(点焊)来制造一个汽车部件。因此，随着钢板(焊接用钢板)的高强度化，要求提高焊接部的强度。
通常，焊接部的接头的拉伸强度随着焊接用钢板(母材)的拉伸强度的高强度化而成比例地增加。该增加的“接头的拉伸强度”是指在剪切方向上负载拉伸载荷而测定的接头的拉伸剪切强度(在以后的说明中称为“拉伸剪切强度”)。然而，焊接部的接头的十字拉伸强度在母材的拉伸强度超过1400MPa时降低，其结果，产生断裂形态为界面断裂的问题。
此外，随着母材的拉伸强度的高强度化，特别是在电阻点焊部，担心因从使用环境侵入的氢而延迟破坏。
针对上述现象，作为改善焊接部的强度的现有技术，例如可举出专利文献1和2。专利文献1中公开了通过对具有调整了C等的添加量的钢组成的高强度钢板彼此进行焊接并改变焊接条件来确保焊接部的强度的技术。专利文献2中公开了在熔核形成后通过进行一边通电一边反复增加和减小焊接部的加压力的工序来提高焊接部的耐延迟破坏特性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6194765号公报
专利文献2：日本专利第6558443号公报
发明内容
然而，在专利文献1记载的技术中，以碳当量在规定范围内的方式规定C、P、S等的添加量。因此，作为母材的高强度钢板的材质受到限制，难以确保汽车用钢板所要求的高延展性。另外，由于低P化、低S化，炼钢成本增大。
在专利文献2记载的技术中，为了改善焊接部的强度，降低焊接部周边的拉伸残余应力，结果接头的十字拉伸强度降低。
另外，如上所述，即使在使用拉伸强度为1400MPa以上的钢板(高强度钢板)作为焊接用钢板的情况下，也期望提高所得到的电阻点焊构件的电阻点焊部的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性。
本发明鉴于上述课题而完成，其目的在于提供对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性优异的汽车用构件及其电阻点焊方法。
本发明人等鉴于上述实际情况反复深入研究。其结果，得到使包含拉伸强度为1400MPa以上的钢板(高强度钢板)作为焊接用钢板的汽车用构件的电阻点焊部的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性提高的见解。
即，在从电阻点焊部的熔核端部到热影响部的区域，以特定的比率控制电阻点焊部的微观组织的体积分率，并且将微观组织的晶粒微细化，在该微观组织内生成微细碳化物。由此发现电阻点焊后的电阻点焊部兼具优异的十字拉伸强度和优异的耐延迟破坏特性。
具体而言，在电阻点焊中，为了确保母材的拉伸强度而母材的钢组成为高碳当量时，所形成的熔核的韧性降低，其结果是，在十字拉伸试验中，裂纹扩展到熔核内发生断裂而导致剥离。因此，十字拉伸强度显著降低。
因此，在本发明中，在电阻点焊中，通过主通电在钢板重叠面形成熔核后，对从熔核端部到热影响部的区域实施后热处理，改变焊接部的微观组织。由此发现在十字拉伸试验时裂纹不扩展到熔核内，而是在热影响部延展性破坏，由此十字拉伸强度变高。
进而，对于延迟破坏，通过使微细的Nb系碳化物和/或Ti系碳化物从上述熔核端部分散到热影响部的区域，从而使熔核端部的粒径微细化。另外发现通过微细的Nb系碳化物和/或Ti系碳化物成为氢陷阱位点，抑制氢脆化，并且也影响晶粒微细化带来的韧性提高，耐延迟破坏特性显著提高。
另外，上述微细碳化物(Nb系碳化物和Ti系碳化物)也影响热影响部的强度。由于上述微细碳化物的析出量少而热影响部的软化变大，则只能确保十字拉伸强度达到该热影响部的强度。即，在本发明中发现通过适当控制上述微细碳化物的析出量，也有助于十字拉伸强度的提高。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种汽车用构件，是具有对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件，
上述高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.21～0.40％、Si：1.0～1.9％、Mn：2.0～3.6％、P：0.05％以下、S：0.004％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下，进一步含有选自Nb：0.005～0.080％、Ti：0.005～0.080％中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
将从上述电阻点焊部的熔核端部在钢板重合面上沿熔核中心部的方向50μm的部位设为点A，将从上述熔核端部在钢板重合面上沿热影响部的方向200μm的部位设为点B时，上述熔核和上述热影响部中从该点A到该点B的区域内的微观组织如下：
是具有以体积率计铁素体为1～30％、马氏体为1～50％和回火马氏体为20％以上的复合组织，
粒径小于0.09μm的Nb系析出物和粒径小于0.09μm的Ti系析出物的平均个数密度为每100μm2板截面10个以上。
[2]根据[1]所述的汽车用构件，其中，上述高强度钢板除了上述成分组成以外，以质量％计还含有选自V：0.05％以下、Cr：1.0％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.020％以下、B：0.010％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的汽车用构件，其中，上述高强度钢板的拉伸强度为1400MPa以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的汽车用构件，其中，上述高强度钢板的组织中，以体积率计残余奥氏体为5～30％。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的汽车用构件，其中，上述高强度钢板在钢板的表面具有镀层。
[6]根据[5]所述的汽车用构件，其中，上述镀层为镀锌层或合金化镀锌层。
[7]一种汽车用构件的电阻点焊方法，是[1]～[6]中任一项所述的汽车用构件的电阻点焊方法，
用1对焊接电极夹持包含至少1张上述高强度钢板的重叠有多个钢板的板组，一边加压一边通电进行接合时，
作为上述通电，具有以电流值Iw(kA)对上述板组通电而形成熔核的主通电工序以及对熔核和热影响部进行后热处理的后热处理工序，
在上述后热处理工序中具有如下过程：
设置500ms以上的冷却时间来冷却熔核端部的冷却过程；
以式(1)所示的电流值It(kA)在式(2)所示的通电时间Tt(ms)的期间对熔核端部和热影响部进行通电的升温过程；以及
该升温过程后，对熔核端部和热影响部，以式(4)所示的衰减通电时间(Downslopeenergization time)Td(ms)使通电电流从电流值It(kA)连续地减少到Itm(kA)的过渡过程和/或以式(3)所示的电流值Ita(kA)在式(4)所示的通电时间Tta(ms)的期间进行通电的保持过程。
1.05×Iw≤It≤1.75×Iw···(1)
0＜Tt≤200···(2)
0.15×It≤Ita≤0.90×It···(3)
250≤Tt+Tta+Td···(4)
这里，各式中，Iw：主通电工序的电流值(kA)，
It：后热处理工序的升温过程的电流值(kA)，
Tt：后热处理工序的升温过程的通电时间(ms)，
Ita：后热处理工序的保持过程的电流值(kA)
Td：后热处理工序的过渡过程的衰减通电时间(ms)，
Tta：后热处理工序的保持过程的通电时间(ms)。
另外，在不具有后热处理工序的过渡过程的情况下，将式(4)的Td设为0ms，在不具有后热处理工序的保持过程的情况下，将式(4)的Tta设为0ms。
应予说明，本发明中的“优异的十字拉伸强度”是指通过后述实施例记载的方法进行的十字拉伸试验(JIS Z 3137)的十字拉伸强度为7.0kN以上的情况。
本发明中的“优异的耐延迟破坏特性”是指如下情况：如后述实施例所记载，将得到的焊接接头在常温(25℃)下静置于大气中经过24小时，在盐酸(pH＝2.5)的溶液中浸渍96hr，然后调查有无延迟破坏，浸渍后未发生延迟破坏。
根据本发明，具有对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件具有优异的十字拉伸强度和优异的耐延迟破坏特性。
附图说明
图1是示意性地表示本发明的一个实施方式涉及的汽车用构件中的电阻点焊部及其周边的截面图。
图2是表示本发明的电阻点焊方法的第1实施方式涉及的通电模式的一个例子的图。
图3是表示本发明的电阻点焊方法的第2实施方式涉及的通电模式的一个例子的图。
图4是表示本发明的电阻点焊方法的第3实施方式涉及的通电模式的一个例子的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。应予说明，本发明不限于该实施方式。
〔汽车用构件〕
首先，参照图1对本发明的汽车用构件进行说明。图1中作为一个例子示出了本发明的汽车用构件中的电阻点焊部6及其周边的板厚方向截面图。
本发明是具有对重叠的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件。重叠的钢板包含至少1张以上的后述高强度钢板。上述多个钢板的张数没有特别限定，可以为2张以上。应予说明，上述多个钢板的张数的上限没有特别规定，但优选为4张以下。
图1所示的例子是将2张钢板重叠并焊接而成的汽车用构件，配置于下侧的钢板1和/或配置于上侧的钢板2使用高强度钢板。应予说明，如后所述，有时高强度钢板具有镀层，但在图1中省略了镀层的图示。在钢板1、2的钢板重合面(重叠面)7形成具有以下说明的微观组织的电阻点焊部6。
[电阻点焊部的微观组织]
对本发明的汽车部件中的电阻点焊部的微观组织进行详细说明。
如图1所示，汽车部件的电阻点焊部6(以下称为“焊接部”)具有熔核3和热影响部(HAZ)4。
本发明人等对具有对包含至少1张后述高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的焊接部的汽车用构件中的焊接部6的从熔核3端部附近到热影响部4内的区域进行了仔细检查。结果发现通过(i)在从熔核3端部附近到热影响部4内的特定区域将微观组织的体积分率控制为特定的比率、以及(ii)在从熔核3端部附近到热影响部4内的特定区域使微细碳化物以特定的析出量生成，从而汽车用构件兼具优异的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性。
本发明中，如上述(i)所述在从熔核端部附近到热影响部内的特定区域规定焊接部的微观组织中包含的各组织的体积率。应予说明，这里所说的“体积率”是指整个测定范围的各组织相对于全部组织的比例。
具体而言，如图1所示，将熔核3的外缘与重叠面7的交点设为熔核端部E。将从熔核端部E在重叠面7上朝向熔核3的中心部离开50μm的部位设为点A，将从熔核端部E在重叠面7上朝向热影响部4离开200μm的部位设为点B。焊接部6中从点A到点B的区域内(图1所示的斜线的区域内)、即从点A到点B的区域内的熔核3的微观组织和热影响部4的微观组织的合计是具有体积率1～30％的铁素体、体积率1～50％的马氏体、体积率20％以上的回火马氏体的复合组织。
如图1所示，上述“从点A到点B的区域内”是由在点A垂直于重叠面7的直线和以点A为中心并通过点B的圆弧围成的区域。
铁素体：以体积率计1～30％
如果铁素体以体积率计形成超过30％，则熔核端部或热影响部软化，其结果，该熔核端部或该热影响部的强度不提高。因此，无法确保本发明的目标十字拉伸强度。因此，铁素体的体积率为30％以下。铁素体的体积率优选为25％以下，更优选为24％以下。另一方面，如果铁素体以体积率计小于1％，则在氢侵入时沿原奥氏体晶界生成裂纹，耐延迟破坏特性降低。因此，铁素体的体积率为1％以上。铁素体的体积率优选为3％以上，更优选为4％以上。
马氏体：以体积率计1～50％
为了确保良好的十字拉伸强度，需要确保以体积率计1％以上的马氏体。马氏体的体积率优选为5％以上，更优选为10％以上，进一步优选为20％以上。另一方面，如果马氏体的体积率超过50％，则对氢侵入的敏感性提高，耐延迟破坏特性降低。因此，马氏体的体积率为50％以下。马氏体的体积率优选为45％以下，更优选为40％以下。应予说明，这里所说的“马氏体”是指后述的后热处理工序中生成的奥氏体冷却至室温时生成的马氏体。
回火马氏体：以体积率计20％以上
为了确保良好的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性，需要具有以体积率计20％以上的回火马氏体。如果回火马氏体小于20％，则铁素体和马氏体的量相对增加，因此十字拉伸强度和耐延迟破坏特性中的任一者或两者降低。回火马氏体的体积率优选为25％以上，更优选为30％以上，进一步优选为40％以上。回火马氏体的上限没有特别规定。从十字拉伸强度的观点考虑，回火马氏体的体积率优选为85％以下，更优选为80％以下，进一步优选为75％以下，进一步更优选为70％以下。
焊接部的微观组织中，除了上述构成以外，如上述(ii)所述规定微细碳化物(Nb系析出物和Ti系析出物)的析出量也是重要的。
具体而言，如图1所示，焊接部6内的从点A到点B的区域(图1所示的斜线的区域内)的粒径小于0.09μm的Nb系析出物和粒径小于0.09μm的Ti系析出物的平均个数密度为每100μm2板截面10个以上。
当Nb系析出物和Ti系析出物的粒径分别为0.09μm以上时，作为氢陷阱位点的表面积降低，因此耐延迟破坏特性降低。通过使该粒径小于0.09μm的Nb系析出物和该粒径小于0.09μm的Ti系析出物以每100μm2板截面10个以上的平均个数密度存在，十字拉伸强度和耐延迟破坏特性提高。
如果上述微细碳化物的每100μm2板截面的平均个数密度小于10个，则无法充分确保软化部(后热处理工序后得到的熔核端部附近)的硬度。其结果，不仅十字拉伸强度降低，而且由于不存在氢陷阱位点，所以耐延迟破坏特性降低。上述微细碳化物的每100μm2板截面的平均个数密度优选为20个以上，进一步优选为30个以上，进一步更优选为35个以上。上述微细碳化物的每100μm2板截面的平均个数密度的上限没有特别规定。从十字拉伸强度的观点考虑，优选该平均个数密度为500个以下。该平均个数密度更优选为480个以下，进一步优选为350个以下，进一步更优选为150个以下。
应予说明，本发明中，上述焊接部6内的从点A到点B的区域的微观组织除了铁素体、马氏体和回火马氏体以外，有时还生成贝氏体、残余奥氏体、珠光体。即使在这种情况下，只要满足上述铁素体、马氏体和回火马氏体的体积率以及Nb系析出物和Ti系析出物的分布状态，就能够实现本发明的目的。但是，在生成贝氏体、残余奥氏体、珠光体中的1种或2种以上作为剩余组织的情况下，贝氏体的体积率优选为10％以下(包括0％)，残余奥氏体的体积率优选为10％以下(包括0％)，珠光体的体积率优选为3％以下(包括0％)。这些剩余组织的合计体积率优选为23％以下(包括0％)。
本发明中，上述各组织的测定、Nb系析出物和Ti系析出物的粒径和平均个数密度可以通过后述实施例记载的方法进行测定。
应予说明，虽然未图示，但例如在重叠3张以上的钢板的情况下，以包含所有钢板的方式形成上述焊接部6。本发明中，在将3张以上的钢板重叠而成的板组中，将在配置于最下侧的钢板与配置于最上侧的钢板之间配置的钢板称为“中间的钢板”。钢板重合面(重叠面)7存在2个以上。即使在这种情况下，也与图1所例示的焊接部6同样，将熔核3的外缘与任意一个重叠面7的交点设为熔核端部E。将从熔核端部E在该重叠面7上朝向熔核3的中心部离开50μm的部位设为点A，将从熔核端部E在重叠面7上朝向热影响部4离开200μm的部位设为点B。在焊接部6的从点A到点B的区域内形成上述微观组织。
[高强度钢板]
对本发明的汽车用构件中的高强度钢板的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，在以下的说明中，只要没有特别说明，成分组成的“％”表示是指“质量％”。
C：0.21～0.40％
C是对钢板的高强度化有效的元素。另外，C有助于形成作为本发明的焊接部的微观组织的马氏体和回火马氏体，进而也有助于形成对本发明重要的Ti系和Nb系的析出物。如果C含量小于0.21％，则电阻点焊后形成的Ti系和Nb系的析出物少，因此耐延迟破坏特性降低。因此，C含量为0.21％以上。C含量优选为0.23％以上。另一方面，如果C过量添加，则在电阻点焊后熔核附近的微观组织不能得到所期望的体积率。因此，C含量为0.40％以下。C含量优选为0.38％以下，更优选为0.36％以下。
Si：1.0～1.9％
Si具有通过缓和Mn偏析来缓和钢板的板厚方向的硬度分布的效果，因此提高弯曲性，从而提高压制成型性。为了得到该效果，需要含有1.0％以上的Si。Si含量优选为1.1％以上。然而，过量添加Si会使化学转化处理性和镀覆性降低。因此，Si含量为1.9％以下。Si含量优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。
Mn：2.0～3.6％
Mn是通过固溶强化以及生成马氏体和回火马氏体而有助于十字拉伸强度的高强度化的元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，是高强度钢板的钢板组织的分率控制所必需的元素。为了得到这些效果，需要含有2.0％以上的Mn。另一方面，在过量含有Mn的情况下，在电阻点焊后熔核附近的微观组织不能得到所期望的体积率。而且，在氢侵入到钢板内的情况下，晶界的滑移约束增加，晶界处的裂纹容易扩展，因此电阻点焊后的耐延迟破坏特性降低。因此，Mn含量为3.6％以下。Mn含量优选为3.3％以下，更优选为3.1％以下，进一步优选为2.9％以下。
P：0.05％以下
当过量添加P时，在晶界的偏析变得显著，使晶界脆化，由此接头强度降低。因此，P含量为0.05％以下。P含量优选为0.04％以下。P含量的下限没有特别规定，但极低P化会使炼钢成本上升。因此，P含量优选为0.005％以上。
S：0.004％以下
在S的含量较多的情况下，生成大量MnS等硫化物，在氢侵入时由MnS生成裂纹，因此电阻点焊后的耐延迟破坏特性降低。因此，使S含量的上限为0.004％。S含量优选为0.003％以下。S含量的下限没有特别规定，但极低S化会使炼钢成本上升。因此，S含量优选为0.0002％以上。
Al：0.01～0.10％
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具有在贝氏体相变时抑制渗碳体析出的效果，有助于母材的组织(钢板组织)中的残余奥氏体生成。但是，在电阻点焊后的熔核附近的微观组织生成过量的铁素体，因此Al的上限为0.10％。Al含量优选为0.08％以下，更优选为0.07％以下。
N：0.010％以下
N通过形成粗大的氮化物来降低电阻点焊后的十字拉伸强度，因此需要抑制N的含量。当N含量超过0.010％时，该倾向变得显著，因此使N含量为0.010％以下。N含量优选为0.0075％以下。N含量的下限没有特别规定，但由于极低N化会使炼钢成本上升，因此N含量优选为0.0001％以上。
Nb：0.005～0.080％、Ti：0.005～0.080％中的1种或2种
Nb：0.005～0.080％
Nb通过形成微细的碳氮化物来提高电阻点焊后的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性。为了得到该效果，需要含有0.005％以上的Nb。另一方面，如果大量添加Nb，则不仅伸长率显著降低，而且在连续铸造后产生板坯开裂。因此，Nb含量为0.080％以下。Nb含量优选为0.070％以下，更优选为0.055％以下。
Ti：0.005～0.080％
Ti通过形成微细的碳氮化物来提高电阻点焊后的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性。为了发挥该效果，使Ti含量的下限为0.005％以上。Ti含量优选为0.008％以上。另一方面，如果大量添加Ti，则伸长率显著降低，因此Ti含量为0.080％以下。Ti含量优选为0.065％以下，更优选为0.050％以下。
本发明中使用的高强度钢板含有上述各元素，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为上述不可避免的杂质，例如可举出Co、Sn、Zn等。这些含量的允许范围为Co：0.05％以下、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，也不会失去上述本发明的效果。
本发明中，上述成分组成是高强度镀覆钢板的基本的成分组成。本发明中，除了上述成分组成以外，还可以根据需要含有选自V、Cr、Mo、Cu、Ni、Sb、B、Ca、REM中的1种或2种以上。以下的V、Cr、Mo、Cu、Ni、Sb、B、Ca、REM的各成分可以根据需要含有，因此这些成分可以为0％。
V：0.05％以下
V通过形成微细的碳氮化物而能够有助于提高耐延迟破坏特性。由于具有这样的作用，因此在含有V的情况下，优选为0.005％以上。另一方面，即使大量添加V，V含量超过0.05％的部分的强度上升效果也小。而且，还导致合金成本的增加。因此，在含有V的情况下，V含量为0.05％以下。
Cr：1.0％以下
Cr是通过在电阻点焊部生成马氏体和回火马氏体而有助于十字拉伸强度的高强度化的元素。为了发挥该效果，在含有Cr的情况下，优选为0.05％以上。另一方面，如果Cr含有超过1.0％，则容易产生表面缺陷。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量为1.0％以下。Cr含量优选为0.8％以下。
Mo：0.50％以下
Mo与Cr同样是通过在电阻点焊部生成马氏体和回火马氏体而有助于十字拉伸强度的高强度化的元素。进而，Mo是通过增加氢过电压来提高耐延迟破坏特性的元素。为了发挥这些效果，在含有Mo的情况下，优选含有0.05％以上的Mo。Mo含量更优选为0.10％以上。另外，即使含有超过0.50％的Mo，上述效果也饱和，因此成本只会上升。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量为0.50％以下。Mo含量优选为0.42％以下。
Cu：0.50％以下
通过添加Cu来增加氢过电压，从而耐延迟破坏特性提高。为了发挥这些效果，在含有Cu的情况下，优选含有0.005％以上的Cu。另一方面，即使含有超过0.50％的Cu，上述效果也饱和，另外容易产生由Cu引起的表面缺陷。因此，在含有Cu的情况下，Cu含量为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni与Cu同样是增加氢过电压而提高耐延迟破坏特性的元素。为了发挥这些效果，在含有Ni的情况下，优选含有0.005％以上的Ni。另外，Ni与Cu同时添加时，具有抑制Cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加Cu时有效。另一方面，即使含有超过0.50％的Ni，上述效果也饱和，因此在含有Ni的情况下，使Ni含量为0.50％以下。
B：0.010％以下
B通过提高淬透性，在电阻点焊部生成马氏体和回火马氏体而有助于十字拉伸强度的高强度化。为了发挥该效果，在含有B的情况下，优选含有0.0002％以上的B。另一方面，即使含有超过0.010％的B，效果也饱和，因此在含有B的情况下，使B含量为0.010％以下。B含量优选为0.008％以下。
Sb：0.020％以下
Sb具有抑制在钢板表层产生的脱碳层的效果，因此钢板表面的水溶液环境下的电位分布变得均匀，耐延迟破坏特性提高。为了表现这样的效果，在含有Sb的情况下，Sb含量优选为0.001％以上。另一方面，当含有超过0.020％的Sb时，增大钢板制造时的轧制负载载荷，因此降低生产率。由此，在含有Sb的情况下，Sb含量为0.020％以下。
Ca：0.0050％以下、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耐延迟破坏特性的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，在含有Ca和REM的情况下，Ca和REM的含量优选分别为0.0005％以上。另一方面，Ca和REM即使含有超过0.0050％，效果也饱和。因此，在含有Ca和REM的情况下，Ca和REM的含量分别为0.0050％以下。
本发明中，上述高强度钢板的钢板组织(母材的钢板组织)没有特别限定。从将本发明应用于汽车的结构部件的观点考虑，优选为母材的钢板组织包含以体积率计5～30％的残余奥氏体的钢板。这是因为在应用拉伸强度为1400MPa以上的钢板(高强度钢板)作为母材(焊接用钢板)时，压制成型性成为问题。因此，母材的钢板组织优选以上述体积分率含有能够确保由于应力转变诱导而产生的高均匀伸长率的残余奥氏体。从应用于汽车的结构部件的观点考虑，作为高均匀伸长率，优选基于JIS Z 2241的规定测定的伸长率El为14％以上。
另外，在本发明中，上述高强度钢板可以根据需要在作为母材的钢板的表面具有镀层。镀层优选为镀锌层、合金化镀锌层。特别是作为面向汽车用途，可以实施热浸镀锌处理，制成在作为母材的钢板表面具有镀锌层的热浸镀锌钢板(GI)。另外，也可以在实施该热浸镀锌处理后，进一步实施合金化处理，制成在作为母材的钢板表面具有合金化镀锌层的合金化热浸镀锌钢板(GA)。
〔电阻点焊方法〕
接下来，对具有上述焊接部的本发明的汽车用构件的电阻点焊方法进行说明。
本发明的汽车用构件可以通过电阻点焊来制造，上述电阻点焊用1对焊接电极夹持包含至少1张上述高强度钢板的重叠有多个钢板的板组，一边加压一边通电进行接合。
例如，制成将2张钢板重叠而制成板组。接着，用配置于板组的下侧和上侧的一对焊接电极夹持该板组，一边加压一边以控制成为规定的焊接条件的方式进行通电。由此，可以通过在成为钢板1、2的重叠面7的板间形成上述焊接部6，将钢板彼此接合(参照图1)。应予说明，也可以使用具有镀层的钢板(GI或GA)和不具有镀层的钢板(高强度冷轧钢板)制成板组。
这里，对本发明的通电工序进行说明。在本发明中，作为通电工序，具有主通电工序和后热处理工序。
在主通电工序中，使用上述1对焊接电极夹持板组，一边加压一边以电流值Iw(kA)通电。在图1所示的例子中，通过主通电工序，使配置于下侧的钢板1与配置于上侧的钢板2的钢板重合面7(重叠面)熔融，形成熔核3。
本发明中，主通电工序的用于形成熔核的通电条件和加压条件没有特别限定。从面向汽车用途的观点考虑，通电条件和加压条件优选调整为以下范围。
例如，为了得到稳定的熔核直径，主通电工序的电流值Iw(kA)优选为3.0～8.5kA。这里，汽车用钢板的电阻点焊部中采用的熔核直径通常为3.0√t～6.0√t(t为板组中最薄的板厚)，在以后的说明中也有时称为“目标熔核直径”。如果电流值Iw过小，则不能稳定地得到目标熔核直径。另一方面，如果电流值Iw过大，则与目标熔核直径相比生成的熔核直径有可能变得过大，或者钢板的熔融程度变大，熔化的焊接部飞散而从板间溢出，结果与目标熔核直径相比生成的熔核直径有可能变小。因此，电流值Iw优选为3.0～8.5kA。电流值Iw更优选为4.5kA以上，更优选为8.0kA以下。
主通电工序的通电时间Tw(ms)优选为120～400ms。其理由与上述电流值Iw的理由同样是为了得到目标熔核直径的最佳时间。如果通电时间Tw小于120ms，则难以生成熔核。另一方面，如果通电时间Tw超过400ms，则熔核直径有可能变得过大，另外担心施工性的降低。通电时间Tw更优选为150ms以上，更优选为350ms以下。然而，如果得到应用本发明所需的熔核直径，则通电时间Tw可以比上述范围更短或更长。
主通电工序的加压条件优选使加压力(kN)为2.0～7.0kN。如果加压力变得过大，则通电直径扩大，因此容易变得难以确保目标熔核直径。另一方面，如果加压力过小，则通电直径变小，容易产生飞散。其结果，生成的熔核直径有可能比目标熔核直径小。因此，加压力优选为2.0～7.0kN。更优选为2.5kN以上。然而，只要是得到应用本发明所需的熔核直径的加压力，加压力就可以比上述范围低或高。应予说明，加压力有时受到装置能力限制。
本发明中，在上述主通电工序后进行对焊接部进行后热处理的后热处理工序。后热处理工序具有冷却过程、升温过程以及过渡过程和/或保持过程。
后热处理工序中，首先进行冷却过程。后热处理工序的冷却过程中，设置500ms以上的冷却时间Tc(ms)，冷却熔核。
如果冷却时间Tc小于500ms，则在包括从主通电工序中生成的熔核端部附近到热影响部的区域(具体而言为焊接部内的从上述点A到上述点B的区域。参照图1)奥氏体在不能促进马氏体相变的状态下，在后续的升温过程中被加热。其结果，焊接部的微观组织不能得到上述各组织的体积率。因此，冷却时间Tc为500ms以上。冷却时间Tc优选为600ms以上。应予说明，冷却时间Tc的上限没有特别规定。从生产率的观点考虑，冷却时间Tc优选为2000ms以下。
后热处理工序中，在上述冷却过程后进行升温过程以及过渡过程和/或保持过程。
在升温过程、过渡过程和/或保持过程中，进行如下升温过程：在以比主通电工序的电流值Iw高的电流值通电后，将从熔核端部到重叠面上沿熔核中心部的方向离开50μm的部位的区域(从熔核端部到上述点A的熔核内的区域)加热至Ac1点～Ac3点的温度范围，将从熔核端部到重叠面上沿热影响部的方向离开200μm的部位的区域(从熔核端部到上述点B的热影响部内的区域)升温至Ac1点以下的温度范围。然后，在保持该温度范围的通电条件下附加过渡过程和/或保持过程。由此，控制Nb系析出物和Ti系析出物的平均个数密度。
升温过程中，以式(1)所示的电流值It(kA)在式(2)所示的通电时间Tt(ms)的期间进行焊接部的通电。
1.05×Iw≤It≤1.75×Iw···(1)
0＜Tt≤200···(2)
这里，各式中，Iw：主通电工序的电流值(kA)，
It：后热处理工序的升温过程的电流值(kA)，
Tt：后热处理工序的升温过程的通电时间(ms)。
如果升温过程的电流值It小于“1.05×Iw”，则加热不充分，因此在熔核端部周边的区域(具体而言，焊接部内的从上述点A到上述点B的区域)不能得到上述微观组织的铁素体和马氏体的体积率。其结果，十字拉伸强度降低。电流值It优选为“1.10×Iw”以上，更优选为“1.20×Iw”以上。另一方面，如果升温过程的电流值It超过“1.75×Iw”，则该熔核端部周边的区域成为过升温状态，因此不能得到上述微观组织的铁素体和回火马氏体的体积率。其结果，耐延迟破坏特性降低。电流值It优选为“1.70×Iw”以下。
如果升温过程的通电时间Tt超过200ms，则成为过升温状态，因此在该熔核端部周边的区域不能得到上述微观组织的铁素体和回火马氏体的体积率。其结果，耐延迟破坏特性降低。因此，通电时间Tt为200ms以下。应予说明，为了使焊接部的微观组织具有上述各组织的体积率，升温过程的通电时间Tt需要超过0ms。通电时间Tt优选为20ms以上。
升温过程之后，对焊接部进行以式(4)所示的衰减通电时间Td(ms)使通电电流从电流值It(kA)连续地减少到Itm(kA)的过渡过程和/或以式(3)所示的电流值Ita(kA)在式(4)所示的通电时间Tta(ms)的期间通电的保持过程。
0.15×It≤Ita≤0.90×It···(3)
250≤Tt+Tta+Td···(4)
这里，各式中，It：后热处理工序的升温过程的电流值(kA)，
Tt：后热处理工序的升温过程的通电时间(ms)，
Ita：后热处理工序的保持过程的电流值(kA)，
Td：后热处理工序的过渡过程的衰减通电时间(ms)，
Tta：后热处理工序的保持过程的通电时间(ms)。
另外，在不具有后热处理工序的过渡过程的情况下，将式(4)的Td设为0ms，在不具有后热处理工序的保持过程的情况下，将式(4)的Tta设为0ms。
这里，分别对依次进行“升温过程和过渡过程”的情况(参照图2)、依次进行“升温过程、过渡过程和保持过程”的情况(参照图3)、依次进行“升温过程和保持过程”的情况(参照图4)进行说明。
首先，对升温过程后仅进行过渡过程的情况进行说明。
如图2所示，在上述升温过程之后，进行对焊接部如下过渡过程：在式(4)所示的衰减通电时间Td(ms)的期间使通电电流从升温过程的电流值It(kA)连续地电流变化(减少)到过渡过程的通电结束时的电流值Itm(kA)。应予说明，升温过程的限定理由已经说明，因此省略。
如上所述，过渡过程的目的在于将从熔核端部到重叠面上沿热影响部的方向离开200μm的部位的区域(从熔核端部到上述点B的热影响部内的区域)控制在Ac1点以下的温度。
只要过渡过程的过渡时间(衰减通电时间Td)满足式(4)，即使在短时间内也能够得到上述效果。因此，在具有过渡过程的情况下，设为满足式(4)的过渡时间(衰减通电时间Td)。应予说明，如果焊接时间长，则导致执行效率的降低，因此过渡时间优选超过0ms且800ms以下。如图2所示，在不具有保持过程的情况下，式(4)的通电时间Tta为0ms。
另外，在过渡过程的通电开始时的电流值超过升温过程的电流值It(kA)的情况下，Nb系析出物和Ti系析出物粗大化，耐延迟破坏特性降低。另一方面，如果过渡过程的通电结束时的电流值过低，则回火不充分，从熔核端部到热影响部的区域的微观组织的体积分率不能得到特定的比率，因此十字拉伸强度(CTS)降低。因此，过渡过程的通电开始时的电流值设为It(kA)。
过渡过程的通电结束时的电流值Itm优选为2.0kA以上。
接下来，对在升温过程后具有过渡过程和保持过程这两者的情况(即在升温过程和保持过程之间具有过渡过程的情况)进行说明。
如图3所示，进行上述升温过程，接着进行过渡过程，然后进行对焊接部进行以式(3)所示的电流值Ita(kA)，在式(4)所示的通电时间Tta(ms)的期间通电的保持过程。保持过程中，使通电电流的电流值Ita恒定进行通电(恒定通电)。应予说明，电流值Ita(kA)优选为过渡过程的通电结束时的电流值Itm以下。升温过程和过渡过程的限定理由已经说明，因此省略。
如果保持过程的电流值Ita小于“0.15×It”，则即使能够满足升温过程的通电条件(式(1)和式(2)所示的条件)，从熔核端部到热影响部的区域也成为低温。因此，马氏体的体积率增加，回火马氏体的体积率降低。其结果，焊接部不能得到上述微观组织，耐延迟破坏特性降低。保持过程的电流值Ita优选为“0.20×It”以上。另一方面，如果保持过程的电流值Ita超过“0.90×It”，则成为过升温状态，因此焊接部不能得到上述微观组织的铁素体和回火马氏体的体积率。而且，由于Nb系析出物和Ti系析出物的粗大化进行，因此耐延迟破坏特性降低。
保持过程的通电时间Tta控制为后热处理工序的通电时间的合计满足式(4)的关系式。
如果升温过程的通电时间Tt(ms)、过渡过程的衰减通电时间Td(ms)和保持过程的通电时间Tta(ms)的合计小于250ms，则无法在升温过程中升温的温度范围内充分保持熔核端部周边，因此焊接部不能得到上述微观组织的铁素体、马氏体和回火马氏体的体积率。应予说明，后热处理工序的通电时间的合计的上限没有特别规定，但从操作性的观点考虑，该通电时间的合计优选为3000ms以下，更优选为2500ms以下。
最后，对在升温过程后仅具有保持过程的情况进行说明。
如图4所示，进行上述升温过程，接着，对焊接部进行上述保持过程。应予说明，升温过程和保持过程的限定理由已经说明，因此省略。
这里，在不具有过渡过程的情况下，式(4)的衰减通电时间Td为0ms。
如上所述，根据本发明，通过对包含至少1张以上具有极高拉伸强度的钢板的板组进行电阻点焊，能够稳定地得到包含具有优异的接头性能的电阻点焊部的汽车用构件。
例如，即使在使用拉伸强度为1400MPa以上、伸长率为14％以上的钢板作为兼具极高拉伸强度和伸长率的钢板(高强度钢板)的情况下，也能够提供在电阻点焊后的接头中具有4.5√t的熔核直径、并且十字拉伸强度为7.0kN以上、并且即使对恒定载荷试验负载的电阻点焊部进行阴极电解充电也不产生开裂的汽车用构件。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。应予说明，本发明不受下述实施例的限制。也可以在能够符合本发明主旨的范围内进行变更来实施，它们都包含在本发明的技术范围中。
将表1所示的成分组成的钢熔炼，通过连续铸造来制成板坯。表1所示的“－”表示不有意地添加元素，不仅包括不含有元素的(0％)情况，还包括不可避免地含有元素的情况。
将上述板坯加热后，在精轧结束温度900℃下实施热轧而制成热轧钢板(板厚：3.2mm)，将热轧钢板冷却至冷却停止温度500℃，在卷绕温度500℃下卷绕成钢卷。将得到的热轧钢板酸洗后，实施冷轧而制成冷轧钢板(板厚：1.4mm)。
然后，对得到的冷轧钢板在850℃下进行10分钟热处理，冷却至室温进行退火，制造高强度钢板。制造的高强度钢板中一部分钢板制成具有镀层的钢板(GI或GA)，其余钢板制成不具有镀层的钢板(高强度冷轧钢板：CR)。
从制造的高强度钢板(CR、GI、GA)切出50mm×150mm的试验片，将试验片按照表2和表4所示的组合进行重叠而制成板组。然后，在表2和表4所示的焊接条件下实施电阻点焊，得到电阻点焊构件。
应予说明，焊接装置使用安装于焊枪的伺服马达加压式单相交流(50Hz)的电阻焊接机。使用的1对电极芯片为具有前端的曲率半径R40mm、前端直径6mm的铬铜的DR型电极。
从得到的高强度钢板沿轧制方向采取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定拉伸强度。
另外，母材的钢板组织的评价通过以下方法进行。
将得到的高强度钢板研磨至板厚方向的1/4面(板厚的1/4位置的面)，通过该板厚1/4面的衍射X射线强度求出残余奥氏体的体积分率。以Mo的Kα射线为线源，在加速电压50keV下，通过X射线衍射法(装置：Rigaku公司制RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度。使用这些测定值，根据“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社、p.26和p.62－64记载的计算式求出残余奥氏体的体积分率。将各组织的体积率分别示于表2和表4。
使用得到的电阻点焊构件，通过以下所示的方法评价焊接部的微观组织以及焊接接头的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性。
＜焊接部的微观组织的评价方法＞
如图1所示，将从焊接部的熔核端部在重叠面7上朝向熔核3的中心部50μm的部位设为点A。将从熔核端部在重叠面7上朝向热影响部200μm的部位设为点B。从该点A到该点B的区域内的熔核端部和热影响部的微观组织的铁素体、马氏体和回火马氏体的体积率如下测定。从得到的电阻点焊构件切出该区域，对其板厚截面(板厚方向截面)进行研磨，然后用3％硝酸乙醇进行腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜)以3000倍的倍率进行观察。通过点计数法(依据ASTM E562－83(1988))测定上述组织的面积率，将该面积率作为体积率。对于剩余组织，通过SEM、TEM(透射式电子显微镜)、FE－SEM(场发射式扫描电子显微镜)观察包含焊接部的钢板组织，确定除铁素体、马氏体、回火马氏体以外的钢组织的种类。将剩余组织的体积率的合计值示于表3和表5。
上述从点A到点B的区域内的微细的Nb系碳化物和Ti系碳化物如下测定。
对于Nb系析出物和Ti系析出物的粒径，从得到的电阻点焊构件切出该区域，对其板厚截面进行研磨，然后用3％硝酸乙醇进行腐蚀，使用TEM(透射式电子显微镜)以10000倍的倍率进行观察。使用Image－Pro将下限设为0.005μm，算出其当量圆直径，由此求出上述析出物的粒径。对于粒径小于0.09μm的Nb系析出物的平均个数密度(个/100μm2)，使用TEM(透射式电子显微镜)以10000倍的倍率进行观察，求出10处的个数密度，取其平均。粒径小于0.09μm的Ti系析出物也同样地求出。
＜电阻点焊接头的十字拉伸强度的评价＞
电阻点焊后的十字拉伸强度(CTS)基于十字拉伸试验方法(JIS Z3137)进行。从得到的各高强度钢板切出十字拉伸试验片(短边方向的长度：50mm，长边方向的长度：150mm)，使用在表2和表4所示的板组和焊接条件下实施了电阻点焊的试验片。表3和表5中，十字拉伸强度(CTS)为7.0kN以上时，电阻点焊后的十字拉伸强度评为良好(表3和表5中用符号“○”表示)，十字拉伸强度小于7.0kN时，电阻点焊后的十字拉伸强度评为差(表3和表5中用符号“×”表示)。这里，良好时，评价为具有“优异的十字拉伸强度”。
＜电阻点焊接头的耐延迟破坏特性的评价＞
耐延迟破坏特性通过以下方法进行评价。
首先，在将2张钢板重叠而成的板组的情况下，在上述2张钢板(长边方向的长度：150mm，短边方向的长度：50mm)之间，将厚度1.4mm且50mm见方的隔离物夹在板组的两侧进行临时焊接。接着，将重叠了2张钢板的板组的中心在表2所记载的焊接条件下焊接，制作焊接接头。
在重叠了3张钢板的板组的情况下，在上述钢板的相互重叠的各钢板之间，将上述隔离物分别夹在板组的两侧，进行临时焊接。接着，将重叠了3张钢板的板组的中心在表4所记载的焊接条件下焊接，制作焊接接头。上述“钢板的相互重叠的各钢板之间”具体是指上侧的钢板与中间的钢板之间以及中间的钢板与下侧的钢板之间。
将得到的焊接接头在常温(25℃)下静置于大气中经过24小时，在盐酸(pH＝2.5)的溶液中浸渍96hr，然后调查有无延迟破坏。表3和表5中，对于浸渍后未发生延迟破坏的情况记载为符号“○”，对于发生破坏的情况记载为符号“×”。这里，在符号“〇”的情况下，评价为具有“优异的耐延迟破坏特性”。
将母材的拉伸强度和钢板组织、焊接部的微观组织、焊接接头的十字拉伸强度和耐延迟破坏特性的测定结果示于表2～表5。
/>
[表3]
/>
/>
符号说明
1、2钢板
3熔核
4热影响部
6电阻点焊部
7钢板重合面

Claims (7)

1.一种汽车用构件，是具有对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的汽车用构件，
所述高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.21～0.40％、Si：1.0～1.9％、Mn：2.0～3.6％、P：0.05％以下、S：0.004％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下，进一步含有选自Nb：0.005～0.080％、Ti：0.005～0.080％中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
将从所述电阻点焊部的熔核端部在钢板重合面上沿熔核中心部的方向50μm的部位设为点A，将从所述熔核端部在钢板重合面上沿热影响部的方向200μm的部位设为点B时，所述熔核和所述热影响部中从该点A到该点B的区域内的微观组织如下：
是具有以体积率计铁素体为1～30％、马氏体为1～50％和回火马氏体20％以上的复合组织，粒径小于0.09μm的Nb系析出物和粒径小于0.09μm的Ti系析出物的平均个数密度为每100μm2板截面10个以上。
2.根据权利要求1所述的汽车用构件，其中，所述高强度钢板除了所述成分组成以外，以质量％计还含有选自V：0.05％以下、Cr：1.0％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Sb：0.020％以下、B：0.010％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的汽车用构件，其中，所述高强度钢板的拉伸强度为1400MPa以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的汽车用构件，其中，所述高强度钢板的组织中，以体积率计残余奥氏体为5～30％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的汽车用构件，其中，所述高强度钢板在钢板的表面具有镀层。
6.根据权利要求5所述的汽车用构件，其中，所述镀层为镀锌层或合金化镀锌层。
7.一种汽车用构件的电阻点焊方法，是权利要求1～6中任一项所述的汽车用构件的电阻点焊方法，
用1对焊接电极夹持包含至少1张所述高强度钢板的重叠有多个钢板的板组，一边加压一边通电进行接合时，
作为所述通电，具有以电流值Iw对所述板组通电而形成熔核的主通电工序以及对熔核和热影响部进行后热处理的后热处理工序，
在所述后热处理工序中具有如下过程：
设置500ms以上的冷却时间来冷却熔核端部的冷却过程；
以式(1)所示的电流值It在式(2)所示的通电时间Tt的期间对熔核端部和热影响部进行通电的升温过程；以及
该升温过程后，对熔核端部和热影响部，以式(4)所示的衰减通电时间Td使通电电流从电流值It连续地减少到Itm的过渡过程和/或以式(3)所示的电流值Ita在式(4)所示的通电时间Tta的期间进行通电的保持过程；
其中，Iw、It、Itm、Ita的单位为kA，Tt、Td、Tta的单位为ms；
1.05×Iw≤It≤1.75×Iw···(1)
0＜Tt≤200···(2)
0.15×It≤Ita≤0.90×It···(3)
250≤Tt+Tta+Td···(4)
这里，各式中，Iw：主通电工序的电流值，单位为kA，
It：后热处理工序的升温过程的电流值，单位为kA，
Tt：后热处理工序的升温过程的通电时间，单位为ms，
Ita：后热处理工序的保持过程的电流值，单位为kA，
Td：后热处理工序的过渡过程的衰减通电时间，单位为ms，
Tta：后热处理工序的保持过程的通电时间，单位为ms，
另外，在不具有后热处理工序的过渡过程的情况下，将式(4)的Td设为0ms，在不具有后热处理工序的保持过程的情况下，将式(4)的Tta设为0ms。
CN202280035294.4A 2021-05-26 2022-03-14 汽车用构件及其电阻点焊方法 Pending CN117337221A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021-088099 2021-05-26
JP2021088099 2021-05-26
PCT/JP2022/011157 WO2022249650A1 (ja) 2021-05-26 2022-03-14 自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117337221A true CN117337221A (zh) 2024-01-02

Family

ID=84228565

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202280035294.4A Pending CN117337221A (zh) 2021-05-26 2022-03-14 汽车用构件及其电阻点焊方法

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP4316718A1 (zh)
JP (1) JP7276614B2 (zh)
KR (1) KR20230169330A (zh)
CN (1) CN117337221A (zh)
WO (1) WO2022249650A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7468825B1 (ja) 2022-12-15 2024-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接継手の製造方法
JP7480929B1 (ja) 2022-12-15 2024-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60147511A (ja) 1984-01-13 1985-08-03 Toyota Motor Corp 内燃機関動弁系のエンドピボツト式ロツカ−ア−ムのスプリング
EP2474381B8 (en) * 2009-08-31 2019-07-24 Nippon Steel Corporation Spot-welded joint and spot welding method
JP6036438B2 (ja) * 2013-03-21 2016-11-30 新日鐵住金株式会社 高強度抵抗溶接継手およびその製造方法
JP6194765B2 (ja) 2013-11-08 2017-09-13 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板のスポット溶接方法
MX2018004901A (es) * 2015-10-21 2018-06-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo de soldadura por puntos de resistencia.
JP6879345B2 (ja) * 2018-09-07 2021-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2022249650A1 (zh) 2022-12-01
EP4316718A1 (en) 2024-02-07
KR20230169330A (ko) 2023-12-15
JP7276614B2 (ja) 2023-05-18
WO2022249650A1 (ja) 2022-12-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109154045B (zh) 镀覆钢板及其制造方法
WO2019003449A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
JP6874919B1 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP6540908B2 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
WO2020225936A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
WO2022149502A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
WO2017169939A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6841382B2 (ja) 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
WO2019003448A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板
EP2527484A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and spot weldability and process for producing same
JP6950826B2 (ja) 高強度鋼板、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および高強度鋼板の製造方法
CN117337221A (zh) 汽车用构件及其电阻点焊方法
WO2021200578A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7327676B2 (ja) 抵抗スポット溶接部材およびその抵抗スポット溶接方法
JP7111281B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7347716B1 (ja) 抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法
JP7473009B2 (ja) 抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法
WO2023063097A1 (ja) 抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法
WO2022249919A1 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2022182938A (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination