JP2005154807A - プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】 高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この高強度薄鋼板を用いた溶接継手を提供する
【解決手段】 高強度薄鋼板は、質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、下記(I)式と(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の強度を有する。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
【選択図】 なし
【解決手段】 高強度薄鋼板は、質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、下記(I)式と(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の強度を有する。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
【選択図】 なし
Description
本発明は、自動車のプレス構造部品に適したプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形性に優れた溶接継手に関する。
自動車においては、軽量化のために高強度薄鋼板(所謂、ハイテン)の使用比率が拡大している。しかし、単なる高強度薄鋼板使用による板厚の低減は車体剛性を著しく低下させてしまう。このため、衝突安全性を考慮して、乗員用キャビンより前の部分は衝突時に変形することで衝突エネルギーを吸収し、乗員用キャビンの形は変えないようにするという構造が採られつつある。
そこでは、乗員用キャビンには板厚の厚い鋼板を、乗員用キャビン前の衝突時に変形する部位には板厚の薄い高強度薄鋼板が使用される。このとき、例えば、乗員用キャビンには440MPa級(Cを0.1%含有する)鋼板が用いられ、乗員用キャビン前には590MPa級〜780MPa級鋼板が使用されることから、これら2種類の鋼板をレーザ溶接で接合した鋼板、所謂、TWB(Tailor Welded Blank)が使用されている。この溶接部を含むTWBをプレス成形し、所望の部品形状に加工する。
ところが、従来の鋼板では、溶接金属のC量が極めて高く、高強度薄鋼板側の熱影響部(HAZ)が硬化しやすいため、溶接部を含む鋼板(以下「溶接継手」と称す)をプレス成形すると、溶接金属またはHAZで破断してしまい、十分なプレス成形性が得られないという問題があった。
高強度かつ高加工性の鋼板を得るための技術が特許文献1〜4に提案されている。
特許文献1には、Si添加で炭化物生成を抑制し、Cr添加量制限により低温変態相生成を抑制して組織をベイニティックフェライトとし、さらにNiやMoを固溶強化元素として添加したTi添加高伸びフランジ加工性高強度鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根幹をなすラス間に炭化物析出を伴わないラス状組織であるベイニティックフェライト組織は、転位密度を高めて強度を補償しているため、溶接部のHAZ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良いものとは言えない。
特許文献2には、Cと結合するTiNbをCに対して原子比で0.5以上添加し、固溶Ti、固溶Nbで熱間圧延後のフェライト核生成を抑制することによって、組織をアシキュラーフェライトとし、さらにCr、Moの固溶強化で強度を調整した高伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしながら、アシキュラーフェライトは多くの転位を含んでおり、溶接の熱影響で組織が破壊され、著しく軟化するために、溶接継手のプレス成形性は良いものではない。また、プレス加工性に重要なELも15%と低く、プレス成形そのものが困難である。
特許文献3には、高加工性と高強度化をTi、Nb、Moの結晶粒微細化効果で実現する方法が開示されている。しかしながら、この技術では、平均のフェライト粒径を2μm以下とするために、伸びの劣化と溶接時のフェライト粒の粗大化は避けられない。このため、溶接部のHAZ軟化が著しく、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。
特許文献4では、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変態相の面積比が15%以下のポリゴナルフェライト中にTiCが分散した組織を有し、Moを固溶強化元素として固溶させた伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、このTiCは溶接時の熱影響で粗大化しやすく、また、TiCは10nm未満の微細粒とならないため、高強度化が難しい。さらに、TiCとならないCがセメンタイトとなって大量にフェライト粒界に析出するため、溶接継手のプレス成形性は良好とは言えない。
このように、従来の技術では、溶接継手のプレス成形性に優れた鋼板は製造することができない。
特開平6−172924号公報
特開平7−11382号公報
特開平11−152544号公報
特開平6−200351号公報
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、高強度でありながらプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板と、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いてなるプレス成形に優れた溶接継手を提供することを目的とする。
本発明者らは、溶接金属の硬化を防止し、同時にHAZの軟化を防止することができる鋼板について鋭意研究を行った。プレス成形する溶接継手は溶接部の幅を狭くするためにレーザ溶接、マッシュシーム溶接等のエネルギー密度の高い低入熱溶接が行われるが、このような低入熱溶接では溶接部の冷却が極めて速いため、溶接金属の硬さは焼入性に支配される。すなわち、焼入性が低いほど溶接金属は軟質であり、プレス成形時に変形しやすい。しかし、溶接金属の焼入性を低くするために低合金成分設計を行うと、十分な強度が得られない。さらには著しいHAZ軟化が起こり、プレス成形時にHAZ破壊する。そこで、本発明者らは、低合金成分で十分な強度が得られ、かつ、レーザ溶接熱サイクルでHAZ軟化しない高強度薄鋼板とするために、レーザ溶接熱サイクルで粗大化しにくい析出物について研究した結果、TiとMoを含む炭化物でフェライト単相組織を析出強化することにより、プレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
なお、本発明における溶接継手とは、プレス成形前に溶接接合された鋼板であり、所謂、TWBと称するものに相当する。溶接後に溶接部を含んだままプレス成形に供されるものであり、プレス成形後に溶接される通常の溶接部品とは異なる。
すなわち本発明は以下の(1)〜(6)を提供するものである。
(1)質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、かつ、以下の(I)式および(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
(2)薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(3)上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚の差が10%以上あることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(4)上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板と、C≧0.10%含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(5)上記(4)の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚と被溶接鋼板の板厚の差が10%以上である。
(6)上記(2)〜(5)の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含む。
(1)質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、かつ、以下の(I)式および(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
(2)薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(3)上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚の差が10%以上あることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(4)上記(1)の溶接継手用高強度薄鋼板と、C≧0.10%含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
(5)上記(4)の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚と被溶接鋼板の板厚の差が10%以上である。
(6)上記(2)〜(5)の溶接継手において、前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含む。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いてなる溶接継手は、高強度でありながらプレス成形性が良好である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、かつ、以下の(I)式および(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出して高強度化されている。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、かつ、以下の(I)式および(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出して高強度化されている。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
このような組織とすることにより、550MPa以上900MPa以下の高い引張強度を示しながらプレス成形性が良好であり、しかも溶接時のHAZ軟化も抑制される。このため、この溶接継手用高強度薄鋼板を用いた溶接継手は、プレス成形時にHAZ破壊しにくく、良好なプレス成形性を示す。以下、各成分等について説明する。
C:
Cは鋼を高強度化する炭化物を形成する。C含有量が0.06%超となると、引張強度が900MPaを超えやすくなり、プレス成形性が低下する。このため、C含有量を0.06%以下とした。550MPa以上の引張強度を得るためには、C含有量を0.015%以上とすることが好ましい。
Cは鋼を高強度化する炭化物を形成する。C含有量が0.06%超となると、引張強度が900MPaを超えやすくなり、プレス成形性が低下する。このため、C含有量を0.06%以下とした。550MPa以上の引張強度を得るためには、C含有量を0.015%以上とすることが好ましい。
Si:
Siは従来鋼の延性を劣化させずに強度を上昇できる成分として積極的に添加されてきた。しかし、Siは鋼の焼入性を増し、かつ、表面性状も赤スケールで劣化することから、本発明ではSiを極力添加せず、Si含有量の上限を0.5%とした。Si含有量は好ましくは0.2%以下である。
Siは従来鋼の延性を劣化させずに強度を上昇できる成分として積極的に添加されてきた。しかし、Siは鋼の焼入性を増し、かつ、表面性状も赤スケールで劣化することから、本発明ではSiを極力添加せず、Si含有量の上限を0.5%とした。Si含有量は好ましくは0.2%以下である。
Mn:
Mnは固溶強化元素である。高強度を得るために添加するが、1.8%を超えて添加すると、鋼板内部に偏析組織を形成して、溶接継手のプレス成形性を劣化させる。そこで、Mn含有量を1.8%以下とした。高強度化の観点からはMn含有量は0.5%以上が好ましい。
Mnは固溶強化元素である。高強度を得るために添加するが、1.8%を超えて添加すると、鋼板内部に偏析組織を形成して、溶接継手のプレス成形性を劣化させる。そこで、Mn含有量を1.8%以下とした。高強度化の観点からはMn含有量は0.5%以上が好ましい。
P:
Pは鋼中に偏析する不純物元素であるから、できる限り低減することが好ましい。このため、P含有量を0.03%以下とした。
Pは鋼中に偏析する不純物元素であるから、できる限り低減することが好ましい。このため、P含有量を0.03%以下とした。
S:
SはTiと結合して鋼中に硫化物を形成する。そのため、S含有量の増加は鋼を析出強化するTiとMoを含む微細炭化物の析出量の低減をもたらし、さらにプレス成形性を劣化させることから、S含有量は可能な限り低減することが好ましい。このため、S含有量を0.01%以下とした。
SはTiと結合して鋼中に硫化物を形成する。そのため、S含有量の増加は鋼を析出強化するTiとMoを含む微細炭化物の析出量の低減をもたらし、さらにプレス成形性を劣化させることから、S含有量は可能な限り低減することが好ましい。このため、S含有量を0.01%以下とした。
Al:
Alは脱酸剤であり、鋼中にある程度含まれる。しかし、Al含有量が0.1%を超えると鋼が酸化しやすくなって延性が低下してしまう。そこで、Al含有量を0.1%以下とした。
Alは脱酸剤であり、鋼中にある程度含まれる。しかし、Al含有量が0.1%を超えると鋼が酸化しやすくなって延性が低下してしまう。そこで、Al含有量を0.1%以下とした。
N:
NはTiと結合して鋼中にTiNとして析出する。このTiNは粗大なため強度向上に寄与しない。また、Tiを浪費して鋼の高強度化に寄与するTiとMoを含む微細炭化物の析出量を減らすことから、Nの含有量は少ない方がよい。そのため、本発明においては、N含有量を0.006%以下とした。
NはTiと結合して鋼中にTiNとして析出する。このTiNは粗大なため強度向上に寄与しない。また、Tiを浪費して鋼の高強度化に寄与するTiとMoを含む微細炭化物の析出量を減らすことから、Nの含有量は少ない方がよい。そのため、本発明においては、N含有量を0.006%以下とした。
Ti:
Tiは鋼板を析出強化するために極めて重要である。Ti含有量が0.04%未満ではTiとMoを含む微細炭化物による550MPaを超える高強度化が困難であり、0.12%を超えると強度が著しく高くなってプレス成形性が低下する。このため、Ti含有量を0.04%以上0.12%以下とした。
Tiは鋼板を析出強化するために極めて重要である。Ti含有量が0.04%未満ではTiとMoを含む微細炭化物による550MPaを超える高強度化が困難であり、0.12%を超えると強度が著しく高くなってプレス成形性が低下する。このため、Ti含有量を0.04%以上0.12%以下とした。
Mo:
MoはTiとともに微細炭化物を形成し、鋼を強化するために、本発明において極めて重要である。Mo含有量が0.1%未満ではTiとMoを含有する炭化物が形成され難く、0.3%を超えるとベイナイトが出やすくなり、組織をフェライト単相化しにくくなる。そこで本発明においては、Mo含有量を0.1%以上0.3%以下とした。
MoはTiとともに微細炭化物を形成し、鋼を強化するために、本発明において極めて重要である。Mo含有量が0.1%未満ではTiとMoを含有する炭化物が形成され難く、0.3%を超えるとベイナイトが出やすくなり、組織をフェライト単相化しにくくなる。そこで本発明においては、Mo含有量を0.1%以上0.3%以下とした。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 (但し、Ti、S、N、Moは質量%)
上述したように、TiはS、Nと結合し、これらと結合しなかったTiが微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する。このSおよびNと結合しないTi量とMo量の比は、本発明において極めて重要である。これは、TiとMoが結合した炭化物が熱的に安定で、溶接入熱で粗大化しにくいからである。式:〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)の値が1.5を超えると(つまり、Ti量が多くなると)、鋼板を高強度化する微細炭化物の熱的安定性が失われて、HAZ軟化が著しく起こる。一方、この式の値が0.5未満となる(つまり、Moが多くなる)と、Tiと結合しないMoが炭化物を形成できないことから、炭化物が減少して十分な引張強度が得られなくなる。このため、この式の値を0.5以上1.5以下とした。
上述したように、TiはS、Nと結合し、これらと結合しなかったTiが微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する。このSおよびNと結合しないTi量とMo量の比は、本発明において極めて重要である。これは、TiとMoが結合した炭化物が熱的に安定で、溶接入熱で粗大化しにくいからである。式:〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)の値が1.5を超えると(つまり、Ti量が多くなると)、鋼板を高強度化する微細炭化物の熱的安定性が失われて、HAZ軟化が著しく起こる。一方、この式の値が0.5未満となる(つまり、Moが多くなる)と、Tiと結合しないMoが炭化物を形成できないことから、炭化物が減少して十分な引張強度が得られなくなる。このため、この式の値を0.5以上1.5以下とした。
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 (但し、C、Mn、Si、Moは質量%)
Ceqは溶接金属の硬さを示す指標である。Ceqが0.4を超えると、母材の引張強度に対して溶接金属の硬さが著しく高くなる。このため、溶接継手をプレス成形すると溶接金属と鋼板との境界に応力集中が生じ、溶接金属と鋼板との境界が破壊する。そこで、Ceqの上限を0.4とした。
Ceqは溶接金属の硬さを示す指標である。Ceqが0.4を超えると、母材の引張強度に対して溶接金属の硬さが著しく高くなる。このため、溶接継手をプレス成形すると溶接金属と鋼板との境界に応力集中が生じ、溶接金属と鋼板との境界が破壊する。そこで、Ceqの上限を0.4とした。
従来の高強度鋼板は複合組織鋼板であり、フェライトにベイナイトやマルテンサイト等の第二相を分散させたものである。この第二相には転位が多量に存在するため、溶接を行うと焼鈍効果により引張強度が著しく低下する。そこで本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では、鋼板組織を実質的にフェライト単相とする。本発明において「実質的にフェライト単相である」とは、断面組織写真で90%以上、好ましくは95%以上、さらに好ましくは98%以上、がフェライト相であることを言う。
このように、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板では第二相を用いないことから、鋼板の強化には析出強化を用いる。析出強化量は析出物量の増加と析出物の微細化で著しく上昇する。このうち、炭化物量(すなわち、析出物量)を多くする従来の析出強化法ではC量の増大が不可避であり、良好なプレス成形性を有する溶接継手の製造は極めて困難である。このため、炭化物量を抑制し、炭化物を微細化して引張強度を補う必要がある。平均粒径が10nm以上の炭化物では200MPa以上の析出強化量を得難いことから、本発明においては炭化物の平均粒径を10nm未満とし、5nm未満とすることが好ましい。なお、TiとMoとCの含有量によっては微量のセメンタイトが析出する場合もあるが、微量のセメンタイトが析出していても構わない。
上述してきたように、薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手の少なくとも一方の薄鋼板に本発明の溶接継手用高強度薄鋼板を用いることにより、プレス成形性の優れた溶接継手とすることができる。
上述した本発明の溶接継手用高強度薄鋼板どうし、または本発明の溶接継手用高強度薄鋼板と他の鋼板とを溶接して溶接継手を製造する場合において、これらの鋼板の板厚が異なると、製造される溶接継手には必ず段差が生ずる。この段差は硬化した溶接金属と母材との界面におけるプレス成形時の応力集中を促進することから、従来はできるだけ板厚差を設けない設計がされていた。しかし、本発明はこのような差厚継手において顕著な効果を発揮する。すなわち、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板を用いて得られる溶接継手では、これらの板厚差が10%以上の場合にも良好なプレス成形性が得られる。
一般に成分の異なる鋼板を溶接すると、溶接金属の組成はこれらの鋼板の成分の平均値となる。このことから、溶接する鋼板の一方がCを多く含む場合には、溶接金属の硬化は避けられない。しかし、本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とその他の被溶接鋼板とを溶接した場合には、この被溶接鋼板がCを多量に含んでいても、プレス成形性に優れた溶接継手を得ることができる。この効果は本発明の溶接継手用高強度薄鋼板とC含有量が0.1%以上の被溶接鋼板とを溶接して得られる溶接継手において顕著である。
従来、プレス成形に用いる溶接継手は、その溶接線が直線であった。これは溶接線が曲がっていると、この曲がりに対応してプレス時に応力集中が生じ、溶接継手が破壊してしまうためである。本発明では、溶接継手の溶接線が曲線部を含んでいる場合でも、溶接金属の硬さが低いことから、応力集中が起こり難い。すなわち、本発明の溶接継手は、溶接線が曲線部を含んでいる場合においても良好なプレス成形性を示す。
以上の構成を含んでいれば、本発明の効果を阻害しない範囲で、上記元素以外の元素を含んでいてもよい。例えば、耐食性を考慮したCu、Niの添加、耐二次加工脆性を考慮したB、Sbの添加、伸びフランジ性を考慮したCaの添加、表面性状を考慮したCrの添加、フェライト細粒化を考慮したV、Nb、Zrの添加、が挙げられる。但し、これらの元素の添加量はそれぞれ1%以下とすることが好ましく、0.5%以下とすることがより好ましい。また、これら元素の合計の添加量は2%以下とすることが好ましく、1.5%以下とすることがより好ましい。また、Ni,Cr、Vのいずれか一種以上を含有する場合には、(II)式は、Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14と定義され、この式の値が0.4以下となるようにする。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、常法の製造方法によって製造することができる。そして、熱延鋼板である場合と冷延鋼板である場合とで得られる効果に差はない。熱間圧延に際しては、加熱はオーステナイト単相域であれば十分であるが、仕上温度の観点から、1200℃以上とすることが好ましく、1250℃以上とすることがより好ましい。仕上温度は840℃以上が好ましく、900℃以上がより好ましい。これは、840℃未満では圧延荷重が高くなるために、鋼板形状をフラットに保てなくなるからである。巻取温度は675℃以下であればよいが、550℃以上とすることが好ましい。これは、巻取温度が675℃を超えると鋼板中の炭化物が粗大化して、550MPa以上の引張強度を得ることが困難となるからである。一方、巻取温度が550℃未満の場合にはフェライト単相が得られ難くなる。本発明の溶接継手用高強度薄鋼板は、溶融Znめっき、電気めっきしたものであってもよい。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板の溶製は、転炉、電気炉でも可能であり、鋳造−分塊圧延、連続鋳造のいずれの工程でも製造可能である。また、熱間粗圧延省略(簡略)化を目的とした薄スラブ鋳造も可能である。
表1に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延することで、板厚2.3mmの鋼板を作製した。このときスラブ加熱温度は1250℃、仕上圧延温度は900℃(No.8のみ860℃)、巻取温度は640℃(No.8のみ520℃)とした。得られた鋼板をYAGレーザ溶接して、溶接継手を作製した。作製された溶接継手の溶接ビードを中心にエリクセン試験を行い、その張り出し高さ(エリクセン値)を測定した。また、得られた鋼板から、その圧延方向と垂直な方向が引張方向となるように引張試験片(JIS5号)を切り出して引張試験を行い、引張特性を調べた。さらに、作製した鋼板の圧延方向に平行な断面の組織観察をSEMにより行った。さらにまた、板厚中央より薄膜を作製し、析出物をTEM観察した。
表1に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径、作製された溶接継手のエリクセン値を表2に示す。No.1〜3とNo.5〜7は引張強度が780MPa級の本発明例であり、No.4は引張強度が590MPa級の本発明例である。No.8は引張強度が780MPa級であるがCeq値の高い比較例であり、また、フェライト相(F)とパーライト相(P)の複合組織である。本発明例の溶接継手のエリクセン値は8mm以上あり、比較例のエリクセン値の5.3mmよりも高く、これよりプレス成形性が良好であることがわかる。
次に、表3に示す成分の鋼を溶製し、熱間圧延することで、組成毎に板厚2.3mmと2.6mmの鋼板を作製した。このときスラブ加熱温度は1270℃、仕上圧延温度は920℃(但し、No.14とNo.15は840℃)、巻取温度は625℃(但し、No.14は400℃、No.15は520℃)とした。同組成で板厚の異なる鋼板どうしをCO2レーザ溶接して溶接継手を作製し、得られた溶接継手の溶接ビードを中心にエリクセン試験を行った。また、上記試験と同様にして、引張試験片JIS5号を用いた引張試験、SEM観察、TEM観察を行った。
表3に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径、作製された溶接継手のエリクセン値を表4に示す。No.9〜12は、引張強度が780MPa級の本発明例であり、組織はフェライト相(F)、析出物の大きさは2〜3nmであり、Ceq値が低いためにエリクセン値も8mm以上と高かった。No.13は引張強度が590MPa級の本発明例であり、エリクセン値は13.1mmと極めて良好であった。No.14は引張強度が780MPa級であるが、組織がベイナイト相(B)であり、エリクセン値も5.0mmと低い比較例である。また、No.15は引張強度が590MPa級であるが、組織はフェライト相(F)とベイナイト相(B)の複合組織であり、エリクセン値も5.8mmと低い比較例である。さらにNo.16は、Moが添加されず、TiCで析出強化したものであるが、HAZ軟化が著しく、HAZで破断するため、Ceq値が低いにもかかわらず、エリクセン値が低い比較例である。
続いて、表5に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延した。スラブ加熱温度は全ての試料について1270℃とした。また、仕上圧延温度(FT)と巻取温度(CT)は表5中に示す通りである。作製した鋼板の板厚は、No.17とNo.18とNo.19では2.0mmとし、No.20では2.8mmとした。
表5に示した組成の鋼から作製された鋼板の機械的特性、組織、析出物の平均粒径を表6に示す。No.17とNo.18は780MPa級の本発明例であり、組織はフェライト単相(F)、析出物の大きさは約3nmであり、Ceq値も小さい。一方、No.19は組織がフェライト相(F)とパーライト相(P)の複合組織であり、440MPa級の比較例の鋼板である。またNo.20は、組織がフェライト相(F)とマルテンサイト相(M)の複合組織であり、590MPa級の比較例の鋼板である。
表7は、No.17とNo.19の鋼板を、No.18とNo.19の鋼板を、No.19とNo.20の鋼板を、それぞれYAG溶接して作製された各溶接継手についてエリクセン試験を行った結果を示している。本発明例のNo.17と比較例のNo.19の鋼板による溶接継手および本発明例のNo.18と比較例のNo.19の鋼板による溶接継手は、ともに8mm以上の高いエリクセン値を示した。これに対して、比較例どうしであるNo.19とNo.20の鋼板による溶接継手はHAZ破断を起こし、エリクセン値は5.1mmと低い値を示した。この結果から、本発明例の鋼板を用いた溶接継手は、被溶接鋼板の一方が本発明の鋼板に属しないものであっても、良好なプレス成形性が得られることがわかる。
本発明の溶接継手用高強度薄鋼板およびこれを用いた溶接継手は、例えば、自動車用のプレス構造部品に好適である。
Claims (6)
- 質量%で、C≦0.06%、Si≦0.5%、Mn≦1.8%、P≦0.03%、S≦0.01%、Al≦0.1%、N≦0.006%、0.04%≦Ti≦0.12%、0.1%≦Mo≦0.3%を含有し、かつ、以下の(I)式および(II)式の関係を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒径が10nm未満の炭化物が析出し、550MPa以上900MPa以下の引張強度を有することを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手用高強度薄鋼板。
0.5≦〔{Ti−(48/32)S−(48/14)N}/48〕/(Mo/96)≦1.5 …(I)
(但し、Ti、S、N、Moは質量%)
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4≦0.4 …(II)
(但し、C、Mn、Si、Moは質量%) - 薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、前記薄鋼板のうちの少なくとも一方が、請求項1に記載の溶接継手用高強度薄鋼板であることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
- 請求項1に記載の溶接継手用高強度薄鋼板どうしを溶接してなる溶接継手であって、
前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚の差が10%以上あることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。 - 請求項1に記載の溶接継手用高強度薄鋼板とC≧0.10%含む被溶接鋼板とを溶接してなることを特徴とするプレス成形性に優れた溶接継手。
- 前記溶接継手用高強度薄鋼板の板厚と前記被溶接鋼板の板厚の差が10%以上あることを特徴とする請求項4に記載のプレス成形性に優れた溶接継手。
- 前記溶接継手用高強度薄鋼板と前記被溶接鋼板との溶接線が曲線部を含むことを特徴とする請求項2から請求項5のいずれか1項に記載のプレス成形性に優れた溶接継手。
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