JP2007308742A - 抵抗溶接用高張力鋼板及びその接合方法 - Google Patents

抵抗溶接用高張力鋼板及びその接合方法 Download PDF

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Abstract

【課題】1180MPa級以上の高張力鋼板でありながら、抵抗溶接による接合部の接合強度を確保することができると共に、耐遅れ割れ破壊性をも含めた抵抗溶接性に優れた高張力鋼板と、このような高張力鋼板の接合方法を提供すること。
【解決手段】C含有量を0.15〜0.25%、Si含有量を0.1〜1.0%とすると共に、Mn含有量を0.10〜1.0%の範囲内に制御する一方、0.5〜3.0%のCrと0.01〜2.0%のMo添加し、さらにMn/(Mn+Cr)比を0.50未満とする。さらに好ましくは、不純物成分としてのP及びSをそれぞれ0.02質量%以下及び0.01質量%以下に抑えると共に、Ni:0.1〜3.0%、Cu:0.01〜3.0%、Al:0.001〜0.1%と、W:0.01〜1.5%、V:0.001〜1.0%、Ti:0.001〜1.0%、Nb:0.001〜1.0%、Ta:0.01〜1.0%及びB:0.001〜1.0%のうちの少なくとも1種の元素を添加する。
【選択図】なし

Description

本発明は、例えば、軽量化を目指す自動車ボディ用として好適に使用される1180MPa級以上の高張力鋼板に係わり、特にその接合手段である抵抗溶接性に優れた抵抗溶接用高張力鋼板と、当該高張力鋼板の抵抗溶接による接合方法に関するものである。
自動車用鋼板においては、車体の軽量化を目的に、従来から高張力化が進んでいるが、このような自動車用鋼板における高張力化の弊害として、スポット溶接などの抵抗溶接を行った際に、急熱、急冷により溶融部の靭性が失われ、接合強度が低くなったり、目的の強度が安定的に得られなかったりすることがあった。また、急熱、急冷による接合部の組織は、高強度であるものの、靭性に劣るため、遅れ破壊のような水素脆性に対する考慮も必要となる。
そこで、従来の自動車用高張力鋼板においては、特にC含有量に上限を設けることによって抵抗溶接性を確保している(例えば、特許文献1参照)。
特開平03−180445号公報
しかしながら、各種添加元素の中でもとりわけC含有量を押さえることは、鋼板の高張力化を抑制することにもなることから、自動車用高張力鋼板としては、980MPa級程度に留まっているのが実情であって、これ以上の高張力を得ることが難しいという問題があった。
一方、遅れ破壊に関しては、C含有量を低く抑えていることから、急熱、急冷後でもそれほど高強度の組織とはならないために、さほど深刻な問題とはならず、上記引用文献1記載の熱延高強度鋼板においては、遅れ破壊に対する実質的な対策は何ら講じられていない。
本発明は、従来の自動車用高張力鋼板におけるこのような実情に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、1180MPa級以上の高張力鋼板でありながら、抵抗溶接による接合部の接合強度を確保することができると共に、耐遅れ破壊性も良好であって、抵抗溶接性に優れた高張力鋼板と、このような高張力鋼板の接合方法を提供することにある。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、Cの添加量を増す一方、Mnの添加量を抑え、さらにCrとMoを添加することによって上記目的が達成されることを見出し本発明を完成するに到った。
本発明は上記知見に基づくものであって、本発明の抵抗溶接用高張力鋼板は、1180MPa以上の引張強度を有し、C:0.15〜0.25質量%、Si:0.1〜1.0質量%、Mn:0.10〜1.0質量%、Cr:0.5〜3.0質量%、Mo:0.01〜2.0質量%を含有し、残部Fe及び不可避不純物から成り、Mn及びCrの含有量の比〔Mn/(Mn+Cr)〕が0.50未満であることを特徴とし、必要に応じて、不純物成分であるP及びSをそれぞれ0.02質量%以下及び0.01質量%以下に抑えると共に、さらにNi:0.1〜3.0%、Cu:0.01〜3.0%、Al:0.001〜0.1%と、W:0.01〜1.5%、V:0.001〜1.0%、Ti:0.001〜1.0%、Nb:0.001〜1.0%、Ta:0.01〜1.0%及びB:0.001〜1.0%から成る群から選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴としている。
また、本発明の接合方法においては、本発明の上記抵抗溶接用高張力鋼板を抵抗溶接し、好ましくはその後冷却し、Ac3点〜Ac3点+100℃の温度域に再加熱して冷却し、さらにその後、150℃〜Ac1点の温度域で焼き戻しすることを特徴とする。
そして、本発明の高強度自動車用部材は、本発明の上記抵抗溶接用高張力鋼板から成るものであって、本発明の上記接合方法によって接合されていることを特徴としている。
本発明によれば、質量比で、C含有量を0.15〜0.25%、Si含有量を0.1〜1.0%とすると共に、Mn含有量を0.10〜1.0%の範囲内に制御する一方、0.5〜3.0%のCrと0.01〜2.0%のMoを添加し、さらにMn/(Mn+Cr)比を0.50未満としたため、焼入れ性を確保すると共に、粒界強化を図ることができ、高張力鋼板として1180MPa以上の高い引張強度が得られると同時に、抵抗溶接部の強度を確保し、耐遅れ割れ性を向上させることができる。
以下に、本発明の抵抗溶接用高張力鋼板及びその接合方法について、各合金成分の作用及びその数値限定理由などと共に、さらに詳細に説明する。なお、本明細書において「%」は、特記しない限り、質量百分率を意味するものとする。
本発明は、上記したように、Mnの添加量を制御することによって、Cを0.25%まで添加しても接合強度がほとんど低下しないことを見出す一方、Mnの減量によって焼入れ性が低下することが懸念されることから、Mnに代る添加元素であって、しかも抵抗溶接部強度の確保に寄与する元素としてCrを添加し、さらにMoを添加することによって抵抗溶接部の靭性が著しく向上し、もって抵抗溶接部の強度と鋼板の高強度化を両立させることができるようになる。また、Moによる粒界強化は、耐遅れ破壊性の向上に寄与すると共に、上記Mn含有量の制限は、同時に耐遅れ破壊性の向上に繋がることになる。
以下に、本発明における各成分元素の限定理由について説明する。
C:0.15〜0.25%
Cは、鋼板の強度増加に最も有効な成分であって、本発明では、所望の強度を得るために0.15%以上、0.25%以下の範囲内で添加する必要があり、好ましくは0.18〜0.22%、より好ましくは0.19〜0.21%添加する。
すなわち、C含有量が0.15%に満たない場合には、所望の強度を確保することができなくなる一方、C含有量が0.25%を超えると抵抗溶接部の靭性劣化を招くことから、0.15〜0.25%の範囲に規定する。
Si:0.10〜1.0%
Siは、脱酸及び強度増加に有効な元素であって、このような効果を得るには0.1%以上を添加することが必要である。
一方、Si含有量が1.0%を超えると、靭性劣化を起す場合があるため、本発明ではSi含有量を0.10〜1.0%の範囲に規定する。
Mn:0.10〜1.0%
Mnは、本発明における最も重要な成分であり、オーステナイト化温度を低下させオーステナイトの微細化に有効であると共に、焼入れ性及び焼戻軟化抵抗の向上に効果的な元素であって、本発明では、0.10以上、1.0%以下の範囲内で添加する必要があり、好ましくは0.1〜0.5%、より好ましくは0.1〜0.3%添加する。
すなわち、Mn含有量が0.1%未満では所望の効果が得られず、一方、1.0%を超えて過剰に添加すると、抵抗溶接部の靭性劣化を起す場合があるため、0.10〜1.0%の範囲に規定する。
Cr:0.5〜3.0%
Crは、焼入れ性向上に有効な元素であると共に、セメンタイト中に固溶して焼戻しによる軟化を遅滞させる作用が強い元素である。このような効果を得るためには、少なくとも0.5%、好ましくは1%以上を含有させることが必要となるが、Cr含有量が3.0%を超えて過剰に添加すると、その効果が飽和するばかりでなく、靭性が低下してしまうため、本発明では0.5〜3.0%の範囲に規定する。
Mo:0.01〜2.0%
Moは、本発明では重要な元素であって、セメンタイトを安定化させると共に、炭化物を形成して粒界に析出し、粒界強化に有効な成分である。しかし、Moの添加量が0.01%未満の場合には、合金炭化物を形成することができず、このような効果が認められない。一方、Moは高価な合金元素であるので、本発明では0.01〜2.0%の範囲に規定する。
Mn/(Mn+Cr)<0.50
Mn及びCrは、それぞれ上記の範囲内で添加されるが、この範囲内においてMn含有量をCr含有量よりも少なくすることが必要である。すなわち、この比が0.50以上となると、抵抗溶接部の靭性劣化を起すため好ましくない。
Ni:0.1〜3.0%
Niは、オーステナイト化温度を低下させ、オーステナイトの微細化に有効であると共に、耐食性の向上に有効な元素であるが、その含有量が0.1%未満では所望の効果が得られない一方、3.0%を越えて添加してもその効果が飽和する傾向がある。
したがって、Niを添加する場合、とくに高価な元素でもあるため、本発明ではその含有量を0.1〜3.0%の範囲に規定する。
Cu:0.01〜3.0%
Cuは、組織の強化に有効であると共に、微細析出することによって水素脆性の抑制に寄与する元素であることから、必要に応じて0.01%以上を添加する。しかしながら、過剰な添加は加工性の劣化を招くことから、Cuを添加する場合には、その含有量を本発明では0.01〜3.0%の範囲に規定する。
Al:0.001〜0.1%
Alは、脱酸に有効な元素であるため、必要に応じて0.001%以上を添加する。一方、過剰な添加は介在物生成の原因となり、加工性の劣化を招くことから、本発明では、Alを添加するにしても、0.001〜0.1%の範囲に規定する。
P:0.02%以下
Pは、粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であることから、その上限を0.02%とすることが望ましい。
S:0.01%以下
Sも、Pと同様に、粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、その上限を0.01%とすることが望ましい。
W:0.01〜1.5%
V:0.001〜1.0%
Ti:0.001〜1.0%
Nb:0.001〜1.0%
Ta:0.01〜1.0%
B:0.001〜1.0%
これら元素は、いずれもMoと同様に、炭化物を形成して粒界に析出し、粒界を強化する機能を有する成分であることから、これら元素を単独で、又は2種以上を組合わせて、それぞれ上記範囲内で添加することができる。
なお、2種以上の元素を添加する場合、それらの合計量が過剰になると、介在物となり、靭性劣化を起こす傾向があるので、これら元素の合計量を2.0%以内に抑えることが望ましい。
本発明の抵抗溶接用高張力鋼板は、上記の化学成分を有し、熱間圧延によって1180MPa以上の引張強度を備えたものとなる。
図1は、板状試験片(例えば、JIS Z2201に規定される5号試験片や13号試験片)を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図でる。引張強さ(TS)と破断応力の差を応力低下度(SD)と定義する。
上記応力−歪線図において、一様伸びを示したのち、破断に到るまでの応力低下度(SD)が180MPa以上の値を有するものは良好な靭延性を有していた。
本発明の抵抗溶接用高張力鋼板には、亜鉛めっきを施すことができ、これによって当該鋼板を防錆性に優れた亜鉛めっき鋼板とすることができる。
このような亜鉛めっき鋼板は、例えば電気めっき法や溶融めっき法、溶射法などの常法によって製造することができ、めっき方法については特に限定はない。
本発明の上記抵抗溶接用高張力鋼板は、抵抗溶接性に優れ、抵抗スポット溶接や抵抗シーム溶接などによって、各種の機械部品、例えば、自動車用部品に組立てることができ、車体の高強度化、軽量化に寄与することができる。
そして、上記抵抗溶接用高張力鋼板の抵抗溶接部について、抵抗溶接された溶融部を再度Ac3点〜Ac3点+100℃の温度域に加熱し、冷却するようになすことができ、これによって、抵抗溶接部の接合強度をより安定的なものとすることができる。
すなわち、上記温度域に加熱したのち、冷却することによって、溶融部の旧オーステナイト粒径を微細にすることができる。
さらに、上記抵抗溶接による溶融部には、再加熱して冷却した後、150℃〜Ac1点の温度域で焼き戻しすることもでき、これによって溶融部を靭延性に優れたさらに好ましいものとし、接合部強度をより安定的なものとすることができる。
以下、本発明を実施例に基づいて、さらに詳述するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1に示す化学成分及び機械的性質を有する熱間圧延によって製造された板厚2.0mmの各鋼板から、JIS Z 3136及びJIS Z 3137に準拠した引張せん断試験片及び十字形引張試験片を切削加工により作製し、その溶接接合面を脱脂後、加圧力4950〜6450kN、通電時間19〜23cyc、電流値10〜14kAの条件で、スポット溶接を行った。
このとき、鋼板の機械的特性は、JIS Z 2201に規定される5号試験片を用いて引張試験を行い、母材および溶融部、熱影響部の組織観察は、断面を研磨後、ナイタール溶液によりエッチングし、光学顕微鏡による100〜1000倍観察と共に、SEMによる1000〜5000倍観察をそれぞれ行った。
得られたスポット溶接試験片は、各々、上記各規格に準拠し、引張せん断試験及び十字引張り試験を実施した。断面試験は、JIS Z 3139に準拠し、ナゲット径を計測した。
遅れ破壊性については、スポット溶接した試験片に、治具を用いて引き剥がし方向の応力(最大荷重の60%)を負荷し、0.1mol/mの塩酸溶液に100時間浸漬し、亀裂発生の有無を確認した。この結果を鋼板の機械的性能と共に、表1に併せて示す。なお、表1中においては、亀裂の発生しなかったものを「○」、亀裂発生が認められたものを「×」で示した。
抵抗溶接部強度については、母材強度が590MPa級を超えると、TSS(引張せん断強度)は上昇するが、CTS(十字形引張強度)は上昇しない傾向がある。
そこで、構造体の接点強度としては、CTSについて比較が必要である。しかしながら、TSS、CTSは荷重であるため、ナゲット面積(π・(ND/2)、ND=ナゲット径)で割ることで、TSS’:引張せん断応力、CTS’:十字引張応力とし、継手強度を比較するために、TSS’及びCTS’の各CTS成分を足し合わせた値CTSSにて評価した。すなわち、TSS’、CTS’及びCTSSは、次の各式によって算出したものである。
引張せん断応力:TSS’=TSS/π・(ND/2)
十字引張応力:CTS’=CTS/π・(ND/2)
CTSS=CTS’+TSS’(sinθ)、θ=30°
その結果、1180MPa以上の高張力鋼板において、590MPa級での強度水準を越えるものは、実施例に係る鋼板のみとなる。
また、抵抗溶接することにより溶融部の周りに、溶接熱による影響を受け組織的に変化する熱影響部が形成されることが知られており、これによって母材が軟化し、接合強度を低下させるため、抵抗溶接による溶融部及びその周辺を板厚方向に切断し、樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨し、JIS Z 2244に準拠し硬さを計測し、軟化の有無を確認した。
この結果を同じく表1中に、軟化のないものを「○」、軟化が確認されたものを「×」として示した。
抵抗溶接部の破断形態については、接合強度の安定性に最も影響を及ぼす要因と言うことができ、JIS Z 3136に記載されるプラグ破断の形態を取る場合が安定的な強度であることから、プラグ破断の場合を「○」、界面破断の場合を「×」として、表1中に示した。
Figure 2007308742
本発明鋼板のスポット溶接後の各性能は、耐遅れ破壊性、接合強度と共に、当該接合強度に影響がある溶融部周辺の母材軟化の有無、接合強度のばらつき要因となる破断形態、すべての性能に優れ、しかも母材の引張強度が1180MPa級以上を示しており、本発明の抵抗溶接用高張力鋼板は、高強度と抵抗溶接性の両立を可能とし、これまでにない優れた性能を示していることが確認された。
また、実施例1の鋼板を用いた抵抗溶接部に対して、高周波加熱によって、800℃に再加熱し、冷却することにより焼き戻し処理に相当する熱履歴を簡易的に与えたところ、旧オーステナイト平均粒径で3μmのマルテンサイト組織を持ち、各性能も同等以上を得たことから、高い靭延性を有することが推測された。
このとき、旧オーステナイト粒径は、JIS G 0551に準拠して測定した。
板状試験片(例えば、JIS Z 2201に規定される5号試験片や13号試験片)を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図。

Claims (8)

  1. 質量比で、C:0.15〜0.25%、Si:0.1〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、Cr:0.5〜3.0%、Mo:0.01〜2.0%を含有し、残部Fe及び不可避不純物から成り、1180MPa以上の引張強度を有すると共に、Mn及びCrの含有量が次式(1)を満足することを特徴とする抵抗溶接用高張力鋼板。
    Mn/(Mn+Cr)<0.50 ・・・ (1)
  2. 質量比で、C:0.15〜0.25%、Si:0.1〜1.0%、Mn:0.10〜1.0%、P≦0.02、S≦0.01、Cr:0.5〜3.0%、Ni:0.1〜3.0%、Cu:0.01〜3.0%、Al:0.001〜0.1%と共に、W:0.01〜1.5%、V:0.001〜1.0%、Ti:0.001〜1.0%、Nb:0.001〜1.0%、Ta:0.01〜1.0%及びB:0.001〜1.0%から成る群から選ばれた少なくとも1種を含有し、残部Fe及び不可避不純物から成り、1180MPa以上の引張強度を有すると共に、Mn及びCrの含有量が次式(1)を満足することを特徴とする抵抗溶接用高張力鋼板。
    Mn/(Mn+Cr)<0.50 ・・・ (1)
  3. 亜鉛めっきが施してあることを特徴とする請求項1又は2に記載の抵抗溶接用高張力鋼板。
  4. 請求項1〜3のいずれか1つの項に記載の抵抗溶接用高張力鋼板を抵抗溶接することを特徴とする接合方法。
  5. 抵抗溶接した後、冷却し、Ac3点〜Ac3点+100℃の温度域に再加熱して冷却することを特徴とする請求項4に記載の接合方法。
  6. 再加熱して冷却した後、150℃〜Ac1点の温度域で焼き戻しすることを特徴とする請求項4又は5に記載の接合方法。
  7. 請求項1〜3のいずれか1つの項に記載の抵抗溶接用高張力鋼板から成ることを特徴とする高強度自動車用部材。
  8. 請求項4〜6のいずれか1つの項に記載の接合方法により接合されていることを特徴とする高強度自動車用部材。
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