JP4630188B2 - スポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板並びに熱間成形品 - Google Patents
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([Ti]/47.9)×14.0−[N]≧0(質量%)…(1)
但し、[Ti]および[N]は、夫々TiおよびNの含有量(質量%)を示す。
C:0.1〜0.35%
Cは熱間成形後の材料強度(硬さ)を決定する重要な元素であるが、その含有量が0.1%未満では熱間成形後に十分な強度(Hv300以上)が得られない。しかしながら、C含有量が過剰になって0.35%を超えると、成形後の部品強度が高くなり過ぎ、部品としての変形能(圧壊時の延性)が低下することになる。尚、C含有量の好ましい下限は0.15%であり、好ましい上限は0.30%である。
Siは、熱間成形によって焼入れ強化され、ミクロ組織的にはほぼマルテンサイトから構成されている高強度化された部品のスポット接合部の接合強度、特に十字継ぎ手部の接合強度を向上させる重要な元素である。本発明における上記C含有量の範囲内で部は、Si含有量ではSi含有量が0.7%以上でこうした効果が発揮されることになる(前記図3参照)。しかしながら、Si含有量が2.5%を超えると、熱間成形後の靭性が劣化することになる。尚、Si含有量の好ましい下限は1.0%であり、好ましい上限は2.0%である。
Mnは鋼板の焼入れ性を向上させ、成形後の硬さのばらつきを低減させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Mnは0.5%以上含有させる必要がある。しかしながら、Mn含有量が過剰になって5%を超えてもその効果が飽和してコスト上昇の要因となる。尚、Mn含有量の好ましい下限は1.0%であり、好ましい上限は
3.5%である。
Alは溶鋼の脱酸において有用な元素であり、その効果を発揮させるためには、その含有量を0.01%以上とする必要がある。またAlを0.01%以上含有させることで、熱間成形性(深絞り性)の改善も期待できる。特に、一度Ac3変態点以上に加熱し冷却した後、再度Ac1変態点以上、Ac3変態点以下に加熱し、そのまま熱間成形を行なった場合、効果が特に期待できる。しかしながら、Al含有量が過剰になって0.5%を超えると、Ac3変態点が1000℃近くに上昇し、加熱による鋼板ミクロ組織(γ粒径)の粗大化が著しくなり、得られる成形品の靭性が劣化するため、0.5%以下に抑えるべきである。尚、Al含有量の好ましい下限は0.015%であり、好ましい上限は0.3%である。
Bは鋼材の焼入れ性を向上させる元素であるが、同時に熱間での深絞り性を改善する効果も発揮する。本発明の鋼板では、Siを含有させることによってスポット溶接の接合部の強度は上昇するが、その一方で熱間成形性は劣化することになる。しかしながら、Bを同時に含有させることによって、Siを含有させることによる熱間成形性(特に、深絞り性)の劣化を防止しつつ更に向上させることが可能となる(前記図4参照)。
上述の如く、TiはNを固定する役割を持つ元素である。N含有量に応じたTi量を含有させれば良いが、前述した趣旨からして前記(1)式を必ず満足するようにTiを含有させる必要がある。一方、N含有量が過剰になると、窒化物の析出量が増大し、熱間成形後の靭性を劣化させることになる。こうしたことから、N含有量は0.01%以下とする必要がある。Ti含有量は、鋼板中の窒素量に応じて設定すればよい。鋼中のN含有量が0.01%を超えると、スポット溶接強度の劣化が生じ、その観点からTi含有量は0.035%以下とすべきであるが、その際、Nと結合しないT量が0.01%以下となることが望ましい。またN量は少ないほどTi含有量も少なくて済むが、極端に少なくするには、製鋼上のコストがかかり過ぎるためN含有量の下限は0.001%となる。
CrおよびMoは、鋼板の焼入れ性を向上させるために有効な元素であり、これらの元素を含有させることによって成形品における硬さばらつきの低減が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、その1種または2種で(合計で)、0.01%以上含有させることが好ましい。しかしながら、それらの含有量が過剰になって1%を越えると、その効果が飽和すると共に、コスト上昇の要因となる。
Nbは高温での安定な炭化物を形成するので、鋼板の高温強度を上昇させるのに有効な元素である。鋼板の高温強度の適度な上昇は、熱間成形品の板厚減少を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Nb含有量は0.01%以上とすることが好ましいが、Nb含有量が過剰になって0.1%を超えると、強度上昇が大きくなり過ぎて、成形時に破断が生じ易くなり、またコスト上昇を招くことになる。
成形品の裸での耐食性や耐遅れ破壊性を付与したい場合には、必要によってNiやCuを添加する。こうした効果を発揮させるためには、その1種または2種で(合計で)、0.01%以上とすることが好ましい。しかしながら、これらの含有量が過剰になって1%を超えると、鋼板製造時における表面疵の発生原因となる。
下記表2、3に示す化学成分組成を有する各種鋼材を実験室レベルで溶製し、得られた鋼塊を1200℃に加熱して厚さ:30mmまで粗圧延して鋼板とした。その後、厚さ:30mmの鋼板を再度1250℃まで加熱した後、厚さ:2.6mmまで熱間圧延した。このときの圧延終了温度は880℃とし、圧延後鋼板を50℃/秒の冷却速度で600℃まで冷却し、引き続き600℃に保持した加熱炉に投入して30秒間保持し、炉冷した。
自動車車体の組み立ては、従来の冷間成形や熱間成形で製造され単品部材をスポット溶接等で接合して行なわれる。熱間成形品の場合、接合は部品が焼入れ強化された状態で実施される。従って、実験はその条件を模擬するべく、上記冷間圧延、焼鈍された素材を900〜950℃まで加熱し、その温度で30秒保持後直ちに水冷した材料をスポット溶接実験に使用した。スポット溶接の具体的な条件は、下記の通りに行ない、接合部の強度(十字継手破断荷重)を測定した。
試験片条件:十字張力用試験片(JIS Z3137に準拠)
溶接機:単相交流式スポット溶接機
電極:先端径φ6mmのドームラジアスタイプ
加圧力:4kN
初期加圧時間:60サイクル
通電時間:10サイクル(電源周波数60Hz)
熱間成形実験は、冷間圧延、焼鈍した材料を、短冊状ブランク(長さ:30mm、幅:210mm)および円形状ブランク(直径:80、90、92.5、95.0、97.5、100mm)に切断したものを900〜950℃に加熱して実験を行なった。このときの加熱は、大気中で行い、930〜980℃に保持した加熱炉中にブランク(短冊状、円形状)を3〜4分間(ブランクの大きさに応じて)滞在させることで加熱した。
前記表1に示したものの一部の鋼板について(試験No.3,6,12,16,21,25,26,27,29)、熱間成形実験を行なった。このとき、熱間成形に先立って一度加熱冷却を行なった材料を再度加熱して熱間成形したときの硬さおよび絞り性について評価した。その結果を、下記表6に示す。尚、表6には、事前加熱の条件(事前加熱温度・時間、冷却速度、冷却停止温度)と共に、Ac1変態点温度およびAc3変態点温度(計算値)についても同時に示した。
2 ダイ
3 ブランクホルダー
4 鋼板(ブランク)
7 ピン
Claims (7)
- 熱間で成形して成形品を得るために用いる鋼板であって、
C:0.15〜0.35%(質量%の意味、以下同じ)、Si:0.7〜2.5%、Mn:0.5〜5%、Al:0.01〜0.5%、Ti:0.005〜0.05%、固溶B:0.0015〜0.005%、N:0.001〜0.01%を夫々含有すると共に、下記(1)式の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とするスポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板。
([Ti]/47.9)×14.0−[N]≧0(質量%)…(1)
但し、[Ti]および[N]は、夫々TiおよびNの含有量(質量%)を示す。 - 更に、Crおよび/またはMoを合計で0.01〜1%含有するものである請求項1に記載の熱間成形用鋼板。
- 更に、Nbを0.01〜0.1%含有するものである請求項1または2に記載の熱間成形用鋼板。
- 更に、Niおよび/またはCuを合計で0.01〜0.5%含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の熱間成形用鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の鋼板を用い、該鋼板のAc3変態点以上の温度に加熱し、その温度で30分以下保持した後、熱間で成形したものであることを特徴とする熱間成形品。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の鋼板を用い、該鋼板のAc1変態点以上、Ac3変態点以下の温度に加熱した後、熱間で成形したものであることを特徴とする熱間成形品。
- Ac 1 変態点以上、Ac 3 変態点以下の温度で加熱を行う前に、Ac 3 変態点以上に加熱し、20℃/秒以上の冷却速度でMs点以下の温度まで冷却するものである請求項6に記載の熱間成形品。
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