JP5323552B2 - スポット溶接継手の十字引張強度に優れた焼入れ用鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、スポット溶接して接合される焼入れ用鋼板に関するものであり、より詳細には、所望の形状に成形加工した後、鋼板の一部を焼入れして高強度化すると共に、焼入していない部分をスポット溶接して接合する際に好適に用いることのできる焼入れ用鋼板に関するものである。
近年、自動車などの衝突安全性向上に対する要求は益々高まる一方で、車両重量を低減して燃費を向上させるために、車体の骨格部分等に用いられる自動車用部材の高強度化が求められている。自動車用部材は、通常、厚みが３ｍｍ程度以下の薄鋼板を成形加工して製造される。ところが、薄鋼板の強度を高めると、成形加工性が悪くなる。そこで、本出願人は、成形加工時には延性に優れ、良好な加工性を有し、成形加工後に焼入れを行なうことによって強度を高めることができる鋼板を提案した（特許文献１）。
一方、焼入れ後の強度は、鋼板に含まれるＣ量によってほぼ決まるため、焼入れ後の鋼板を高強度化するには、必然的にＣ量を多くする必要がある。焼入れ後の鋼板の強度として９８０ＭＰａ以上を確保するには、Ｃを少なくとも０．１％以上添加する必要がある。
ところが、自動車用部材は、その多くが薄鋼板をスポット溶接して組立てられるため、スポット溶接したときの接合部（溶接継手）の強度は高い（十字引張荷重が大きい）ことが望まれる。しかし、焼入れした鋼板の強度を９８０ＭＰａ以上とするためにＣを０．１％以上含有させると、スポット溶接したときの溶接継手（以下、「スポット溶接継手」と略称することがある）の十字引張荷重が小さくなり、スポット溶接継手の十字引張強度が低下することがあった。
そこでスポット溶接継手の十字引張強度を高める技術として、本出願人は、更に特許文献２の技術を提案した。この技術では、０．７％以上のＳｉを含有させることによってスポット溶接したときの溶接継手の十字引張強度を向上させた熱間成形用鋼板を提案している。
上述したように、本出願人は、上記特許文献２で、スポット溶接部の接合強度を高めた熱間成形用鋼板を提案した。しかしスポット溶接継手の更なる十字引張強度向上（十字引張荷重の増大）が求められている。また、上記熱間成形用鋼板の一部を焼入れした場合において、焼入れした部分の靭性を改善することが求められている。
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、成形加工した後に、必要な箇所に焼入れを行なって強度を高めると共に、焼入れを行なわない部分をスポット溶接して使用する焼入れ用鋼板であって、スポット溶接したときの溶接継手の十字引張強度が高く（十字引張荷重が大きく）、且つ焼入れしたときに９８０ＭＰａ以上の高強度となる焼入れ用鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記焼入れ用鋼板を焼入れした部分の靭性に優れた高強度部材を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る焼入れ用鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．１％以上０．３％未満、Ｓｉ：１．００％超１．８％以下、Ｍｎ：０．５％未満（０％を含まない）、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなる点に要旨を有する。
本発明の焼入れ用鋼板は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素や、
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
を含有してもよい。本発明には、上記焼入れ用鋼板を用いて、スポット溶接された高強度部材も包含される。
（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素や、
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
を含有してもよい。本発明には、上記焼入れ用鋼板を用いて、スポット溶接された高強度部材も包含される。
本発明によれば、Ｓｉを１．００％超と多く含有させる一方で、ＭｎとＰとＳの含有量を低減することによって、母材の延性を損なうことなく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善しつつ、焼入れ後に９８０ＭＰａ以上の高強度となり、しかも焼入れした部分の靭性が良好となる焼入れ用鋼板を提供することができる。
本発明者らは、所望の焼入れ用鋼板を提供するため、鋼中の成分を中心に検討した。
まず、鋼中のＣ量と、スポット溶接したときの溶接継手の十字引張強度との関係について検討した。即ち、Ｃ以外の化学成分を一定とし、Ｃ量を変化させた鋼板を作製し、スポット溶接継手の十字引張荷重を測定した。
まず、鋼中のＣ量と、スポット溶接したときの溶接継手の十字引張強度との関係について検討した。即ち、Ｃ以外の化学成分を一定とし、Ｃ量を変化させた鋼板を作製し、スポット溶接継手の十字引張荷重を測定した。
具体的には、Ｓｉを０．０３％程度、Ｍｎを２％程度、Ｐを０．００７％程度、Ｓを０．００４％程度含有し、Ｃを０．０５〜０．２５％の範囲に調整した鋼を真空溶解法で溶解し、これを鋳造して鋳片を得た。得られた鋳片を１２００℃に加熱した後、仕上圧延温度（ＦＤＴ）を８７０℃として熱間圧延を行い、巻取温度（ＣＴ）６００℃まで冷却した。次いで、この巻取温度（６００℃）で３０分間、炉内で保持した後、室温まで炉冷することで巻取処理を模擬し、板厚２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去した後、冷間圧延して板厚を１．６ｍｍとした。次に、得られた冷延鋼板を８５０℃で９０秒間焼鈍した。この様にして得られた鋼板を２枚重ねて、後述する実施例に記載の条件でスポット溶接を行い、スポット溶接継手の十字引張荷重を測定した。測定結果を図１に示す。
図１から明らかなように、Ｃ量が増加すると、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さくなり、スポット溶接性が悪くなることが分かる。
次に、本発明者らは、焼入れ後の鋼板の強度向上を目的とし、Ｃを０．１％以上含有する鋼板について、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量の夫々を種々変化させて、各元素量と、スポット溶接継手の十字引張強度との関係について検討した。即ち、Ｃを０．２０％程度、Ｓｉを０．０３％程度、Ｍｎを０．４０％程度、Ｐを０．０１０％程度、Ｓを０．００５％程度、Ｃｒを０．０１％程度、Ｔｉを０．００１％程度、Ｂを０．０００１％程度含有する鋼をベース鋼とし、該ベース鋼において、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量の夫々を種々変化させた鋼を調製し、上記と同じ条件でスポット溶接継手の十字引張荷重を測定した。測定結果を図２〜図５に示す。
図２から明らかなように、Ｓｉ量が増加するほど、スポット溶接継手の十字引張荷重は大きくなることが分かる。このメカニズムについては必ずしも明確になっていないが、Ｓｉを添加することで、スポット溶接により形成されるナゲットから熱影響部（ＨＡＺ）を通って母材に至るまでの間の硬度変化がなだらかになるため、スポット溶接継手の十字引張荷重が大きくなると考えられる。
一方、図３〜図５から明らかなように、Ｍｎ量、Ｐ量、Ｓ量が減少するほど、スポット溶接継手の十字引張荷重は大きくなることが分かる。Ｍｎの含有量を低減することで、上記Ｓｉと同様に、スポット溶接により形成されたナゲットから熱影響部（ＨＡＺ）を通って母材に至るまでの間の硬度変化がなだらかになるため、スポット溶接継手の十字引張荷重が大きくなると考えられる。ＰとＳについては、これらの含有量を低減することで、ナゲットの最終凝固面に偏析し、ナゲットが脆化するのを防止できるため、ナゲットの脆化によるナゲット内破断や剥離破断が低減され、溶接継手の十字引張荷重が大きくなると考えられる。
なお、上記ベース鋼において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ以外の元素の含有量（即ち、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、またはＣａの含有量）を変化させた場合については、溶接継手の十字引張荷重は殆んど影響を受けないことを本発明者らは実験により確認している。
以上の通り、焼入れ後の鋼板の強度を高めるために、Ｃを０．１％以上含有する鋼板については、Ｓｉを比較的多く添加する一方で、ＭｎとＰとＳはできるだけ低減すると、スポット溶接継手の十字引張荷重が大きくなり、スポット溶接性が改善できる傾向にあることが分かる。本発明者らは、このような知見に基づき、更に検討を重ねた結果、本発明を完成した。以下、本発明鋼板の成分組成について説明する。
［Ｃ：０．１％以上０．３％未満］
Ｃは、焼入れしたときの焼入れ性を高めて強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも０．１％以上含有する。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１３％以上である。しかし、過剰に含有すると、スポット溶接継手の十字引張強度が低くなったり、焼入れ後の靭性低下や遅れ破壊の発生を招く。従ってＣは０．３％未満に抑える。好ましくは０．２９％以下、より好ましくは０．２６％以下である。
Ｃは、焼入れしたときの焼入れ性を高めて強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも０．１％以上含有する。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１３％以上である。しかし、過剰に含有すると、スポット溶接継手の十字引張強度が低くなったり、焼入れ後の靭性低下や遅れ破壊の発生を招く。従ってＣは０．３％未満に抑える。好ましくは０．２９％以下、より好ましくは０．２６％以下である。
［Ｓｉ：１．００％超１．８％以下］
Ｓｉは、Ｃを上記範囲で含有する鋼板について、スポット溶接継手の十字引張強度を高くし、スポット溶接性を改善するのに作用する元素である。また、Ｓｉは、置換型固溶体強化元素であり、鋼板の延性を低下させることなく、材質を大きく硬化させて強度を高める元素である。また、Ｓｉは、焼入れ性を高めるのに作用する元素であり、本発明では、Ｍｎの添加を低減することによる焼入れ性の劣化を抑制するのに作用する。こうした作用を発揮させるためには、Ｓｉは１．００％を超えて含有させる。好ましくは１．０１％以上であり、より好ましくは１．０３％以上である。Ｓｉは、できるだけ多く含有させることが好ましいが、１．８％を超えると、熱間圧延工程でのスケール形成が顕著となり、スケール除去にコストがかかる。従ってＳｉは１．８％以下とする。好ましくは１．７％以下とし、より好ましくは１．６％以下とする。
Ｓｉは、Ｃを上記範囲で含有する鋼板について、スポット溶接継手の十字引張強度を高くし、スポット溶接性を改善するのに作用する元素である。また、Ｓｉは、置換型固溶体強化元素であり、鋼板の延性を低下させることなく、材質を大きく硬化させて強度を高める元素である。また、Ｓｉは、焼入れ性を高めるのに作用する元素であり、本発明では、Ｍｎの添加を低減することによる焼入れ性の劣化を抑制するのに作用する。こうした作用を発揮させるためには、Ｓｉは１．００％を超えて含有させる。好ましくは１．０１％以上であり、より好ましくは１．０３％以上である。Ｓｉは、できるだけ多く含有させることが好ましいが、１．８％を超えると、熱間圧延工程でのスケール形成が顕著となり、スケール除去にコストがかかる。従ってＳｉは１．８％以下とする。好ましくは１．７％以下とし、より好ましくは１．６％以下とする。
［Ｍｎ：０．５％未満（０％を含まない）］
本発明では、Ｍｎを０．５％未満に極力抑えている点で、Ｍｎを０．５％以上含有する上記特許文献２とは相違している。
本発明では、Ｍｎを０．５％未満に極力抑えている点で、Ｍｎを０．５％以上含有する上記特許文献２とは相違している。
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様に、Ｃを上記範囲で含有する鋼板において、スポット溶接継手の十字引張強度を高めてスポット溶接性を改善するのに作用する元素であるが、Ｍｎは、上記Ｓｉと異なり、その量をできるだけ低減することによってこうした作用が発揮される。また、Ｍｎを過剰に含有すると、焼入れ後の鋼板の靭性を劣化させてしまう。従って本発明では、Ｍｎは０．５％未満とする。好ましくは０．４８％以下であり、より好ましくは０．４５％以下である。
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、スポット溶接継手の十字引張強度に悪影響を及ぼす元素であり、Ｐを過剰に含有すると、スポット溶接して形成されるナゲットの最終凝固面に偏析し、ナゲットの脆化を引き起こし、スポット溶接継手の十字引張強度が小さくなる。従ってＰは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、スポット溶接継手の十字引張強度に悪影響を及ぼす元素であり、Ｐを過剰に含有すると、スポット溶接して形成されるナゲットの最終凝固面に偏析し、ナゲットの脆化を引き起こし、スポット溶接継手の十字引張強度が小さくなる。従ってＰは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
［Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｓも、上記Ｐと同様に、スポット溶接継手の十字引張強度に悪影響を及ぼす元素であり、Ｓを過剰に含有すると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、スポット溶接継手の十字引張強度が低くなる。従ってＳは０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
Ｓも、上記Ｐと同様に、スポット溶接継手の十字引張強度に悪影響を及ぼす元素であり、Ｓを過剰に含有すると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、スポット溶接継手の十字引張強度が低くなる。従ってＳは０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
本発明の焼入れ用鋼板は、上記範囲でＣとＳｉを含有する一方で、ＭｎとＰとＳを低減したところに特徴があるが、脱酸剤としてＡｌを含有するほか、Ｍｎを低減することによる焼入れ性の低下を補填するために、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを含有する。これらの元素の範囲は次の通りである。
［Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加する元素である。しかし多量に添加しても脱酸剤としての作用は飽和し、経済的に無駄である他、めっき不良を誘発するため、Ａｌは０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ａｌは、通常、０．０１％以上含有している。
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加する元素である。しかし多量に添加しても脱酸剤としての作用は飽和し、経済的に無駄である他、めっき不良を誘発するため、Ａｌは０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。Ａｌは、通常、０．０１％以上含有している。
［Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）］
Ｃｒは、焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、Ｃｒを添加すると、均一に焼入れすることができるため、焼入れ後の鋼板はバラツキが少ないものとなる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。しかし過剰に含有すると、めっき時に不めっき部が発生したり、化成処理性（例えば、リン酸塩処理など）が劣化する。従ってＣｒは０．８％以下とする。好ましくは０．７％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。
Ｃｒは、焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、Ｃｒを添加すると、均一に焼入れすることができるため、焼入れ後の鋼板はバラツキが少ないものとなる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｒは０．１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。しかし過剰に含有すると、めっき時に不めっき部が発生したり、化成処理性（例えば、リン酸塩処理など）が劣化する。従ってＣｒは０．８％以下とする。好ましくは０．７％以下であり、より好ましくは０．６％以下である。
［Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、Ｂと複合添加することで、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。即ち、ＴｉとＢを複合添加すると、Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを析出するため、鋼中のＮが消費されることによりＢは固溶Ｂとして鋼中に存在する。固溶Ｂ量が増大することで、焼入れ性が改善され、焼入れ後の鋼板の強度が向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、鋼板の延性が悪くなるので、Ｔｉは０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ｔｉは、Ｂと複合添加することで、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。即ち、ＴｉとＢを複合添加すると、Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを析出するため、鋼中のＮが消費されることによりＢは固溶Ｂとして鋼中に存在する。固溶Ｂ量が増大することで、焼入れ性が改善され、焼入れ後の鋼板の強度が向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉは０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、鋼板の延性が悪くなるので、Ｔｉは０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、Ｔｉと複合添加することで、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鉄のホウ化物を生成し、鋼板の延性が悪くなる。従ってＢは０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
Ｂは、Ｔｉと複合添加することで、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鉄のホウ化物を生成し、鋼板の延性が悪くなる。従ってＢは０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
本発明の鋼板は、上記元素を含有するものであり、残部は、鉄および不可避不純物である。本発明の鋼板は、焼入れ用鋼板においてその作用効果が知られている下記（ａ）〜（ｃ）の元素を更に含有してもよい。
（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素。
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）。
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）。
（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素。
（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）。
（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）。
（ａ）Ｎｂ、Ｖ、およびＭｏは、いずれも鋼板の強度を高める元素である。特に、ＮｂとＶは、鋼板の強度を高めるのに作用する他、焼入れ後のγ粒を微細化して靭性の改善に有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂは、０．００３％以上含有するのがよい。好ましくは０．００５％以上である。Ｖは、０．００３％以上含有するのがよい。好ましくは０．００５％以上である。しかし過剰に含有すると、炭化物や窒化物、或いは炭窒化物を多量に生成して加工性や耐遅れ破壊性が劣化する。従ってＮｂは０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０８％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｖは０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０８％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｏは、上記Ｃｒと同様に、焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼板の強度を高めるのに作用する元素である。また、Ｍｏを添加すると、均一に焼入れすることができるため、焼入れ後の鋼板はバラツキが少ないものとなる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｍｏは０．１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。
しかし過剰に含有すると、めっき時に不めっき部が発生したり、化成処理性（例えば、リン酸塩処理など）が劣化する。従ってＭｏは０．８％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．６％以下であり、更に好ましくは０．４％以下である。
（ｂ）ＣｕとＮｉは、いずれも鋼板の耐食性を向上させる元素である。特に、Ｃｕは、鋼板の耐食性を向上させて耐遅れ破壊性を改善する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０５％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０７％以上である。しかし過剰に含有すると、加工性を劣化させる。従ってＣｕは０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、鋼板の耐食性を向上させて耐遅れ破壊性を改善する元素である。また、Ｎｉは、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板の強度を高めるのにも作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｉは０．０５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかし過剰に含有すると、加工性が劣化するため、Ｎｉは０．５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。
（ｃ）Ｃａは、鋼板中に生成する硫化物（例えば、ＭｎＳ）の形状を制御する元素であり、硫化物の形態が制御されることで鋼板の成形性（特に、穴拡げ性）を向上するのに作用する。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上であり、更に好ましくは０．０００５％以上、特に好ましくは０．００１％以上である。しかし多量に含有してもその効果は飽和し、コストが増大するばかりである。従ってＣａは０．００５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００４％以下であり、更に好ましくは０．００３％以下である。
本発明の鋼板は、例えば、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｓｂ、Ｏ（酸素）などの元素を合計で０．０１％以下の範囲で含有してもよい。この範囲内であれば、本発明の効果は損なわれず、その含有量を適切に制御することにより耐食性や耐遅れ破壊性が改善される場合がある。
本発明の焼入れ用鋼板は、熱間圧延ままの熱延鋼板であってもよいし、熱間圧延後に冷間圧延を行った冷延鋼板であってもよい。また、熱延鋼板や冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）であってもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板を合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）であってもよい。
上記焼入れ用鋼板を得るための方法は特に限定されず、常法に従って溶鋼の成分調整を行い、常法に従って熱間圧延、冷間圧延、溶融亜鉛めっき、合金化を行えばよい。
上記焼入れ用鋼板の板厚は、スポット溶接できる厚みであればよく、通常、板厚が３ｍｍ程度以下の薄鋼板である。
本発明の焼入れ用鋼板を用い、例えば、成形加工した後、スポット溶接しない部分を焼入れして強度を高め、焼入れしていない部分をスポット溶接すれば、高強度部材を得ることができる。
成形加工の方法は特に限定されず、例えば、プレス成形やロールフォーム成形などを行なえばよい。
スポット溶接しない部分を焼入れする方法も特に限定されず、例えば、高周波焼入れや電子ビームを用いて焼入れを行なえばよい。焼入れは、例えば、８５０〜１３００℃程度で行えばよい。
スポット溶接して高強度部材を得る際に用いる本発明の焼き入れ用鋼板は、上記熱延鋼板同士、冷延鋼板同士、ＧＩ鋼板同士、ＧＡ鋼板同士であってもよいし、異種の鋼板を用いても良い。例えば、熱延鋼板と冷延鋼板、冷延鋼板とＧＩ鋼板、ＧＩ鋼板とＧＡ鋼板などの組み合わせでスポット溶接してもよい。
スポット溶接するときの条件は、例えば、加圧力を２００〜５００Ｎ、初期加圧時間を電源周波数６０Ｈｚで０〜６０サイクル、アップスローブを電源周波数６０Ｈｚで０〜２０サイクル、通電時間を電源周波数６０Ｈｚで１０〜３０サイクル、ホールド時間を０〜６０サイクル、とすればよい。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１または表２に示した化学成分を含有する鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を真空溶解法で溶製し、鋳造して鋳片を得た。得られた鋳片を、下記表３に示すスラブ加熱温度（ＳＲＴ）に加熱した後、下記表３に示す仕上圧延温度（ＦＤＴ）で熱間圧延を行い、下記表３に示す巻取温度（ＣＴ）まで冷却した。次いで、この巻取温度（ＣＴ）で３０分間、炉内で保持した後、炉冷することで巻取処理を模擬し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板は、必要に応じて冷間圧延を行った。冷間圧延の有無を下記表３に示す。
熱間圧延後、冷間圧延を行ったものについては、厚みが２．５ｍｍとなるように熱間圧延した後、酸洗して表面スケールを除去し、次いで厚みが１．６ｍｍとなるように冷間圧延して冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を下記表３に示す焼鈍温度で９０秒間焼鈍した後、品種をＧＩと示したものは溶融亜鉛めっきを施し、品種をＧＡと示したものは溶融亜鉛めっき後、合金化処理を施した。溶融亜鉛めっきは、めっき浴の温度を４６０℃程度、浸漬時間を５秒程度として行った。合金化処理は、５５０℃で１５秒間保持して行った。
一方、熱間圧延後、冷間圧延を行っていないものについては、厚みが１．６ｍｍとなるように熱間圧延を行い、酸洗して表面スケールを除去して熱延鋼板を得た。なお、下記表３のＮｏ．２２は、厚み１．６ｍｍの熱延鋼板を下記表３に示す焼鈍温度で９０秒間焼鈍した後、上記条件で溶融亜鉛めっきし、次いで合金化処理した鋼板である。
得られた鋼板を用いて引張試験と穴拡げ試験を行うと共に、得られた鋼板をスポット溶接して形成される溶接継手の十字引張強度を測定した。
引張試験は、得られた鋼板の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を切り出し、引張速度を１０ｍｍ／ｍｉｎとして引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定した。また、降伏強度（ＹＳ）も測定した。測定結果を下記表４または表５に示す。測定結果は、３回測定したときの平均値である。
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１に基づいて実施し、穴拡げ率を求めた。具体的には、上記得られた鋼板から幅７０ｍｍ×長さ７０ｍｍの試験片を切り出し、中央に初期直径ｄ0が１０ｍｍの穴を打抜き、この穴に挿入した６０°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚を貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、下記式で穴拡げ率を算出した。測定結果を下記表４または表５に示す。測定結果は、３回測定したときの平均値である。
穴拡げ率（％）＝［（ｄ−ｄ0）／ｄ0］×１００
穴拡げ率（％）＝［（ｄ−ｄ0）／ｄ0］×１００
一方、スポット溶接したときの溶接継手の十字引張強度は、十字引張試験を行なうことによりスポット溶接継手の十字引張荷重を測定することによって評価した。
［十字引張試験］
上記熱延鋼板同士、冷延鋼板同士、ＧＩ鋼板同士、ＧＡ鋼板同士を２枚重ね、これを下記に示す条件でスポット溶接し、ＪＩＳ Ｚ３１３７で規定されている十字引張試験を行って溶接継手の十字引張荷重を測定した。測定結果を下記表４または表５に示す。本発明では、溶接継手の十字引張荷重が１００００Ｎ以上の場合を合格とする。
上記熱延鋼板同士、冷延鋼板同士、ＧＩ鋼板同士、ＧＡ鋼板同士を２枚重ね、これを下記に示す条件でスポット溶接し、ＪＩＳ Ｚ３１３７で規定されている十字引張試験を行って溶接継手の十字引張荷重を測定した。測定結果を下記表４または表５に示す。本発明では、溶接継手の十字引張荷重が１００００Ｎ以上の場合を合格とする。
＜スポット溶接条件＞
試験片 ：十字引張試験用試験片（ＪＩＳ Ｚ３１３７）
溶接機 ：単相交流式スポット溶接機
電極 ：外径φ１９ｍｍ、先端径φ８ｍｍのドームラジアスタイプ
加圧力 ：４１１９Ｎ（４２０ｋｇｆ）
初期加圧時間：６０サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
アップスローブ：１サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
通電時間 ：２２サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
ホールド時間：１サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
溶接電流 ：ナゲット径が６．３ｍｍ（５√ｔ）となるように調整
試験片 ：十字引張試験用試験片（ＪＩＳ Ｚ３１３７）
溶接機 ：単相交流式スポット溶接機
電極 ：外径φ１９ｍｍ、先端径φ８ｍｍのドームラジアスタイプ
加圧力 ：４１１９Ｎ（４２０ｋｇｆ）
初期加圧時間：６０サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
アップスローブ：１サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
通電時間 ：２２サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
ホールド時間：１サイクル（電源周波数６０Ｈｚ）
溶接電流 ：ナゲット径が６．３ｍｍ（５√ｔ）となるように調整
次に、得られた鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板）を焼入れし、焼入れした鋼板から試験片を切り出してシャルピー衝撃試験を行い、焼入れした部分の靭性を評価した。
上記焼入れは、得られた鋼板から切り出した１．６ｍｍ×３０ｍｍ×３００ｍｍの平板を、鋼板ガイドから対向に配置された高周波コイルの間に送り込み、平板全体の温度が９００℃〜９５０℃となるように高周波加熱した。加熱温度到達後は、平板を速やかにシャワー冷却した。その後、各平板からＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を切り出し、上記と同じ条件で引張試験を行って焼入れ後の引張強度（ＴＳ）と焼入れ後の降伏強度（ＹＳ）を測定した。測定結果を下記表４または表５に示す。
次に、高周波焼入れした鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２０２で規定される４号試験片を切り出し、シャルピー衝撃試験を行って焼入れした部分における靭性を評価した。試験片は、厚みが１．６ｍｍのサブサイズ試験片とした。シャルピー衝撃試験は、室温で行い、吸収エネルギーを測定した。測定結果を下記表４または表５に示す。本発明では、吸収エネルギーが３０．０Ｊ／ｃｍ2以上を合格とする。
下記表４または表５から次のように考察できる。Ｎｏ．１は、Ｓｉが少なく、Ｍｎが多い例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善できていない。また、シャルピー衝撃値が小さく、焼入れ後の靭性が劣化している。
Ｎｏ．２とＮｏ．２１とＮｏ．２５は、上記特許文献２を模擬した例であり、Ｍｎを過剰に含有する例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度が低い。また、Ｍｎを過剰に含有するため、シャルピー衝撃値が小さく、焼入れ後の靭性が悪い。
Ｎｏ．３とＮｏ．８とＮｏ．２４は、Ｓｉが少ない例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善できていない。
Ｎｏ．１３は、Ｐを過剰に含有する例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善できていない。
Ｎｏ．１４は、Ｓｉが少なく、しかもＳを過剰に含有する例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善できていない。
Ｎｏ．２３は、Ｃが多い例であり、スポット溶接継手の十字引張荷重が小さく、スポット溶接継手の十字引張強度を改善できていない。
一方、Ｎｏ．４〜７、９〜１２、１５〜２０、２２、２６〜３６は、本発明で規定する要件を満足する例であり、これらの焼入れ用鋼板にスポット溶接を行うと、スポット溶接継手の十字引張荷重が１００００Ｎ以上となり、スポット溶接継手の十字引張強度に優れていることが分かる。また、この焼入れ用鋼板を焼入れして得られた焼入鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上になるにもかかわらず、シャルピー衝撃値は３０．０Ｊ／ｃｍ2以上となり、強度と靭性の両立を実現できていることが分かる。
特に、Ｎｏ．２８、３０、３２、３５はＣａを添加した例であり、Ｎｏ．６と２８、Ｎｏ．１０と３０と３５、Ｎｏ．１７と３２を夫々比較すると、Ｃａを添加することで穴拡げ率が高くなり、鋼板の成形性が向上することが分かる。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１％以上０．３％未満、
Ｓｉ：１．００％超１．８％以下、
Ｍｎ：０．５％未満（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、
残部は鉄および不可避不純物からなることを特徴とするスポット溶接継手の十字引張強度に優れた焼入れ用鋼板。 - 更に、他の元素として、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素を含有するものである請求項１に記載の鋼板。 - 更に、他の元素として、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の鋼板。 - 更に、他の元素として、
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の焼入れ用鋼板を用いてスポット溶接されたものであり、焼入れ部の靭性に優れた高強度部材。
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