JP5421062B2 - 焼入れ用鋼板および高強度部材 - Google Patents
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Description
本発明は、スポット溶接される焼入れ用鋼板に関し、より詳細には、焼入れして高強度化した後にスポット溶接する用途に用いられる焼入れ用鋼板に関するものである。さらに本発明は、この鋼板から得られる高強度部材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。そのため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鋼板に関する様々な発明または技術がこれまで提案されている。本出願人も、そのような鋼板に関する発明を特許文献１で提案している。詳しくは特許文献１では、（ａ）延性を飛躍的に向上させるためにＭｎ量を抑え、且つ（ｂ）焼入れ後の強度バラツキ及びめっき付着の不良を防止するために、Ｃｒ及び／又はＭｏ量の合計量を適正に制御することを開示している。
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。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、スポット溶接部の接合強度は高いことが望まれる。しかし焼入れした鋼板の強度を確保するためにＣ量を高めると、スポット溶接部の接合強度が低下する。
ところで、薄鋼板に焼入れ処理を施して高強度の自動車用部材を製造する方法としては、薄鋼板全体に焼入れ処理を施して高強度化してからスポット溶接して製造する方法や、薄鋼板の一部に焼入れ処理を施して高強度化し、焼入れを行っていない部分をスポット溶接して製造する方法が挙げられる。しかしいずれの方法で製造した自動車用部材においても部材組み立てに必要なスポット溶接部の接合強度が低下するという問題は避けられない。
そこで本出願人は、特許文献２に、スポット溶接部の接合強度を高める発明を提案している。詳しくは特許文献２では、鋼板に０．７％以上のＳｉを含有させることによってスポット溶接部の接合強度が高められることを開示している。
また、焼入れ後の鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度を高める技術ではないが、ホットスタンプ用Ｚｎ系めっき鋼板の溶接特性を改善する技術が特許文献３に、ホットプレス用高強度鋼板の溶接特性を改善する技術が特許文献４に開示されている。これらの文献には、溶接電流範囲を最適化したり、溶接部の破断形態を改善することは記載されているが、スポット溶接したときの溶接部の接合強度については考慮されていない。また、これらの文献の実施例に具体的に開示されている鋼板には、Ｍｎが多く添加されており、具体的には、１％前後のＭｎが添加されている。
特許文献２で開示するように鋼板中のＳｉ量を増加させれば、スポット溶接部の接合強度を高めることができる。しかしＳｉ量が増加すると、（ａ）熱間圧延時のスケール模様発生に伴う外観不良、（ｂ）粒界酸化に起因する冷延・連続焼鈍・溶融亜鉛めっき工程などの工程でのロール疵の発生、（ｃ）溶融亜鉛めっき時のめっき性の悪化という問題が発生する。
そこで本発明の目的は、Ｓｉの過剰添加を抑制しつつもスポット溶接強度の確保を達成し、且つ、焼入れ後に９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を実現できる焼入れ用鋼板を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の焼入れ用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０％超０．３０％以下、Ｓｉ：１．０％未満（０％を含む）、Ｍｎ：０．１％超０．５０％未満、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、並びにＣｒ及び／又はＭｏ：合計で０．１％以上０．５０％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、Ｃ，Ｐ，Ｓ，Ｍｎ，Ｓｉの含有量が、下記式（１）を満たす点に要旨を有する。式（１）中、［ ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。なお、本発明の焼入れ用鋼板中のＳｉ含有量が０％であるときは、上記式（１）中の［Ｓｉ］にゼロ（０）を代入する。
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
本発明の焼入れ用鋼板には、上記化学成分の他、必要に応じて更に他の元素として、
（ａ）Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）；
（ｂ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）；
等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼板の特性がさらに改善される。
（ａ）Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）；
（ｂ）Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）；
等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼板の特性がさらに改善される。
さらに本発明は、前記焼入れ用鋼板を焼入れし、スポット溶接して製造されたことを特徴とする高強度部材や、前記焼入れ用鋼板の一部を焼入れし、焼入れしていない部分をスポット溶接して製造されたことを特徴とする高強度部材も提供するものである。
本発明によれば、鋼板中のＳｉ量を低減させているので高Ｓｉ量によるめっき不良などの弊害を回避できる。さらにＣ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ及びＳｉ量を上記式（１）を満たすように制御することによって、Ｓｉ量を低減させても、スポット溶接部の優れた接合強度を確保できる。さらに本発明の焼入れ用鋼板は、０．２０％を超える量でＣを含有するので、焼入れ後に高強度（特に９８０ＭＰａ以上の強度）を実現できる。
まず、本発明の焼入れ用鋼板の化学成分について説明する。
〈Ｃ：０．２０％超０．３０％以下〉
Ｃは、焼入れ性を高めて焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。特に焼入れ後に９８０ＭＰａ以上の鋼板強度を確保するために、Ｃ量は、０．２０％超とする。好ましくは０．２２％以上である。しかしＣ量が過剰になると、スポット溶接部の接合強度が低くなり、また焼入れ部の靭性低下や遅れ破壊の発生を招く。そのためＣ量は、０．３０％以下とする。好ましくは０．２６％以下である。
Ｃは、焼入れ性を高めて焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。特に焼入れ後に９８０ＭＰａ以上の鋼板強度を確保するために、Ｃ量は、０．２０％超とする。好ましくは０．２２％以上である。しかしＣ量が過剰になると、スポット溶接部の接合強度が低くなり、また焼入れ部の靭性低下や遅れ破壊の発生を招く。そのためＣ量は、０．３０％以下とする。好ましくは０．２６％以下である。
〈Ｓｉ：１．０％未満（０％を含む）〉
鋼にＳｉを含有させると、熱間圧延時のスケール模様発生に伴う外観不良や、粒界酸化に起因する不めっき等のめっき性の悪化等が生じる。さらにスポット溶接において、ちり発生電流が低下し、溶接電流の適正範囲が狭くなる。また焼入れ時にフェライトが生成しやすくなる。そこで鋼板中のＳｉ量は、１．０％未満とする。好ましくは０．８％以下である。さらに本発明の焼入れ用鋼板ではＳｉ量が０％であっても良い。但し、Ｓｉは、スポット溶接部の接合強度を向上させる元素である。従ってＳｉ量が、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上であれば、この作用を充分に発揮させることができる。
鋼にＳｉを含有させると、熱間圧延時のスケール模様発生に伴う外観不良や、粒界酸化に起因する不めっき等のめっき性の悪化等が生じる。さらにスポット溶接において、ちり発生電流が低下し、溶接電流の適正範囲が狭くなる。また焼入れ時にフェライトが生成しやすくなる。そこで鋼板中のＳｉ量は、１．０％未満とする。好ましくは０．８％以下である。さらに本発明の焼入れ用鋼板ではＳｉ量が０％であっても良い。但し、Ｓｉは、スポット溶接部の接合強度を向上させる元素である。従ってＳｉ量が、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上であれば、この作用を充分に発揮させることができる。
〈Ｍｎ：０．１％超０．５０％未満〉
Ｍｎは、焼入れ性を高める元素である。こうした作用を充分に発揮させるためにＭｎ量は、０．１％超とする。好ましくは０．２％以上である。しかしＭｎ量が過剰であると、スポット溶接部の接合強度が劣化する共に、熱延後の冷却時や冷延後の再結晶焼鈍時にマルテンサイトやベイナイトなど硬質相が生じ易く、焼入れ前の鋼板の成形性が劣化する。またＭｎ量が過剰であると、焼入れ後の靱性が劣化する。そこでＭｎ量は、０．５０％未満とする。好ましくは０．４％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を高める元素である。こうした作用を充分に発揮させるためにＭｎ量は、０．１％超とする。好ましくは０．２％以上である。しかしＭｎ量が過剰であると、スポット溶接部の接合強度が劣化する共に、熱延後の冷却時や冷延後の再結晶焼鈍時にマルテンサイトやベイナイトなど硬質相が生じ易く、焼入れ前の鋼板の成形性が劣化する。またＭｎ量が過剰であると、焼入れ後の靱性が劣化する。そこでＭｎ量は、０．５０％未満とする。好ましくは０．４％以下である。
〈Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、スポット溶接で形成されるナゲットの最終凝固面に偏析してナゲットが脆化し、接合強度が低下する。従ってＰ量は、０．０１５％以下とする。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、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
Ｓも、スポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、その量が過剰であると、ナゲット内の粒界偏析による粒界破壊が助長され、接合強度が低下する。従ってＳ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。
〈１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）〉
上述したように、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ及びＳはスポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、一方Ｓｉはスポット溶接部の接合強度を向上させる元素である。そこで本発明では、これらの量を適正に制御することによって、Ｓｉ量を低減させながらもスポット溶接部の接合強度を充分に確保することを大きな特徴とする。詳しくは本発明では、上記式（１）を満たすように、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ及びＳｉ量を制御することを特徴とする。この式（１）は以下で説明する実験によって算出した。
上述したように、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ及びＳはスポット溶接部の接合強度に悪影響を及ぼす元素であり、一方Ｓｉはスポット溶接部の接合強度を向上させる元素である。そこで本発明では、これらの量を適正に制御することによって、Ｓｉ量を低減させながらもスポット溶接部の接合強度を充分に確保することを大きな特徴とする。詳しくは本発明では、上記式（１）を満たすように、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ及びＳｉ量を制御することを特徴とする。この式（１）は以下で説明する実験によって算出した。
まず、下記表１〜表５に示す組成の鋼を真空溶解法により溶製して鋳造し、鋳片を得た。この鋳片を１２００℃に加熱した後、仕上圧延温度８７０℃、巻取温度６００℃の条件で熱間圧延を行って板厚２．５ｍｍとし、冷間圧延を行って板厚１．６ｍｍとし、次に８５０℃で９０秒間焼鈍を行い、最後に０．５％のスキンパス圧延を行った。このようにして得られた鋼板を、下記実施例に示す溶接条件で、２枚重ねのスポット溶接を行い、ナゲット径６．３ｍｍ（５√ｔ）の十字引張荷重を、ＪＩＳ Ｚ３１３７に従って測定した。測定結果を下記表１〜表５に併せて示す。
上記表１〜表５に示すＣ、Ｐ、Ｓ、ＭｎまたはＳｉ量と十字引張荷重との関係を示すグラフを図１〜図５に示す。この図１〜５には、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＭｎまたはＳｉ量をｘ、十字引張荷重をｙとしたときの直線近似式も示した。
図１は、Ｃ以外の化学成分をほぼ一定とし、Ｃ量を変化させたときのＣ量と十字引張荷重との関係を示すグラフである。図２は、Ｐ以外の化学成分をほぼ一定とし、Ｐ量を変化させたときのＰ量と十字引張荷重との関係を示すグラフである。図３は、Ｓ以外の化学成分をほぼ一定とし、Ｓ量を変化させたときのＳ量と十字引張荷重との関係を示すグラフである。図４は、Ｍｎ以外の化学成分をほぼ一定とし、Ｍｎ量を変化させたときのＭｎ量と十字引張荷重との関係を示すグラフである。
図１〜図４から、鋼中のＣ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ量を増加させると、十字引張荷重が低下する傾向が読み取れる。これに対し、Ｓｉ量を添加すると、十字引張荷重は増大する傾向が認められた。即ち、図５は、Ｓｉ以外の化学成分をほぼ一定とし、Ｓｉ量を変化させたときのＳｉ量と十字引張荷重との関係を示すグラフである。この図５から明らかなように、Ｓｉ量を増加させると十字引張荷重は増大することが分かる。
以上の結果に基づいて、各元素が十字引張荷重に及ぼす影響（即ち、直接近似式の傾き）を考慮し、十字引張荷重が１００００Ｎ以上となるように鋼中のＣ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ、Ｓｉ量のバランスを設計したところ、下記式（１）を満足すれば、十字引張荷重が１００００Ｎ以上となることが判明した。
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
上記式（１）は、前述したように、焼入れ用鋼板の一部を焼入れし、焼入れしていない部分をスポット溶接することを想定した実験結果に基づいて導出されたものであるが、この式（１）は上記態様に限定されず、焼入れ用鋼板の全体を焼入れし、焼入れした部分をスポット溶接するときにも適用できる。即ち、鋼板に含まれるＣ、Ｐ、Ｓ、Ｍｎ、Ｓｉ量のバランスが上記式（１）を満足するように設計すれば、この鋼板全体を焼入れした後にスポット溶接しても溶接部の十字引張荷重が１００００Ｎ以上となり、スポット溶接性に優れることが確認できた。
〈Ｔｉ：０．０１％以上０．０４％以下〉
Ｔｉは、焼入れ後の強度を向上させるのに有効な元素である。またＴｉは、Ｂによる焼入れ性向上作用を改善する元素である。詳しくは、Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを析出し、Ｎを消費することによって、固溶Ｂ量を確保する作用を有する元素である。固溶Ｂ量が増大すると、焼入れ性が改善され、焼入れ後の鋼板強度が向上する。こうした作用を充分に発揮させるために、Ｔｉ量は、０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。しかしＴｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化する。そこでＴｉ量は、０．０４％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
Ｔｉは、焼入れ後の強度を向上させるのに有効な元素である。またＴｉは、Ｂによる焼入れ性向上作用を改善する元素である。詳しくは、Ｔｉは鋼中のＮと結合してＴｉＮを析出し、Ｎを消費することによって、固溶Ｂ量を確保する作用を有する元素である。固溶Ｂ量が増大すると、焼入れ性が改善され、焼入れ後の鋼板強度が向上する。こうした作用を充分に発揮させるために、Ｔｉ量は、０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。しかしＴｉ量が過剰であると、鋼板の延性が劣化する。そこでＴｉ量は、０．０４％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
〈Ｂ：０．０００５％以上０．００５％以下〉
Ｂは、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板強度を高める作用を有する元素である。この作用を充分に発揮させるために、Ｂ量は、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１％以上である。しかしＢ量が過剰であると、鉄のホウ化物が多量に形成し、鋼板の延性が劣化する。従ってＢ量は、０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
Ｂは、焼入れ性を高めて焼入れ後の鋼板強度を高める作用を有する元素である。この作用を充分に発揮させるために、Ｂ量は、０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１％以上である。しかしＢ量が過剰であると、鉄のホウ化物が多量に形成し、鋼板の延性が劣化する。従ってＢ量は、０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
〈Ａｌ：０．０８％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素である。この作用を充分に発揮させるためにＡｌ量は、通常０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上である。しかしＡｌを多量に添加しても脱酸作用が飽和するため経済的に無駄であり、またＣ系の介在物が多量に生成して表面疵の原因となる。そこでＡｌ量は、０．０８％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素である。この作用を充分に発揮させるためにＡｌ量は、通常０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上である。しかしＡｌを多量に添加しても脱酸作用が飽和するため経済的に無駄であり、またＣ系の介在物が多量に生成して表面疵の原因となる。そこでＡｌ量は、０．０８％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
〈Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靱性に悪影響を与える。そこでＮ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。
Ｎは、Ｂと結合して固溶Ｂ量を減少させ、焼入れ性に悪影響を与える。またＮ量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靱性に悪影響を与える。そこでＮ量は、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。なお、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量は、通常０．００１％以上である。
〈Ｃｒ及び／又はＭｏ：合計で０．１％以上０．５０％以下〉
Ｃｒ及び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、焼入れ後の強度ばらつきが抑えられる。こうした作用を発揮させるために、これら１種または２種の合計量を０．１％以上とする。好ましくは０．２％以上である。しかしこれらの量が過剰であると、めっき性が悪化する。そこでこれら１種または２種の合計量は、０．５０％以下とする。好ましくは０．４％以下である。
Ｃｒ及び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、焼入れ後の強度ばらつきが抑えられる。こうした作用を発揮させるために、これら１種または２種の合計量を０．１％以上とする。好ましくは０．２％以上である。しかしこれらの量が過剰であると、めっき性が悪化する。そこでこれら１種または２種の合計量は、０．５０％以下とする。好ましくは０．４％以下である。
本発明の焼入れ用鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼板中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の鋼板は、必要に応じて、以下の選択元素を含有していても良い。
〈Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）〉
Ｎｉ及びＣｕは、いずれも鋼板の耐食性を向上させ、耐遅れ破壊性を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるために、必要に応じてＮｉ及び／又はＣｕを鋼板に含有させても良い。Ｎｉ及びＣｕの各量は、それぞれ、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしＮｉ及びＣｕ量が過剰であると、鋼板の加工性が劣化する。そこで鋼板に含有させる場合のＮｉ及びＣｕの各量は、それぞれ、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下である。
Ｎｉ及びＣｕは、いずれも鋼板の耐食性を向上させ、耐遅れ破壊性を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるために、必要に応じてＮｉ及び／又はＣｕを鋼板に含有させても良い。Ｎｉ及びＣｕの各量は、それぞれ、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしＮｉ及びＣｕ量が過剰であると、鋼板の加工性が劣化する。そこで鋼板に含有させる場合のＮｉ及びＣｕの各量は、それぞれ、０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下である。
〈Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又はＮｂ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｖ及びＮｂは、いずれも強度の向上、及びγ粒微細化による焼入れ後の靭性改善に有効な元素である。こうした作用を発揮させるために、必要に応じてＶ及び／又はＮｂを鋼板に含有させても良い。Ｖ及びＮｂの各量は、それぞれ、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかしＶ及びＮｂが過剰であると、炭窒化物等の析出が増大し、加工性および耐遅れ破壊性が低下する。そこで鋼板に含有させる場合のＶ及びＮｂの各量は、それぞれ、０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
Ｖ及びＮｂは、いずれも強度の向上、及びγ粒微細化による焼入れ後の靭性改善に有効な元素である。こうした作用を発揮させるために、必要に応じてＶ及び／又はＮｂを鋼板に含有させても良い。Ｖ及びＮｂの各量は、それぞれ、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．０２％以上である。しかしＶ及びＮｂが過剰であると、炭窒化物等の析出が増大し、加工性および耐遅れ破壊性が低下する。そこで鋼板に含有させる場合のＶ及びＮｂの各量は、それぞれ、０．１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
本発明の焼入れ用鋼板は、例えば、Ｓｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ（酸素）なども合計で０．０１％以下の量で含有してもよい。この合計量以下であれば、耐食性や耐遅れ破壊性が改善される等の好ましい場合がある。
本発明の焼入れ用鋼板の焼入れ前の金属組織は、フェライト及びパーライトであることが望ましい。
本発明の焼入れ用鋼板は、熱延鋼板若しくは冷延鋼板、前記熱延鋼板若しくは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鋼板）、又はこれを合金化した合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）でもよい。本発明の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、熱間圧延、冷間圧延、溶融亜鉛めっき、合金化を行えばよい。熱間圧延は、例えば、熱間圧延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１１００〜１３００℃程度、仕上圧延温度（ＦＤＴ）を８００〜９５０℃程度、巻取温度（ＣＴ）を５００〜７００℃程度とすることが好ましい。冷間圧延後は７００〜９００℃程度で、５０〜１２０秒間加熱して焼鈍してから溶融亜鉛めっきを施すことが好ましい。
本発明の焼入れ用鋼板の板厚は、スポット溶接できる限り特に限定はないが、好ましくは３ｍｍ以下である。
好ましい焼入れ用鋼板は、板厚が３ｍｍ以下である冷延薄鋼板に、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施したＧＩ鋼板又はＧＡ鋼板である。めっき付着量は、好ましくは２０〜１００ｇ／ｍ2、より好ましくは２０〜６０ｇ／ｍ2、特に３０〜５０ｇ／ｍ2である。
本発明の焼入れ用鋼板を用いて高強度部材を製造する方法は特に限定されず、例えば、焼入れ用鋼板のＡｃ3点以上の温度（例えば、８５０〜１０００℃程度）に加熱した後、水や油、更にはミスト等で焼入れする方法の他、熱間プレス（ホットスタンプ）する方法を採用できる。
ホットスタンプでは、Ａｃ3点以上の温度（即ち、９００℃前後のオーステナイト域）で数分間加熱された薄鋼板をプレス金型内で冷却することにより焼入れ強化する。ホットスタンプは、ダイレクト工法とインダイレクト工法に大別できる。これらのうちダイレクト工法（直接方式とも呼ばれる。）は、薄鋼板をそのＡｃ3点以上の温度に加熱した後、金型で急冷しながら成形する工法であり、インダイレクト工法（予成形方式）は、薄鋼板を冷間成形した後、薄鋼板のＡｃ3点以上の温度に加熱し、次いで金型で急冷しながら焼入れする工法である。ダイレクト工法とインダイレクト工法は、薄鋼板をＡｃ3点以上の温度に加熱してから焼入れしている点で一致しているが、薄鋼板を成形するタイミングが異なっている。なお、上記焼入れ用鋼板を加熱する温度は、Ａｃ3点以上の温度に限定されず、例えば、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点未満の温度としてもよい。
焼入れ強化する領域は特に限定されない。例えば、ホットスタンプでは、通常、薄鋼板全体に焼入れを行うが、加熱する領域を制御したり金型との接触領域を制御することにより、薄鋼板の一部のみを焼入れ強化してもよい。
成形加工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。
また焼入れの加熱手段も特に限定されず、例えば、加熱炉による方法や、直接通電による方法、或いは高周波や電子ビームによる加熱手段が挙げられる。
焼入れ後は、スポット溶接して高強度部材を製造する。スポット溶接する位置は、焼入れした部分でもよいし、焼入れしていない部分でもよい。
スポット溶接の条件としては、例えば、加圧力は２０００〜５０００Ｎ程度、初期加圧時間は電源周波数６０Ｈｚで０〜６０サイクル程度、アップスローブは電源周波数６０Ｈｚで０〜２０サイクル程度、通電時間は電源周波数６０Ｈｚで１０〜３０サイクル程度、ホールド時間は０〜６０サイクル程度である。
本発明の焼入れ鋼板をスポット溶接するには、同種の鋼板（熱延鋼板同士、冷延鋼板同士、ＧＩ鋼板同士、ＧＡ鋼板同士）を使用してもよいし、異種の鋼板（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）を組み合わせても良い。
以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実験例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記実験例１では、焼入れしていない部分をスポット溶接することを模擬して焼入れ用鋼板のスポット溶接性を評価した。一方、下記実験例２では、ホットスタンプを想定し、焼入れ用鋼板の全体を焼入れした後、スポット溶接することを模擬して焼入れ用鋼板のスポット溶接性を評価した。
［実験例１］
下記表６、表７に示す化学成分（単位：質量％）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。この鋳片を、下記表８に示すスラブ加熱温度（ＳＲＴ）に加熱した後、仕上圧延温度（ＦＤＴ）で熱間圧延を行い、巻取温度（ＣＴ）まで冷却して巻取を行い、板厚２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗した後、さらに冷間圧延を行って板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板に下記表８に示す焼鈍温度で９０秒間焼鈍を行った後、めっきシミュレーターにて溶融亜鉛めっき処理（めっき浴の温度：４６０℃程度、浸漬時間：５秒程度、めっき付着量：３５ｇ／ｍ2）、及び必要に応じて合金化処理（温度：５５０℃、時間：１５秒）を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。
下記表６、表７に示す化学成分（単位：質量％）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。この鋳片を、下記表８に示すスラブ加熱温度（ＳＲＴ）に加熱した後、仕上圧延温度（ＦＤＴ）で熱間圧延を行い、巻取温度（ＣＴ）まで冷却して巻取を行い、板厚２．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を酸洗した後、さらに冷間圧延を行って板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を製造した。この冷延鋼板に下記表８に示す焼鈍温度で９０秒間焼鈍を行った後、めっきシミュレーターにて溶融亜鉛めっき処理（めっき浴の温度：４６０℃程度、浸漬時間：５秒程度、めっき付着量：３５ｇ／ｍ2）、及び必要に応じて合金化処理（温度：５５０℃、時間：１５秒）を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。
上記のようにして製造した各種鋼板（ＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板）に焼入れを行い、焼入れ前後での機械的特性、焼入れ前の鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度（十字引張荷重）、および、めっき性を測定・評価した。
〈焼入れ前後での機械的特性〉
まず、焼入れ前の鋼板の降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）を次のようにして測定した。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、ＹＰ、ＴＳ及びＥｌを測定した。測定結果を下記表９に示す。なお、測定結果は、３回測定したときの平均値である。
まず、焼入れ前の鋼板の降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び（Ｅｌ）を次のようにして測定した。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、ＹＰ、ＴＳ及びＥｌを測定した。測定結果を下記表９に示す。なお、測定結果は、３回測定したときの平均値である。
次に、焼入れ後の鋼板の降伏点（ＹＰ）及び引張強度（ＴＳ）を次のようにして測定した。得られた鋼板（焼入れ前のＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板）から切り出した１．６ｍｍ×３０ｍｍ×１５０ｍｍ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９５０℃となるように高周波加熱し、加熱温度到達後は平板を速やかに水冷することによって焼入れを施した。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ＹＰ及びＴＳを測定した。測定結果を下記表９に示す。なお、測定結果は、３回測定したときの平均値である。
〈スポット溶接部の接合強度〉
焼入れ前の鋼板をスポット溶接したときにおけるスポット溶接部の接合強度を十字引張荷重で評価した。詳しくは上記ＧＩ鋼板同士、または上記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９に示す。
焼入れ前の鋼板をスポット溶接したときにおけるスポット溶接部の接合強度を十字引張荷重で評価した。詳しくは上記ＧＩ鋼板同士、または上記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９に示す。
（スポット溶接条件）
試験片 ：十字引張試験用の試験片（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 ：十字引張試験用の試験片（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
〈めっき性〉
上記ＧＡ鋼板または上記ＧＩ鋼板について、幅７０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの試験片表面における不めっきの有無を目視で観察し、めっき性を評価した。評価結果を下記表９に示す。なお、表９では、不めっきが生じなかったものを○、不めっきが生じたものを×と記載した。
上記ＧＡ鋼板または上記ＧＩ鋼板について、幅７０ｍｍ×長さ１５０ｍｍの試験片表面における不めっきの有無を目視で観察し、めっき性を評価した。評価結果を下記表９に示す。なお、表９では、不めっきが生じなかったものを○、不めっきが生じたものを×と記載した。
表６、表７及び表９に示す結果から、次のように考察できる。上記式（１）の要件を満たす本発明例Ｎｏ．１〜２１、３６は、１００００Ｎを超える十字引張荷重を示し、この要件を満たさない比較例Ｎｏ．２２〜３０、３３〜３５と比べてスポット溶接性に優れていることが分かる。またＳｉ量が過剰である比較例Ｎｏ．３１及びＮｏ．３２は、スポット溶接性（十字引張荷重）に優れるものの、不めっきが生じていた。
［実験例２］
実験例２では、上記実験例１で得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を用い、この全体を焼入れし、焼入れした鋼板の機械的特性と、焼入れした鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度（十字引張荷重）を測定した。
実験例２では、上記実験例１で得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）と合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を用い、この全体を焼入れし、焼入れした鋼板の機械的特性と、焼入れした鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度（十字引張荷重）を測定した。
実験例２では、上記表６、表７に示したＮｏ．２、４、７、１１、１３、１４、１５、１６、１７、１９、２０、２４、３０、３２、３６の鋼から得られたＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板を用いた。
次に、焼入れした鋼板の機械的特性の評価と、焼入れした鋼板のスポット溶接は、次の手順で行った。
＜焼入れ後の機械的特性＞
上記実験例１で得られた鋼板（焼入れ前のＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板）から切り出した厚み１．６ｍｍ×３０ｍｍ×１５０ｍｍの平板を、大気雰囲気の加熱炉で、９５０℃で９０秒間加熱した後、直ちに厚さ１０ｍｍの厚鋼板で挟み込んで急冷し、焼入れを行った。厚鋼板で挟み込んで急冷しているのは、ホットスタンプしたときに金型で急冷するのを模擬するためである。なお、冷却に使用した厚鋼板はその温度が高くなるため、一度使用した厚鋼板は、室温程度の水槽に浸漬し、厚鋼板の表面温度が５０℃以下になるまで冷却してから次の冷却に使用した。また、平板の加熱−冷却は、サンプル１枚毎に行った。
上記実験例１で得られた鋼板（焼入れ前のＧＩ鋼板またはＧＡ鋼板）から切り出した厚み１．６ｍｍ×３０ｍｍ×１５０ｍｍの平板を、大気雰囲気の加熱炉で、９５０℃で９０秒間加熱した後、直ちに厚さ１０ｍｍの厚鋼板で挟み込んで急冷し、焼入れを行った。厚鋼板で挟み込んで急冷しているのは、ホットスタンプしたときに金型で急冷するのを模擬するためである。なお、冷却に使用した厚鋼板はその温度が高くなるため、一度使用した厚鋼板は、室温程度の水槽に浸漬し、厚鋼板の表面温度が５０℃以下になるまで冷却してから次の冷却に使用した。また、平板の加熱−冷却は、サンプル１枚毎に行った。
焼入れした各平板からＪＩＳ Ｚ２２０１で規定される５号試験片を切り出し、上記実験例１と同じ条件で引張試験を行い、焼入れ後のＹＰ及びＴＳを測定した。測定結果を下記表１０に示す。なお、測定結果は、３回測定したときの平均値である。下記表１０に示したＮｏ．は、上記表６、表７に対応している。
〈スポット溶接部の接合強度〉
焼入れした鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度を十字引張荷重で評価した。詳しくは焼入れしたＧＩ鋼板同士、または焼入れしたＧＡ鋼板同士を２枚重ね、これをスポット溶接し、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。スポット溶接は、加圧力を４９０３Ｎ（５００ｋｇｆ）とする以外は、上記実験例１と同じ条件で行った。測定結果を下記表１０に示す。
焼入れした鋼板をスポット溶接したときの溶接部の接合強度を十字引張荷重で評価した。詳しくは焼入れしたＧＩ鋼板同士、または焼入れしたＧＡ鋼板同士を２枚重ね、これをスポット溶接し、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。スポット溶接は、加圧力を４９０３Ｎ（５００ｋｇｆ）とする以外は、上記実験例１と同じ条件で行った。測定結果を下記表１０に示す。
上記表６、表７、表９、および下記表１０に示す結果から、次のように考察できる。
上記式（１）の要件を満たす本発明例（Ｎｏ．２、４、７、１１、１３、１４、１５、１６、１７、１９、２０、３６）は、十字引張荷重が１００００Ｎを超えており、焼入れした鋼板のスポット溶接性も優れている。
一方、上記式（１）の要件を満たさない比較例（Ｎｏ．２４、３０）は、十字引張荷重が１００００Ｎ以下となり、焼入れした鋼板のスポット溶接性は劣化している。
なお、Ｎｏ．３２は、上記式（１）の要件を満たしているため、焼入れした鋼板のスポット溶接性（十字引張荷重）は優れているが、Ｓｉが過剰であるため不めっきが生じていた。
上記の実験例１、２では、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の例を示したが、本発明はこれに限定されるものではない。めっき前の熱延鋼板および冷延鋼板であっても、スポット溶接部の接合強度および焼入れ後の強度の両方に優れた鋼板が得られることを、実験により確認している。
本発明の焼入れ用鋼板は、スポット溶接性（接合強度）及び焼入れ後の強度に優れているので、複雑な成形が行われ、且つ高強度が求められる自動車用鋼板や建築用鋼板、機械構造部材用鋼板として有用である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．２０％超０．３０％以下、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１％超０．５０％未満、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１％以上０．０４％以下、
Ｂ ：０．０００５％以上０．００５％以下、
Ａｌ：０．０８％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）、並びに
Ｃｒ及び／又はＭｏ：合計で０．１％以上０．５０％以下
を含有し、
更に、他の元素として、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、
残部が鉄及び不可避不純物からなり、
下記式（１）を満たすことを特徴とする板厚が３ｍｍ以下であり、スポット溶接に用いられる焼入れ用鋼板。
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
〔式（１）中、［ ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。〕 - 更に、他の元素として、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の焼入れ用鋼板。 - 質量％で、
Ｃ ：０．２０％超０．３０％以下、
Ｓｉ：１．０％未満（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１％超０．５０％未満、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０１％以上０．０４％以下、
Ｂ ：０．０００５％以上０．００５％以下、
Ａｌ：０．０８％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）、並びに
Ｃｒ及び／又はＭｏ：合計で０．１％以上０．５０％以下
を含有し、
残部が鉄及び不可避不純物からなり、
下記式（１）を満たす焼入れ用鋼板を焼入れし、スポット溶接して製造されたことを特徴とする高強度部材。
１００００−３１０００×［Ｃ］−９８０００×［Ｐ］−３４００００×［Ｓ］−９８０×［Ｍｎ］＋１２３０×［Ｓｉ］＞０ ・・・（１）
〔式（１）中、［ ］は鋼板中の各元素の含有量（質量％）を表す。〕 - 前記焼入れ用鋼板は、
更に、他の元素として、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項３に記載の高強度部材。 - 前記焼入れ用鋼板は、
更に、他の元素として、
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）及び／又は
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）を含有する請求項３又は４に記載の高強度部材。 - 前記焼入れ用鋼板の一部を焼入れし、焼入れしていない部分をスポット溶接して製造された請求項３〜５のいずれかに記載の高強度部材。
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