JPH068480B2

JPH068480B2 - 強度特性の優れた溶接部を有する加工部品

Info

Publication number: JPH068480B2
Application number: JP63264192A
Authority: JP
Inventors: 宏司岸田; 昌彦織田; 則夫池永
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1988-10-21
Filing date: 1988-10-21
Publication date: 1994-02-02
Anticipated expiration: 2009-02-02
Also published as: JPH02115352A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は高Cu系高強度薄鋼板を素材とし、静的強度およ
び動的強度の優れたスポット溶接部を有する加工部品に
関する。

［従来の技術］最近、プレス加工性およびスポット溶接性に優れた高強
度鋼板の開発に対する利用者側からの要請は極めて強
い。

例えば、衝突時の自動車乗員保護のための安全規制の強
化に対し、衝突エネルギー吸収能が大きく、衝突時の変
形の少ない鋼板として高強度鋼板の適用が検討されてお
り、一方自動車の高級化にともなう各種機器の新規搭載
に関し、車体重量の増加と、それによる燃料消費の増大
を回避するために、鋼板の板厚減少による軽量化が鋭意
試みられており、このためにも強度の高い鋼板が要求さ
れている。

また、かかる薄鋼板は一般にプレス加工により成形さ
れ、溶接で組み立てられ一体の構造物として使用される
ため、破断やくびれを伴うことなく良好な寸法精度で複
雑な形状に成形し得る十分な加工性を有し、更にその後
の組立工程で溶接構造物として組み立てられた状態で、
良好な強度，耐衝撃性，疲労強度等を具備する必要か
ら、溶接性、なんかずくスポット溶接性に優れているこ
とが要求される。

しかし、従来の加工用高強度薄鋼板は炭素量約0.03%以
上であり、その炭素を利用した焼入れによる組織強化の
他にMn,Si,P等の固溶強化元素を添加したり、TiやNb等
の炭窒化物による析出強化を活用して製造されるのが通
常であり、このような方法で鋼板を高強度化した場合、
鋼板のスポット溶接部の強度、特に静的強度の十字引張
強度は鋼板強度の増加とともに低下する問題があるた
め、高強度薄鋼板の使用が制限されていた。

［発明が解決しようとする課題］薄鋼板構造として代表的な自動車の車体を例にすると、
自動車の車体および車体を構成する部品は、鋼板をプレ
ス成形し、これをスポット溶接によって組みつけること
を基本としている。乗用車１台当たりのスポット溶接点
数は約4000点と多く、その際、用いられる継手の形状と
しては第１図に示すようなものが基本的である。

一般に薄鋼板構造における継手強度として、静的強度と
して引張剪断強度，十字引張強度が、動的強度としては
疲労強度，衝撃強度，クリープ強度が問題とされる。

スポット溶接継手の引張剪断強度は第２図に示すよう
に、母材の引張強度にほぼ比例する。しかし、十字引張
強度は、第３図に示すように、母材の引張強度に比例せ
ず、場合によっては、低下することがある。このような
強度特性は車体の軽量化のために高強度鋼板を採用して
も十字引張継手強度の向上が期待出来ないことを示して
おり、高強度鋼板の採用部位が制限されるなど問題にな
っている点である。

本発明は、この問題に鋭意検討を加え、高強度鋼板を母
材として、十字引張継手強度の優れた加工部品を提供す
る技術を開発したものである。

［課題を解決するための手段］本発明に係る加工部品は、次のように構成される。すな
わち、重量％でＣ 0.015％以下 Mn 0.05 〜1.5 ％Ｓ 0.030％以下 Cu0.8 〜3.0 ％Ｐ 0.100％以下 Si 1.0％以下Ｎ 0.0050 ％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％を含有し、更に必要に応じて0.01〜0.2%のTiと、0.0030
%以下のＢと、1.0%以下のNiとのうち、１種または複数
種を含有し、残部不可避的不純物およびFeよりなる鋼板
をスポット溶接した板厚0.4〜10.0mmの加工品であっ
て、母材の硬さ（ビッカース硬さ）をＸ、ナゲット部の
硬さ（ビッカース硬さ）をＹとすると、Ｙ≦270で且つ
ナゲット外周から板厚と同じ距離離れた熱影響部の硬さ
（ビッカース硬さ）が1/4・（３Ｘ＋Ｙ）以上であるこ
とを特徴とする強度特性の優れた溶接部を有する加工部
品である。

以下、本発明の内容について説明する。

周知の如く、スポット溶接は溶接部に大電流を集中し、
これによって生ずるジュール熱を熱源として加熱し、同
時に大きな加圧力を与えて、大電流・加圧下に金属を接
合するものである。この際、溶接部の温度は材料の融点
以上に達し、この溶接接合しているナゲット部と、その
周りに溶融はしていないが顕微鏡組織や機械的性質が変
化している熱影響部が形成される。第４図はスポット溶
接部の温度分布の一例を示したものである。尚、溶接条
件は第１表に示す通りであり、供試材の板厚は2.0mmで
ある。

この様なスポット溶接条件において、従来の高強度熱延
鋼板(0.15％Ｃ−0.7％Mn)を溶接した場合の硬さ分布の
一例を第４図に併記した。第４図において特徴的なこと
は、従来の高強度鋼板の場合にはナゲット部の硬さが局
部的に著しく硬いことである。この現象は、溶接部の引
張剪断試験では問題にならないが、十字引張試験では以
下に述べる理由で溶接部の強度を低下させる原因になる
と考えられる。即ち、スポット溶接部の引張剪断試験で
は負荷時に溶接部の回転が生じるため、破断直前の溶接
部は第５図(a)のような形状になる。この場合の負荷
は、主としてとの間で作用し、溶接部への力の伝達
にはとおよびとの間の一種の切り欠きの影響は
小さくなる。従って、破断は硬さの硬さナゲット部では
なく、軟らかい母材でおこる。これに対し、十字引張試
験では溶接部に加わる力は溶接部の周囲全体にわたるも
のである。これは第５図(b)に示すように、とおよ
びとの間の切り欠きを介して、溶接部端部に大きな
集中応力として作用する。ナゲット内金属および熱影響
部のこの負荷に対する抵抗が小さい時には、破断は低い
荷重でナゲット内に生じる。このことが、従来の高強度
鋼板では、母材の引張強さの上昇と共に、溶接部の引張
剪断強さは前記第２図に示した如く上昇し、十字引張強
さは前記第３図に示した如く低下する所以と考えられ
る。

本発明者等は、上記の如き状況に基づき鋭意検討した結
果、第４図に併記した如く、従来のものに比較してナゲ
ット部の絶対硬さを低く抑えると共に、ナゲット周辺の
熱影響部に母材硬さに対する硬さの上昇部を与えること
により、引張剪断強さはもとより、従来では得られなか
った十字引張強さの優れた溶接部を得ようというもので
ある。

以下、本発明の基礎となった実験結果について説明す
る。ナゲット部の硬さを抑えるには、焼入れ性を高める
元素である例えばＣ，Mnを制御する必要がある。ナゲッ
ト外周部の熱影響部の最高到達温度は、ナゲットからの
距離によって異なるが、約1000℃から700℃であり、こ
の温度から室温まで極く短時間で冷却される。この温度
と時間でもって析出させて、ナゲット外周部の熱影響部
の硬さを所定の硬さに保ち得る元素について種々検討し
た結果、Cuが最適であることを見出した。

Alキルド熱延鋼板においてC,Mn,Cuの含有量を種々変え
た場合の、スポット溶接部の断面硬さおよび十字引張強
さを調査した。なお、溶接条件は第１表と同じである。
これらのスポット溶接部について、ナゲット部の硬さ
（ビッカース硬さ）と十字引張強さの関係を整理したと
ころ、第６図に示すように十字引張強さは、ナゲット外
周部の熱影響部の硬さと母材部の硬さＸおよびナゲット
部の硬さＹとの相対関係に相関し、ナゲット外周から板
厚と同じ距離離れた熱影響部の硬さを1/4・（３Ｘ＋
Ｙ）以上とすることによって、極めて優れた十字引張強
さが得られることが判明した。

即ち、ナゲット外周から板厚と同じ距離離れた熱影響部
の硬さが1/4・（３Ｘ＋Ｙ）を超えない場合には、ナゲ
ット部の硬さが硬くなると十字引張強さは小さくなる
が、ナゲット外周から板厚と同じ距離離れた熱影響部の
硬さが1/4・（３Ｘ＋Ｙ）以上となるとＹ≦270の範囲で
はナゲット部の硬さが硬くなると十字引張強さは大きく
なることが判明した。そして更に研究を重ねた結果、組
成を特定した鋼板を通常の方法でスポット溶接すること
によって、スポット溶接後に上記のような溶接部の硬さ
分布をもつ強度特性の優れた溶接部を有する加工部品を
得ることが出来たのである。

次に、この発明における加工部品の素材となる薄鋼板の
成分範囲の限定理由を説明する。

Ｃは焼入れ性を高める元素であり、ナゲット部の硬さを
低く抑える為には極力低減させることが必要であると同
時に、加工時の延性を高くし、且つCu添加の効果を最大
限に引き出す為には0.015%以下とする必要がある。Ｃが
0.015%を超えるとナゲット部の硬さが270を超える為、
その上限を0.015%とする。

Mnは焼入れ性を高める元素であり、ナゲット部の硬さを
270以下と低く抑える為には1.5%以下とする必要があ
る。Mn量が余り低くなりすぎると鋼板の表面疵が発生し
易くなるのでその下限を0.05%とする。

Ｓは鋼板の加工性を高めるためには低いほうが好まし
く、上限を0.03%とする。

Cuはナゲット外周部の熱影響部に、母材硬さに対する硬
さの上昇部を与えるために重要な元素である。Cuは加工
後のスポット溶接前は固溶状態にしておき、溶接時の入
熱によって熱影響部にCuを析出させて硬さの上昇を図
る。0.8%未満では十字引張強さの向上につながる熱影響
部の硬さ上昇が不十分であり、ナゲット外周から板厚と
同じ距離離れた熱影響部の硬さが1/4・（３Ｘ＋Ｙ）を
超えないため、下限を0.8%とする。一方、3.0%を超える
と鋼板の表面品質が劣化するため、上限は3.0%とする。

Ｐは鋼板の強度および耐蝕性を高める元素として有効で
あるが、その必要のない時は、Ｐ量は0.03%以下であっ
てもよい。一方、鋼板の強度および耐蝕性を高める場合
には0.06〜0.10%のＰの添加が好ましい。しかし、0.10%
を超えるとナゲット部の脆化が著しくなり溶接強度が低
下するので、上限を0.10%とする。

Siは通常、不純物としては0.03％以下含まれるが、鋼板
の強度を上げる元素としてその必要強度レベルに応じて
1.0％以下、好ましくは0.3〜1.0%添加する。しかし、1.
0%を超えると鋼板の表面性状を劣化させるために、その
上限を1.0%とする。

Ｎ量は加工性を高めるために低いほうが好ましく、0.00
50%以下とする。

Sol.Alは脱酸に必要な元素であり、Sol.Alが0.002％未
満では脱酸が不十分であり、一方多すぎるとアルミナ生
成量が増え、鋼板の表面品質に悪影響を与えるので、そ
の上限を0.10％とする。

Tiは必要に応じて添加するものであり、Tiを0.01〜0.2%
の範囲で添加するとＣとＮはTiによって固定されるた
め、得られる鋼板は非時効性の鋼板となり加工性がより
向上し、より複雑な形状の加工部品への加工が可能とな
る。硬度なプレス加工性を得る為には0.01%以上の添加
が必要であり、一方0.2%より多くすることはコスト的に
不利である。

Niは本発明の加工部品の表面品質を高品位に保つのに有
効である。必要に応じて1.0%以下添加してもよい。但
し、1.0%を超えればNiの効果が飽和するので上限を1.0%
とする。

Ｂは本発明の加工部品の表面品質を高品位に保つのに有
効である。必要に応じて0.0030%以下添加してもよい。
但し、0.0030%を超えればＢの効果が飽和するのみなら
ず、ナゲットの硬さが硬くなって十字引張強さが低下す
るので上限を0.0030%とする。

以上のような組成を有する鋼板は、加工後通常の方法で
スポット溶接することにより強度特性の優れた溶接部を
有する加工部品となるが、以下にスポット溶接条件の一
例を述べる。

溶接条件の設定に当たっては、基本的にはRWMA推奨条件
を主体にすればよいが、板厚の変化による溶接条件の相
違を出来るだけ無くしたい場合には、溶接電流を除く他
の条件は板厚の関数として決めるのが好ましい。即ち、
板厚をｔ(mm)として、通電時間Ｔ＝10ｔ＋２（交流サイ
クル）、加圧力Ｐ＝200〜400・ｔ(kgf)等である。尚、
電極保持時間の長さによって溶接部の冷却速度が異なる
が、熱影響部にCuの析出を十分に行わせるには冷却速度
が遅い方が好ましく、電極保持時間は短い方が好まし
い。

本発明において板厚を0.4〜10.0mm限定した理由は以下
の通りである。本発明においては素材は熱延鋼板および
冷延鋼板を対象とするが、板厚が0.4mmよりも薄い材料
は本発明の対象とする用途には余り使われないこととあ
わせて、板厚が0.4mmよりも薄くなると溶接後の冷却速
度が著しく大きくなってナゲット部の硬さが270を超え
てしまうため、板厚の下限を0.4mmとする。一方、板厚
が10.0mmを超えると本発明の対象とする用途には余り使
われないためその上限を10.0mmとする。

［実施例］以下にこの発明の実施例を比較例と共に示す。

（実施例１）第２表に示す組成の熱延鋼板（板厚は2.0mm）No.１〜16
を、第１表に示す条件でスポット溶接し、溶接部の硬さ
分布を測定するとともに十字引張強さ、引張剪断強さお
よび表面品質を評価した。第２表から明らかなように、
この発明の成分範囲の素材鋼No.１，２，８〜15は、い
ずれもスポット溶接部の強度特性に優れ厚つ表面品質が
優れていることが明らかである。なお鋼No.３の比較材
はＣ含有量が高いものであるが、この場合にはナゲット
部の硬さが硬く十字引張強度が劣っている。鋼No.４の
比較材はMn含有量が低く、表面品質が劣っている。鋼N
o.５の比較材はMn含有量が高く、ナゲット部の硬さが硬
くて十字引張強度が劣っている。鋼No.６の比較材はCu
含有量が低く、熱影響部の硬さが十分ではなく十字引張
強度が劣っている。鋼No.７の比較材はCu含有量が高
く、十分引張強さは優れているが表面品質が劣ってい
る。鋼No.16の比較材は素材が従来のＣ−Mn系の熱延鋼
板であり、ナゲット部の硬さが高く十字引張強さが著し
く劣っている。尚、本発明材の素材熱延鋼板の製造方法
は以下の通りである。第２表に示す組成の鋼片を1050℃
〜1250℃で加熱したのち、860℃〜930℃で熱延を終了
し、350〜150℃で巻き取り、酸洗をして製造した。

（実施例２）第３表に示す組成の冷延鋼板（板厚は0.8mm）No.17,18
を第４表に示す条件でスポット溶接し、溶接部の硬さ分
布を測定するとともに十字引張強さ、引張剪断強さおよ
び表面品質を評価した。第３表から明らかなように、こ
の発明の成分範囲の素材鋼No.17はスポット溶接部の強
度特性に優れ且つ表面品質が優れていることが明らかで
ある。なお鋼No.18の比較材はＣ含有量が高いものであ
るが、この場合にはナゲット部の硬さが硬く十字引張強
度が劣っている。尚、本発明No.17の素材冷延鋼板の製
造方法は以下の通りである。第３表に示す組成の鋼片を
1050℃で加熱したのち、880℃で熱延を終了し、250℃で
巻き取り、板厚4.0mmの熱延鋼板を得た。その後酸洗を
し、圧下率80%の冷間圧延を行った後連続焼鈍した。連
続焼鈍条件は、800℃で１分間の再結晶焼鈍をし、つい
で100℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。

［発明の効果］上述したように本発明によれば、スポット溶接継手の従
来の問題点を解決することによって、自動車への高強度
鋼板の使用を促進し、乗員の安全性や経済性に寄与す
る。

【図面の簡単な説明】

第１図(a)〜(d)はスポット溶接継手の基本構造を示す図
であり、第２図はスポット溶接部の引張剪断強さと母材
の引張強さの関係を示す図であり、第３図はスポット溶
接部の十字引張強さと母材の引張強さの関係を示す図で
あり、第４図はスポット溶接部の温度分布及び硬さ分布
の一例を示す図であり、第５図(a)，(b)は破断直前の溶
接部の形状を示す図であり、第６図は十字引張強さとナ
ゲット硬さとの関係を、母材およびナゲットの硬さに対
する熱影響部の硬さの値に対応して示す相関図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ 0.015％以下 Mn 0.05〜1.5 ％Ｓ 0.030％以下 Cu 0.8〜3.0 ％Ｐ 0.100％以下 Si 1.0％以下Ｎ 0.0050 ％以下 Sol.Al 0.002〜0.10％を必須成分として含有し、残部不可避的不純物およびFe
よりなる鋼板をスポット溶接した板厚0.4 〜10.0ｍｍの
加工品であって、母材の硬さ（ビッカース硬さ）をＸ、
ナゲット部の硬さ（ビッカーズ硬さ）をＹとすると、Ｙ
≦270で且つナゲット外周から板厚と同じ距離離れた熱
影響部の硬さ（ビッカーズ硬さ）が1/4・（３Ｘ＋Ｙ）
以上であることを特徴とする強度特性の優れた溶接部を
有する加工部品。
【請求項２】重量％でＣ 0.015％以下 Mn 0.05 〜1.5 ％Ｓ 0.030％以下 Cu 0.8〜3.0 ％Ｐ 0.100％以下 Si 1.0％以下Ｎ 0.0050 以下 Sol.Al 0.002〜0.10％を含有し、更に0.01〜0.2%のTiと、0.0030%以下のＢ
と、1.0%以下のNiとのうち、１種または複数種を含有
し、残部不可避的不純物およびFeよりなる鋼板をスポッ
ト溶接した板厚0.4 〜10.0mmの加工品であって、母材の
硬さ（ビッカース硬さ）をＸ、ナゲット部の硬さ（ビッ
カース硬さ）をＹとすると、Ｙ≦270で且つナゲット外
周から板厚と同じ距離離れた熱影響部の硬さ（ビッカー
ス硬さ）が1/4・（３Ｘ＋Ｙ）以上であることを特徴と
する強度特性の優れた溶接部を有する加工部品。