TW201343313A - 熱壓印用拼焊材（ｔａｉｌｏｒｅｄ ｂｌａｎｋ）及熱壓印構件以及該等之製造方法 - Google Patents

熱壓印用拼焊材（ｔａｉｌｏｒｅｄ ｂｌａｎｋ）及熱壓印構件以及該等之製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明之熱壓印用拼焊材，係具有第1鍍鋁鋼板與第2鍍鋁鋼板經對頭熔接而形成的熔接部者；前述熔接部中熔接金屬之Al平均濃度係0.3質量%以上且1.5質量%以下，且前述熔接金屬的Ac3點係1250℃以下，並且於前述熔接部表面具有前述於對頭熔接時所形成的鋁層。

Description

熱壓印用拼焊材(tailored blank)及熱壓印構件以及該等之製造方法 技術領域
本發明係有關於熔接有複數鋼板之拼焊材，用以熱壓印(亦稱熱壓或金屬模淬火，此處，係記載為熱壓印。)的熱壓印用拼焊材、及其製造方法。又，本發明係有關於藉於熱壓印用拼焊材施行熱壓印所得之熱壓印構件及其製造方法。
本申請案係依據2012年03月28日，在日本申請之特願2012-074222號與2012年04月17日，在日本申請之特願2012-093812號主張優先權，並於此引用其內容。
背景技術
近年來，由地球環境保護之觀點來看，以削減CO2氣體排出量為目的對汽車車體輕量化之要求日益高漲，相對於此，正積極地檢討使用於汽車構件的高強度鋼板。此外，所要求之鋼材強度亦越來越高。
但，欲將鋼板高強度化壓製時所需之壓力將變高，隨 著設備之大型化，設備成本上升。此外，於將鋼板高強度化時，因鋼板之高強度化而不易成形將造成模具之修正成本、模具之磨損費、及形狀凍結性提升引發之矯鍛(restriking)造成的生產性下降等問題，有成本增加的疑慮。
解決該等問題的方法之一，熱壓印正受到矚目。熱壓印係將鋼板加熱至高溫，於高溫域下壓製加工之技術。特別是將鋼板於Ar3點以上之溫度域中壓製加工，以利用模具(壓製模具)之熱傳遞將鋼板急速冷卻，於施加壓力的狀態下，於鋼板組織產生麻田散鐵變態或變韌鐵變態等相變態，藉此，可製造出高強度且形狀凍結性優異之壓製加工品的技術。
另一方面，作為提升壓製品之良率及生產性的方法，亦可使用拼焊材作為汽車用構件等之壓製素材。
拼焊材係可視目的，藉由雷射熔接等接合複數鋼板之端面的壓製用素材。藉由使用如此之拼焊材，可於一個零件中自由地改變板厚或強度。因此，可提升零件之機能性、又，亦可減少零件件數。
又，汽車用構件等需耐蝕性之構件，大多使用鋅系鍍敷鋼板。然而，於熱壓印坯料(壓製材料)時，坯料(blank)係加熱至700~1000℃。該溫度係接近鋅之沸點或較沸點高。因此，於鋅系之鍍敷鋼板進行熱壓印時，於進行熱壓印之加熱時有表面之鍍敷層的一部分熔融或蒸發的情形。因此，由抑制鍍敷層之熔融或蒸發的觀點來看，熱壓印用之坯料，以使用經沸點較鋅系鍍敷高的Al系鍍敷之鋼板， 即鍍鋁鋼板為佳。
但，專利文獻1中指出於鍍鋁鋼板進行對頭熔接時，有作為鍍敷被膜之鋁於熔接金屬中移動並偏析，形成金屬間領域，成為破壞起點，接合部之變形能下降的情形。
並且，專利文獻1中揭示了一種作為解決該課題之方法，係去除熔接之部分的鍍敷層後再進行熔接的方法。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特表2009-534529號公報
發明概要
依據專利文獻1所揭示之方法，可抑制鋁自鍍敷被膜至熔接金屬中的移動及濃化，可抑制因其所引發的缺點。但，藉由專利文獻1所揭示之方法所得的鋼板中因熔接部未存在鍍敷層，故有熱壓印時產生熔接金屬之脫碳或氧化的問題、或藉由熱壓印所得之構件的耐蝕性差之問題。又，因需去除熔接之部分的鍍敷層之新步驟，將導致生產性下降或成本上升。
本發明係有鑑於如此之習知技術所作成者，目的係提供熱壓印後可確保充分之接頭強度的熱壓印用拼焊材及其製造方法。又，目的係提供使用有如此之熱壓印用拼焊材的熱壓印構件及其製造方法。
本發明人等針對省略如專利文獻1所提出之熔接部分的鍍敷層之步驟進行檢討。換言之，係不去除專利文獻1中不易實施之鍍鋁鋼板中熔接部分的鍍敷層而直接實用化對頭熔接作成熱壓印用拼焊材，為此致力地進行檢討。
結果，本發明人等新觀察得知不如專利文獻1所提出之防止鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中及濃化，反倒促進鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中及濃化，藉此，可於熔接金屬表面形成鋁層。又，藉此，新觀察得知可解決熱壓印時產生熔接金屬之脫碳或氧化的問題、或藉熱壓印所得之構件的耐蝕性差之問題。
另一方面，過度地促進鋁自鍍敷被膜朝熔接金屬中之移動及濃化時，亦發現熱壓印後的鍍鋁鋼板中不易確保充分之接頭強度的新課題。
這並非如專利文獻1所記載之因形成金屬間領域所造成者，而是因熔接時鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中並濃化，使熔接金屬之Ac3點變得高溫，不易於熱壓印步驟中焙燒熔接金屬以提高強度、或視情況因回火造成強度下降。
因此，本發明人等針對即使熱壓印步驟之淬火不充分、或熱壓印步驟中產生回火，熱壓印後的熱壓印構件仍可確保充分之接頭強度，進行檢討。結果，新發想不該藉由熱壓印步驟之淬火追求熔接金屬的高強度化，而於熱壓印之前步驟預先提高熔接金屬的強度。
並且，本發明人等觀察得知藉由控制鋁自鍍敷被膜朝熔接金屬中之移動及濃化於適當之範圍並將熔接金屬的 Ac3點設於預定溫度以下，可於熱壓印之前步驟的對頭熔接步驟之冷卻過程中產生淬火，可提高熔接金屬的強度。換言之，新觀察得知即使不於熱壓印步驟中產生淬火，又，即使不於熱壓印步驟中產生回火，熱壓印後之熱壓印構件中仍可確保接頭強度。
此外，本發明人等觀察得知藉由提高熔接金屬之淬火性，可更加促進熱壓印之前步驟的對頭熔接步驟之冷卻過程的淬火、藉將熔接金屬之Ac1點設為預定溫度以下，亦可活用熱壓印步驟的淬火、及藉將熔接金屬之最小厚度設為預定值以上，於熱壓印後可確保較高的接頭強度。
此外，本發明人等藉由規定熔接金屬之形狀，可使熱壓印用拼焊材之熔接部附近與模具的接觸更為確實，藉此，觀察得知可更確實地進行利用模具之熱傳遞的熱壓印用拼焊材之熔接部附近的淬火。
此外，本發明人等觀察得知藉由提高熔接金屬之含氧量，可提升熔接金屬的韌性。
本發明係有依據前述新觀察所得知識所作成者，其要旨係如下述。
(1)換言之，本發明之一態樣的熱壓印用拼焊材，係具有第1鍍鋁鋼板與第2鍍鋁鋼板經對頭熔接而形成的熔接部者；前述熔接部中熔接金屬之Al平均濃度係0.3質量%以上且1.5質量%以下，且下式(1)中，以單位℃所定義之前述熔接金屬的Ac3點係1250℃以下，並且於前述熔接部表面具有前述對頭熔接時所形成的鋁層。
[數1]Ac3=910-230×C0.5-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+120×As+400×Ti…式(1)
此處，式中之C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算。
(2)如前述(1)之熱壓印用拼焊材，其更於下式(2)中以單位秒所定義之△tM亦可係0.5秒以上。
此處，式中之C、Si、Al、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算，且式中之△H為使用前述熔接金屬中N以質量%計之含量，於fN=(0.02-N)/0.02時，對應B以質量%計之含量與前述fN，而如以下所定義的數值。
B≦0.0001時，△H=0、 0.0001<B≦0.0002時，△H=0.03×fN、 0.0002<B≦0.0003時，△H=0.06×fN、 0.0003<B時，△H=0.09×fN。
(3)如前述(1)或(2)之熱壓印用拼焊材，其更於下式(3)中以單位℃所定義的前述熔接金屬之Ac1點亦可係860℃以下。
[數3]Ac1=exp(6.5792-0.038058×C+0.052317×Si+0.011872×Ni-0.045575×V+0.18057×Al+0.011442×W-0.013403×Cu+5.5207×B+0.91209×S-1.1002×P+0.060014×Mn×C-0.096628Cr×C+0.050625×Cr×Si+0.39802×Mo×C-0.34782×Mo×Mn+0.40986×Mo×Si-0.12959×Mo×Cr-0.048128×Ni×C-0.01090×Mn 2-0.03550×Si 2+0.010207×Cr 2+0.36074×Mo 2-0.0030705×Ni 2)…式(3)
此處，式中之C、Si、Ni、V、Al、W、Cu、B、S、P、Mn、Cr、Mo係前述熔接金屬中各元素的含量(質量%)，而未含有之元素的含量係以0計算。
(4)如前述(1)至(3)中任一項之熱壓印用拼焊材，亦可為其於將前述熔接金屬最薄部分的厚度，以單位mm計作為t、將前述第1鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t1、且將前述第2鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t2時，前述t於前述t1與前述t2相同時，係前述t1之80%以上；而於前述t1與前述t2相異時，係前述t1及前述t2中較小者的80%以上。
(5)如前述(1)至(4)中任一項之熱壓印用拼焊材，其中前述熔接金屬的最大高度，亦可於前述第1鍍鋁鋼板之前述板厚的前述t1與前述第2鍍鋁鋼板之前述板厚的前述t2相等時，以前述第1鍍鋁鋼板表面的延長線為基準係300μm以下；而於前述t1與前述t2相異時，以前述第1鍍鋁鋼板與前述第2鍍鋁鋼板中較厚者表面的延長線為基準，係300μm以下。
(6)如前述(1)至(5)中任一項之熱壓印用拼焊材，其中前述熔接金屬的含氧量亦可較前述第1鍍鋁鋼板之鍍 敷基材的第1鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍敷基材的第2鋼板的平均含氧量高50ppm以上。
(7)本發明之一態樣的熱壓印用拼焊材之製造方法，係使用第1鍍鋁鋼板與第2鍍鋁鋼板來進行對頭熔接者，其具有下述步驟：決定熔接條件步驟，係決定熔接條件，使熔接部中熔接金屬的Al平均濃度為0.3質量%以上且1.5質量%以下，且以下式(1)所定義之前述熔接金屬的Ac3點(℃)為1250℃以下；及熔接步驟，係以前述熔接條件進行熔接，而於前述熔接部之前述熔接金屬表面形成來自於前述第1鍍鋁鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍鋁層的鋁層。
[數4]Ac3=910-230×C0.5-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+120×As+400×Ti…式(1)此處，式中之C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量。又，未含有之元素的含量係以0計算。
(8)如前述(7)之熱壓印用拼焊材之製造方法，其於前述決定熔接條件步驟中，更亦可決定前述熔接條件使藉由下式(2)以單位秒所定義之△tM為0.5秒以上。
此處，式中之C、Si、Al、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算。又，式中之△H為使用前述熔接金屬中N以質量%計之含量，於fN=(0.02-N)/0.02時，對應B以質量%計之含量與前述fN，而如以下所定義的數值。
B≦0.0001時，△H=0、0.0001<B≦0.0002時，△H=0.03×fN、0.0002<B≦0.0003時，△H=0.06×fN、0.0003<B時，△H=0.09×fN。
(9)如前述(7)或(8)之熱壓印用拼焊材之製造方法，其於前述決定熔接條件步驟中，更亦可決定前述熔接條件，使藉由下式(3)以單位℃所定義之Ac1點為860℃以下。
[數6]Ac1=exp(6.5792-0.038058×C+0.052317×Si+0.011872×Ni-0.045575×V+0.18057×Al+0.011442×W-0.013403×Cu+5.5207×B+0.91209×S-1.1002×P+0.060014×Mn×C-0.096628Cr×C+0.050625×Cr×Si+0.39802×Mo×C-0.34782×Mo×Mn+0.40986×Mo×Si-0.12959×Mo×Cr-0.048128×Ni×C-0.01090×Mn 2-0.03550×Si 2+0.010207×Cr 2+0.36074×Mo 2-0.0030705×Ni 2)…式(3)
此處，式中之C、Si、Ni、V、Al、W、Cu、B、S、P、Mn、Cr、Mo係前述熔接金屬中各元素的含量(質量%)，而未含有之元素的含量係以0計算。
(10)如前述(7)至(9)中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其於前述決定熔接條件步驟中，更亦可決定前述熔接條件，使於將前述熔接金屬最薄部分的厚度，以 單位mm計作為t、將前述第1鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t1、且將前述第2鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t2時，前述t於前述t1與前述t2相同時，係前述t1之80%以上，而於前述t1與前述t2相異時，係前述t1及前述t2中較小者的80%以上。
(11)如前述(7)至(10)中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法中，其於前述決定熔接條件步驟中，更亦可決定前述熔接條件，使前述第1鍍鋁鋼板之板厚t1與前述第2鍍鋁鋼板之板厚t2相等時，以前述第1鍍鋁鋼板表面的延長線為基準之前述熔接金屬的最大高度係300μm以下，而於前述t1與前述t2相異時，以前述第1鍍鋁鋼板與前述第2鍍鋁鋼板中較厚者表面的延長線為基準之前述熔接金屬的最大高度係300μm以下。
(12)如(7)至(11)中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其於前述決定熔接條件步驟中，亦可決定前述熔接條件，使前述熔接金屬的含氧量較前述第1鍍鋁鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍敷基材的鋼板的平均含氧量高50ppm以上。
(13)如前述(7)至(12)中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其中前述對頭熔接亦可係雷射熔接、電子束熔接或電漿熔接的任一種。
(14)如前述(7)至(13)中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其中前述對頭熔接亦可一面供應填充焊條一面進行雷射熔接。
(15)本發明之一態樣的熱壓印構件，係藉於前述(1)至(6)中任一項之熱壓印用拼焊材施行熱壓印所得者；前述熔接金屬之硬度與前述熔接金屬最薄部分之厚度的積係大於前述第1鍍鋁鋼板之硬度與前述第1鍍鋁鋼板之板厚的積、或前述第2鍍鋁鋼板之硬度與前述鍍鋁鋼板之板厚的積之任一者。
(16)本發明之一態樣的熱壓印構件之製造方法，具有於前述(1)至(6)中任一項之熱壓印用拼焊材施行熱壓印的熱壓印步驟，且係使前述熱壓印步驟後之前述熔接金屬之硬度與前述熔接金屬的最薄部分之厚度的積大於前述第1鍍鋁鋼板之硬度與前述第1鍍鋁鋼板之板厚的積、或前述第2鍍鋁鋼板之硬度與前述鍍鋁鋼板之板厚的積之任一者。
依據本發明，可提供一種不需去除熔接之部分的鍍敷層，即使直接對頭熔接鍍鋁鋼板，於熱壓印後具有高接頭強度之熱壓印用拼焊材。
又，依據本發明，可提供一種不需去除熔接之部分的鍍敷層，即使使用直接對頭熔接所得之熱壓印用拼焊材，於熱壓印後具有高接頭強度的熱壓印構件。
又，前述熱壓印用拼焊材及熱壓印構件之熔接焊珠表面因覆蓋有鋁，故可解決熱壓印時產生熔接金屬之脫碳或氧化的問題或熱壓印後之耐蝕性差的問題。
圖1係顯示於鍍鋁鋼板進行對接雷射熔接而形成之熔接部的截面之一例的照片。
圖2係顯示本實施形態之拼焊材的製造方法之一例的流程圖。
圖3係顯示本實施形態之熱壓印構件的製造方法之一例的流程圖。
用以實施發明之形態
以下說明本發明之一實施形態的熱壓印用拼焊材(以下，有稱作本實施形態之拼焊材的情形。)及其製造方法、以及本發明之一實施形態的熱壓印構件(以下，有稱作本實施形態之熱壓印構件的情形。)及其製造方法。
1.熱壓印用拼焊材
(熔接金屬之Al平均濃度：0.3質量%以上且1.5質量%以下)
本實施形態之拼焊材係藉由對頭熔接複數鍍鋁鋼板所接合者，經對頭熔接之部分具有包含熔接金屬的熔接部。
於本實施形態之拼焊材中，於抑制熱壓印時之熔接金屬的脫碳或氧化的情況下，確保熱壓印後之接頭強度，此外，為確保熱壓印後之耐蝕性，如後述，控制鋁自鍍敷被膜至熔接金屬中的移動於適當之範圍係為重要。因此，將熔接金屬之Al平均濃度設為0.3質量%以上、1.5%以下係為重要。
本發明人等觀察得知於未去除鍍鋁鋼板之熔接部分的鍍敷層，而直接對頭熔接之熱壓印用拼焊材中，藉 使鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中及濃化，使熔接金屬之Al平均濃度為一定以上，可於熔接金屬表面形成鋁層。換言之，如圖1所示，發現熔接金屬(熔接焊珠)之表面被對頭熔接時所形成的鋁層所覆蓋。又，新觀察得知藉於熔接金屬表面覆蓋有鋁層，可解決熱壓印時產生之熔接金屬的脫碳或氧化之問題、或藉熱壓印所得的構件(熱壓印構件)之耐蝕性差的問題。該理由尚未明確，但可視為對頭熔接時，於熱影響部熔融之鍍敷金屬(鋁)被熔接焊珠熔融池的熔融金屬流所吸入，熔點較鋼低之鍍敷金屬於熔融池凝固後亦於熔接焊珠表面擴散，而覆蓋熔接焊珠之故。
熔接金屬之Al平均濃度小於0.3質量%時，自鍍敷被膜至熔接金屬中之鋁的移動及濃化不足，無法於熔接金屬表面充分地形成鋁層。因此，無法解決熱壓印時產生的熔接金屬之脫碳或氧化的問題或藉熱壓印所得之構件的耐蝕性差之問題。因此，於本實施形態中，將熔接金屬之Al平均濃度設為0.3質量%以上。
另一方面，於未去除鍍鋁鋼板之熔接部分的鍍敷層，而直接對頭熔接之熱壓印用拼焊材中，藉由適度地抑制鋁自鍍敷被膜至熔接金屬中的移動及濃化，可於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火。此時，於熱壓印步驟前可預先提高熔接金屬之強度。換言之，熱壓印步驟中未產生淬火，又，即使熱壓印步驟中產生有回火，於熱壓印後(熱壓印構件)中仍可確保充分之接頭強度。另一方面，於過度地進行自鍍敷被膜至熔接金屬中的鋁之 移動及濃化時，熔接金屬之Al平均濃度將變得過高。因Al係肥粒鐵穩定元素(ferrite former)，故熔接金屬之Al平均濃度過高時，熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟之冷卻過程中將未產生沃斯田鐵相，熔接步驟之冷卻過程未產生充分的淬火。因此，無法期待熔接金屬之高強度化，且熱壓印後無法確保充分之接頭強度。藉由適度地抑制自鍍敷被膜至熔接金屬中之鋁的移動及濃化，熱壓印後可確保充分之接頭強度。
熔接金屬之Al平均濃度大於1.5質量%時，因前述理由，熱壓印後無法確保充分之接頭強度。因此，熔接金屬之Al平均濃度係設為1.5質量%以下。藉將熔接金屬之Al平均濃度設為1.5質量%以下，於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟之冷卻過程中將產生淬火，可得到具有焙燒成由麻田散鐵組織或麻田散鐵及變韌鐵所構成的組織之組織。
(熔接金屬之Ac3點：1250℃以下)
本發明人等發現即使熔接金屬之Al平均濃度為1.5質量%以下，若於熔接金屬之化學組成中，C或Mn等的含量少、Si之含量多時，熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟之冷卻過程中不易產生淬火，不易預先提高熔接金屬的強度，換言之，熱壓印後不易確保充分之接頭強度。關於該點，本發明人等致力地進行檢討。結果，確認藉由將以下述式(1)所定義之Ac3點(℃)設為1250℃以下，可於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，並可預先提高熔接金屬之強度。換言之，藉由實驗確認了藉將Ac3點設為 1250℃以下，熱壓印步驟中未產生淬火，又，即使熱壓印步驟中產生有回火，於熱壓印後仍可確保充分之接頭強度。
以式(1)所定義的熔接金屬之Ac3點大於1250℃時，因不易於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，故不易於熱壓印後確保充分之接頭強度。因此，以式(1)所定義的熔接金屬之Ac3點係設為1250℃以下。
[數7]Ac3=910-230×C0.5-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+120×As+400×Ti…式(1)
此處，式中之元素記號(C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti)係表示熔接金屬中各元素的含量(質量%)。又，未含有之元素的含量係以0計算。
另外，該Ac3點之式係經由文獻(Leslie.W.C.著，幸田成康/監譯「Leslie鋼鐵材料學」丸善(1985)發行，p.273)而眾所周知的式。
因Ac3點越低，對熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火越有利，故並未特別規定Ac3點之下限。
(熔接金屬之△tM：0.5秒以上)
如前述，於熱壓印後為確保充分之接頭強度，於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，預先提高熔接金屬之強度係為重要。為此，除了控制前述Ac3點，以提高熔接金屬的淬火性為佳。
以下述式(2)所定義之△tM係表示熔接金屬的組織藉由冷卻成為100%麻田散鐵之臨界冷卻時間(秒)的淬火性之指 標。該值越大表示越容易脆火。該式(2)係揭示於例如，文獻(糟谷、橋場：新日鐵技術情報第385號，p.48-55(2006))。
藉將以式(2)所定義之△tM設為0.5秒以上，將於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，可預先提高熔接金屬之強度。又，藉由提高熔接金屬的強度，於熱壓印後將容易確保充分之接頭強度。因此，本實施形態之拼焊材，以將式(2)所定義之熔接金屬的△tM設為0.5秒以上為佳。以將△tM設為1.0秒以上更佳。△tM越大淬火性越高，故不需特別限定△tM之上限。
此處，各元素記號(C、Si、Al、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr)係熔接金屬中該元素的含量(質量%)，未含有之元素的含量係以0計算。又，式中之△H係使用熔接金屬中的N之含量(質量%)，於設為fN=(0.02-N)/0.02時，對應於B之含量(質量%)，如以下地定義的數值。
B≦0.0001時，△H=0、0.0001<B≦0.0002時，△H=0.03×fN、0.0002<B≦0.0003時，△H=0.06×fN、0.0003<B時，△H=0.09×fN。
(熔接金屬之Ac1點：860℃以下)
如前述，促進自鍍敷被膜至熔接金屬中之鋁的移動及 濃化時，因熔接金屬之Ac3點變得高溫，故將熔接金屬之Ac3點設為熱壓印步驟時的加熱溫度以下變得困難。然而，可將熔接金屬之Ac1點設為熱壓印步驟時的加熱溫度以下。藉將Ac1點設為熱壓印步驟時的加熱溫度以下，可期待藉由熱壓印步驟中之淬火達成熔接金屬的高強度化。因此，熱壓印後可確保更強之接頭強度。因此，前述熔接金屬以下式(3)所定義之Ac1點為860℃以下為佳。
[數9]Ac1=exp(6.5792-0.038058×C+0.052317×Si+0.011872×Ni-0.045575×V+0.18057×Al+0.011442×W-0.013403×Cu+5.5207×B+0.91209×S-1.1002×P+0.060014×Mn×C-0.096628Cr×C+0.050625×Cr×Si+0.39802×Mo×C-0.34782×Mo×Mn+0.40986×Mo×Si-0.12959×Mo×Cr-0.048128×Ni×C-0.01090×Mn 2-0.03550×Si 2+0.010207×Cr 2+0.36074×Mo 2-0.0030705×Ni 2)…式(3)
此處，各元素記號(C、Si、Ni、V、Al、W、Cu、B、S、P、Mn、Cr、Mo)係熔接金屬中該元素之含量(質量%)，未含有之元素的含量係以0計算。
因Ac1點越低，對熱壓印之步驟中產生淬火越有利，故並未特別規定Ac1點的下限。
(熔接金屬之形狀)
於進行對接經剪切之鋼板(鍍鋁鋼板)端面的對頭熔接中，因端面之截斷精度的關係，通常係以熔接焊珠表面相對於鋼板表面呈下凹之狀態(變薄之狀態)下熔接。此時，以將本實施形態之拼焊材的熔接金屬之最薄部分的厚度設為較經對頭熔接之鍍鋁鋼板的板厚(板厚相異時係薄之板厚) 之80%以上為佳。藉由如此地設定，可提高熔接接頭部的強度。以將熔接金屬之最薄部分的厚度設為經對頭熔接之鍍鋁鋼板的板厚(板厚相異時係薄之板厚)之90%以上更佳。另，本實施形態之熔接金屬的最薄部分之厚度係指鋼板中板厚方向全係由熔接金屬所構成的部位中，最薄之部分的厚度。
為增厚熔接金屬之厚度，例如，可使用填充焊條等熔填金屬補充缺少的部分。然而，以提升接頭強度等為目的而使用填充焊條等熔填金屬進行鋼板端面之對頭熔接增厚熔接金屬之厚度時，以將以經對頭熔接的鍍鋁鋼板表面(板厚相異時係厚之表面)之延長線作為基準的熔接金屬表面之最大高度設為300μm以下為佳。藉由如此地設定，可使熱壓印時之熱壓印用拼焊材的熔接部附近與模具之接觸更為確實。因此，可更確實地進行利用模具之熱傳遞的熱壓印用拼焊材之熔接部附近的淬火。
(熔接金屬之含氧量)
本實施形態之拼焊材的熔接金屬之含氧量以較經對頭熔接之鍍鋁鋼板的鍍敷基材之鋼板的平均含氧量高50ppm以上為佳。藉由如此地設定，詳細之機制尚未明確，但熔接金屬的麻田散鐵之區塊大小變小，將提升熔接金屬的韌性。為提高熔接金屬之含氧量，可使用例如，金屬芯線熔接。於使用有金屬芯線時，含氧量係隨金屬芯線之供應量變化，故可視目的之氧量使用供應量。並未特別限定熔接金屬之含氧量，與經對頭熔接之鍍鋁鋼板的鍍敷基材之鋼 板的平均含氧量之差的上限，但由抑制形成粗大之氧化物的觀點來看，以設為300ppm以下為佳。
(鍍鋁鋼板)
並為特別限定本實施形態之拼焊材所使用的鍍鋁鋼板。例如，為得本實施形態之拼焊材而使用於對頭熔接的鍍鋁鋼板，可使用同種鋼板，但以使各個部位具有相異之特性為目的，亦可使用強度等特性相異的鋼板。
藉由熱壓印之淬火作用以期提升機械特性的部位，可使用例如，以質量%計，具有含C：0.15~0.25%、Si：0.1~0.35%、Mn：0.8~1.8%、Cr：0.01~0.5%、B：0.1%以下(包含0%)，剩餘部分係由Fe及不純物所構成的化學組成之鋼板、或亦可使用以該化學組成為基底，更具有含Ti、Nb、Mo之1種或2種以上的化學組成之鋼板作為鍍敷基材的鍍鋁鋼板。
由熱壓印後之強度觀點來看，並不需特別規定本實施形態之拼焊材所使用的對頭熔接之鍍鋁鋼板的強度。然而，考量到施行對頭熔接前之切坯(blanking)等加工性，熱壓印前的抗拉強度以270~590MPa為佳。
本實施形態之拼焊材所使用的對頭熔接之鍍鋁鋼板的板厚範圍係例如0.8~4.0mm。以0.8~2.0mm為佳。
鍍鋁鋼板之鍍鋁層可防止鋼板腐蝕，並可防止熱壓印鋼板時，因經高溫加熱之鋼板表面氧化造成鏽皮(鐵之氧化物)生成。鍍鋁層因沸點高於利用有機系材料之鍍敷被覆或利用其他金屬系材料(例如Zn系)之鍍敷被覆，故於藉由熱壓印方法成形時，可於高溫下加工。因此，由熱壓印 步驟中淬火熔接金屬的觀點來看係為有利。由該等觀點來看，以於鋼板兩面形成鍍鋁層為佳。
該鍍鋁層可藉由例如，熔融鍍敷法形成於鋼板表面。鍍敷層之成分可為以Al作為主體而含有者。並未特別限定Al以外之成分。亦可為例如，含有3~15質量%的Si者。藉將Si含量設為3質量%以上，可控制被覆熔融鍍敷金屬時所生成之合金層。另一方面，藉將Si含量設為15%以下，可於鍍敷層確保良好之加工性與耐蝕性。
2.熱壓印用拼焊材之製造方法
(熔接金屬之化學組成的調整方法)
如前述，鍍鋁鋼板中未去除熔接部分之鍍敷層，而直接對頭熔接的熱壓印用拼焊材，因對頭熔接時鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中並濃化，使熔接金屬之Ac3點變得高溫。藉此有不易於熱壓印步驟中淬火熔接金屬提高強度、或因回火造成強度下降的情形。
因此，本實施形態之拼焊材的製造方法中，調整條件使熔接金屬之Al平均濃度係0.3質量%以上1.5質量%以下、以上述式(1)所定義的熔接金屬之Ac3點(℃)係1250℃以下，進行熔接(決定熔接條件步驟：S1)。此時，於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，可預先提高熔接金屬之強度，故即使熱壓印步驟未產生淬火，又，即使熱壓印步驟產生有回火，於熱壓印後仍可確保充分之接頭強度。
此外，本實施形態之拼焊材的製造方法中，係於熔接金屬表面形成來自於熔接之鍍鋁鋼板的鍍鋁層之鋁層(熔 接步驟：S2)。
此處，熔接金屬之Al平均濃度係使用鍍鋁鋼板之表背的熔接焊珠寬度、鍍敷層之厚度、凹槽間隔等，算出自鍍敷層加入熔接金屬的Al量、自作為鍍敷基材之鋼板加入的Al量或於使用熔填金屬時，推測自熔填金屬加入之Al量，可由該等值與熔接金屬的截面積算出。換言之，可由鍍鋁鋼板之化學組成、鍍敷附著量、板厚、凹槽間隔、熔填金屬的化學組成等預測。因此，藉由考量到前述後決定熔接條件，可控制熔接金屬之Al平均濃度。
例如，不使用熔填金屬而欲使熔接金屬之Al平均濃度為1.5質量%以下，於以凹槽間隔0.2mm或0.4mm對頭熔接附著量40/40gr/m2的雙面鍍鋁鋼板時，可使用板厚0.8~2.0mm之鋼板。又，以凹槽間隔0.2mm或0.4mm對頭熔接附著量80/80gr/m2的雙面鍍鋁鋼板時，可使用板厚1.4~4.0mm之鋼板。於以凹槽間隔0.2mm或0.4mm對頭熔接附著量80/80gr/m2的雙面鍍鋁鋼板時，鍍鋁鋼板之板厚以設為3.0mm以下為佳。
鍍敷之附著量多時，鋼板之板厚雖亦造成影響，但有不易使熔接金屬之Al平均濃度為1.5質量%以下的情形。此時，於鋼板之對接部分形成間隔，熔接時使用填充焊條等熔填金屬，並以熔接金屬填充其間隔，稀釋Al即可。藉此，增加熔接金屬之量，可將熔接金屬之Al濃度設為1.5質量%以下。熔填金屬可使用粉末之形態或金屬線(wire)之形態，但由良率之觀點來看，以使用金屬線之形態即填充焊條為佳。
藉與控制Al平均濃度相同的方法，亦可預測以上述式(1)所定義之熔接金屬之Ac3點(℃)、以上述式(2)所定義之△tM(秒)及以上述式(3)所定義之熔接金屬之Ac1點(℃)。依據該等預測，藉以經調整鍍鋁鋼板之化學組成、鍍敷附著量、板厚、凹槽間隔、熔填金屬之化學組成等的熔接條件進行熔接，可輕易地實現Ac3點(℃)為1250℃以下、△tM(秒)為0.5秒以上、Ac1點(℃)為860℃以下。
具體而言，以如下之順序推測熔填金屬成分及熔填金屬供應量，並使用經推測之成分與供應量於實驗上確認即可。
(i)首先，由熔接之鍍鋁鋼板的板厚與凹槽間隔與熔接入熱量推測熔接焊珠形狀。由經推測之鋼板表背面的熔接焊珠寬度求得鍍敷層之熔融寬度，並依據該熔融寬度與鍍敷厚度，推測形成熔接焊珠的熔接金屬中自鍍敷層熔入之Al量。並且，由經推測之熔接焊珠形狀求得堆積金屬量，由熔接之鍍鋁鋼板的成分(化學成分)、使用之填充焊條的組成及熔接金屬中熔入之Al量，推測熔接金屬的成分。
(ii)接著，調查經推測之熔接金屬的成分，判別成分是否適合前述條件(Al平均濃度、Ac3點等)。不適合時，藉由改變填充焊條之組成，判別是否適合前述條件。
(iii)藉由改變填充焊條之組成，於可適合前述條件時，將填充焊條改變為其金屬線。於改變填充焊條之組成仍無法適合時，可改變凹槽間隔，以增加堆積金屬量。此外，推測以前述(i)順序改變凹槽間隔後之熔接金屬的成分，判斷熔接金屬是否適合前述條件。
以上，著眼於熔接金屬之成分，說明調整填充焊條的成分供應量之情形，但亦可使用後述之熱壓印後的鋼板之硬度Hv(BM)及熔接金屬之硬度Hv(WM)的預測方法，推測母材鋼板之硬度與熔接金屬之硬度的關係是否滿足後述條件，來調整母材鋼板之硬度與熔接金屬之硬度的關係。
如此，藉由使用熔填金屬，不僅可稀釋Al，亦調整其化學組成或供應量等，可調整Ac3點(℃)、△tM(秒)或Ac1點(℃)。此外，藉由使用熔填金屬，增厚熔接金屬的厚度，亦可提升接頭強度、或控制其形狀。如上述，本實施形態之拼焊材的熔接金屬之最薄部分的厚度以設為經對頭熔接之鍍鋁鋼板的板厚(板厚相異時係薄之板厚)之80%以上為佳。因此，由提升接頭強度的觀點來看，使用熔填金屬增厚熔接金屬之厚度係為佳。然而，由可確實地進行熱壓印用拼焊材的熔接部附近之淬火來看，以將經對頭熔接之鍍鋁鋼板的表面(板厚相異時係厚之表面)之延長線作為基準的熔接金屬表面之最大高度設為300μm以下為佳。
由提高熔接金屬之硬化性的觀點來看，藉由熔填金屬提供碳(C)或可提高硬化性之元素至熔接金屬中係為有利。然而，C或合金元素之含量高的實線(solid wire)係不易製造，故熔填金屬以使用於鋼製外皮中填充有碳粉末或金屬粉末的芯線(因未含有助焊劑故亦稱作金屬芯線)係簡便且為佳。金屬芯線因填充有碳粉末或金屬粉末，故藉使用此可輕易地提供C等至熔接金屬。使用包含碳粉末之芯線熔接，若使熔接金屬的C含量較母材之C含量多，可使熔接金 屬之硬度較母材之硬度高。具有如此之熔接金屬的熱壓印構件於其構件因衝撞等受到大之變形時，接頭部仍不會先斷裂，故可更確保充分之接頭強度而為佳。
金屬芯線中係使用鐵粉等比表面積大的金屬粉體。因該金屬粉體表面吸附有氧，故可藉由使用金屬芯線熔接提高熔接金屬中之氧量。如前述，熔接金屬之含氧量以較經對頭熔接的鍍鋁鋼板之鍍敷基材即鋼板的平均含氧量高50ppm以上為佳。詳細之機制尚未明確，但藉由提高熔接金屬的含氧量，熔接金屬之麻田散鐵的區塊大小變小，熔接金屬之韌性提升。含氧量係對應於金屬芯線的供應量改變，故藉由對應於目的之氧量調整金屬芯線的供應量，可使熔接金屬之含氧量較經對頭熔接的鍍鋁鋼板之鍍敷基材即鋼板的平均含氧量高50ppm以上。
(熔接方法)
如前述，未去除鍍鋁鋼板之熔接部分的鍍敷層，而直接對頭熔接之熱壓印用拼焊材，因熔接時鋁自鍍敷被膜移動至熔接金屬中並濃化，熔接金屬之Ac3點變得高溫，使得熱壓印步驟中不易於熔接金屬淬火以提高強度。然而，藉於熱壓印之前步驟即對頭熔接步驟的冷卻過程中產生淬火，預先提高熔接金屬之強度，即使熱壓印步驟中未產生淬火，又，即使熱壓印步驟中產生回火，於熱壓印後仍可確保充分之接頭強度。因此，熔接方法以使用縮小鋼板之熔入寬度，並加速熔接後之冷卻速度的熔接方法為佳。可進行如此之熔接的熔接方法，例如，雷射熔接、電漿熔接、 電子束熔接等能量密度高，可於狹小之領域集中並加熱的熱源之熔接方法。其中，亦以雷射熔接最為適合。並未特別限定雷射熔接方法、雷射振盪器的種類等，只要以隨著所使用之鋼板板厚的雷射輸出熔接即可。此時，如前述，亦可供應填充焊條進行熔接。
另外，於圖2顯示上述之熱壓印用拼焊材之製造方法的一例。
3.熱壓印構件
(熱壓印後之熔接金屬的硬度)
本實施形態之熱壓印構件係藉於本實施形態之熱壓印用拼焊材施行熱壓印而得。熱壓印構件於作為構造構件組裝於汽車內時，於因衝撞受到大之變形時，熔接焊珠需不會斷裂，且需發揮良好之變形能、能量吸收特性及耐力。
因此，熱壓印構件之熔接部的強度需較經對頭熔接之熱壓印後鍍鋁鋼板的任一者之強度大。
換言之，為滿足前述，熱壓印構件中，熱壓印後熔接金屬之硬度Hv(WM)與熔接金屬之最薄部分之厚度t(WM)的積大於經對頭熔接之熱壓印後的鍍鋁鋼板之一者的硬度Hv1(BM)與板厚t1(BM)積、或另一者之硬度Hv2(BM)與板厚t2(BM)的積，即需滿足Hv(WM)×t(WM)>min{Hv1(BM)×t1(BM),Hv2(BM)×t2(BM)}。
此處，熔接金屬之硬度係中心部的焊珠截面中，去除於板厚方向上測定之5處中維克氏硬度之最大值與最小值後，平均中間3處的測定值者，鋼板之硬度係經同樣測定的 截面之維克氏硬度的中間3處之平均值。又，前述min{ }係表示返回引數中之最小值之函數。
因鋁自鍍敷被膜移動及濃化至熔接金屬中，熔接金屬之Ac3點上升時，熔接金屬於熱壓印時的加熱中未沃斯田鐵變態，有回火後軟化的情形。此時，亦藉由選擇熔接之鋼板的組合或熔接條件等，可滿足Hv(WM)×t(WM)>min{Hv1(BM)×t1(BM),Hv2(BM)×t2(BM)}。藉此，熱壓印構件可充分地發揮作為汽車構造構件之機能。
製造可得滿足上述條之熱壓印構件的熱壓印用拼焊材之製造條件，係於試作的熱壓印用拼焊材施行熱壓印，並重複檢驗所得之熱壓印構件，可經驗性地求得。此外，預測熱壓印後鋼板之硬度Hv(BM)與熔接金屬之硬度Hv(WM)，亦可推測拼焊材是否滿足前述條件。
例如，首先，於使用對頭熔接之鋼板的化學組成、板厚及熔接條件，以及填充焊條時，係由填充焊條之化學組成的各種條件推測熔接金屬之C量。接著，藉由所推測之C量，利用下式(4)計算熔接金屬為麻田散鐵時之硬度Hv(M)。然後，將計算之硬度減去100。藉此，可推測熔接金屬硬度的下限。
[數10]Hv(M)=884×C×(1-0.3×C2)+294…式(4)
此處，100係藉由經驗所求得之數值。藉於熔接金屬中混入來自鍍鋁鋼板之鍍敷層的鋁，熔接金屬之Ac1點及Ac3點上升。因此，藉由熱壓印步驟之加熱條件或熔接金屬之 Al平均濃度，於熱壓印步驟中熔接金屬未完全地變態為沃斯田鐵，而成為雙相域、或完全未變態成沃斯田鐵變態，而僅回火。此處，未變態成沃斯田鐵而僅回火時，係最為軟化，由經驗確認其硬度(軟化程度)頂多係Hv(M)-100左右。因此，熔接金屬之硬度的下限係由Hv(M)-100求得。
又，熱壓印後之鋼板，係將由式(2)所計算的Hv(M)之值、及使用鋼板之元素含量(質量%)藉由{1650×(C+f(B))+10×Si+80×(Mn+Cr+V+2×Mo+2×Nb+Cu/2+Ni/4)+Ni/4}所計算的值中較低者作為Hv(BM)之推測值使用。
此處，f(B)係藉由B之含量所決定的值，B含量≧0.0004質量%時，f(B)=0.03，B含量<0.0004質量%時，f(B)=0。
由如以上所得之硬度的推測值、對頭熔接之鋼板的板厚及熔接金屬之最小厚度，判斷是否滿足上述條件，可預測構成拼焊材的鋼板之組合的可能性。
4.熱壓印構件之製造方法
本實施形態之熱壓印構件的製造方法具有於前述之本實施形態之拼焊材施行熱壓印的熱壓印步驟(S3)，於熱壓印步驟後，使熔接金屬之硬度與前述熔接金屬之最薄部分之厚度的積大於熔接之鍍鋁鋼板任一者之硬度與板厚的積。熱壓印之條件利用通常方法即可。換言之，於熱壓印步驟中進行淬火時，一般係將作為對象之鍍鋁鋼板加熱至Ac3點以上(例如，900℃左右)之溫度後進行熱壓印。欲使淬火後之組織為複合組織時，亦可以Ac1點~Ac3點作為加熱溫度。
由更確實地進行對熱壓印用拼焊材之淬火的觀點來 看，施行熱壓印時的模具，以使用自模具噴出冷卻水冷卻鋼板之直接水冷卻模具為佳。
於圖3顯示上述熱壓印構件之製造方法的一例。
[實施例1]
為得熱壓印後部分強度相異之拼焊材，準備藉熱壓印抗拉強度為1470MPa級的鋼板1(鋼種HS)與熱壓印前之抗拉強度為270MPa、440MPa、590MPa的鋼板2(鋼種270、440、590)。鋼板之板厚係1.0mm至1.8mm的範圍。
為區分熔接金屬之鋁平均濃度，試作出於未鍍鋁的前述鋼板之外表面，鍍鋁附著量僅單面20gr/m2、雙面中每單面20gr/m2、雙面中每單面40gr/m2、及雙面中每單面80gr/m2的鋼板。
將該等鋼板於剪切截斷後之狀態下對接，並利用光纖雷射熔接。雷射聚光點直徑係0.6mm。熔接時之屏蔽係使用與雷射光同軸的屏蔽噴嘴(內徑6mm)，將間隙(噴嘴前端與鋼板表面之距離)設為10mm，以Ar氣體流量為20公升/min的條件進行。熔接速度係設為固定之4m/min，對應於板厚，將雷射輸出調整為2kW至4kW的範圍。
雷射熔接後，使用經研磨去除表面之Al濃化層後擷取的熔接金屬，分析熔接金屬之鋁(Al)平均濃度後求出。又，為確認雷射熔接後之熔接部的品質，實施熔接部之截面觀察與焊珠厚度測量。
緊接著雷射熔接後，對所得之拼焊材(坯料材)進行熱壓印。熱壓印係藉由爐加熱將坯料材加熱至900℃，再以模具 夾持進行，作成平板。
為確認利用熱壓印之淬火狀態，實施熱壓印後的母材部及熔接焊珠部之硬度測定。又，作為部分強度不同之熱壓印後的構件性能評價，觀察熱壓印時之熔接焊珠表面的氧化狀況及進行與熔接焊珠正交後施加負載的抗拉試驗。另，抗拉試驗係依據JIS2241：2011進行。
另外，抗拉試驗之結果，於熔接金屬未斷裂且母材斷裂時，判斷可得充分之接頭強度。但，斷裂位置為母材部但以強度大幅較原本之母材強度低的強度而斷裂時，判斷未能得充分之接頭強度。
於表1、2顯示使用之鋼板與熔接後及熱壓印後進行各種測定的結果。
可如以下地評價經實施No.1~15試驗之結果。
於對頭熔接未鍍敷之熱壓印用鋼板與未鍍敷之鋼種270的鋼板後施行熱壓印時，熔接金屬之鋁平均濃度低，於熔接焊珠表面未觀察到鋁層，於熔接焊珠形成有厚之氧化膜。該氧化膜係觸碰到時將部分剝落的狀態。因此，即使直接塗裝，仍非可得塗膜密著性之狀態(No.1)。又，於僅單面附著有20gr/m2之鍍敷的鋼板亦進行相同之試驗。結果，果然熔接金屬之鋁平均濃度低，熔接焊珠表面的鋁層不明確，熱壓印步驟中於熔接焊珠表面形成有厚之氧化膜。(No.2)。
因此，選擇各種鍍敷附著量或鋼板之板厚，進行區分有熔接金屬之鋁平均濃度的試驗，結果，確認若熔接金屬之鋁平均濃度為0.3質量%以上，於熱壓印步驟中，可避免 形成厚之氧化膜(No.3~5、9、11、12、14)。該等鋼板中，利用鍍敷之鋁覆蓋於熔接焊珠表面地形成Al濃化層。該Al濃化層與熔接金屬中熔解之鋁的選擇氧化共同作用，熱壓印中於熔接焊珠表面形成細緻之氧化膜，被視為可抑制厚之氧化膜的形成者。
另一方面，熔接金屬之鋁平均濃度過高時，將失去熔接金屬的淬火性，熱壓印後之抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.7)。於鍍敷附著量變多、鋼板板厚變薄，熔接金屬之Al平均濃度變高時，以熱壓印步驟中的加熱溫度未能完全地使金屬組織為沃斯田鐵，未能充分地淬火。又，前述式(1)所定義之Ac3點大於1250℃時，雷射熔接後之冷卻過程中仍未生成沃斯田鐵相，未能淬火。因此，熔接金屬之硬度與熔接金屬之最薄部分之厚度的積較低強度側母材之硬度與板厚的積小，熱壓印後之抗拉試驗中可確認熔接金屬斷裂(No.6、7、13)。
又，熔接金屬之厚度較母材鋼板之板厚過小時，熔接接頭部的強度下降，熱壓印後之抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.13)。
又，No.9及10係為確保熔接金屬之厚度，於熔接中供應直徑0.9mm的實線(YGW12)，調整熔接金屬之厚度的例。饋送速度係設為熔接速度之1倍與2倍2種。饋送速度1倍時，可得母材斷裂之良好接頭(No.9)，但為2倍時，焊珠變高，無法燒入熔接焊珠周圍的母材，相較於母材強度，係以低強度斷裂(No.10)。
[實施例2]
為得熱壓印後部分強度相異之拼焊材，以雷射熔接或電漿熔接接合藉熱壓印抗拉強度為1470MPa級的鋼板(鋼種HS)與熱壓印前之抗拉強度為590MPa級的鋼板(鋼種590)。使用之鋼板板厚係1.0mm至1.8mm的範圍。
此時，該等鋼板為區分熔接金屬之鋁平均濃度，除了未鍍鋁之鋼板以外，係作成鍍鋁附著量雙面中每單面40gr/m2、及雙面中每單面80gr/m2的鍍鋁鋼板。
將該等鋼板於剪切截斷後之狀態下對接，並調整鋼板間的凹槽間隔後，熔接時一面供應熔填金屬，一面利用光纖雷射熔接。
雷射係使用焦點距離300mm、聚光點直徑0.6mm之聚光光學系統，焦點移位距離係18mm。熔接時的屏蔽係使用與雷射光同軸的屏蔽噴嘴(內徑6mm)，將間隙(噴嘴前端與鋼板表面之距離)設為10mm，以Ar氣體流量為30公升/min的條件進行。熔接速度及加工點輸出係設為固定之4m/min及4.5kW，對應於板厚及凹槽間隔，調整熔填金屬的供應速度，設為與板厚相同程度。
對頭熔接時，將鋼板間之凹槽間隙由0.1mm改變成0.4mm，供應直徑1.2mm之焊線(wire)作為熔填金屬進行熔接，調整熔接金屬的成分。
熔填金屬係使用4種填充焊條，換言之，除了日鐵住金熔接工業(股)製金屬芯線SX-1LD以外，亦使用實線之YGW12、本次試作的實線之Filler-A(C：0.45%、Si：0.8%、 Mn：1.5%、P：0.015%、S：0.011%)、及試作金屬芯線之Filler-B(C：0.6%、Si：0.8%、Mn：6.0%、P：0.01%、S：0.009%)。
雷射熔接後，使用經研磨去除表面之Al濃化層後擷取的熔接金屬，分析熔接金屬之鋁平均濃度後求出。又，為確認雷射熔接後之熔接部的品質，實施熔接部之截面觀察與焊珠厚度測量。
熔接後熱壓印所得之拼焊材(坯料材)。熱壓印係藉由爐加熱將坯料加熱至900℃，再以模具夾持進行，作成平板。熱壓印後，為確認利用熱壓印之淬火狀態，實施熱壓印後的低強度側之母材部及熔接焊珠部之硬度測定。又，作為部分強度不同之熱壓印後的構件性能評價，進行施加與熔接焊珠直交之負載的抗拉試驗、及為調查熔接部之韌性，進行沙丕衝撃試驗。將衝撃試驗的缺口試驗片之缺口位置作為熔接金屬中央。另，抗拉試驗係依據JIS2241：2011、沙丕衝撃試驗係依據JISZ2242：2005進行。
於表3、4顯示使用之鋼板、熔接後及熱壓印後進行的各種測定結果。
可如以下地評價實施之No.101~121的試驗結果。
鍍敷附著量多、或鋼板之板厚薄時，熔接金屬的鋁平均濃度將變得過高。熔接金屬之鋁平均濃度為1.5質量%以上時，將失去熔接金屬的淬火性，抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.101)。
即使於將鋁平均濃度抑制於小於1.5質量%時，凹槽間 隔小時，因助焊劑芯線之熔接金屬中的C量之增加變少，有Ac3點變高的情形。因此，以熱壓印步驟中之加熱溫度未能完全地變成沃斯田鐵，有未能充分地淬火的情形。Ac3點變得過高時，可知雷射熔接中仍無法淬火。由試驗可知，上述式(1)所定義之Ac3點大於1250℃時，雷射熔接後的冷卻過程中熔接金屬仍未變態成沃斯田鐵，無法淬火。因此，確認熔接金屬之硬度較母材之硬度低，熱壓印後的抗拉試驗中熔接金屬斷裂。又，衝撃試驗中亦確認到熔接金屬龜裂傳播、斷裂(No.102、112、115、118)。
於是，增大鋼板之凹槽間隔，並供應C量與Mn量多的助焊劑芯線SX-1LD進行熔接。結果，熔接金屬中之C量增加，且可降低Al的平均濃度，故可淬火，熔接金屬之硬度較母材之硬度高，可確認熱壓印後的抗拉試驗中低強度側之母材斷裂。又，衝撃試驗中因熔接金屬的韌性係為充分，故龜裂偏離至母材而斷裂。(No.103~106、109、113、114、116、117、120)。
但，熔接金屬之厚度較母材鋼板之板厚過薄時，熔接接頭部的強度下降，熱壓印後之抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.107)。為防止此情形，過於增加SX-1LD之供應量時，熔接金屬之厚度將變得過厚，熱壓印時熔接部附近鋼板與模具的接觸變得不良，低強度側之母材將無法淬火，成為以較母材強度低之強度即斷裂的接頭。(No.108)
接著，調查實線之YGW12、試作實線之C量與Mn量多的Filler-A、增加C量與Mn量且較SX-1LD多之試作金屬芯線 Filler-B的效果。
於供應YGW12熔接時，△tM值小於0.5秒，熱壓印時未能充分地淬火。因此，熔接金屬之硬度較母材之硬度低，熱壓印後的抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.110)。
於供應試作實線之Filler-A時，可增加熔接金屬中的C量，且降低Al之平均濃度。因此，產生淬火，熔接金屬之硬度較母材之硬度高。結果，熱壓印後之抗拉試驗中低強度側的母材斷裂。但，實線中，因熔接金屬中之氧量因僅較母材平均值高40ppm左右，故熔接金屬之韌性變低，衝撃試驗中龜裂於熔接金屬傳播而斷裂(No.111)。
於以試作金屬芯線Filler-B熔接時，不僅熔接金屬中大量地含有Al量之條件(鋼板之凹槽間隔小、鋼板之板厚薄、鍍敷厚度亦厚)，產生淬火，熔接金屬之硬度較母材之硬度高。結果，可確認熱壓印後之抗拉試驗中低強度側的母材斷裂。又，因係金屬芯線，故氧被帶入熔接金屬，熔接金屬之韌性變得充分，衝撃試驗中龜裂亦脫離至母材而斷裂(No.119)。
熔接方法係使用電漿熔接取代雷射熔接，供應SX-1LD熔接時，因熔接焊珠寬度增大至2mm以上，故來自鋼板鍍敷層之Al量將大量地供應至熔接金屬中，不僅取得充分之凹槽間隙，Ac3點的推測值大於1250℃。結果，雷射熔接後之冷卻過程中並未變態成沃斯田鐵，亦未淬火。因此，熔接金屬之硬度較母材之硬度低，確認熱壓印後之抗拉試驗中熔接金屬斷裂(No.112)。但，即使同為電漿熔接，因熔接 金屬之鋁平均濃度下降，故增厚鋼板之板厚為1.8mm、將鍍敷附著量設為40gr/m2、供應SX-1LD熔接時，Ac3點的推測值小於1250℃，雷射熔接後之冷卻過程中產生淬火。又，因可藉由金屬線使板厚方向熔接金屬之厚度為母材之板厚以上，故「熔接金屬之板厚×硬度」之值確實為「母材之板厚×硬度」以上的值，熱壓印後之熱壓印構件中，於抗拉試驗確認母材斷裂。此外，因使用金屬芯線，故於衝撃試驗中亦可確認龜裂脫離至母材而斷裂(No.121)。
產業上之可利用性
依據本發明，即使未去除熔接之部分的鍍敷層，並直接將鍍鋁鋼板對頭熔接，仍可提供一種熱壓印後具有高接頭強度的熱壓印用拼焊材。
又，依據本發明，即使使用未去除熔接之部分的鍍敷並直接將鍍鋁鋼板對頭熔接所得之熱壓印用拼焊材，仍可提供一種熱壓印後具有高接頭強度的熱壓印構件。又，因熔接後之熔接焊珠表面被鋁所覆蓋，故可解決熱壓印時熔接金屬之脫碳或氧化產生的問題或利用熱壓印所得之構件的耐蝕性差的問題。

Claims (16)

  1. 一種熱壓印用拼焊材，係具有第1鍍鋁鋼板與第2鍍鋁鋼板經對頭熔接而形成的熔接部者，其特徵在於：前述熔接部中熔接金屬之Al平均濃度係0.3質量%以上且1.5質量%以下，且下式(1)中，以單位℃所定義之前述熔接金屬的Ac3點係1250℃以下，並且，於前述熔接部表面具有於前述對頭熔接時所形成的鋁層，[數1]Ac3=910-230×C0.5-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+120×As+400×Ti…式(1)，此處，式中之C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱壓印用拼焊材，其更於下式(2)中以單位秒所定義之△tM係0.5秒以上， 此處，式中之C、Si、Al、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算，且式中之△H為使用前述 熔接金屬中N以質量%計之含量，於fN=(0.02-N)/0.02時，對應B以質量%計之含量與前述fN，而如以下所定義的數值，B≦0.0001時，△H=0、0.0001<B≦0.0002時，△H=0.03×fN、0.0002<B≦0.0003時，△H=0.06×fN、0.0003<B時，△H=0.09×fN。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熱壓印用拼焊材，其更於下式(3)中以單位℃所定義的前述熔接金屬之Ac1點係860℃以下，[數3]Ac1=exp(6.5792-0.038058×C+0.052317×Si+0.011872×Ni-0.045575×V+0.18057×Al+0.011442×W-0.013403×Cu+5.5207×B+0.91209×S-1.1002×P+0.060014×Mn×C-0.096628Cr×C+0.050625×Cr×Si+0.39802×Mo×C-0.34782×Mo×Mn+0.40986×Mo×Si-0.12959×Mo×Cr-0.048128×Ni×C-0.01090×Mn 2-0.03550×Si 2+0.010207×Cr 2+0.36074×Mo 2-0.0030705×Ni 2)…式(3)，此處，式中之C、Si、Ni、V、Al、W、Cu、B、S、P、Mn、Cr、Mo係前述熔接金屬中各元素的含量(質量%)，而未含有之元素的含量係以0計算。
  4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之熱壓印用拼焊材，其於將前述熔接金屬最薄部分的厚度，以單位mm計作為t、將前述第1鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t1、且將前述第2鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t2時，前述t於前述t1與前述t2相同時，係前述t1之80%以上； 而於前述t1與前述t2相異時，係前述t1及前述t2中較小者的80%以上。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱壓印用拼焊材，其中前述熔接金屬的最大高度，於前述第1鍍鋁鋼板之前述板厚的前述t1與前述第2鍍鋁鋼板之前述板厚的前述t2相等時，以前述第1鍍鋁鋼板表面的延長線為基準係300μm以下；而於前述t1與前述t2相異時，以前述第1鍍鋁鋼板與前述第2鍍鋁鋼板中較厚者表面的延長線為基準，係300μm以下。
  6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之熱壓印用拼焊材，其中前述熔接金屬的含氧量係較前述第1鍍鋁鋼板之鍍敷基材的第1鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍敷基材的第2鋼板的平均含氧量高50ppm以上。
  7. 一種熱壓印用拼焊材之製造方法，係使用第1鍍鋁鋼板與第2鍍鋁鋼板來進行對頭熔接者，其特徵在於具有下述步驟：決定熔接條件步驟，係決定熔接條件，使熔接部中熔接金屬的Al平均濃度為0.3質量%以上且1.5質量%以下，且以下式(1)所定義之前述熔接金屬的Ac3點(℃)為1250℃以下；及熔接步驟，係以前述熔接條件進行熔接，而於前述熔接部之前述熔接金屬表面形成來自於前述第1鍍鋁鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍鋁層的鋁層，[數4] Ac3=910-230×C0.5-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+120×As+400×Ti…式(1)，此處，式中之C、Ni、Si、V、Mo、W、Mn、Cr、Cu、P、Al、As、Ti係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量。又，未含有之元素的含量係以0計算。
  8. 如申請專利範圍第7項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其更於前述決定熔接條件步驟中，決定前述熔接條件使藉由下式(2)以單位秒所定義之△tM為0.5秒以上， 此處，式中之C、Si、Al、Mn、Cu、Ni、Mo、Cr係表示前述熔接金屬中各元素以質量%計的含量，而未含有之元素的含量係以0計算。又，式中之△H為使用前述熔接金屬中N以質量%計之含量，於fN=(0.02-N)/0.02時，對應B以質量%計之含量與前述fN，而如以下所定義的數值，B≦0.0001時，△H=0、0.0001<B≦0.0002時，△H=0.03×fN、0.0002<B≦0.0003時，△H=0.06×fN、0.0003<B時，△H=0.09×fN。
  9. 如申請專利範圍第7或8項之熱壓印用拼焊材之製造方 法，其更於前述決定熔接條件步驟中，決定前述熔接條件，使藉由下式(3)以單位℃所定義之Ac1點為860℃以下，[數6]Ac1=exp(6.5792-0.038058×C+0.052317×Si+0.011872×Ni-0.045575×V+0.18057×Al+0.011442×W-0.013403×Cu+5.5207×B+0.91209×S-1.1002×P+0.060014×Mn×C-0.096628Cr×C+0.050625×Cr×Si+0.39802×Mo×C-0.34782×Mo×Mn+0.40986×Mo×Si-0.12959×Mo×Cr-0.048128×Ni×C-0.01090×Mn 2-0.03550×Si 2+0.010207×Cr 2+0.36074×Mo 2-0.0030705×Ni 2)…式(3)，此處，式中之C、Si、Ni、V、Al、W、Cu、B、S、P、Mn、Cr、Mo係前述熔接金屬中各元素的含量(質量%)，而未含有之元素的含量係以0計算。
  10. 如申請專利範圍第7至9項中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其更於前述決定熔接條件步驟中，決定前述熔接條件，使於將前述熔接金屬最薄部分的厚度，以單位mm計作為t、將前述第1鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t1、且將前述第2鍍鋁鋼板之板厚，以單位mm計作為t2時，前述t於前述t1與前述t2相同時，係前述t1之80%以上，且於前述t1與前述t2相異時，係前述t1及前述t2中較小者的80%以上。
  11. 如申請專利範圍第7至10項中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其更於前述決定熔接條件步驟中，決定前述熔接條件，使前述第1鍍鋁鋼板之板厚t1與前述第2鍍鋁鋼板之板厚t2相等時，以前述第1鍍鋁鋼板表面的延 長線為基準之前述熔接金屬的最大高度係300μm以下，而於前述t1與前述t2相異時，以前述第1鍍鋁鋼板與前述第2鍍鋁鋼板中較厚者表面的延長線為基準之前述熔接金屬的最大高度係300μm以下。
  12. 如申請專利範圍第7至11項中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其於前述決定熔接條件步驟中，決定前述熔接條件，使前述熔接金屬的含氧量較前述第1鍍鋁鋼板及前述第2鍍鋁鋼板之鍍敷基材的鋼板的平均含氧量高50ppm以上。
  13. 如申請專利範圍第7至12項中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其中前述對頭熔接係雷射熔接、電子束熔接或電漿熔接的任一種。
  14. 如申請專利範圍第7至13項中任一項之熱壓印用拼焊材之製造方法，其中前述對頭熔接係一面供應填充焊條一面進行雷射熔接。
  15. 一種熱壓印構件，係藉於如申請專利範圍第1至6項中任一項之熱壓印用拼焊材施行熱壓印所得者，其特徵在於：前述熔接金屬之硬度與前述熔接金屬的最薄部分之厚度的積係大於前述第1鍍鋁鋼板之硬度與前述第1鍍鋁鋼板之板厚的積、或前述第2鍍鋁鋼板之硬度與前述鍍鋁鋼板之板厚的積之任一者。
  16. 一種熱壓印構件之製造方法，其特徵在於具有於如申請專利範圍第1至6項中任一項之熱壓印用拼焊材施行熱壓印的熱壓印步驟，且 係使前述熱壓印步驟後之前述熔接金屬之硬度與前述熔接金屬的最薄部分之厚度的積大於前述第1鍍鋁鋼板之硬度與前述第1鍍鋁鋼板之板厚的積、或前述第2鍍鋁鋼板之硬度與前述鍍鋁鋼板之板厚的積之任一者。
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