JP2009138223A - High-strength steel sheet and vehicle strength member using the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高次元での高強度と衝撃エネルギー吸収能を兼ね備えた高強度鋼板と、それを用いた車両用強度部材、ならびに車両用強度部材の製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel plate having both high strength and impact energy absorption capability in a high dimension, a vehicle strength member using the same, and a method for manufacturing a vehicle strength member.
近年、自動車の衝突安全性への要求が益々高まっている。例えば前面衝突に対する安全策としては、フロントフレームを変形させてエネルギーを吸収し、その代わりに乗員空間であるキャビンは変形抵抗を高めてなるべく変形を抑えて乗員空間を確保するという手法が有効とされている。この手法におけるフロントフレームでのエネルギー吸収量は、変形抵抗と変形ストロークの積に比例するが、より短い変形ストロークで同等のエネルギーを吸収することができれば、フロントオーバーハングの短縮による運動性能の向上や車体軽量化など、さまざまなメリットを享受することができる。したがって近年では、フロントフレームに使用される材料（一般的には鋼板）の強度が、より高いものになっている。 In recent years, the demand for automobile crash safety is increasing. For example, as a safety measure against frontal collision, it is effective to deform the front frame to absorb energy, and instead, the cabin, which is the passenger space, increases the deformation resistance and suppresses deformation as much as possible to secure the passenger space. ing. The amount of energy absorbed by the front frame in this method is proportional to the product of the deformation resistance and the deformation stroke, but if the same energy can be absorbed with a shorter deformation stroke, improvement of the exercise performance by shortening the front overhang and You can enjoy various merits such as weight reduction. Therefore, in recent years, the strength of materials (generally steel plates) used for the front frame has become higher.
ここで、フロントフレーム用鋼板を高強度化するにあたっては、鋼板を高強度化すると必然的に降伏点が上昇するために、初期反力、すなわち車体が衝突する瞬間の反力も大きく上昇するという問題がある。したがって、初期反力を極力低く抑えながらも、変形時の吸収エネルギーを十分に確保することが必要である。 Here, when increasing the strength of the steel sheet for the front frame, since the yield point inevitably increases when the strength of the steel sheet is increased, the initial reaction force, that is, the reaction force at the moment of collision of the vehicle body also greatly increases. There is. Therefore, it is necessary to sufficiently secure the absorbed energy during deformation while keeping the initial reaction force as low as possible.
また、一般に鋼板を高強度化すると、フロントフレームのような部品が長手方向に圧縮する状況にあっては、座屈形状が不安定になり、安定した蛇腹状の座屈から折れ曲がりの状態に変形様式が変化するという問題もある。言うまでもなく、折れ曲がりになると衝撃エネルギーの吸収効率も低下するため、素材を高強度化したことによる吸収エネルギーの増加も見込めなくなる。なお、鋼板の高強度化により座屈が不安定になる理由としては、鋼板素材の高強度化による加工硬化能の低下が大きいと言われている。すなわち、部材が軸方向に１回だけ座屈した時に素材の加工硬化の度合いが大きければ、座屈部のみならずその周囲にも変形が伝播し、別の部位が次に座屈し、結果的に蛇腹状の座屈形態となるが、加工硬化の度合いが小さい場合は、１回目の座屈部のみに変形が集中してしまい、その場合には折れ曲がりの形態となる。一般的に鋼板を高強度化すると加工硬化能は低下するため、座屈の不安定化は避けられなかった。 In general, when the strength of a steel plate is increased, the buckling shape becomes unstable in the situation where parts such as the front frame are compressed in the longitudinal direction, and it is deformed from a stable bellows-like buckling to a bent state. There is also a problem that the style changes. Needless to say, if the material is bent, the absorption efficiency of the impact energy also decreases, so that it is not possible to expect an increase in the absorption energy due to the high strength of the material. In addition, it is said that the buckling becomes unstable due to the increase in strength of the steel sheet because the decrease in work hardening ability due to the increase in strength of the steel sheet material is large. In other words, if the degree of work hardening of the material is large when the member is buckled only once in the axial direction, the deformation propagates not only to the buckled portion but also to the surroundings, and another part is then buckled. However, when the degree of work hardening is small, the deformation concentrates only on the first buckled portion, and in that case, the bent shape is formed. In general, when the strength of a steel plate is increased, the work hardening ability decreases, so that the instability of buckling is inevitable.
このような問題を解決するためには、部品の形状を、安定座屈しやすくなるようなものとすることが効果的である。ところが、エンジンルーム内でのレイアウトやデザインの面で制約があり、部品の形状を所望通りに実現できるとは限らない。そこで、材料そのものの特性を最適化することで目的を達成することができれば、材料を高強度化しながらも問題なくエネルギーを吸収することができる。具体的には、高強度でありながら降伏強度が低く、かつ、加工硬化能が高い鋼板を用いれば、初期反力の増加が抑制され、また、座屈が安定化し、効率的に衝撃エネルギーを吸収することができる。 In order to solve such a problem, it is effective to make the shape of the component easy to be stably buckled. However, there are restrictions in terms of layout and design in the engine room, and the shape of the part cannot always be realized as desired. Therefore, if the object can be achieved by optimizing the characteristics of the material itself, energy can be absorbed without any problem while increasing the strength of the material. Specifically, using a steel plate with high yield strength, low yield strength, and high work-hardening ability, the increase in initial reaction force is suppressed, buckling is stabilized, and impact energy is efficiently absorbed. Can be absorbed.
さて、衝突特性に優れた車体部品用の鋼板としては、加工誘起変態によりマルテンサイトを生成可能なオーステナイトを持つとともに、加工硬化指数が０．６以上の鋼板を用いて構成された鋼板が開示されている（特許文献１）。また、この他には、Ｃ：０．１〜０．４５％を含み、Ｓｉ：０．５％〜を含む鋼を所定の条件で熱延、冷延、焼鈍することで、引張り強度が８２〜１１３ｋｇｆ／ｍｍ２で、引張り強度×伸びが２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％以上を示す延性の良好な高強度鋼板の製造方法が開示されている（特許文献２）。さらには、Ｃ：０．１〜０．４ｗｔ％を含み、Ｓｉを制限した成分系でＭｎ量を高め、所定条件で２回焼鈍することで、引張り強度が８１１〜１２４０ＭＰａ、引張り強度×伸びが２８０００ＭＰａ％以上の高延性を示す高強度鋼板が開示されている（特許文献３）。 As a steel plate for car body parts having excellent collision characteristics, a steel plate made of a steel plate having austenite capable of generating martensite by work-induced transformation and having a work hardening index of 0.6 or more is disclosed. (Patent Document 1). In addition to this, the steel containing C: 0.1 to 0.45% and Si: 0.5% to is hot-rolled, cold-rolled, and annealed under predetermined conditions, so that the tensile strength is 82. in ~113kgf / mm 2, a manufacturing method of a good high-strength steel sheet ductility tensile strength × elongation exhibits more than 2 ·% 2,500 kgf / mm has been disclosed (Patent Document 2). Furthermore, C: 0.1 to 0.4 wt%, Si is limited component system to increase the amount of Mn, annealing by two times under predetermined conditions, tensile strength 811 ~ 1240MPa, tensile strength × elongation is A high-strength steel sheet having a high ductility of 28000 MPa% or more is disclosed (Patent Document 3).
特許文献１には、Ｃｒ：１９質量％、Ｎｉ：１２．２質量％の実施例ａと、Ｃｒ：１８．３質量％、Ｎｉ：８．８７質量％の実施例ｂの、いずれもオーステナイトステンレスが開示されている。本発明者がそのうちの実施例ｂとほぼ同じ成分を含有する市販のＳＵＳ３０４Ｌ（オーステナイトステンレス）を用いて、板材をハット状に折り曲げ加工した部材を用いた筒型部材（図７参照）を試験片として作製し、圧潰試験（後述の実施例参照）に供したところ、座屈は蛇腹形状に安定して生じたものの、初期反力と吸収エネルギーのバランスは、従来鋼に対して優位差がないという結果を得た。
また、特許文献１の請求項２には、使用される鋼板の加工硬化指数が０．２６以上と規定されているが、初期反力と吸収エネルギーのバランスを決定するのは、いわゆる加工硬化指数すなわち“ｎ値”だけではないことを本発明者は把握している。そもそもこのｎ値とは、応力σと歪みεの関係を、「σ＝Ｋεｎ」で表した場合の指数ｎであり、本発明者はこれに関して３つの問題点があると考えている。
Further, in
第１に、ｎ値自体は、応力歪み線図の形を決定しているにすぎず、材料の加工硬化量すなわち変形応力の増分の絶対値を決めるものではないということである。例えば軟鋼板はｎ値が高いが、応力の増分の絶対値自体が大きいわけではない。また、必ずしも全ての材料の応力歪み線図に対してｎ値が精度良く合うものではない。後述するように本発明は、部材の衝突特性にとって重要な因子は、ｎ値ではなく、応力の増分すなわち応力歪み線図の勾配であるとの知見によっている。 First, the n value itself only determines the shape of the stress strain diagram and does not determine the work hardening amount of the material, ie the absolute value of the deformation stress increment. For example, a mild steel sheet has a high n value, but the absolute value of the stress increment itself is not large. Also, the n value does not necessarily match the stress strain diagram of all materials with high accuracy. As will be described later, the present invention relies on the knowledge that an important factor for the impact characteristics of a member is not an n value but an increment of stress, that is, a gradient of a stress strain diagram.
さらには、ｎ値を測定するにあたり、測定に用いる歪み量の範囲によって得られるｎ値が変わってくることも問題である。例えば、「プレス成形難易ハンドブック第３版（２００７年 日刊工業新聞社 薄鋼板成形技術研究会編）、９９ページ」には、「通常の材料では変形中にｎ値が一定ではない」と記載されている。しかしながら、ｎ値の測定に用いる歪み量の範囲に明確な規定はない。前出の「プレス成形難易ハンドブック第３版 ９９ページ」には、歪み量は、「普通鋼板では５〜１５％、または１０〜２０％とすることが多い」と記載されているのみである。また、「ＪＩＳ Ｚ ２２５３ 薄板金属材料の加工硬化指数試験方法 ７．ｎ値の算出（１）」には、「計算に用いる歪みの範囲は、それぞれの材料規格による。特に規定のない場合は、受渡当事者間の協定による」と記載されているものの、「ＪＩＳ Ｇ ３１４１ 冷間圧延鋼板及び鋼帯」には、ｎ値の規定はなく、「日本鉄鋼連盟規格 ＪＦＳＡ−２００１ 自動車用冷間圧延鋼板及び鋼帯」にもｎ値の規定はない。 Furthermore, when measuring the n value, it is also a problem that the obtained n value varies depending on the range of the distortion amount used for the measurement. For example, “Press Form Difficulty Handbook 3rd Edition (edited by Nikkan Kogyo Shimbun Co., Ltd., Thin Steel Plate Forming Technology Research Group, 2007), page 99” states that “n value is not constant during deformation in normal materials” ing. However, there is no clear definition of the range of the distortion amount used for measuring the n value. The above-mentioned “Press Forming Difficult Handbook 3rd Edition, page 99” only describes that the amount of distortion is often 5 to 15% or 10 to 20% for ordinary steel sheets. In addition, in “JIS Z 2253, work hardening index test method for sheet metal material 7. Calculation of n value (1)”, “the range of strain used for calculation depends on the respective material standards. Unless otherwise specified, “JIS G 3141 Cold Rolled Steel Sheet and Steel Strip” has no n-value, but “Japan Iron and Steel Federation Standard JFSA-2001 Cold Rolled Steel Sheet for Automobiles” There is also no provision for n value in “and steel strip”.
以上を鑑みると、種々の方法で測定されたｎ値をそのまま比較することは正当な評価をしたことにならない。さらには、ｎ値の測定に関しては、弾性変形域の取り扱いも慎重になされるべきである。「ＪＩＳ Ｚ ２２５３ 薄板金属材料の加工硬化指数試験方法」には、真歪みεの定義として伸び系の標点距離Ｌが用いられており、これに基づくならば、弾性変形域を含んだ標点距離の変位量を用いて真歪みが計算されるため、真歪みには弾性変形分が含まれることになる。しかしながら、加工硬化指数を計算するにあたって弾性変形域を含んだ歪みを用いることには、そもそも矛盾がある。もっとも、軟鋼板等、降伏点が比較的低いものの場合には、弾性変形域を含むか否かはさほど問題にならない。しかしながら本発明のような衝突部品に適用される高強度鋼板では、軟鋼板に比べて降伏点が高いため、弾性変形域を含む場合と含まない場合のｎ値の差異は、無視できなくなる。 In view of the above, comparing n values measured by various methods as they are does not make a valid evaluation. Furthermore, regarding the measurement of the n value, the elastic deformation region should be handled carefully. In “JIS Z 2253 Work Hardening Index Test Method for Sheet Metal Material”, the elongation-based gauge distance L is used as the definition of true strain ε. Since the true strain is calculated using the displacement amount of the distance, the true strain includes elastic deformation. However, in the first place, there is a contradiction in using strain including an elastic deformation region in calculating the work hardening index. Of course, in the case of a steel plate having a relatively low yield point, such as a mild steel plate, whether or not an elastic deformation region is included does not matter so much. However, in a high strength steel plate applied to a collision part as in the present invention, since the yield point is higher than that of a mild steel plate, the difference in n value between when the elastic deformation region is included and when it is not included cannot be ignored.
以上のような状況に鑑み、本発明者は、部材の衝突特性に影響する材料因子として、ｎ値以外に、より簡便で、かつ、計算条件が明確な指標を検討してきた。その結果、弾性変形域を除外した塑性歪みを用いた真応力真歪み線図において、真歪み３〜７％の間の真応力の傾きｄσ／ｄεが、最も有効であるとの結論に達した。そのため本発明では、応力勾配ｄσ／ｄεを、材料特性を規定するための指標とする。その詳細な測定方法については後述する。 In view of the above situation, the present inventor has examined a simpler and clearer calculation condition as a material factor that affects the collision characteristics of the member, in addition to the n value. As a result, it was concluded that the true stress gradient dσ / dε between 3 to 7% of the true strain is the most effective in the true stress true strain diagram using the plastic strain excluding the elastic deformation region. . Therefore, in the present invention, the stress gradient dσ / dε is used as an index for defining the material characteristics. The detailed measurement method will be described later.
次に、特許文献２に開示されているフェライトと残留オーステナイトの複合組織鋼板は、優れた強度延性バランスを示すものの、一定以上のＳｉ添加が必要である。このため、表面性状が劣化することに加え、１０００ＭＰａ以上の高強度を得るためには０．３６％ものＣ量が必要であることから、スポット溶接強度が劣り、スポット溶接で組み立てられる車両用車体には適さないという欠点がある。また、特許文献３には、Ｓｉを低減しても良好な強度延性バランスを有する高強度鋼板の製造方法が開示されているが、２回の焼鈍が必要なため製造コストが高く、さらにＣ量が多いためにスポット溶接強度の問題が残る。
Next, the ferrite and retained austenite composite steel sheet disclosed in
また、いずれの特許文献に記載の鋼板においても、初期反力を抑えて吸収エネルギーを確保するといった特性は有していない。以上のような状況から、衝突時の初期反力をできるだけ抑えて吸収エネルギーは確保することができる高強度鋼板を、Ｃ量を低く抑えながら達成する技術が求められていた。 In addition, none of the steel sheets described in any of the patent documents has a characteristic of ensuring the absorbed energy by suppressing the initial reaction force. Under the circumstances as described above, there has been a demand for a technique for achieving a high-strength steel sheet that can suppress the initial reaction force at the time of collision as much as possible and ensure the absorbed energy while keeping the C content low.
よって本発明は、高次元での高強度と衝撃エネルギー吸収能を兼ね備えるとともに、溶接性も十分に確保される高強度鋼板と、それを用いた車両用強度部材、ならびに車両用強度部材の製造方法を提供することを目的としている。 Accordingly, the present invention provides a high-strength steel plate that has both high strength and impact energy absorption capability in a high dimension and has sufficient weldability, a vehicle strength member using the same, and a method of manufacturing a vehicle strength member The purpose is to provide.
本発明者は、車両用強度部材のうち特に軸方向に変形する部品において、初期反力を抑えながら吸収エネルギーを上昇させるために必要な材料の特性について研究を重ねた結果、初期反力は素材の３％変形時の応力に比例し、圧潰後の吸収エネルギーは素材の７％変形応力に比例しているとの知見を得た。その知見を元に、初期反力を抑えながら吸収エネルギーを上昇させるためには、素材の３％変形応力をできるたけ低くし、７％変形応力をできるだけ高くすることが必要であるとの結論に達した。すなわち、歪み３〜７％の間の応力上昇つまり応力歪み線図の傾きが大きい鋼板が、従来得られなかった低い初期反力と高い吸収エネルギーとのバランスを持つことができるとの結論に達した。 As a result of repeated research on the characteristics of materials necessary for increasing the absorbed energy while suppressing the initial reaction force, particularly in the case of parts deforming in the axial direction among the strength members for the vehicle, the inventor obtained the initial reaction force as a material. It was found that the absorbed energy after crushing was proportional to the 7% deformation stress of the material. Based on this knowledge, in order to increase the absorbed energy while suppressing the initial reaction force, it is concluded that the 3% deformation stress of the material should be as low as possible and the 7% deformation stress should be as high as possible. Reached. That is, the conclusion is reached that a steel plate having a high stress increase between 3 to 7%, that is, a large slope of the stress strain diagram, can have a balance between a low initial reaction force and a high absorbed energy, which has not been obtained conventionally. did.
本発明の高強度鋼板は上記知見に基づいてなされたものであり、合金成分が下記（１）式を満たし、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／４０＋４Ｐ＋２Ｓ≧０．４…（１）
かつ、引張り試験で求められた真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεが５０００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
The high-strength steel sheet of the present invention is made based on the above knowledge, and the alloy component satisfies the following formula (1),
Ceq = C + Mn / 20 + Si / 40 + 4P + 2S ≧ 0.4 (1)
In addition, the slope dσ / dε of the stress strain diagram between 3 to 7% of the true strain determined by the tensile test is 5000 MPa or more.
また、本発明の高強度鋼板においては、特に、フェライト相と分散する硬質第２相からなる金属組織を呈し、金属組織に占める硬質第２相の面積率が３０〜７０％であり、フェライト相中に占める結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの面積率が１５〜９０％であり、フェライト相中において、結晶粒径が１．２μｍ以下のフェライトの平均粒径ｄｓと結晶粒径が１．２μｍを超えるフェライトの平均粒径ｄＬとが下記（２）式を満たすことを特徴としている。
ｄＬ／ｄｓ≧３…（２）
In the high-strength steel sheet of the present invention, in particular, it exhibits a metal structure composed of a hard second phase dispersed with a ferrite phase, and the area ratio of the hard second phase in the metal structure is 30 to 70%, and the ferrite phase The area ratio of ferrite having a crystal grain size of 1.2 μm or less is 15 to 90%. The average grain size ds and crystal grain size of ferrite having a crystal grain size of 1.2 μm or less are 1 in the ferrite phase. The average particle diameter dL of ferrite exceeding 2 μm satisfies the following formula (2).
dL / ds ≧ 3 (2)
また、本発明の車両用強度部材は、上記本発明の高強度鋼板が用いられていることを特徴としている。 Moreover, the high-strength steel plate of the present invention is used for the vehicle strength member of the present invention.
さて、上記のように、本発明の高強度鋼板は、高強度で、かつ、衝撃吸収エネルギーを高次元で発揮されるために、引張り試験で求められた真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεが５０００ＭＰａ以上であることを必須としている。ここで、まず本発明の高強度鋼板の特性を示す応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεの測定方法について詳述する。 Now, as described above, the high-strength steel sheet of the present invention has a high strength and a stress between 3 to 7% of the true strain determined in the tensile test in order to exhibit impact absorption energy in a high dimension. It is essential that the slope dσ / dε of the strain diagram is 5000 MPa or more. Here, first, a method for measuring the slope dσ / dε of the stress strain diagram showing the characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention will be described in detail.
素材から引張り試験片を作製して引張り試験に供するが、その際には伸び計の使用は任意である。伸び計を使用する場合には、引張り試験時に標点伸びと荷重を測定し、公称応力歪み線図を得る。次いで、公称応力歪み線図の歪みから弾性変形分を減じて塑性歪みに換算し、さらに真歪みと真応力の関係に変換する。そして、得られた塑性真歪み真応力の関係から、真歪み０．０３での真応力：σ３と、真歪み０．０７での真応力：σ７を得た後に、下記式によって応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεを求める。
ｄσ／ｄε＝（σ７−σ３）／０．０４
これが、本発明で定義する応力歪み線図の傾きである。
A tensile test piece is prepared from the material and used for a tensile test. In this case, the use of an extensometer is optional. When using an extensometer, measure the elongation and load at the time of the tensile test and obtain a nominal stress strain diagram. Next, the elastic deformation is subtracted from the strain of the nominal stress strain diagram to convert it into plastic strain, and further converted into a relationship between true strain and true stress. After obtaining the true stress: σ 3 at the true strain 0.03 and the true stress: σ 7 at the true strain 0.07 from the relationship of the obtained plastic true strain true stress, The slope dσ / dε of the diagram is obtained.
dσ / dε = (σ 7 −σ 3 ) /0.04
This is the slope of the stress strain diagram defined in the present invention.
また、試験片が小さい等の理由で伸び計を使用できない場合には、クロスヘッド変位と荷重を測定し、応力変位線図を得た後に、応力変位線図の立ち上がりにおける直線部を弾性変形分として、その弾性変形分を歪みから減じれば、公称塑性歪みとなる。以下は上記と同じ要領で求められる。 If the extensometer cannot be used because the specimen is too small, etc., measure the crosshead displacement and load, obtain the stress displacement diagram, and then add the linear portion at the rise of the stress displacement diagram to the amount of elastic deformation. If the elastic deformation is subtracted from the strain, it becomes the nominal plastic strain. The following is obtained in the same manner as above.
次に、本発明者は、上記の従来技術によらずに加工硬化能が大幅に向上した高強度鋼板を得るために、結晶粒の超微細化に着目した研究を行ってきた。その結果、超微細粒を所定の範囲の比率で含有するフェライトを母相とし、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのいずれか１種、またはそれ以上からなる第２相を一定の比率で含有する複合組織鋼板とすることで、高強度でありながら従来にない高い加工硬化能を付与できるとの結論に達した。 Next, in order to obtain a high-strength steel sheet having significantly improved work hardening ability, the present inventor has conducted research focusing on ultrafine crystal grains. As a result, a composite containing ultrafine grains at a ratio in a predetermined range as a parent phase and containing a second phase composed of any one or more of martensite, bainite, and retained austenite at a certain ratio It came to the conclusion that by using a textured steel plate, it was possible to impart unprecedented high work hardening ability while having high strength.
このようにして製造した鋼板は、真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きが５０００ＭＰａ以上であり、従来の高強度鋼板の製造技術では実現することができなかったものである。図１に、発明鋼板と比較鋼板（後述の実施例に記載の発明鋼板５と比較鋼板１）の公称応力公称歪み線図を示すが、発明鋼板は、特に歪み１０％以下の領域で大きな加工硬化能を有している。
The steel plate thus produced has a stress strain diagram with a slope of 5000 MPa or more between 3 to 7% of the true strain, and cannot be realized by conventional high-strength steel plate manufacturing techniques. FIG. 1 shows the nominal stress nominal strain diagram of the inventive steel plate and the comparative steel plate (the
超微細粒のフェライト相と硬質第２相からなる組織が、従来にない大きな加工硬化能を有する理由は必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。図２は、発明鋼板（後述の実施例に記載の発明鋼板５）から引張り方向と圧延方向が一致するように引張り試験片を作製し、引張り変形させた後に、試験片の平行部から、観察面が引張り方向すなわち圧延方向と平行な断面となるように薄膜を採取し、その薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察した明視野像である。図３は、その視野像の模式図である。これら図によると、右上と中央下の比較的暗い色をした粒が硬質第２相、比較的明るい部分が母相のフェライトであるが、母相のフェライトには非常に高い密度で転位が存在していることが判る。さらにその転位は、一般的に金属の変形組織に見られる転位セル組織を形成していない。
The reason why the structure composed of the ultrafine-grained ferrite phase and the hard second phase has a large work-hardening ability that has never been known is not necessarily clear, but is considered as follows. FIG. 2 shows a tensile test piece prepared from an inventive steel sheet (
ここで転位セルとは、変形により導入された転位が互いに補足し合ったりからみ合ったりして集積することで、歪みエネルギーが下がるように配列したもので、セル壁と呼ばれる転位密度の高い部分と、比較的転位密度が低い部分とからなる。このように転位セルを形成することで、歪みエネルギーが下がって内部応力が緩和されているため、セルを形成しない場合よりも、変形に必要な外部応力は小さいと考えられる。鉄の場合の転位セルの例は、「改定金属物理学序論（幸田成康著 コロナ社 １９７３年）２６５ページの図９．４７」に記載されている。この例は、純鉄を１８％引張り変形させた場合であるが、セルが特定の方向に伸張しており、短い方のセル壁間隔は、約１μｍである。鋼を引張り変形した場合のセル間隔はこの程度と考えてよい。 Here, the dislocation cell is an arrangement in which dislocations introduced by deformation complement each other and entangle with each other and accumulate so that the strain energy decreases. And a portion having a relatively low dislocation density. By forming the dislocation cells in this way, the strain energy is reduced and the internal stress is relaxed. Therefore, it is considered that the external stress required for deformation is smaller than when the cells are not formed. An example of a dislocation cell in the case of iron is described in “Introduction to Revised Metal Physics” (by Koyasu Naruyasu, Corona 1973, FIG. 9.47 on page 265). In this example, pure iron is 18% tensile deformed, but the cells are stretched in a specific direction, and the shorter cell wall spacing is about 1 μm. It can be considered that the cell interval is about this when steel is pulled and deformed.
さて、鋼を構成する結晶粒の大きさが、通常の転位セルの大きさと同等か、もしくは小さい場合には、もはや転位セル組織を形成することはできない。したがって、加工により導入された転位は高密度で粒内に存在することになり、転位どうしの相互作用も大きく、内部応力の増加をもたらすことになる。このため、それ以上に材料が変形するには、セルを形成する場合よりも大きな外部応力が必要になる。これが、大きな加工硬化をもたらす原因と考えられる。 Now, when the size of the crystal grains constituting the steel is equal to or smaller than the size of a normal dislocation cell, a dislocation cell structure can no longer be formed. Therefore, the dislocations introduced by processing are present in the grains at a high density, and the interaction between the dislocations is large, resulting in an increase in internal stress. For this reason, in order to further deform the material, a larger external stress is required than when the cell is formed. This is considered to be a cause of large work hardening.
次に、上記の転位に基づく機構が本発明の鋼板においてどのように作用しているかについて述べる。本発明の高強度鋼板の金属組織は、上記のように、フェライトの母相と硬質第２相からなる複合組織鋼板であり、金属組織に占める硬質第２相の面積率が３０〜７０％であり、母相のフェライト中に占める粒径１．２μｍ以下の超微細なフェライト粒の面積率が１５〜９０％であることを特徴としている。 Next, how the mechanism based on the above dislocation acts in the steel sheet of the present invention will be described. As described above, the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention is a composite structure steel sheet composed of a ferrite mother phase and a hard second phase, and the area ratio of the hard second phase in the metal structure is 30 to 70%. And the area ratio of ultrafine ferrite grains having a grain size of 1.2 μm or less in the matrix phase ferrite is 15 to 90%.
その根拠は、まず、母相のフェライトに占める粒径１．２μｍ以下の超微細フェライト粒の割合が１５％よりも小さい場合は、材料の加工硬化はあまり向上しない。これは、金属組織の多くを占める粗大粒の部分が、通常のように転位セルを形成するためである。一方、粒径１．２μｍ以下の超微細フェライト粒の割合が９０％を越えると、フェライト相の変形能が低下して破断が容易に起こりやすくなる。粗大結晶粒フェライトをある程度含有することで、超微細フェライト粒への応力の集中が分散され、素材の延性が向上する。これらの要因から、超微細フェライト粒の適正な面積率は１５〜９０％である。また、上述した効果を十分に発揮するには、超微細フェライト粒の平均粒径に対する粒径１．２μｍを超えるフェライト粒の平均粒径を３倍以上とすることが適正である。 The grounds for this are that when the proportion of ultrafine ferrite grains having a grain size of 1.2 μm or less in the matrix phase ferrite is smaller than 15%, the work hardening of the material is not improved so much. This is because the coarse grains occupying most of the metal structure form dislocation cells as usual. On the other hand, if the proportion of ultrafine ferrite grains having a particle size of 1.2 μm or less exceeds 90%, the deformability of the ferrite phase is lowered and breakage easily occurs. By containing coarse grain ferrite to some extent, the concentration of stress on the ultrafine ferrite grains is dispersed, and the ductility of the material is improved. From these factors, the appropriate area ratio of the ultrafine ferrite grains is 15 to 90%. In order to sufficiently exhibit the above-described effects, it is appropriate to make the average grain size of ferrite grains exceeding 1.2 μm in diameter relative to the average grain size of ultrafine ferrite grains three times or more.
次に、硬質第２相の面積率の限定理由について述べる。硬質第２相が３０％より少ない場合は、母相の超微細粒率が所定の範囲であっても、大きな加工硬化は発現しない。そもそも硬質第２相の役割は、隣接した軟質なフェライトを優先的に変形させ、歪み、すなわち転位をフェライト相中に多く導入するためである。これにより母相のフェライトが加工硬化する。しかし第２相が少ない場合はこのような効果が不十分なため、フェライトの加工硬化が不十分となる。 Next, the reason for limiting the area ratio of the hard second phase will be described. When the hard second phase is less than 30%, large work hardening does not occur even if the ultrafine grain ratio of the matrix phase is within a predetermined range. In the first place, the role of the hard second phase is to preferentially deform the adjacent soft ferrite and introduce many strains, that is, dislocations into the ferrite phase. As a result, the parent phase ferrite is work-hardened. However, when there are few 2nd phases, since such an effect is inadequate, the work hardening of a ferrite becomes inadequate.
一方、硬質第２相はまったく変形しないわけではなく、金属組織の連続性を満たすために、ある程度は変形するが、変形の主体はあくまでもフェライトである。しかしながら、硬質第２相が７０％よりも多い状態では、材料を変形させた場合に、もはや母相のフェライトだけでは素材の変形をまかなうことは困難であり、逆に素材の変形の多くの部分を、硬質第２相の変形によりまかなうようになる。ところが本発明の硬質第２相は、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびベイナイトのうちのいずれかであり、硬質で変形能に乏しいため、材料の強度は高くなるものの延性は望めない。ここで、残留オーステナイトは、それ自体変形能に乏しいということはない。しかしながら、歪み誘起によってマルテンサイトに変態した後は、硬度が高くかつ延性に乏しい。そのような相が変形の主体である場合は、硬質第２相の内部もしくは硬質第２相とフェライトとの界面にボイドが容易に形成され、比較的早期に破断に至る。したがって本発明においては、硬質第２相の面積率の上限を７０％と定めた。 On the other hand, the hard second phase is not deformed at all, and is deformed to some extent in order to satisfy the continuity of the metal structure, but the main subject of deformation is ferrite. However, in a state where the hard second phase is more than 70%, when the material is deformed, it is no longer possible to cover the deformation of the material only with the parent phase ferrite, and conversely, a large part of the deformation of the material. Can be covered by the deformation of the hard second phase. However, the hard second phase of the present invention is one of martensite, retained austenite, and bainite, and is hard and poor in deformability. Therefore, although the strength of the material increases, ductility cannot be expected. Here, the retained austenite is not itself poor in deformability. However, after transformation into martensite due to strain induction, the hardness is high and the ductility is poor. When such a phase is the main subject of deformation, voids are easily formed inside the hard second phase or at the interface between the hard second phase and the ferrite, leading to breakage relatively early. Therefore, in the present invention, the upper limit of the area ratio of the hard second phase is set to 70%.
なお、一般的な複合組織鋼板においては、硬質第２相の面積率は最大３０％程度のようであって適正な第２相面積率の範囲が本発明とは異なる。従来技術で硬質第２相の面積率が最大３０％程度であることの理由は明確ではないが、超微細フェライト粒中の可動転位密度に関係していると想定される。第２相を含まない単相の超微細フェライト粒からなる鋼の研究例では、結晶粒内の転位密度が非常に小さいことが明らかになっている（例えば、Scripta Materiallia 第４７巻 ２００２年 ８９３ページ）。 In a general composite steel sheet, the area ratio of the hard second phase seems to be about 30% at the maximum, and the appropriate range of the second phase area ratio is different from that of the present invention. Although the reason why the area ratio of the hard second phase is about 30% at the maximum in the prior art is not clear, it is assumed that it is related to the movable dislocation density in the ultrafine ferrite grains. In research examples of steels composed of single-phase ultrafine ferrite grains that do not contain the second phase, it has been clarified that the dislocation density in the grains is very small (for example, Scripta Materiallia 47, 2002, page 893). ).
鉄の降伏強度は、結晶中の可動転位密度に密接に関係し、いわゆるギルマン・ジョンストンの降伏理論で説明されるように、初期の可動転位密度が低いと、材料の降伏により大きな外部応力を必要とする。一旦材料が降伏し転位の増殖によって可動転位密度が大幅に上昇してしまうと、それほどの外部応力は必要としないため、変形応力が低下する。したがってこの場合は、降伏点が高く加工硬化が小さいという材料特性になる。この欠点を回避して降伏点を低下させ、かつ、加工硬化を高めるためには、初期可動転位密度を高める必要がある。そのような鋼板の典型的な例が、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板である。複合組織鋼板においては、フェライト相とマルテンサイト相の格子定数が異なるために、格子のミスフィットが生じ、それ緩和するために、異相の界面付近に比較的高密度の転位が存在する。これらの転位は、材料に応力を付与した時に容易に動くため、材料の降伏にはそれほど大きな応力は必要としない。 The yield strength of iron is closely related to the movable dislocation density in the crystal, and as explained by the so-called Gilman Johnston yield theory, if the initial movable dislocation density is low, the material yields more external stress. And Once the material yields and the dislocation growth significantly increases the dislocation density, so much external stress is not required, so the deformation stress decreases. Therefore, in this case, the material characteristic is that the yield point is high and the work hardening is small. In order to avoid this drawback and lower the yield point and increase work hardening, it is necessary to increase the initial movable dislocation density. A typical example of such a steel sheet is a composite structure steel sheet made of ferrite and martensite. In a composite steel sheet, since the lattice constants of the ferrite phase and martensite phase are different, a lattice misfit occurs, and in order to mitigate it, relatively high-density dislocations exist near the interface of the different phases. Since these dislocations move easily when stress is applied to the material, the material yield does not require as much stress.
本発明の鋼板は、複合組織の考え方をベースにしているものの、母相は一定の範囲で超微細粒を含有しているもので、この点において本発明は従来のものとまったく異なるものである。本発明の高強度鋼板においては、前述のように母相の初期可動転位密度は通常の粗大粒の鋼板に比べて低いと想定される。したがって、超微細粒組織を母相として複合組織とする場合には、第２相の含有率を、通常の粗大粒の鋼板よりも高くしておかなければ十分な初期可動転位密度を確保することができない。そのため、適正な第２相の含有率が通常の粗大粒を母相とした複合組織鋼よりも、高い方向へシフトしていると考えられる。 Although the steel sheet of the present invention is based on the concept of a composite structure, the parent phase contains ultrafine grains within a certain range, and in this respect, the present invention is completely different from the conventional one. . In the high-strength steel sheet of the present invention, it is assumed that the initial movable dislocation density of the matrix phase is lower than that of a normal coarse-grained steel sheet as described above. Therefore, when making the composite structure with the ultrafine grain structure as the parent phase, it is necessary to ensure a sufficient initial movable dislocation density unless the content ratio of the second phase is set higher than that of a normal coarse-grained steel sheet. I can't. Therefore, it is thought that the content rate of the appropriate second phase is shifted in a higher direction than that of the composite structure steel having a normal coarse grain as a parent phase.
次に、上記本発明の高強度鋼板どうしを抵抗スポット溶接によって接合したものが、本発明に係る車両用強度部材である。 Next, the high-strength steel plate of the present invention joined by resistance spot welding is the strength member for a vehicle according to the present invention.
溶接性に影響する因子としては、前述のＣ量だけでなく、他の元素の影響も加味したＣ当量を用いるべきである。本発明では、上記式（１）に示したＳｉ，Ｍｎ，Ｐ、Ｓを加味したＣ当量Ｃｅｑ（Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／４０＋４Ｐ＋２Ｓ）を用いる。この式によるＣｅｑは、「新日鉄技報３８５号（２００６年１０月） ３８ページ」に記載されているように、スポット溶接ナゲットの破断形態に影響する因子であるとされているが、本質的には、溶融ナゲットの切欠感受性に影響して、ナゲット内の破断であるのか、母材の破断であるのかを決定する因子である。したがって、スポット溶接以外の、例えばレーザー溶接やアーク溶接継手等の溶融接合方法の破断形態の判定にも利用できる。 As a factor affecting the weldability, C equivalent should be used in consideration of not only the above-described amount of C but also the influence of other elements. In the present invention, C equivalent Ceq (C + Mn / 20 + Si / 40 + 4P + 2S) in consideration of Si, Mn, P, and S shown in the above formula (1) is used. Ceq according to this formula is considered to be a factor that affects the fracture mode of spot welded nuggets, as described in “Nippon Steel Technical Report 385 (October 2006), page 38”. Is a factor that affects the notch sensitivity of the molten nugget and determines whether the fracture is in the nugget or the base material. Therefore, it can also be used for determination of the fracture mode of a melt bonding method such as laser welding or arc welding joint other than spot welding.
ところで、本発明の高強度鋼板は、Ｃ当量が比較的高いことに起因して、スポット溶接で生じた溶融ナゲットの靭性が劣化し、溶接継手を変形させると溶融ナゲット内での破断が起こって溶接強度が劣化するといった問題が起こる可能性がある。この問題を解決するために、本発明者は、高Ｃ当量の鋼板において、ナゲット内破断を抑制し溶接強度に優れる抵抗スポット溶接継手に関する研究を行った。その結果、高Ｃ当量の鋼板においては、溶融ナゲット中心の硬度が、ビッカース硬度で６００以下であるか、もしくは、熱影響部の直径が、溶融ナゲットの直径の１．６倍以上であれば良いことを見出した。 By the way, the high-strength steel sheet of the present invention has a relatively high C equivalent, so that the toughness of the melted nugget produced by spot welding deteriorates, and when the welded joint is deformed, a fracture occurs in the melted nugget. There may be a problem that the welding strength is deteriorated. In order to solve this problem, the present inventor conducted research on a resistance spot welded joint that suppresses nugget breakage and has excellent weld strength in a high C equivalent steel sheet. As a result, in a steel sheet with a high C equivalent, the hardness at the center of the molten nugget should be 600 or less in terms of Vickers hardness, or the diameter of the heat-affected zone should be 1.6 times or more the diameter of the molten nugget. I found out.
本発明の車両用強度部材はこの知見に基づくものであって、本発明の高強度鋼板どうしが抵抗スポット溶接によって接合されてなり、接合部における溶接で生じた溶融ナゲットの中心部の硬度がビッカース硬度：６００以下であることを特徴としている。また、もう１つの本発明の車両用強度部材は、本発明の高強度鋼板どうしが抵抗スポット溶接によって接合されてなり、接合部周辺の溶接による熱影響部の直径が、溶接で生じた溶融ナゲットの直径の１．６倍以上であることを特徴としている。 The vehicle strength member of the present invention is based on this finding, and the high strength steel plates of the present invention are joined to each other by resistance spot welding, and the hardness of the center portion of the molten nugget generated by welding at the joint is Vickers. Hardness: 600 or less. Another strength member for a vehicle according to the present invention is a molten nugget in which the high-strength steel plates according to the present invention are joined together by resistance spot welding, and the diameter of the heat-affected zone by welding around the joint is the same. It is characterized by being 1.6 times or more of the diameter.
以下に、溶融ナゲットの硬度、および熱影響部の直径に関する規定の理由について詳述する。まず、溶融ナゲットの硬度であるが、本発明のようなＣ当量の高い鋼板では、溶融ナゲットが溶接後の冷却時にマルテンサイト変態することは避けがたい。マルテンサイトは周知のように延性に乏しく、また、靭性も乏しい傾向にあるため、溶接継手の強度を劣化させる可能性がある。しかしながら本発明者は、炭素鋼の溶融ナゲットの硬度がビッカース硬度で６００以下であれば、ナゲットの靭性はそれほど低下せず、衝撃変形に耐えうるとの知見を得た。 Below, the reason for the regulation regarding the hardness of the molten nugget and the diameter of the heat affected zone will be described in detail. First, regarding the hardness of the molten nugget, in a steel plate having a high C equivalent as in the present invention, it is unavoidable that the molten nugget undergoes martensitic transformation during cooling after welding. As is well known, martensite is poor in ductility and tends to have poor toughness, and therefore may deteriorate the strength of the welded joint. However, the present inventor has obtained knowledge that if the hardness of the molten nugget of carbon steel is 600 or less in terms of Vickers hardness, the toughness of the nugget does not decrease so much and can withstand impact deformation.
これに基づき、本発明においては接合継手の強度を劣化させないための溶融ナゲットの硬度を上記のように規定した。本発明の鋼板のＣ当量の範囲では、通常のスポット溶接条件ではビッカース硬度６００以下を実現するのは困難であるが、溶融通電の後に通電条件を適正化したテンパー通電を行うことによって、ビッカース硬度６００以下を実現することが可能である。 Based on this, in the present invention, the hardness of the molten nugget so as not to deteriorate the strength of the joint joint is defined as described above. In the range of the C equivalent of the steel sheet of the present invention, it is difficult to achieve a Vickers hardness of 600 or less under normal spot welding conditions. However, by carrying out tempering with optimized energization conditions after melting energization, Vickers hardness is achieved. It is possible to realize 600 or less.
次に、溶融ナゲットの硬度をビッカース硬度で６００以下にするための溶接条件について述べる。炭素鋼を焼き入れした時の硬度は炭素含有量にほぼ比例し、本発明に係るＣ：０．４ｗｔ％の鋼板はビッカース硬度が６００を超えている。したがって、所定の硬度まで低下させるためには、スポット溶接における接合通電の後に再度電流を流して、ナゲット部を焼き戻す必要がある。ただし、焼戻し条件が不適切な場合には、靭性が低下することが知られている。例えば、「社団法人金属学会編 講座・現代の金属学材料編４ 鉄鋼材料、１０２ページ」には、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｎなどの合金元素を含有した合金鋼を５００度付近で焼き戻すと脆化すると記載されている。本発明の鋼板はそれらの合金元素を所定の範囲で含有するため、焼戻し脆化が懸念される。
Next, welding conditions for making the hardness of the melted
そのため、焼戻し温度すなわちテンパー通電時のナゲット部の到達温度は、４５０〜５５０℃の範囲を避けなければならない。ここで、焼戻し脆化温度を避けて高温にする場合は、ナゲット部の温度が鋼板のＡ１変態点を超えやすいという問題がある。本発明の鋼板は、Ａ１変態点を意識的に低下させた成分系であるため、従来の鋼板よりも、高温焼戻し時の問題は顕著である。したがって、安定的に溶融ナゲットを焼き戻すためには、脆化温度より低い温度域で行うことが求められる。ただし、温度が低すぎても焼戻しの効果は小さいため、適正な範囲に入熱量をコントロールする必要がある。 For this reason, the tempering temperature, that is, the ultimate temperature of the nugget portion when the temper is energized, must be in the range of 450 to 550 ° C. Here, when a high temperature to avoid temper embrittlement temperature, there is a problem that the temperature of the nugget is likely to exceed the A 1 transformation point of the steel sheet. Steel sheet of the present invention are the component that intentionally reduced the A 1 transformation point, than conventional steel plates, at a high temperature tempering problem is remarkable. Therefore, in order to temper the molten nugget stably, it is required to perform in a temperature range lower than the embrittlement temperature. However, since the effect of tempering is small even if the temperature is too low, it is necessary to control the heat input within an appropriate range.
実際の接合においては、テンパー時のナゲット温度を直接測定することは困難であるため、本発明では通電条件によって規定する手段を採用する。本発明者は、テンパー通電の電流値および通電時間を系統的に変化させる実験を行った結果、ナゲット部の到達温度は通電電流の二乗と通電時間の０．５乗との積で決まり、したがって、溶接強度もこのパラメータによって決定されることを見出し、溶接強度が最大となる当該パラメータの適正範囲を明らかにした。 In actual joining, since it is difficult to directly measure the nugget temperature at the time of tempering, in the present invention, a means defined by energization conditions is adopted. As a result of conducting an experiment to systematically change the current value and energization time of the temper energization, the present inventor determined that the reached temperature of the nugget portion is determined by the product of the square of the energization current and the 0.5th power of the energization time. It was found that the welding strength is also determined by this parameter, and the appropriate range of the parameter for maximizing the welding strength was clarified.
具体的には、通電電流Ｉ（ｋＡ）、通電時間ｔ（秒）が、「２０≦Ｉ２×ｔ０．５≦４０」を満たすような通電条件であれば良い。このパラメータの値が２０未満の場合は十分な焼戻し効果が得られず、また、４０を超える場合は、焼戻し脆化が生じるか、もしくはテンパー通電時にＡ１変態点を越えるため再度焼入組織となり、ともに溶接強度は向上しない。したがって本発明の車両用強度部材を製造する方法は、抵抗スポット溶接を行うにあたり、接合通電の後に、電流：Ｉ（ｋＡ）、通電時間：ｔ（秒）が「２０≦Ｉ２×ｔ０．５≦４０」を満たす条件でテンパー通電を施すことを特徴とする。 Specifically, the energization conditions may be such that the energization current I (kA) and the energization time t (seconds) satisfy “20 ≦ I 2 × t 0.5 ≦ 40”. The value of this parameter, sufficient tempering effect can be obtained if it is less than 20, and if more than 40, or temper embrittlement occurs or becomes quenched structure again to cross the A 1 transus during tempering energization In both cases, the welding strength is not improved. Therefore, according to the method of manufacturing the strength member for a vehicle of the present invention, the current: I (kA) and the energization time: t (seconds) are “20 ≦ I 2 × t 0. Temper energization is performed under conditions satisfying “ 5 ≦ 40”.
次に、接合部周辺のスポット溶接による熱影響部の直径が、溶接で生じた溶融ナゲットの直径の１．６倍以上と規定する理由について詳述する。本発明で言う熱影響部は、スポット溶接の継手部分を、ナゲットの中心を通る断面が観察できるよう切断して試料を得、この試料を樹脂に埋めて断面を研磨し、さらにピクリン酸でのエッチングを施して、断面を実体顕微鏡もしくは光学顕微鏡で観察した際の顕微鏡による撮像から、腐食の度合いの違いにより確認することができる。 Next, the reason why the diameter of the heat affected zone by spot welding around the joint is defined as 1.6 times or more the diameter of the molten nugget produced by welding will be described in detail. The heat-affected zone referred to in the present invention is obtained by cutting a spot-welded joint so that a cross-section passing through the center of the nugget can be observed, and by burying this sample in a resin and polishing the cross-section, and further with picric acid Etching is performed, and the cross-section is observed with a stereomicroscope or an optical microscope, and can be confirmed based on the difference in the degree of corrosion from an image taken with a microscope.
接合部周辺のスポット溶接による熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone 以下、主にＨＡＺと称する）の直径が溶融ナゲットの直径の１．６倍以上と比較的大きい場合に溶接強度が向上する理由としては、次のような原理による。図４（ａ）に示すように、ナゲットの周囲のＨＡＺの領域が比較的小さい場合には、接合された鋼板に剪断力がかかると、応力が集中する鋼板の界面から靱性の低いナゲット内に亀裂が容易に進展しやすい。 The reason why the weld strength is improved when the diameter of the heat-affected zone (HAZ: Heat Affected Zone, hereinafter mainly referred to as HAZ) due to spot welding around the joint is relatively larger than 1.6 times the diameter of the molten nugget. Is based on the following principle. As shown in FIG. 4A, when the area of the HAZ around the nugget is relatively small, when a shearing force is applied to the joined steel plates, the stress concentrates into the nugget with low toughness from the steel plate interface. Cracks tend to develop easily.
一方、図４（ｂ）に示すように、ＨＡＺが大きい場合は、本発明の鋼板においてはＨＡＺは母材よりも硬度が高いため、応力負荷時の鋼板の変形形態も曲率が大きな緩やかな形状になる。このためナゲットへの応力集中は緩和され、ナゲットの破断されにくく、同時にＨＡＺの内部、もしくはＨＡＺと母材の界面に亀裂が進展しやすくなる。これは、靭性の良好な母材の変形を期待できるということであり、結果として継手が破断する時の最大荷重も向上することになる。本発明では、後述する実施例の結果から、応力を受けた時にナゲット内への亀裂が進展しにくく、応力をＨＡＺや母材で受けることにより高い溶接強度を得るためには、ＨＡＺの直径が溶融ナゲットの直径の１．６倍以上の規模であることと規定する。 On the other hand, as shown in FIG. 4B, when the HAZ is large, in the steel sheet of the present invention, since the HAZ has a higher hardness than the base material, the deformation form of the steel sheet during stress loading is also a gentle shape with a large curvature. become. For this reason, the stress concentration on the nugget is alleviated, the nugget is not easily broken, and at the same time, cracks tend to propagate inside the HAZ or at the interface between the HAZ and the base material. This means that deformation of the base material having good toughness can be expected, and as a result, the maximum load when the joint breaks is also improved. In the present invention, from the results of Examples described later, the cracks in the nugget hardly propagate when subjected to stress, and in order to obtain high welding strength by receiving the stress with the HAZ or the base material, the diameter of the HAZ is It is specified that the scale is 1.6 times or more the diameter of the molten nugget.
次に、ＨＡＺの直径が溶融ナゲットの直径の１．６倍以上という規定を実現するための溶接条件について述べる。本発明者は、溶接条件がＨＡＺの大きさに与える影響について研究したところ、通電時間を、従来ではなされなかった程度の長時間とすることで、ナゲット径はほとんど拡大させずにＨＡＺの直径を大幅に大きくすることができることを見出した。すなわち、その通電時間が０．５秒以上であれば、ＨＡＺの直径が溶融ナゲットの直径の１．６倍以上を確保することができた。 Next, welding conditions for realizing the definition that the diameter of the HAZ is 1.6 times the diameter of the molten nugget will be described. The present inventor studied the influence of welding conditions on the size of the HAZ, and by setting the energization time to a length that was not made conventionally, the diameter of the HAZ was reduced without substantially increasing the nugget diameter. We found that it can be greatly increased. That is, if the energization time is 0.5 seconds or more, the diameter of the HAZ can be secured 1.6 times or more the diameter of the molten nugget.
通電時間の長時間化により熱影響部のみが拡大する理由は必ずしも明瞭ではないが、次のように考えられる。すなわち、通電開始とともに鋼板の重畳部で発熱が生じ、鋼板の温度が融点以上に達して溶融接合が起こる。しかしながら、鋼板どうしが一旦接合すると界面での電気抵抗は大きく低下し、これに対して電流は一定であるから発熱量も低下する。そのため、溶融ナゲットの大きさは一定以上には大きくならず、入熱の母材への拡散のみが継続して起こり、結果としてナゲットは成長せずにＨＡＺのみが拡大していくと考えられる。また、場合によっては、通電中に凝固が完了している可能性もある。この場合も、凝固したナゲットの電気抵抗は初期状態よりも低いため、ナゲットが溶融するほどの発熱は生じず、熱影響部が拡大していくことになる。なお、通電時間が長すぎると生産効率の低下を招くとともに溶接強度の向上は飽和傾向になることから、通電時間の上限は２．５秒程度が適切である。 The reason why only the heat-affected zone expands due to the prolonged energization time is not necessarily clear, but is considered as follows. That is, heat generation occurs at the overlapping portion of the steel plates as the energization starts, the temperature of the steel plates reaches the melting point or higher, and melt bonding occurs. However, once the steel plates are joined, the electrical resistance at the interface is greatly reduced. On the other hand, since the current is constant, the heat generation amount is also reduced. Therefore, the size of the molten nugget does not increase beyond a certain level, and only the diffusion of heat input into the base material continuously occurs. As a result, only the HAZ is expanded without growing the nugget. In some cases, solidification may be completed during energization. Also in this case, since the electric resistance of the solidified nugget is lower than that in the initial state, the heat-affected zone is expanded without generating heat to the extent that the nugget is melted. If the energization time is too long, the production efficiency is lowered and the improvement in welding strength tends to be saturated. Therefore, the upper limit of the energization time is appropriately about 2.5 seconds.
本発明では、溶接強度を向上させる要件として、抵抗スポット溶接で生じた溶融ナゲットの中心部の硬度がビッカース硬度：６００以下であることと、もしくはスポット溶接による接合部周辺の溶接による熱影響部の直径が溶融ナゲットの直径の１．６倍以上であることのいずれかを挙げているが、これら要件をともに兼ね備えていても良い。その場合には各要件の相乗効果が発揮されて、溶接強度のさらなる向上が図られる。 In the present invention, as a requirement to improve the welding strength, the hardness of the center part of the molten nugget generated by resistance spot welding is Vickers hardness: 600 or less, or the heat affected zone by welding around the joint by spot welding. Although it is mentioned that the diameter is 1.6 times or more of the diameter of the molten nugget, both of these requirements may be combined. In that case, the synergistic effect of each requirement is exhibited and the welding strength is further improved.
本発明によれば、引張り試験で求められた真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεが５０００ＭＰａ以上であるという特徴により、加工硬化能の大幅な向上に伴う安定した座屈形態での圧潰が可能であり、かつ、高次元での高強度と衝撃エネルギー吸収能を兼ね備えるといった、優れた耐衝撃性能を有する高強度鋼板の提供が可能である。そして、このような特性を有することから、車両用強度部材として構成した際には、薄肉化による大幅な軽量化、ならびにそれに伴う燃費の大幅な向上が達成可能であり、ひいてはＣＯ２の排出削減に大きく寄与するといった効果が奏される。また、Ｃ当量が比較的高い本発明の高強度鋼板はスポット溶接で接合して強度部材として構成されるのに好適であり、高い溶接強度が確保されることにより車両用強度部材として大いに有望である。 According to the present invention, the slope dσ / dε of the stress-strain diagram between 3 to 7% of the true strain determined by the tensile test is 5000 MPa or more, which is stable due to a significant improvement in work hardening ability. It is possible to provide a high-strength steel sheet having excellent impact resistance, such as being able to be crushed in a buckling form and having both high strength in a high dimension and impact energy absorption capability. And since it has such characteristics, when it is configured as a vehicle strength member, it is possible to achieve a significant reduction in weight due to a reduction in thickness and a significant improvement in fuel consumption, which in turn reduces CO 2 emissions. The effect that it contributes greatly to is produced. Further, the high strength steel sheet of the present invention having a relatively high C equivalent is suitable for being formed as a strength member by joining by spot welding, and is highly promising as a vehicle strength member by ensuring high welding strength. is there.
本発明の高強度鋼板は、フェライトの母相と硬質第２相とからなる複合組織を有する鋼板であり、一般的なフェライト系低合金鋼の成分で実現が可能である。ただし、上記のように成分の含有量に関しては規定される式によって制約を受ける。 The high-strength steel sheet of the present invention is a steel sheet having a composite structure composed of a ferrite mother phase and a hard second phase, and can be realized with components of a general ferritic low alloy steel. However, as described above, the content of the component is restricted by the prescribed formula.
所定の成分の鋼は、工業的には転炉もしくは電気炉で溶製することができ、また、実験室的には、真空溶解もしくは大気溶解炉で溶製することができる。鋼を鋳造する場合は、バッチのインゴット鋳造も可能であるが、より生産性の高い連続鋳造を適用することも勿論可能である。作製したスラブまたはインゴットは、薄板用の連続熱間圧延ミルで圧延され、熱延コイルとなる。その際に、圧延後の冷却パターンや巻取り温度を合金成分に応じて適切に制御することで、フェライトと硬質第２相の複合組織とすることができる。このようにして得られた熱延コイルは、酸洗によって表面の酸化スケールが取り除かれた後、冷間圧延される。この際の冷間圧延率は、熱延板における硬質第２相の間隔に応じて適切な範囲に制御される。その後、連続焼鈍、箱焼鈍等種々の方法で、焼鈍された後、必要に応じて形状矯正のためのスキンパス圧延が施され、製品化される。 Steel having a predetermined component can be industrially melted in a converter or an electric furnace, and laboratoryly, it can be melted in a vacuum melting or atmospheric melting furnace. When casting steel, batch ingot casting is also possible, but it is of course possible to apply continuous casting with higher productivity. The produced slab or ingot is rolled by a continuous hot rolling mill for thin plates to form a hot rolled coil. In that case, it can be set as the composite structure of a ferrite and a hard 2nd phase by controlling appropriately the cooling pattern after rolling, and coiling temperature according to an alloy ingredient. The hot-rolled coil thus obtained is cold-rolled after the surface oxide scale is removed by pickling. The cold rolling rate at this time is controlled within an appropriate range according to the interval between the hard second phases in the hot rolled sheet. Then, after annealing by various methods, such as continuous annealing and box annealing, skin pass rolling for shape correction is performed as necessary to produce a product.
上記のように、本発明の超微細粒複合組織を特徴とする高強度鋼板は、従来の薄鋼板の製造プロセスを変更することなく、中間素材の組織とプロセス条件の適正化のみによって製造可能であることが大きな特徴である。 As described above, the high-strength steel sheet characterized by the ultrafine-grained composite structure of the present invention can be manufactured only by optimizing the structure and process conditions of the intermediate material without changing the manufacturing process of the conventional thin steel sheet. It is a big feature.
次に、本発明の具体的な実施例を示す。当該実施例は実験室レベルで鋼板を製造したものであり、製造にあたっての真空溶解、圧延、焼鈍等の設備は、量産設備に比べて勿論小型のものであるが、この実施例の結果は、量産設備での製造に何ら制約を与えるものではない。 Next, specific examples of the present invention will be described. This example is a steel plate manufactured at a laboratory level, and the equipment such as vacuum melting, rolling, and annealing in manufacturing is of course smaller than the mass production equipment, but the result of this example is It does not impose any restrictions on production with mass production equipment.
本発明に適合する組成を有するスラブ１〜５と、本発明に適合しない組成のスラブ６〜８を真空溶解して溶製し、作製した。これらスラブの化学組成を表１に示す。表１で表示する元素以外の残部はＦｅである。
The
次に、スラブ１〜８に対して、表２に示す諸条件で圧延および焼鈍の処理を施し、処理条件の違いによって本発明品である発明鋼板１〜５と、本発明から逸脱する比較鋼板１〜３を作製した。なお、焼鈍処理における加熱温度、加熱温度変更のタイミング、温度保持時間等の焼鈍パターンは、図５に示すパターン１とした。また、表１に示す化学組成を有する市販材１〜８の鋼板を、表２に示すように本発明から逸脱する比較鋼板４〜１１とする。これら比較鋼板４〜１１は市販材であるが故に製造条件に関しては確認できず、したがって表２において比較鋼板４〜１１の製造条件は記載していない。また、表３に、発明鋼板１〜５と比較鋼板１〜１１の焼鈍組織などを示す。
Next, the
表３に示した金属組織（フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトおよびパーライト）は、次のように判定した。すなわち、圧延後の鋼板から圧延方向に平行な断面を切り出し、この断面をナイタール等でエッチングした後に、走査型電子顕微鏡で倍率５０００倍で撮影した２次電子像（以下、ＳＥＭ写真と称する）を観察して判定した。 The metal structures (ferrite, retained austenite, martensite, bainite, cementite and pearlite) shown in Table 3 were determined as follows. That is, a secondary electron image (hereinafter referred to as an SEM photograph) taken at a magnification of 5000 times with a scanning electron microscope after cutting a cross section parallel to the rolling direction from the rolled steel sheet and etching the cross section with nital or the like. Judgment was made by observation.
また、このＳＥＭ写真から、硬質第２相の平均面積率と、硬質第２相を除外したフェライト部のうちの、ナノ結晶粒（ナノフェライト）の面積率を測定した。さらに、ナノフェライトの平均粒径ｄｓと、ミクロンオーダーの結晶粒であるミクロフェライトの平均粒径ｄＬの比率「ｄＬ／ｄｓ」を求めた。ナノフェライトは粒径が１．２μｍ以下の結晶粒であり、ミクロフェライトは粒径が１．２μｍを超える結晶粒である。なお、ここでの平均粒径とは、ＳＥＭ写真において、画像解析により全てのフェライト粒の面積を測定し、それぞれの面積から求めた円相当径を意味する。具体的には、画像解析により求めたフェライト粒の面積をＳｉ（ｉ＝１，２，３…）とすると、円相当径Ｄｉ（ｉ＝１，２，３…）は、「Ｄｉ＝２（Ｓｉ／３．１４）１／２ 」から求められる。これらの算出値を表３に示す。 Moreover, from this SEM photograph, the average area ratio of the hard second phase and the area ratio of the nanocrystal grains (nanoferrite) in the ferrite part excluding the hard second phase were measured. Furthermore, the ratio “dL / ds” between the average particle diameter ds of nanoferrite and the average particle diameter dL of microferrite, which is micron order crystal grains, was determined. Nanoferrite is a crystal grain having a particle size of 1.2 μm or less, and microferrite is a crystal grain having a particle size exceeding 1.2 μm. Here, the average particle diameter means an equivalent circle diameter obtained by measuring the areas of all the ferrite grains by image analysis in the SEM photograph. Specifically, when the area of the ferrite grain obtained by image analysis is Si (i = 1, 2, 3,...), The equivalent circle diameter Di (i = 1, 2, 3,...) Is “Di = 2 ( Si / 3.14) 1/2 ". These calculated values are shown in Table 3.
次に、表２および表３に示す発明鋼板１〜５および比較鋼板１〜１１から、圧延方向と平行な方向が引張り軸となるように、図６に示すダンベル形状の引張り試験片を切り出して作製した。そして、引張り試験片を用いて引張り試験を行い、得られた応力歪み線図から、降伏点（ＹＰ）、引張り強度（ＴＳ）を求め、さらに、真歪み３％での真応力、真歪み７％での真応力、真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きｄσ／ｄε、真歪み３〜７％の間におけるｎ値、真歪み５〜１５％の間におけるｎ値、および全伸び（ｔ−Ｅｌ）を求めた。それらの値を表４に示す。
Next, from the
図１は、発明鋼板と比較鋼板の応力歪み曲線の代表例として、発明鋼板５と比較鋼板１の公称応力公称歪み線図を示している。図１によると、発明鋼板おいては、特に歪み１０％以下の領域で大きな加工硬化能を有していることが判る。
FIG. 1 shows a nominal stress nominal strain diagram of the
図２は、前述したように、発明鋼板５を引張り変形させた後に、試験片の平行部から、観察面が引張り方向すなわち圧延方向と平行な断面となるように薄膜を採取し、その薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて観察した明視野像であり、図３は、その視野像の模式図である。これら図によれば、全体的に暗い部分の硬質第２相と、比較的明るい部分である母相のフェライトが混在している様子が判る。そして、母相のフェライトには非常に高い密度で転位が存在し、さらにその転位は、一般的に金属の変形組織に見られる転位セル組織を形成していない。
2, as described above, after the
次に、表２および表３に示す発明鋼板１〜５および比較鋼板１〜１１の各鋼板から、図７および図８に示す断面矩形状の筒型部材１（発明部材と比較部材）を試験片としてそれぞれ作製した。筒型部材１は、断面ハット状に折り曲げ加工して幅方向両端部にフランジ２ａを有するハット部２のフランジ２ａに、平板状の背板３を溶接して筒状としたもので、自動車のフレーム（車両用強度部材）の一部に見立てたものである。ハット部２の４箇所の直角の屈曲部は、半径５ｍｍのポンチを用いて折り曲げ加工して形成した。図７に示す筒型部材１はフランジ２ａと背板３との溶接をＴＩＧ溶接で行い、図８に示す筒型部材１はフランジ２ａと背板３との溶接をスポット溶接（各３箇所）で行った。ＴＩＧ溶接については、ＪＩＳ Ｚ ３３１６ のＴＩＧ用溶加棒ＹＧＴ−５０を使用し、溶接電流約２０Ａで実施した。なお、図７および図８には、合わせて寸法も表示したが、ＴＩＧ溶接モデル（形状Ａ）とスポット溶接モデル（形状Ｂ）とでは、寸法に若干の相違がある。
Next, a cylindrical member 1 (invention member and comparison member) having a rectangular cross section shown in FIGS. 7 and 8 was tested from each of the
上記のように、発明鋼板１〜５および比較鋼板１〜１１を用いてＴＩＧ溶接モデルとスポット溶接モデルの筒型部材１をそれぞれを作製したら、次いで、これら筒型部材１の両端に、図９に示すように（図９の筒型部材１はスポット溶接モデルである）天板４と地板５とをＴＩＧ溶接によって接合して、圧潰試験体を作製した。天板４と地板５は正方形状の鋼板であり、地板４の方が天板３よりも面積が大きい。筒型部材１は、天板４および地板５の各中央部に配されている。
As described above, when the
作製した各圧潰試験体につき、圧潰試験を行った。圧潰試験は、図１０に示すような自由落下式の落錘試験機を用い、ロードセル１１で支持されたベースプレート１２に地板４の四隅をボルト１３で固定して筒型部材を立てて支持し、上方から落錘１４を落下させて筒型部材を上から押し潰す方法を採用した。圧潰試験の条件は、落錘１４の重さ約１００ｋｇ、落下高さ１１ｍ、衝突時の落錘速度は約５０ｋｍ毎時とし、筒型部材に生じた圧潰ストローク（筒型部材の圧潰前の全長から圧潰後の全長を引いた値）と、圧潰時に発生した荷重を測定した。また、各試験体につき、吸収エネルギーと初期反力を求めるとともに、筒型部材の圧潰後の座屈変形状態を確認した。
A crushing test was performed for each of the crushing specimens thus produced. In the crushing test, a free fall type falling weight tester as shown in FIG. 10 is used, and the
表５に、圧潰ストロークが６０ｍｍにおける吸収エネルギー、初期反力および座屈変形状態の結果を、筒型部材が発明鋼板４からなる発明部材１の試験体と、筒型部材が発明鋼板４、比較鋼板１および比較鋼板４〜１１からなる比較部材１〜１１の試験体について示す。表５での部材形状とは、前述したようにＡがＴＩＧ溶接モデル、Ｂがスポット溶接モデルのことである。なお、表５に示した発明部材１はスポット溶接であって、後述する溶接条件が表６の発明部材８にしたがったものである。また、スポット溶接で作製された比較部材２（発明鋼板４からなるが、スポット溶接条件が本発明以外であり、ここでは比較部材としている）の溶接条件は、表７の比較部材３にしたがったものである。また、比較部材６〜１１の溶接条件は表５に示した通りであり、テンパー通電は行っていない。
Table 5 shows the results of absorption energy, initial reaction force, and buckling deformation state when the crushing stroke is 60 mm, the specimen of the
図１１は、発明部材１と比較部材９，１０の試験体につき、圧潰試験で求めた圧潰ストロークと圧潰荷重との関係を示しており、図１２は、これら試験体の圧潰ストロークと吸収エネルギーとの関係を示している。図１１では、圧潰ストロークが５ｍｍまでの間に荷重が突出して増す初期反力が現れ、その後の比較的低い荷重の増減が蛇腹状に座屈している様子が表れている。
FIG. 11 shows the relationship between the crushing stroke and the crushing load obtained in the crushing test for the specimens of the
図１１で明らかなように、発明部材１の初期反力は比較部材９と同等であるが、圧潰ストロークが１０ｍｍを超えてからの発生荷重に関しては、発明部材１が平均して高い。これは、発明部材１の加工硬化が非常に大きいため、圧潰することによって鋼板の応力が大きく上昇していることによる。また、初期反力に関しては比較部材９が発明部材１と同等で低いものの、この比較部材９は図１２に示されるように吸収エネルギーも低い。また、比較部材１０は吸収エネルギーおよび初期反力のいずれも高い。したがって比較部材９，１０は、低い初期反力と高い吸収エネルギーが良好とされる耐衝撃性能に関しては、いずれか一方の特性に偏っている。
As is clear from FIG. 11, the initial reaction force of the
この点、発明部材１は、初期反力が低く、かつ、吸収エネルギーは高いといった相反する特性を兼ね備えている。例えば、１．５ｋＪのエネルギーを吸収するために、比較部材９では４０ｍｍ以上の圧潰ストロークが必要であるが、発明部材１では３０ｍｍ強の圧潰ストロークで十分であり、初期反力は両者同等であるため、発明部材の方が衝撃吸収性に優れている。また、比較部材１０では３０ｍｍの圧潰ストロークで発明部材１と同等の吸収エネルギーを得ることはできるものの初期反力が高いため、部材としての総合特性は発明部材よりも比較部材の方が劣る。
In this respect, the
表５に示したように、比較部材１０では、蛇腹状の座屈が起こらず曲がりが生じた。比較部材１０は比較鋼板１０を用いているが、このように加工硬化が極端に小さい高強度鋼板では、座屈が不安定となる。したがって、車両用強度部材として用いた場合、衝突性能にも変動が生じやすく、またコンパクトな座屈形態ではないため、座屈させるためのスペースを部材周辺に設ける必要もあり、スペース効率が悪い。
As shown in Table 5, in the
なお、表５の結果に関して説明を加えると、比較部材２は、発明鋼板４を用いていながら本発明のスポット溶接の条件以外でスポット溶接して作製した部材である。この比較部材２は、初期反力に関しては、同一鋼板を用いて本発明のスポット溶接の条件でスポット溶接された発明部材１と同等であるが、圧潰による変形が始まると、ほぼ同時に溶接部が剥離したため、吸収エネルギーは低くなった。結果として、初期反力と吸収エネルギーのバランスは、従来鋼板と同等のレベルであった。また、比較部材１１は、素材の比較鋼板１１である市販材８がオーステナイトステンレス（ＳＵＳ３０４Ｌ）である。比較鋼板１１は、表４に示すように５〜１５％のｎ値が０．３３８と高いが、平均応力勾配は２０８４ＭＰａと低く、圧潰試験の結果からみると、初期反力と吸収エネルギーのバランスは従来鋼板と同等である。
In addition, when adding description about the result of Table 5, the
以上から、本発明鋼板は、従来の高強度鋼板では得られなかった優れた耐衝撃性能、すなわち初期反力を抑制しながら吸収エネルギーを増加させるという相反する特性をバランスよく有している。このため、発明鋼板を車体のフロントフレーム等の車両用強度部材に適用すれば、部材長さの短縮による車体の軽量化やフロントオーバーハングの短縮による運動性能の向上など、車両構成上の長所を実現することができる。 From the above, the steel sheet of the present invention has a good balance of conflicting properties that increase the absorbed energy while suppressing the excellent impact resistance, that is, the initial reaction force, which cannot be obtained with the conventional high-strength steel sheet. For this reason, if the steel plate of the invention is applied to a vehicle strength member such as a front frame of a vehicle body, the advantages of the vehicle configuration such as weight reduction of the vehicle body by shortening the member length and improvement of motion performance by shortening the front overhang are provided. Can be realized.
図１３は、引張り試験で求められた真歪み３％での変形応力と圧潰試験で測定された初期反力との関係を、表５に示す発明部材１と、比較部材７〜１１について示したものである。また、図１４は、引張り試験で求められた真歪み７％での変形応力と圧潰試験で測定された圧潰ストローク６０ｍｍまでの吸収エネルギーとの関係を、発明部材１と、比較部材７〜１１について示したものである。これら２つの図には相関関係が見られ、したがって、初期反力は３％変形応力で決まり、吸収エネルギーは７％変形応力で決まるということが言える。このことは、両者の差、つまり応力勾配を大きくすれば、低い初期反力と高い吸収エネルギーを両立できるということであり、本発明の技術思想を実証している。
FIG. 13 shows the relationship between the deformation stress at the true strain of 3% obtained by the tensile test and the initial reaction force measured by the crush test for the
図１５は、圧潰試験で測定された圧潰ストローク６０ｍｍまでの初期反力と吸収エネルギーとの関係を、スポット溶接モデル（形状Ｂ）の発明部材１と比較部材２，７〜１１について示したものである。また、図１６は、圧潰試験で測定された初期反力と圧潰ストローク６０ｍｍまでの吸収エネルギーとの関係を、ＴＩＧ溶接モデル（形状Ａ）の比較部材１，３〜５について示したものである。図１５によれば、発明部材は、吸収エネルギーが比較部材よりも高いか同等であるにもかかわらず、初期反力が比較部材と同等もしくは低く、初期反力と吸収エネルギーのバランスが良好であることが判る。また、図１６によれば、ＴＩＧ溶接の４例のうち、Ｃ当量が０．４以上である比較部材１の初期反力と吸収エネルギーのバランスが特に悪いことが判る。その他の比較部材３，４，５は、市販材である比較鋼板５，６，８にそれぞれ対応するが、いずれもＣ当量が０．４未満である。すなわち、Ｃ当量が０．４以上の鋼板においては、通常の溶接による接合方法を用いることが困難であることを示している。
FIG. 15 shows the relationship between the initial reaction force up to the crushing stroke of 60 mm measured by the crushing test and the absorbed energy for the
次に、表３に示した発明鋼板４を、表６に示すスポット溶接条件によって接合し、スポット溶接の際の主にテンパー通電条件を変更させたテンパー通電試験の試料として、発明部材１〜９および比較部材１〜１６を作製した。テンパー通電とは、スポット溶接のために通電した後に、所定の焼戻し温度で加熱され得る電流で所定時間通電することであり、接合のための通電である接合通電とは異なっている。
Next, the
作製したテンパー通電試料の発明部材１〜９および比較部材１〜１６について引張り剪断強度を測定し、また、いくつかの試料を抽出してスポット溶接で生じたナゲットの中心部分のビッカース硬度を測定した。これらの結果を表６に併記するとともに、図１７に「（テンパー通電電流Ｉ）２×（テンパー通電時間ｔ）０．５」すなわちＩ２×ｔ０．５と引張り剪断強度との関係を示す。本発明は、２０≦Ｉ２×ｔ０．５≦４０をテンパー通電の条件としている。また、図１８は、表６に掲げた結果を基にして、テンパー通電の際のＩ２×ｔ０．５とスポット溶接で生じたナゲット中心部のビッカース硬度との関係を示している。本発明は、ナゲット中心部の硬度がビッカース硬度：６００以下であることを特徴としている。さらに図１９は、ナゲット中心部のビッカース硬度と引張り剪断強度との関係を示している。
The tensile shear strength was measured for
図１７によれば、テンパー通電の際のＩ２×ｔ０．５が２０〜４０の範囲にある発明部材においては引張り剪断強度が比較部材よりも高く、１２ｋＮ以上の引張り剪断強度が得られており、本発明が強度の面で大幅に優位であることが判る。また、図１８によれば、テンパー通電の際のＩ２×ｔ０．５が２０〜４０の範囲にある発明部材においてはビッカース硬度が６００以下であることが確保されており、これ以外の範囲の比較部材は、全てビッカース硬度が６００以上を示している。したがって、本発明のようにテンパー通電を２０≦Ｉ２×ｔ０．５≦４０の条件で行うことにより、ビッカース硬度が６００より低くなり、これに伴って１２ｋＮを超える高い引張り剪断強度を安定して得ることができる（図１９参照）。 According to FIG. 17, in the invention member in which I 2 × t 0.5 in the range of temper energization is in the range of 20 to 40, the tensile shear strength is higher than that of the comparative member, and a tensile shear strength of 12 kN or more is obtained. Thus, it can be seen that the present invention is significantly superior in terms of strength. Further, according to FIG. 18, it is ensured that the Vickers hardness is 600 or less in the invention member having I 2 × t 0.5 in the range of 20 to 40 at the time of temper energization, and the other range All of the comparative members show a Vickers hardness of 600 or more. Therefore, when tempering is performed under the condition of 20 ≦ I 2 × t 0.5 ≦ 40 as in the present invention, the Vickers hardness becomes lower than 600, and accordingly, a high tensile shear strength exceeding 12 kN is stabilized. (See FIG. 19).
図２０は、表６の発明部材４の引張り後におけるナゲット部の外観写真である。これによると、ナゲットはボタン状に破断しており、かつ、亀裂がナゲットの周囲の母材に達していることが確認され、ナゲットの靭性が向上して溶接強度が高いことが判る。
FIG. 20 is an appearance photograph of the nugget portion after the
一方、図２１は、表６の比較部材７の引張り後におけるナゲット部の外観写真である。この場合には、ボタン状のナゲット部が残らないシャー破断になっており、これはテンパー通電時間が長いために焼戻し脆化域に達してナゲットの靭性が低下したためと推測される。 On the other hand, FIG. 21 is an external view photograph of the nugget portion after the comparison member 7 of Table 6 is pulled. In this case, the shear fracture is such that no button-like nugget portion remains, and this is presumed to be due to the fact that the temper embrittlement region was reached and the toughness of the nugget was lowered due to the long temper energization time.
次に、表１に示した発明鋼板４を、表７に示すスポット溶接条件（接合通電電流および接合通電時間）によって接合し、接合時の通電条件を変更させた接合通電試験の試料として、発明部材１〜７および比較部材１〜７を作製した。そして、作製した接合通電試料についてナゲットの直径、ＨＡＺの直径、ＨＡＺ直径／ナゲット直径および引張り剪断強度を測定した。その結果を表７に併記するとともに、図２２に接合通電時間とＨＡＺ直径／ナゲット直径との関係、図２３にＨＡＺ直径／ナゲット直径と引張り剪断強度との関係を示す。
Next, the
図２２によれば、接合通電時間が０．６秒以上の発明部材において、ＨＡＺ直径／ナゲット直径の値が１．６以上、すなわちＨＡＺ直径がナゲット直径の１．６倍以上に確保されることが判る。そして、図２３によれば、ＨＡＺ直径／ナゲット直径の値が１．６以上の発明部材が、ＨＡＺ直径／ナゲット直径の値が１．６以下の比較部材よりも引張り剪断強度が高いことが判る。接合通電時間が２．５秒を上回ってもＨＡＺ直径／ナゲット直径の値がさらに上昇することは望めず、したがって引張り剪断強度も飽和傾向になると予測され、したがって接合通電時間は０．５〜２．５秒が適切であることが確認された According to FIG. 22, in the invention member having a joining energization time of 0.6 seconds or more, the HAZ diameter / nugget diameter value is 1.6 or more, that is, the HAZ diameter is secured to 1.6 times or more of the nugget diameter. I understand. And according to FIG. 23, it turns out that the invention member whose HAZ diameter / nugget diameter value is 1.6 or more has higher tensile shear strength than the comparative member whose HAZ diameter / nugget diameter value is 1.6 or less. . Even if the bonding energization time exceeds 2.5 seconds, the HAZ diameter / nugget diameter value cannot be expected to further increase, and therefore the tensile shear strength is expected to become saturated. Therefore, the bonding energization time is 0.5-2. .5 seconds confirmed to be appropriate
図２４は、表７の発明部材４の引張り後におけるナゲット部の外観写真である。これによると、溶接時の加熱によって変色しているＨＡＺが広く形成されており、また、亀裂がナゲット部からＨＡＺへ到達して母材へ向かう方向に伸びており、溶接強度が高いことが判る。
FIG. 24 is a photograph of the appearance of the nugget portion after the
一方、図２５は、表７の比較部材２の引張り後におけるナゲット部の外観写真である。この場合には、破断がナゲット内部のみにおいて脆性的に生じていることが観察され、したがって引張り剪断強度に比例する溶接強度は、図２３で明らかなように発明部材よりも劣ることが判る。
On the other hand, FIG. 25 is an external view photograph of the nugget portion after the
Claims (6)
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／４０＋４Ｐ＋２Ｓ≧０．４…（１）
かつ、引張り試験で求められた真歪み３〜７％の間における応力歪み線図の傾きｄσ／ｄεが５０００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。 The alloy component satisfies the following formula (1),
Ceq = C + Mn / 20 + Si / 40 + 4P + 2S ≧ 0.4 (1)
A high-strength steel sheet characterized in that a slope dσ / dε of a stress-strain diagram between 3 to 7% of true strain obtained by a tensile test is 5000 MPa or more.
ｄＬ／ｄｓ≧３…（２） Presenting a metal structure composed of a ferrite phase and a hard second phase dispersed, the area ratio of the hard second phase in the metal structure is 30 to 70%, and the crystal grain size in the ferrite phase is 1.2 μm or less The ferrite has an area ratio of 15 to 90%, and in the ferrite phase, the average grain diameter ds of ferrite having a crystal grain size of 1.2 μm or less and the average grain diameter dL of ferrite having a crystal grain size exceeding 1.2 μm The high-strength steel sheet according to claim 1, wherein the following formula (2) is satisfied.
dL / ds ≧ 3 (2)
「２０≦Ｉ２×ｔ０．５≦４０」を満たす条件でテンパー通電を施すことを特徴とする車両用強度部材の製造方法。 5. The method of manufacturing a strength member for a vehicle according to claim 4, wherein, when performing the resistance spot welding, the current: I (kA) and the energization time: t (seconds) are “20 ≦ I” after joining energization. The manufacturing method of the strength member for vehicles characterized by performing temper electricity supply on the conditions which satisfy | fill 2 * t0.5 <= 40 ".
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