JP2016531200A - 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも１つは６００ＭＰａ以上の降伏力、１０００ＭＰａ以上の最大抗張力および１５％以上の一様伸びを提示するスポット溶接継手に関する。ベースメタルの化学組成は０．０５≦Ｃ≦０．２１％、４．０≦Ｍｎ≦７．０％、０．５≦Ａｌ≦３．５％、Ｓｉ≦２．０％、Ｔｉ≦０．２％、Ｖ≦０．２％、Ｎｂ≦０．２％、Ｐ≦０．０２５％、Ｂ≦０．００３５％を含み、スポット溶接継手は０．５％を超えるＡｌを含有し、１％未満の分離領域の表面割合を含む溶融ゾーンの微細構造を含み、前記分離領域は、２０μｍ２よりも大きく、鋼の公称リン含有量を超えて含有するゾーンである。

Description

本発明は、少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも一方が、６００ＭＰａ以上の降伏力、１０００ＭＰａ以上の最大抗張力、１５％以上の一様伸びを示す前記継手に関する。

特に、自動車産業では、自動車を軽量化し、且つ、軽い鋼または高い引張強度を示す鋼を使用しあるいは接合して厚さの減少を補償することにより、安全性を高めるための継続的な必要性が存在する。従って、様々な強度レベルを提供する後述のもののような鋼のいくつかのファミリーが提案されている。

まず、その硬化が析出によりおよび結晶粒径の微細化によって同時に得られるマイクロ合金化元素を有する鋼が提案されている。そのような鋼の開発後、良好な冷間成形性と共に強度の良好なレベルを維持する高性能高強度鋼と呼ばれる高強度のものが続いた。

さらにより高い引張強度レベルを得るために、非常に有利な特性の組み合わせ（引張強度／変形能）を有するＴＲＩＰ（変態誘起塑性）挙動を示す鋼が開発された。これらの特性はこのような鋼の構造に関連しており、該構造はベイナイトおよび残留オーステナイトを含むフェライトマトリックスからなる。残留オーステナイトはケイ素またはアルミニウムを添加することによって安定化され、これらの元素はオーステナイトおよびベイナイト中の炭化物の析出を遅らせる。残留オーステナイトの存在により延性挙動が改善される。その後の変形の影響の下で、例えば、一軸的にストレスを受ける場合、ＴＲＩＰ鋼製の部品の残留オーステナイトが徐々にマルテンサイトに変換され、実質的な硬化をもたらし、ネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）の出現を遅らせる。

さらにより高い引張強度、即ち、８００から１０００ＭＰａを超えるレベルを達成するために、主にベイナイト構造を有する多相鋼が開発された。自動車業界ではまたは一般に業界では、このような鋼は、バンパーのクロスメンバー、支柱、様々な補強材および耐摩耗性摩耗部品等の構造部品に有利に使用される。しかし、これらの部分の成形性は、可塑性の十分な予備を有するように、同時に、１０％を超える十分な伸び、および高すぎない降伏力／引張強度比を必要とする。

これらのすべての鋼板は抵抗および延性の比較的良好なバランスを示すが、例えば、従来のスポット溶接技術を使用してこれらの板を組み立てることになると、新たな課題が現れる。以後、既存の溶接技術を用いて溶接可能でありながら、高強度および高成形性を示す新たな構想が必要とされている。

ホワイトボディ重量を低減するために、欧州出願ＥＰ１９８７９０４号は、鋼製品およびアルミニウム材料の継手製品、ならびにこの継手製品のスポット溶接法を提供し、高い接合強度でスポット溶接することができることを確保することを目的とする。１つの実施形態では、０．３から３．０ｍｍの板厚みｔ_１を有する鋼製品および０．５から４．０ｍｍの板厚みｔ_２を有するアルミニウム材料をスポット溶接により接合して、鋼製品およびアルミニウム製品の継手製品を形成する。この継手製品では、継手部におけるナゲット面積は、２０×ｔ_２ ^０．５から１００×ｔ_２ ^０．５ｍｍ^２であり、界面反応層の厚みが０．５から３μｍの部分の面積は１０×ｔ_２ ^０．５ｍｍ^２以上であり、継手の中心部の界面反応層の厚みと継手の中心部から継手直径Ｄ_ｃの１／４の距離だけ離れた点の界面反応層の厚みとの差は５μｍ以下である。この構成によれば、クラッド材料のような他の材料を使用することなく、低コストで既存のスポット溶接装置を用いて形成することができる、優れた接着強度を有する異種材料継手製品が提供される。これは、別の工程および異種材料継手製品のためのスポット溶接方法を追加することなく行われる。このような方法は、鋼板をアルミニウム板に溶接することを暗示し、継手材料抵抗が鋼側に比べてアルミ側に柔らかい領域を持つことになる。

米国出願ＵＳ２０１２１４１８２９号は、７５０ＭＰａから１８５０ＭＰａの引張強度および０．２２質量％以上０．５５質量％の炭素当量Ｃ_ｅｑを有する少なくとも１つの薄い鋼板を含み、ナゲットがこの薄い鋼板の界面に形成されているスポット溶接継手を思いつく。ナゲット外層ゾーンにおいて、微細構造は、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下であり、微細構造に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍから１００ｎｍであり、炭化物の個数密度が２×１０^６／ｍｍ^２以上である樹枝状構造からなる。このような出願は、第三世代の鋼ではなく、従来のものしか目指していない。

上記の従来技術のいずれもが従来の量と異なる量の鋼中の合金元素を有する鋼を溶接するという課題に直面も解決もしておらず、この課題は未解決のままである。

欧州特許出願公開第１９８７９０４号明細書 米国特許出願公開第２０１２／１４１８２９号明細書

本発明は、少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも一方は以下を示すアルミニウム合金鋼板である継手に関する。
− ６００ＭＰａ以上の降伏力
− １０００ＭＰａ以上の引張強度
− １５％以上の一様伸び

溶接継手は以下により特徴づけられる：
− 少なくとも０．５重量％のＡｌおよび１％より低い粗分離領域の表面割合を含む溶融ゾーン。粗分離領域は、少なくともベースメタル公称リン含有量を含む、２０μｍ^２よりも大きいゾーンとして規定される。
− 場合により、１ｍｍ^２当たり２×１０^６以上の５０ｎｍより大きい鉄炭化物の密度を含む溶融ゾーンの微細構造。
− 場合により、溶融ゾーンと本発明の鋼との境界の微細構造はフェライト粒子内部にマルテンサイト１８Ｒを有さない。

本発明の別の目的は、通常の連続焼鈍ラインと適合性があり、方法パラメータに対し低感度を有しながら、その最終的な厚みまで容易に冷間圧延することができる鋼を有するこのような溶接継手を作製するための方法を提供することである。

本発明は、第１の目的として、少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも一方は重量パーセントで
０．０５≦Ｃ≦０．２１％
４．０≦Ｍｎ≦７．０％
０．５≦Ａｌ≦３．５％
Ｓｉ≦２．０％
Ｔｉ≦０．２％
Ｖ≦０．２％
Ｎｂ≦０．２％
Ｐ≦０．０２５％
Ｂ≦０．００３５％
Ｓ≦０．００４％
を含み、組成物の残部は鉄および精錬に起因する不可避的不純物であるアルミニウム合金鋼である継手を有し、前記鋼は、６００ＭＰａ以上の降伏力、１０００ＭＰａ以上の最大抗張力および１５％以上の一様伸びを示し、前記鋼の微細構造は、２０％から５０％のオーステナイト、４０％から８０％の焼鈍フェライト、２５％未満のマルテンサイトを含み、前記スポット溶接継手は、０．５％を超えるＡｌを含有し、１％未満の粗分離領域の表面割合を含む溶融ゾーンの微細構造によって特徴付けられる。粗分離領域は、鋼のリン含有量より多い量のリンを含有する、２０μｍ^２よりも大きいゾーンとして規定される。

別の好ましい実施形態では、前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、１．０≦Ａｌ≦３．０％または１．０≦Ａｌ≦２．５％ですらあるようなアルミニウム含有率を有する。

好ましくは、前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、Ｓｉ≦１．５％またはＳｉ≦１．０％ですらあるようなケイ素含有率を有する。

好ましい実施形態では、前記アルミニウム合金鋼の微細構造が５０％から７０％の間の焼鈍フェライトを含有する。

好ましい実施形態では、前記アルミニウム合金鋼は、２０％未満のマルテンサイトを示す。

好ましくは、５０ｎｍより大きい鉄炭化物の密度はスポット溶接継手溶融ゾーンにおいて１ｍｍ^２当たり２×１０^６以上である。

好ましくは、溶融ゾーンと本発明の鋼の境界における微細構造は、フェライト粒子内部に斜方晶系の針状相を有するマルテンサイト１８Ｒを有さない。

本発明はまた、対象として、本発明のスポット溶接継手を含む２つの鋼板のアセンブリを有する。

本発明は、の第２の目的として、少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手を製造するための方法であって、鋼板の少なくとも一方がアルミニウム合金鋼板であり、以下により製造される方法を有する：
− 組成が本発明に従うアルミニウム合金鋼を鋳造してスラブを得、
− １１５０℃から１３００℃の間の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}で前記スラブを再加熱し、
− 再加熱された前記スラブを８００℃から１２５０℃の間の温度で熱間圧延して熱間圧延鋼を得（最後の熱間圧延パスは８００℃以上の温度Ｔ_ｌｐで行われる）、
− ６５０℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで１から１５０℃／秒の間で前記熱間圧延鋼を冷却し、
− その後、Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で、冷却された前記熱間圧延鋼を巻き取り、
− 場合により、前記熱間圧延鋼は、４００℃から６００℃の間で１から２４時間の間バッチ焼鈍されるか、６５０℃から７５０℃の間で２０から１８０秒の間連続焼鈍される。

− 本発明は、目的として、鋳造後製品を直ちに圧延する鋳造機を使用して直接鋼を得るための方法を有する。この方法は「薄スラブ鋳造」と呼ばれる。

その後：
− 熱間延鋼板を脱スケールし、
− 冷間圧延鋼板を得るために、３０％から７０％の間の冷間圧延率で鋼板を冷間圧延し、− 焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで少なくとも１℃／秒に等しい加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで鋼板を加熱し、
− ３０から７００秒の間の時間の間、以下のように規定されるＴ_ｍｉｎからＴ_ｍａｘの間の温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で鋼を焼鈍し、
Ｔ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）
Ｔ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）
− 好ましくは５℃／秒から７０℃／秒の間の冷却速度で鋼板を冷却し、
冷間圧延鋼を板に切断して冷間圧延鋼板を得、
− ３ｋＡから１５ｋＡの間の実効強度および１５０から８５０ｄａＮの間の電極に適用される力で、別の金属と冷間圧延鋼板の少なくとも１つを溶接し（前記電極の活性面直径が４から１０ｍｍの間である）、
− 場合により、鋼板をＶ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}で３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却し、Ｔ_ＯＡで１０から３００秒の間の時間、溶融コーティングされるように、維持し、
− 鋼板を好ましくは５℃／秒を超え７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}で室温までさらに冷却し、冷間圧延され、焼鈍された鋼板を得る。

場合により、冷間圧延され、焼鈍された鋼は１７０から４００℃の間の温度Ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で２００から８００秒の間の時間ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}の間焼戻しされる。

好ましい実施形態では、本発明の冷間圧延鋼板は、焼鈍後、ＺｎまたはＺｎ合金でコーティングされる。

別の実施形態では、本発明の冷間圧延鋼板は、焼鈍後にＡｌまたはＡｌ合金でコーティングされる。

場合により、本発明のスポット溶接継手は、溶接後、溶接強度の６０％から９０％の間の強度で０．１から２秒の間の時間適用される後熱処理を受ける。

本発明に係る鋼板または溶接された２つの鋼板のアセンブリは、自動車産業において自動車ホワイトボディのための自動車の構造部品を製造するために使用することができる。

本発明の他の特徴および利点は、以下の詳細な説明を介して現れる。添付された図は例として与えられ、本発明の範囲を限定するものと解釈してはならない。それらは以下のようなものである：

熱間圧延材Ｂ１、Ｃ１、Ｅ１およびＦ１の硬度の変化を示す。 熱間圧延材Ｂ１、Ｃ１、Ｅ１およびＦ１の引張特性を示す。 焼鈍前の冷間圧延材Ｂ１、Ｃ１、Ｅ１およびＦ１の引張特性を示す。 冷間圧延され、焼鈍された材料Ｂ１、Ｃ１、Ｅ１およびＦ１の引張特性を示す。 冷間圧延され、焼鈍された材料Ｇ１、Ｈ１、Ｈ２、Ｈ３およびＩ２の引張特性を示す。 ナイタールエッチング、表５に詳述するアセンブリＡ＋Ａ、Ｂ＋Ｂ、Ｃ＋ＣおよびＥ＋Ｅについて微細構造中のセメンタイト粒子（白で示される）に対するアルミニウム含有率の影響を強調する画像解析後の溶融ゾーンの走査電子顕微鏡写真を示す。 クロス引張試験片により特徴付けられる異種の溶接強度を示す（Ｊで溶接されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 Ａｌ含有率に応じたＣＴＳ係数を示す（異種のためにＪで溶接されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 同種溶接について溶接範囲を示している（Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 異種溶接について溶接範囲を示す（Ｊで溶接されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 異種の引張りせん断応力の結果を示す（Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦは、Ｊで溶接された）。 ２．９および３．９％のＡｌ（表５に詳述するスポット溶接Ｅ＋ＥおよびＦ＋Ｆ）を含有するアルミニウム合金鋼とのスポット溶接継手について顕微鏡写真およびマルテンサイト１８Ｒのイラストを示す。 同種スポット溶接について微小硬度を示すＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 アルミニウム合金鋼と６００ＭＰａの抵抗の典型的な二相鋼を使用する異種のスポット溶接について微小硬度を示す（Ｊで溶接されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 硬度に対する溶融ゾーン中のアルミニウム含有率の影響を示す（異種のためにＪと溶接されたＡ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦ）。 Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦについて１から４％（左から右へ）のアルミニウム合金鋼のＡｌ含有率に応じた欠陥モードを示す。 Ｊと溶接された例Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦに対する異種のプラグ比を示す。 例ＧおよびＨについて同種のプラグ比を示す。 スポット溶接の抵抗を特徴づけるために使用される引張せん断およびクロス引張試験の概略を説明する。 プラグ比と本発明のアルミニウム合金鋼および二相６００（ＤＰ）の間の溶融ゾーンの幾何学的形状の非限定的な例を示す。ＨはＭＺ高さ、ＰＤはプラグ径、ＭＺ−ＤはＭＺ径であり、ＭＺは溶融ゾーンを意味する。 Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥについてＰ分離に対するアルミニウムの影響を示す公称Ｐ含有率での閾値によるマイクロプローブ分析の画像を示す。 図２０ＡおよびＢは、領域のサイズの関数として、公称Ｐ含有率を超える領域の表面割合を示しており、図２０Ａは例Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅに対するものである。 図２０ＡおよびＢは、領域のサイズの関数として、公称Ｐ含有率を超える領域の表面割合を示しており、図２０ＢはＧおよびＨに対するものである。 Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥについてＡｌ含有率に応じた溶融ゾーンの公称Ｐ含有率を超える、２０μｍ^２よりも大きな領域の表面割合の変化を示す。 図２２ＡおよびＢは、後処理ありまたはなしのＡｌ含有率に応じたＣＴＳ係数を示しており、図２２Ａは同種溶接における例Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦに対するものである。 図２２ＡおよびＢは、後処理ありまたはなしのＡｌ含有率に応じたＣＴＳ係数を示しており、図２２ＢはＪと溶接された例Ａ、Ｂ、Ｃ、ＥおよびＦに対するものである。

本発明は、２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも一方は、アルミニウム合金鋼と呼ばれ、６００ＭＰａ以上の降伏力、１０００ＭＰａ以上の最大抗張力および１５％以上の一様伸びを示す。ベースメタルの化学組成は０．５％を超えるＡｌを含み、溶接、およびその対象となる最終的な厚さまでの冷間圧延が容易である。すべての目標を達成するために、これを行うには、焼鈍パラメータと同様に化学組成が非常に重要である。以下の化学組成元素は重量％で与えられる。

本発明によれば、炭素含有率は０．０５から０．２１％の間である。炭素はガンマ形成元素である。それは、本発明のＭｎ含有率と共に、オーステナイトの安定化を推進する。０．０５％未満だと、１０００ＭＰａを超える引張強度を達成することは困難である。炭素含有率が０．２１％を超える場合には、冷間圧延性が低下し、溶接性が悪くなる。好ましくは、炭素含有量は０．１０から０．２１％の間である。

マンガンは４．０％から７．０％の間でなければならない。この元素、またオーステナイト安定剤は、微細構造中でオーステナイトを十分に安定化させるために使用される。それは、固溶体硬化および微細構造に対する微細化効果も有する。４．０％未満のＭｎ含有率では、微細構造における残留オーステナイト割合が２０％未満であり、１５％を超える一様伸びおよび１０００を超える引張強度の組み合わせが達成されない。７．０％を超えると、偏析と含有物が損傷特性を劣化させ、溶接性が悪くなる。

アルミニウムに関しては、その含有率は０．５％から３．５％の間でなければならない。０．５重量％を超えると、アルミニウムの添加は、残留オーステナイト中の炭素の増加によって残留オーステナイトの安定性を高めるために多くの側面にとって興味深い。Ａｌはホットバンドの硬度を低下させることが可能であり、これは図１、２および３に見られるように、簡単にその最終的な厚さまで冷間圧延することができる。そのロバスト性も、Ａｌ添加を伴う焼鈍中に改善される。図１５および図１６に示すように、アルミニウムの添加により、温度に応じてオーステナイト割合の変動の低減がもたらされ、プラグの比の改善がもたらされる。さらに、それは、非再結晶温度を超える温度での高度な再結晶およびオーステナイト安定化の組み合わせに有利に働くので、連続焼鈍における焼鈍温度に対してより大きな実現可能性の窓を開くことになると、Ａｌが最も効果的な元素である。アルミニウムは、１０００ＭＰａ未満の引張強度につながる、凝固中に形成され、さらなる冷却中にオーステナイトに変換されない粗大な一次フェライト粒子の形成を避けるために、３．５％以下にすべきである。これは、ＣおよびＭｎの両方がガンマジニアス（ｇａｍｍａｇｅｎｅｏｕｓ）である一方で、Ａｌがアルファジニアス（ａｌｐｈａｇｅｎｅｏｕｓ）であるため、粗大な一次フェライト粒子の形成を制限するための最適なＡｌ含有率は、ＣおよびＭｎの含有率が減少したときに、減少することが理解されるべきである。

鋳造粉末は液体金属と反応するおそれがあり、Ａｌ含有率が増加すると、反応速度が増加するので、アルミニウムは連続鋳造に対しては有害である。これらの粗大一次フェライト粒子が１０００ＭＰａ未満まで引張強度を低下させる。その結果、Ａｌの含有率は、好ましくは１．０から３．０％の間、さらにより好ましくは１．０から２．５％の間である。

ケイ素も固溶体を介して強度を高めるのに非常に効率的である。しかし、その含有率は２．０％に制限される。何故ならば、この値を超えると、圧延荷重が過度に増加し、熱間圧延工程が困難になるからである。冷間圧延性も低下する。好ましくは、エッジ割れを回避するため、Ｓｉ含有率は１．５％未満またはさらに１．０％未満である。

チタン、バナジウムおよびニオブ等のマイクロ合金化元素は、付加的な析出硬化を得るために、それぞれについて０．２％未満の量でそれぞれ添加することができる。特に、チタンおよびニオブは凝固時に結晶粒径を制御するために使用される。しかし、１つの制限は必要である。何故ならば、超えると、飽和効果が得られるためである。

硫黄については、０．００４％の含有率を超えると、延性は、ＭｎＳのような過剰の硫化物の存在により低下し、特に穴拡げ試験はそのような硫化物の存在においてより低い値を示す。

リンは固溶体中で硬化するが、特に粒界での偏析またはマンガンとの同時偏析する傾向のために、スポット溶接性および熱間延性を低下させる元素である。これらの理由から、その含有率は、良好なスポット溶接性を得るためには、０．０２５％、好ましくは０．０２０％に制限されなければならない。

本発明によって許容される最大のホウ素含有率は０．００３５％である。このような限界を超えると、焼入性に関して飽和レベルが予想される。

残部は鉄および不可避的不純物で構成される。不純物レベルは、０．０４％未満の、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃａ等の元素を意味する。

鋼の微細構造は、表面の割合いとして、２０％から５０％のオーステナイト、４０％から８０％の焼鈍フェライト、および２５％未満のマルテンサイトを含む。これらの微細構造相の合計は９５％超過に等しい。残部は、炭化物のような小さな避けられない析出物で構成される。

オーステナイトは延性をもたらす構造であり、その含有率は、本発明の鋼が１５％を超える一様伸びを有し、十分に延性であるように、２０％を超えていなければならず、その含有率は５０％未満でなければならない。何故ならばその値を超えると機械的特性のバランスが悪化するからである。

本発明におけるフェライトは、凝固中に形成された先行するフェライトからであろうと、熱間圧延鋼板のベイナイトまたはマルテンサイトからであろうと、焼鈍時の回復および再結晶から得られた立方体の中心構造によって規定される。従って、用語焼鈍フェライトはフェライトの７０％超過が再結晶化されることを意味する。再結晶フェライトは、粒子の内部に、ＳＥＭ−ＥＢＳＤによって測定された、３°未満の平均方位差により特徴づけられる。その含有率は、１０００ＭＰａの最小値の引張強度、少なくとも６００ＭＰａの降伏力および少なくとも１５％の一様伸びを有するように、４０から８０％の間でなければならない。

マルテンサイトは、焼鈍中に形成された不安定なオーステナイトからの均熱後の冷却中に形成された構造である。その含有率は一様伸びが１５％を超えたままになるよう、２５％に制限されなければならない。マルテンサイトの特定の種類が、Ｃｈｅｎｇらによって識別され、詳細に報告された特定の結晶構造を持つ斜方晶系の針状相である、いわゆる１８Ｒマルテンサイト構造である（Ｗ．−Ｃ． Ｃｈｅｎｇ，Ｃ．−Ｆ． ｌｉｕ，Ｙ．−Ｆ． Ｌａｉ，Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ．，４８（２００３），２９５−３００頁）。

本発明の鋼を製造する方法は、本発明の化学組成を有する鋼の鋳造を暗示する。

鋳鋼は、１１５０℃から１３００℃の間で再加熱される。スラブ再加熱温度が１１５０℃未満であると、圧延荷重が過度に増加し、熱間圧延工程が困難となる。１３００℃を超えると、酸化が非常に激しく、スケール損失および表面劣化をもたらす。

再加熱されたスラブの熱間圧延は１２５０℃から８００℃の間の温度で行われ、最後の熱間圧延パスは８００℃以上の温度Ｔ_ｌｐで行われる。Ｔ_ｌｐが８００℃未満であると、熱間加工性が低下する。

熱間圧延後、鋼は６５０℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで１℃／秒から１５０℃／秒の間の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}で冷却される。１℃／秒未満では、粗い微細構造が形成され、最終的な機械的特性のバランスが悪化する。１５０℃／秒を超えると、冷却工程を制御することが困難である。

巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}は６５０℃以下でなければならない。巻取温度が６５０℃を超える場合、粗大なフェライトおよびベイナイト構造が形成され、冷間圧延および焼鈍後のより不均一な微細構造をもたらす。

場合により、鋼は、その硬度を低下させ、その後の冷間圧延工程を容易にし、最終的に冷間圧延時の割れを回避するために、この段階で中間焼鈍を受ける。焼鈍温度は、バッチ焼鈍の場合には４５０℃から６００℃の間で１から２４時間の間であり、または連続焼鈍の場合は６５０℃から７５０℃の間で２０から１８０秒の間である。

次の工程は、鋼をスケール除去し、一般に０．６と３ｍｍの間の厚みを有する冷間圧延鋼を得るために、３０％から７０％の間の冷間圧延率で鋼を冷間圧延することにある。３０％未満では、その後の焼鈍時の再結晶が十分に支持されず、１５％を超える一様伸びが再結晶の欠如のために達成されない。７０％を超えると、冷間圧延時にエッジ割れのおそれがある。

その後、焼鈍は、少なくとも１℃／秒に等しい加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで、鋼を加熱することによって行うことができる。そのような温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は次式で定義された最小値および最大値を有する：
− Ｔ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）
− Ｔ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）
ここで、化学組成の元素は重量パーセントで与えられる。

焼鈍温度を制御することによりオーステナイト割合およびその化学組成ならびに本発明の鋼の再結晶化を制御することができるので、焼鈍温度を制御することは本発明の方法の重要な特徴である。Ｔ_ｍｉｎ未満では、最小オーステナイト割合が形成されず、またはその安定性があまりに高すぎ１０００ＭＰａ未満に制限された引張強度をもたらす。Ｔ_ｍａｘを超えると、あまりにも多くのマルテンサイトを形成するおそれがあり、１５％未満に制限された一様伸びをもたらす。

焼鈍後、鋼板は５℃／秒から７０℃／秒の間の冷却速度で冷却される。

場合により、鋼板は３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡまで冷却され、Ｔ_ＯＡで１０から３００秒の間の時間維持される。例えば、溶融法によりＺｎコーティングを容易にする、そのような熱処理は、最終的な機械的特性に影響を及ぼさないことが示された。

場合により、冷間圧延され、焼鈍された鋼板は、１７０から４００℃の間の温度Ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で２００から８００秒の間の時間ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}の間焼戻しされる。この処理は、不安定なオーステナイトからの均熱後の冷却中に形成されることがあるマルテンサイトの焼戻しを可能にする。従って、マルテンサイトの硬度は低下し、鋼の延性が改善される。１７０℃未満では、焼戻し処理は十分に効率的ではない。４００℃を超えると、強度損失が高くなり、強度と延性のバランスがもはや改善されない。

高抵抗の溶接継手が得られるように、冷間圧延され、焼鈍された鋼板は、その後、スポット溶接される。

本発明に従ってスポット溶接を得るために、溶接パラメータを次のように定義することができる。実効強度は３ｋＡから１５ｋＡの間とすることができる。非限定的な例として、本発明のスポット溶接強度は図８および９に示される。電極に適用される力は１５０から８５０ｄａＮの間である。電極の活性面直径は４から１０ｍｍの間である。適切なスポット溶接は、その溶融ゾーン特有寸法によって規定される。図１８のようにその溶融ゾーン高さは、０．５から６ｍｍの間であり、直径は３から１２ｍｍの間である。

本発明のスポット溶接継手は、１％未満の粗分離領域の表面割合を含む溶融ゾーンの微細構造によって特徴付けられる。粗分離領域は、ベースメタル公称リン含有率より多い量でリンを含有する、２０μｍ^２よりも大きいゾーンとして規定される。そのような値を超えると、偏析が高すぎ、図１９、２０および２１のようにナゲット靭性を低下させる。

また、溶融ゾーンの微細構造は、１ｍｍ^２当たり２×１０^６以上の、５０ｎｍより大きい鉄炭化物の密度を含む。このような密度未満では、図５、１２、１３および１４のように、マルテンサイトは十分に焼戻しされず、ナゲット微細構造は十分な靭性を示さない。

好ましくは、溶接継手の少なくとも一方の側において、溶融ゾーンと本発明の鋼の境界における微細構造は、粗粒子ゾーンが、図１１のように３％のＡｌ含有率に対し十分な靭性を保つように、フェライト粒内部にマルテンサイト１８Ｒを全く有さない。

場合により、本発明に従ったスポット溶接継手は、図２２ＡおよびＢに示すように、スポット溶接抵抗性をさらに向上させるために、熱後処理を受ける。そのような後処理は、同種または異種溶接の両方上に行うことができる。オーブンの後処理は、少なくとも３分間の１０００℃を超えるオーステナイト化処理、続いて溶接継手に対し、急速な、即ち５０℃／秒を超える冷却にある。

その場での後処理は、溶接後、２工程の処理
・ 少なくとも０．２秒の印加電流なしでの最初の工程
・ 溶接の間に印加される平均強度の６０％から９０％の間の電流を溶接継手に印加することからなる第２の工程
からなり、これによりマルテンサイトを焼戻し、ナゲット靭性と熱影響ゾーンを改善する。工程１と工程２の合計時間は０．１から２秒の間である。

本発明は、以下の非限定的な例によってより良く理解されるであろう。実際に、本発明のスポット溶接鋼は、例えば、侵入型元素フリー鋼、二相鋼、ＴＲＩＰ鋼、ＢＨ鋼、プレス焼入れ鋼、多相鋼等の任意の他の鋼によって得ることができる。

半製品は鋼鋳造から製造された。半製品の化学組成は、重量パーセントで表して、下記表１に示される。表１の鋼組成物の残部は鉄および精錬に起因する不可避的不純物から構成される。

鋼ＡからＪのＴｉおよびＶ含有率は０．０１０％未満である。ホウ素含有率は３５ｐｐｍ未満である。

鋼ＡからＩをまず再加熱し、２．４ｍｍ厚板まで熱間圧延した。鋼Ｊは、６００ＭＰａの引張強度を有する典型的な二相鋼であり、そのような種類の鋼は当業者に知られており、それは異種溶接の場合に鋼ＡからＩが溶接される鋼として使用される。熱間圧延鋼板ＡからＩを次いで冷間圧延し、焼鈍した。受けた方法パラメータは以下の略号と共に表２に示す。
・Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}は再加熱温度である
・Ｔ_ｌｐは仕上げ圧延温度である
・Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ１}は最後の熱間圧延パスの後の冷却速度である
・Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}は巻取温度である
・ＩＡ Ｔはホットバンド上に行われた中間焼鈍の温度である
・ＩＡ ｔはホットバンド上に行われた中間焼鈍の期間である
・Ｒａｔｅは冷間圧延還元の速度である
・Ｈ_ｒａｔｅは加熱速度である
・Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は焼鈍時の均熱温度である
・ｔ_{ａｎｎｅａｌ}は焼鈍時の均熱期間である
・Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ２}は室温までの焼鈍後の冷却速度である

表２において、「ブランク」は、中間焼鈍を行わず、「*」は加熱速度が６００℃までは２０℃／秒、その後、焼鈍温度までは１℃／秒だったことを意味する。

表３は、以下のような特徴を提示する：
・ フェライト：「ＯＫ」は焼鈍された板の微細構造において４０から８０％の間の体積分率を有するフェライトの存在を指す。「ＫＯ」は、フェライト割合がこの範囲外である比較例を指す。
・ オーステナイト：「ＯＫ」は焼鈍された板の微細構造において２０から５０％の間の体積割合を有するオーステナイトの存在を指す。「ＫＯ」は、オーステナイト割合がこの範囲外である比較例を指す。
・ マルテンサイト：「ＯＫ」は焼鈍された板の微細構造において２５％未満の体積割合を有するマルテンサイトの存在または非存在を指す。「ＫＯ」は、マルテンサイト割合が２５％を超える比較例を指す。
・ ＵＴＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対する長手方向における引張試験により測定した最大抗張力を指す。
・ＹＳ（ＭＰａ）は、圧延方向に対する長手方向における引張試験により測定した降伏力を指す。
・ＵＥＩ（％）は、圧延方向に対する長手方向における引張試験で測定された一様伸びを指す。
・ＹＳ／ＴＳは、降伏力と最大抗張力の間の比を指す。
・ＴＥＩは、ＩＳＯ １２．５×５０試験片で測定された全伸びを指す。

次いで、鋼ＡからＩを、表４に示す溶接パラメータに従い、例としてＤＰ６００ ＧＩにスポット溶接する。ＡからＩの材料およびＤＰ６００ ＧＩに対する板厚みは１．２ｍｍである。溶接パラメータは、グレード間で同じであり、同種溶接および異種溶接の間でのみ異なる。

異なる値が以下に説明される。
− 溶接電流範囲：溶接電流（溶接強度とも呼ばれる）範囲はｋＡで表される。溶接範囲の最小値は、直径が４．２５√ｔ以上であるナゲットを開発するのに必要な溶接電流によって規定され、ここでｔはｍｍで表される材料の厚みである。溶接電流範囲の最大値は、ナゲットからの溶融金属の排出が発生する電流により規定される。
− アルファ値は、溶接径および厚みで割ったクロス試験（ｃｒｏｓｓ ｔｅｓｔ）における最大荷重である。それは、ｄａＮ／ｍｍ^２で表される抵抗性のスポット溶接について正規化された荷重である。
− プラグ比：プラグ比はＭＺの直径で割ったプラグ径に等しい。図１８に示すように、プラグ比が低いほど、溶融ゾーン靭性が低い。

Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｈ（Ｈ２除く）およびＩからの化学組成で製造された全ての冷間圧延され、焼鈍された鋼は、本発明に従って製造されて、Ｂ１、Ｃ１、Ｅ１およびＦ１（参照）に対し図４Ａ、およびＧ１、Ｈ１、Ｈ２、Ｈ３、およびＩ２（Ｇ１およびＨ２は参照である）に対し図４Ｂで図示されたように、それらは６００ＭＰａを超えるＹＳ、１０００ＭＰａを超える引張強度および１５％を超える一様伸びを示す。微細構造と同様、化学組成は目標範囲内にある。本発明の方法パラメータにも従った。Ａ１、Ｆ１、Ｇ１およびＨ２は本発明によらない。スポット溶接の抵抗試験は、図１７に示される試験に従って行われた。それらは引張せん断試験およびクロス引張試験と呼ばれる。これらの試験は、溶接強度を決定するために使用される。図６、７および１０に示すように、スポット溶接抵抗は、本発明のＡｌ範囲内のＡｌ含有率と共に増加する。

さらに、マクロエッチ試験片の試験は、ナゲット径（図１１）ならびに異なるゾーンの浸透および溶接微細構造を明らかにすることができる。

熱後処理ということになると、図２２からわかるように、少なくとも１つのＡｌ含有鋼を有するスポット溶接継手の前記処理によって、クロス引張強度係数はさらに改善される。これは、溶接継手の重要な部分の溶接時に再オーステナイト化しないようにさせることが可能なＡｃ１未満の焼戻し窓を開くＡｌのアルファジニアス効果に起因する。

本発明の鋼板アセンブリは自動車産業の構造部品または安全部品の製造に有益に使用される。

Claims (21)

1. 少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、鋼板の少なくとも一方は重量パーセントで
   ０．０５≦Ｃ≦０．２１％
   ４．０≦Ｍｎ≦７．０％
   ０．５≦Ａｌ≦３．５％
   Ｓｉ≦２．０％
   Ｔｉ≦０．２％
   Ｖ≦０．２％
   Ｎｂ≦０．２％
   Ｐ≦０．０２５％
   Ｂ≦０．００３５％
   Ｓ≦０．００４％
   を含み、組成物の残部は鉄および精錬に起因する不可避的不純物であるアルミニウム合金鋼で作製され、前記アルミニウム合金鋼板は、６００ＭＰａ以上の降伏力、１０００ＭＰａ以上の最大抗張力および１５％以上の一様伸びを示し、前記アルミニウム合金鋼板の微細構造は２０％から５０％のオーステナイト、４０％から８０％の焼鈍フェライト、２５％未満のマルテンサイトを含み、前記スポット溶接継手は０．５％を超えるＡｌを含有し、１％未満の分離領域の表面割合を含む溶融ゾーンの微細構造を示し、前記分離領域は、アルミニウム合金鋼板の公称リン含有量より多い量のリンを含有する、２０μｍ^２よりも大きいゾーンである、スポット溶接継手。
2. 前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、１．０≦Ａｌ≦３．０％であるアルミニウム含有率を有する、請求項１に記載のスポット溶接継手。
3. 前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、１．０≦Ａｌ≦２．５％であるアルミニウム含有率を有する、請求項２に記載のスポット溶接継手。
4. 前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、Ｓｉ≦１．５％であるケイ素含有率を有する、請求項１から３のいずれか一項に記載のスポット溶接継手。
5. 前記アルミニウム合金鋼の化学組成は、Ｓｉ≦１．０％であるケイ素含有率を有する、請求項４に記載のスポット溶接継手。
6. 前記アルミニウム合金鋼の微細構造が、５０％から７０％の間の焼鈍フェライトを含有する、請求項１から５のいずれか一項に記載のスポット溶接継手。
7. 前記アルミニウム合金鋼の微細構造が、２０％未満のマルテンサイトを含有する、請求項１から６のいずれか一項に記載のスポット溶接継手。
8. 前記継手が、５０ｎｍより大きく、密度が１ｍｍ^２当たり２×１０^６以上である鉄炭化物を含有し、ならびに溶融ゾーンと前記アルミニウム合金鋼との境界における微細構造は、フェライト粒子内部に斜方晶系の針状相を有するマルテンサイト１８Ｒを有さない、請求項１から７のいずれか一項に記載のスポット溶接継手。
9. 請求項１から８のいずれか一項に記載のスポット溶接継手を含む２つの鋼板のアセンブリ。
10. 少なくとも２つの鋼板のスポット溶接継手であって、少なくとも１つの鋼板が、請求項１から８のいずれか一項に従うアルミニウム合金鋼板で作製されている、スポット溶接継手を製造する方法であって、連続する以下の工程：
    − 組成が請求項１から５のいずれか一項に従うアルミニウム合金鋼を鋳造してスラブを得る工程、
    − １１５０℃から１３００℃の間の温度Ｔ_{ｒｅｈｅａｔ}で、前記スラブを再加熱する工程、
    − 再加熱された前記スラブを８００℃から１２５０℃の間の温度で熱間圧延して、熱間圧延鋼を得る工程であって、最後の熱間圧延パスは８００℃以上の温度Ｔ_ｌｐで行われる工程、
    − １から１５０℃／秒の間で前記熱間圧延鋼を６５０℃以下の巻取温度Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}まで冷却する工程、その後
    − Ｔ_{ｃｏｉｌｉｎｇ}で、冷却された前記熱間圧延鋼を巻き取る工程、
    − 脱スケールする工程、
    − ３０％から７０％の間の冷間圧延率で冷間圧延して、冷間圧延鋼板を得る工程、
    − 焼鈍温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}まで、少なくとも１℃／秒に等しい加熱速度Ｈ_ｒａｔｅで加熱する工程、
    − ３０から７００秒の間の時間の間、以下のように規定されるＴ_ｍｉｎおよびＴ_ｍａｘの間の温度Ｔ_{ａｎｎｅａｌ}で焼鈍する工程、
    Ｔ_ｍｉｎ＝７２１−３６^＊Ｃ−２０^＊Ｍｎ＋３７^＊Ａｌ＋２^＊Ｓｉ（℃で表される）
    Ｔ_ｍａｘ＝６９０＋１４５^＊Ｃ−６．７^＊Ｍｎ＋４６^＊Ａｌ＋９^＊Ｓｉ（℃で表される）
    − ５℃／秒から７０℃／秒の間の冷却速度で目標温度まで冷却する工程、
    − 前記冷間圧延鋼を板に切断して冷間圧延鋼板を得る工程、
    − ３ｋＡから１５ｋＡの間の実効強度および１５０から８５０ｄａＮの間の電極に適用される力で、別の金属と前記冷間圧延鋼板の少なくとも１つを溶接する工程であって、前記電極の活性面直径が４から１０ｍｍの間である工程、
    を含む方法。
11. 熱間圧延鋼板が４００℃から６００℃の間で１から２４時間の間バッチ焼鈍される請求項１０に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
12. 熱間圧延鋼板が６５０℃から７５０℃の間で２０から１８０秒の間連続焼鈍される請求項１０に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
13. 薄スラブ鋳造機を使用して鋼の鋳造を行って前記熱間圧延鋼板を得る請求項１０または１１に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
14. 前記目標温度が３５０℃から５５０℃の間の温度Ｔ_ＯＡであり、Ｔ_ＯＡで１０と３００秒の間の時間維持される請求項１０に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
15. 鋼板を５℃／秒を超え７０℃／秒未満の冷却速度Ｖ_{ｃｏｏｌｉｎｇ３}で室温までさらに冷却し、冷間圧延され、焼鈍された鋼板を得る請求項１４に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
16. 鋼板は１７０から４００℃の間の温度Ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}で２００から８００秒の間の時間ｔ_{ｔｅｍｐｅｒ}の間焼戻しされる請求項１０から１４のいずれか一項に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
17. 焼鈍後、冷間圧延鋼板はＺｎまたはＺｎ合金でさらにコーティングされる請求項１０から１５のいずれか一項に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
18. 焼鈍後、冷間圧延鋼板はＡｌまたはＡｌ合金でさらにコーティングされる請求項１０から１５のいずれか一項に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
19. 溶接強度の６０％から９０％の間の強度で０．１から２秒の間の時間後熱処理を適用する請求項１０から１７のいずれか一項に記載のスポット溶接継手を製造する方法。
20. 請求項１から９のいずれか一項に記載のスポット溶接継手または２つの鋼板のアセンブリまたは請求項１０から１９のいずれか一項に従って製造されたスポット溶接継手を含む構造部品。
21. 請求項１から９のいずれか一項に記載のスポット溶接継手、構造部品またはアセンブリを含むか、請求項１０から２０のいずれか一項に従うスポット溶接継手により製造された、自動車。

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