專利名稱：點(diǎn)焊接頭以及點(diǎn)焊方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在汽車領(lǐng)域等中使用的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭以及點(diǎn)焊方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，在汽車領(lǐng)域中，車體和部件等使用高強(qiáng)度鋼板的需求正在增加。這是因?yàn)闉榱藢?shí)現(xiàn)低燃料消耗量和二氧化碳(CO2)排放量的削減而需要車體的輕量化，而且不得不提高碰撞安全性。另一方面，在車體的組裝或部件的安裝等工序中，主要采用點(diǎn)焊。然而，在對(duì)高強(qiáng)度鋼板、特別是拉伸強(qiáng)度較高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊的情況下，將產(chǎn)生以下的問(wèn)題。作為點(diǎn)焊的接頭(以下稱為點(diǎn)焊接頭)的重要的特性，可以列舉出拉伸強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度，而特別重要的是拉伸強(qiáng)度。點(diǎn)焊接頭的拉伸強(qiáng)度有在剪切方向負(fù)載拉伸載荷而測(cè)定的拉伸剪切強(qiáng)度(TSS)和在剝離方向負(fù)載拉伸載荷而測(cè)定的十字拉伸強(qiáng)度(CTS)。拉伸剪切強(qiáng)度和十字拉伸強(qiáng)度的測(cè)定方法例如在JIS Z 3136、JIS Z 3137中進(jìn)行了規(guī)定。一般地說(shuō)，在焊點(diǎn)的硬度值較高，其韌性值也較高，而且焊點(diǎn)中的偏析受到抑制的情況下，拉伸試驗(yàn)時(shí)的斷裂形態(tài)良好(在焊點(diǎn)的周圍發(fā)生斷裂)，可以得到充分高的拉伸強(qiáng)度，而且其偏差也較小。另一方面，在焊點(diǎn)的硬度值較高但韌性值較低的情況下，或者在焊點(diǎn)中的偏析明顯的情況下，拉伸試驗(yàn)時(shí)發(fā)生剝離斷裂(焊點(diǎn)內(nèi)的斷裂)或者部分頂頭開(kāi)裂(焊點(diǎn)內(nèi)的局部斷裂)，不能得到良好的斷裂形態(tài)。在這樣的情況下，拉伸強(qiáng)度顯著降低，其偏差也增大。這樣的拉伸強(qiáng)度的降低和偏差特別是在十字拉伸強(qiáng)度中明顯地表現(xiàn)出來(lái)。另夕卜，在高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊中，有時(shí)也在焊點(diǎn)內(nèi)產(chǎn)生裂紋和缺陷，而在那樣的情況下，接頭強(qiáng)度的降低和偏差變得明顯。因此，在高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊中，一般要求斷裂形態(tài)的改善、與之相伴隨的十字拉伸強(qiáng)度的提高以及其偏差的降低。此外，焊點(diǎn)內(nèi)的缺陷和裂紋一般認(rèn)為因通電結(jié)束后的焊點(diǎn)的急劇收縮而產(chǎn)生。也就是說(shuō)，點(diǎn)焊在2個(gè)焊接電極的通電中使高強(qiáng)度鋼板的一部分熔融，在通電結(jié)束后，主要通過(guò)經(jīng)由焊接電極的取熱而凝固。由于焊接電極被水冷，因而在熔融部分凝固時(shí)，在高強(qiáng)度鋼板的板厚方向往往產(chǎn)生急劇的收縮。因此，如圖IA所示，在形成于高強(qiáng)度鋼板IOlA和IOlB之間的焊點(diǎn)103的中心往往產(chǎn)生收縮缺陷105。另外，焊點(diǎn)103有時(shí)在橫向也收縮，溫度不會(huì)上升的高強(qiáng)度鋼板IOlA和IOlB不能追隨該收縮，而是如圖IB所示，焊點(diǎn)103從高強(qiáng)度鋼板IOlA和IOlB受到拉伸應(yīng)力，從而在焊點(diǎn)103有時(shí)產(chǎn)生縱向裂紋106。如上所述，在焊點(diǎn)的韌性較低的情況下，或者在焊點(diǎn)中的偏析明顯的情況下，不能得到良好的斷裂形態(tài)，因而發(fā)生點(diǎn)焊接頭的拉伸強(qiáng)度(接頭強(qiáng)度)的降低以及焊接強(qiáng)度的偏差。另一方面，焊點(diǎn)韌性的不足以及明顯的偏析在對(duì)碳當(dāng)量較高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)容易發(fā)生。以解決這樣的問(wèn)題為目的的方法記載在非專利文獻(xiàn)I以及專利文獻(xiàn)I中。在這些方法中，在點(diǎn)焊的通電結(jié)束并經(jīng)過(guò)一定時(shí)間后，進(jìn)行回火通電，對(duì)點(diǎn)焊部(焊點(diǎn)部以及熱影響區(qū))進(jìn)行退火而使焊接區(qū)的硬度降低。然而，在這些方法中，焊接都需要較長(zhǎng)時(shí)間，因而存在的問(wèn)題是生產(chǎn)率下降。另外，由于因回火引起的焊接區(qū)的軟化，因而也存在容易發(fā)生焊點(diǎn)內(nèi)的剝離斷裂這一問(wèn)題。解決接頭強(qiáng)度降低這一問(wèn)題的方法記載在專利文獻(xiàn)2以及3中。該方法在點(diǎn)焊后以高頻加熱焊接區(qū)而進(jìn)行回火處理。然而，這些方法在焊接后，將產(chǎn)生因需要其它工序而變得煩雜，且為利用高頻而需要特殊的裝置等問(wèn)題。再者，由于因回火引起的焊接區(qū)的軟化，因而也存在容易發(fā)生焊點(diǎn)內(nèi)的剝離斷裂這一問(wèn)題。在非專利文獻(xiàn)2以及專利文獻(xiàn)4中，記載著借助于汽車生產(chǎn)工序內(nèi)的涂裝烘烤處理中的加熱和溫度保持，使L字焊接接頭的拉伸強(qiáng)度(剝離強(qiáng)度)得以提高。然而，在非專利文獻(xiàn)2以及專利文獻(xiàn)4中，并沒(méi)有明確鋼種 或鋼板成分(特別是碳當(dāng)量)和十字拉伸強(qiáng)度之間的關(guān)系。另外，也沒(méi)有示出使用各鋼種時(shí)焊接區(qū)詳細(xì)的斷裂形態(tài)、以及斷裂形態(tài)與十字拉伸強(qiáng)度之間的關(guān)系。除這些技術(shù)以外，例如正如非專利文獻(xiàn)3所示的那樣，也可以考慮使用碳當(dāng)量低的鋼板來(lái)進(jìn)行點(diǎn)焊。但是，在該方法中，由于受到成分的制約，將產(chǎn)生鋼板自身的制造變得困難，或者不能獲得必要的機(jī)械特性等問(wèn)題。另外，例如在使用專利文獻(xiàn)5所記載的1470MPa級(jí)熱沖壓鋼板的情況下，需要進(jìn)行淬火處理，因而難以降低碳當(dāng)量。另外，在對(duì)高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)，點(diǎn)焊的打點(diǎn)數(shù)增加的技術(shù)也是為人所知的。然而，在該方法中，存在的問(wèn)題是焊接作業(yè)效率降低，從而生產(chǎn)率下降。另外，存在的問(wèn)題還有焊接施工成本的增加和設(shè)計(jì)自由度受到限制等。在專利文獻(xiàn)6中，記載著使用規(guī)定的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊，在焊接通電后，在規(guī)定的條件下進(jìn)行回火通電，從而使焊接區(qū)的硬度降低的方法。作為規(guī)定的高強(qiáng)度鋼板，可以使用碳當(dāng)量被規(guī)定在規(guī)定范圍、在拉伸試驗(yàn)中求出的實(shí)際應(yīng)變?cè)? 7 %的范圍的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的斜率被規(guī)定在5000MPa以上的鋼板。然而，該方法也存在因焊接區(qū)的軟化而容易發(fā)生焊點(diǎn)內(nèi)的剝離斷裂這一問(wèn)題。在專利文獻(xiàn)7中，記載著通過(guò)正式通電形成焊點(diǎn)，之后以正式通電的電流值以上的電流值進(jìn)行后加熱通電的方法。另外，在專利文獻(xiàn)8中，記載著通過(guò)正式通電形成焊點(diǎn)，之后使加壓力增加而進(jìn)行后加熱通電的方法。但是，這些方法存在的問(wèn)題也是不能穩(wěn)定地獲得較高的接頭強(qiáng)度。此外，作為防止焊點(diǎn)內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生的方法，為人所知的方法有在焊接后，使焊接電極對(duì)高強(qiáng)度鋼板的加壓力增加。但是，在該方法中，由于需要非常高的加壓力，所以存在的問(wèn)題是需要?jiǎng)傂愿叩暮笜?，從而并不適合實(shí)際應(yīng)用。另外，為人所知的方法還有在焊接之后不久接著進(jìn)行后加熱通電，從而使焊接后的冷卻速度得以降低。在該方法中，由于伴隨著冷卻速度的降低，焊接區(qū)的收縮速度下降，因而難以發(fā)生缺陷和裂紋。然而，該方法在汽車的增強(qiáng)部件等中使用的、拉伸強(qiáng)度在750MPa以上且碳量或碳當(dāng)量高的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊中，未必是有效的?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開(kāi)2002-103048號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 :日本特開(kāi)2009-125801號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3 :日本特開(kāi)2009-127119號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 :日本特開(kāi)2009-291797號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)5 日本特開(kāi)2002-102980號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6 :日本特開(kāi)2009-138223號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 :日本特開(kāi)2010-115706號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)8 :日本特開(kāi)2010-149187號(hào)公報(bào)非專利文獻(xiàn)非專利文獻(xiàn)I 高張力鋼(二 ^ ^點(diǎn)溶接継手疲労推度^改善-鉄i鋼(高強(qiáng)度鋼中的點(diǎn)焊接頭疲勞強(qiáng)度的改善-鐵和鋼_)，日本鋼鐵協(xié)會(huì)，1982年，第68卷，第9號(hào)P318 325非專利文獻(xiàn)2 自動(dòng)車鋼板A ^ ”卜溶接継手推度匕及ff +塗裝焼付It O熱履歴O影響-溶接學(xué)會(huì)全國(guó)大會(huì)講演概要(涂裝烘烤的熱過(guò)程對(duì)汽車鋼板的點(diǎn)焊接頭強(qiáng)度的影響-焊接學(xué)會(huì)全國(guó)大會(huì)演講概要_)，社團(tuán)法人焊接學(xué)會(huì)，第83卷，2008年，第9號(hào)，P4-5非專利文獻(xiàn)3 川崎製鐵技報(bào)”(川崎煉鐵技報(bào))，川崎煉鐵株式會(huì)社，2000年，No. 32，P6
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題在以前的技術(shù)中，當(dāng)對(duì)高強(qiáng)度鋼板、特別是對(duì)拉伸強(qiáng)度在750MPa以上的碳等的含量高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)，焊點(diǎn)的硬度增加而韌性降低，從而有時(shí)在破壞起點(diǎn)附近觀察到脆性斷口。因此，如上所述，接頭強(qiáng)度顯著降低，或者產(chǎn)生接頭強(qiáng)度的偏差。而且損害對(duì)于點(diǎn)焊接頭的可靠性、以及包含該點(diǎn)焊接頭的構(gòu)件的可靠性。另外，當(dāng)對(duì)高強(qiáng)度鋼板、特別是對(duì)拉伸強(qiáng)度在750MPa以上的碳等的含量高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)，往往在焊點(diǎn)內(nèi)產(chǎn)生缺陷和裂紋。因此，如上所述，接頭強(qiáng)度顯著降低，或者產(chǎn)生接頭強(qiáng)度的偏差。而且損害對(duì)于點(diǎn)焊接頭的可靠性。再者，往往在焊點(diǎn)內(nèi)形成比較大的夾雜物。如果這樣的夾雜物存在于焊點(diǎn)內(nèi)，則焊點(diǎn)硬而其韌性低，在此情況下，該夾雜物往往成為開(kāi)裂的起點(diǎn)而產(chǎn)生剝離斷裂或部分頂頭開(kāi)裂。其結(jié)果是，接頭強(qiáng)度顯著降低，或者產(chǎn)生接頭強(qiáng)度的偏差，從而損害對(duì)于點(diǎn)焊接頭的可靠性。這樣一來(lái)，在以前的技術(shù)中，在高強(qiáng)度鋼板、特別是拉伸強(qiáng)度在750MPa以上的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊中，難以充分提高接頭的拉伸強(qiáng)度，而且難以充分降低其偏差。因此，點(diǎn)焊接頭不能獲得高的可靠性。本發(fā)明的目的在于提供點(diǎn)焊接頭以及點(diǎn)焊方法，其即使在被焊接材料即高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度在750MPa以上的情況下，也可以防止點(diǎn)焊時(shí)的缺陷和裂紋的發(fā)生，并且提高接頭強(qiáng)度，降低接頭強(qiáng)度的偏差，進(jìn)而可以確保良好的作業(yè)性，同時(shí)可以獲得可靠性高的焊接區(qū)。
用于解決課題的手段本發(fā)明人為解決上述的問(wèn)題而進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在規(guī)定的拉伸強(qiáng)度和規(guī)定組成的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭中，通過(guò)將焊點(diǎn)的顯微組織規(guī)定為適當(dāng)?shù)慕M織，便可以提高點(diǎn)焊接頭的拉伸強(qiáng)度，并降低拉伸強(qiáng)度的偏差。另外，本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)通過(guò)將通電模式等規(guī)定為適當(dāng)?shù)哪Ｊ剑梢员苊獬杀镜鹊拇蠓仍黾?，同時(shí)可以獲得上述的點(diǎn)焊接頭。也就是說(shuō)，本發(fā)明的要旨如下所述。[I] 一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于，具有互相點(diǎn)焊的2張以上的薄鋼板，以及在所述薄鋼板的接合面形成的焊點(diǎn)；其中，所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張是拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為0. 22質(zhì)量％ 0. 55質(zhì)量％ ；在所述焊點(diǎn)內(nèi)的除該焊點(diǎn)的外形的90%的相似形區(qū)域以外的焊點(diǎn)外層區(qū)域中，顯微組織由臂間距的平均值為12 y m以下的枝晶組織構(gòu)成，所述顯微組織中含有的碳化物的平均粒徑為5nm lOOnm，個(gè)數(shù)密度在2 X IO6個(gè)/mm2以上。Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](I)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％ ))。[2]根據(jù)上述[I]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板含有C :0. 10 質(zhì)量％ 0. 40 質(zhì)量％、Si :0. 01質(zhì)量％ 2. 50質(zhì)量％、以及Mn :1. 5 質(zhì)量％ 3. 0 質(zhì)量P的含量在0.03質(zhì)量％以下，S的含量在0. 01質(zhì)量％以下，N的含量在0.0100質(zhì)量％以下，0的含量在0.007質(zhì)量％以下，Al的含量在L 00質(zhì)量％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。[3]根據(jù)上述[2]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種Ti :0. 005 質(zhì)量％ 0. 10 質(zhì)量％，Nb :0. 005 質(zhì)量％ 0. 10 質(zhì)量以及V :0. 005 質(zhì)量％ 0. 10 質(zhì)量％。[4]根據(jù)上述[2]或[3]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種B :0. 0001 質(zhì)量％ 0. 01 質(zhì)量％，Cr :0. 01 質(zhì)量％ 2. 0 質(zhì)量Ni :0. 01 質(zhì)量％ 2. 0 質(zhì)量％，Cu :0. 01質(zhì)量％ 2. 0質(zhì)量％，以及Mo :0. 01 質(zhì)量％ 0. 8 質(zhì)量％。
[5]根據(jù)上述[2] [4]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步在0.0001質(zhì)量％ 0.5質(zhì)量％的范圍合計(jì)含有選自Ca、Ce、Mg以及REM之中的至少I(mǎi)種。
此外，所謂焊點(diǎn)，是指與點(diǎn)焊相伴而熔融和凝固的薄鋼板的部分。[6] 一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其是在2張以上的薄鋼板的接合面形成焊點(diǎn)的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張是拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％ ；所述點(diǎn)焊方法包括焊接電極對(duì)所述2張以上的薄鋼板的加壓力EF(N)在滿足下述(2)式的條件下進(jìn)行焊接通電的工序，
接著，保持所述加壓力EF不變，以滿足使用所述焊接通電中的焊接電流WC(kA)而規(guī)定的下述(4)式的后加熱通電電流PC(kA)、以及滿足下述(5)式的后加熱通電時(shí)間Pt (ms)在所述焊接電極上進(jìn)行后加熱通電的工序，以及接著，將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序；而且，在進(jìn)行所述焊接通電的工序和進(jìn)行所述后加熱通電的工序之間，保持所述加壓力EF不變，對(duì)所述薄鋼板冷卻滿足下述(3)式的焊接后冷卻時(shí)間Ct(ms)，在進(jìn)行所述后加熱通電的工序和將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序之間保持所述加壓力EF的保持時(shí)間Ht (ms)滿足下述(6)式。Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](I)1960Xh ^ EF ^ 3430Xh (2)16 彡 Ct 彡 300(3)O. 40XffC ^ PC ^ O. 95XWC (4)30 ^ Pt ^ 200(5)O 彡 Ht 彡 240(6)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％ )，h表示所述薄鋼板的板厚(mm))。[7] 一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其是在2張以上的薄鋼板的接合面形成焊點(diǎn)的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％ ；所述點(diǎn)焊方法包括焊接電極對(duì)所述2張以上的薄鋼板的加壓力EF(N)在滿足下述(7)式的條件下進(jìn)行焊接通電的工序，接著，保持所述加壓力EF不變，以滿足使用所述焊接通電中的焊接電流WC(kA)而規(guī)定的下述(4)式的后加熱通電電流PC(kA)、以及滿足下述(5)式的后加熱通電時(shí)間Pt (ms)在所述焊接電極上進(jìn)行后加熱通電的工序，以及接著，將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序；而且，在進(jìn)行所述焊接通電的工序和進(jìn)行所述后加熱通電的工序之間，保持所述加壓力EF不變，對(duì)所述薄鋼板冷卻滿足下述(3)式的焊接后冷卻時(shí)間Ct(ms)，在進(jìn)行所述后加熱通電的工序和將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序之間保持所述加壓力EF的保持時(shí)間Ht (ms)滿足下述(6)式。Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](I)16 ^ Ct ^ 300(3)
O. 40XffC≤ PC ≤0. 95XWC (4)30 ≤ Pt≤ 200(5)0 ≤ Ht ≤ 240(6)1470 X h ≤ EF < 1960 X h (7)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％ )，h表示所述薄鋼板的板厚(mm))。[8]根據(jù)上述[6]或[7]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于在將所述加壓釋放的工序之后，具有將所述薄鋼板在滿足下述(8)式的焊接后熱處理溫度AT (V )下保持滿足下述(9)式的焊接后熱處理時(shí)間At (s)的工序。120 ≤ AT ≤ 220 (8)100 ≤ At ≤ 6000 (9)[9]根據(jù)上述[8]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于在將所述加壓釋放的工序和將所述薄鋼板保持于所述焊接后熱處理溫度下的工序之間，具有放冷所述薄鋼板，從而使所述薄鋼板的與所述焊接電極接觸的部分的表面溫度下降到滿足下述(10)式的溫度CTCC )的工序。CT ≤ 150 (10)[10]根據(jù)上述[6] [9]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板含有C :0. 10 質(zhì)量％ O. 40 質(zhì)量％、Si :0. 01質(zhì)量％ 2. 50質(zhì)量％、以及Mn :1. 5 質(zhì)量 ％ 3. O 質(zhì)量 ％，P的含量在O. 03質(zhì)量％以下，S的含量在O. 01質(zhì)量％以下，N的含量在O. 0100質(zhì)量％以下，O的含量在O. 007質(zhì)量％以下，Al的含量在I. 00質(zhì)量％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。[11]根據(jù)上述[10]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種Ti :0· 005 質(zhì)量％ O. 10 質(zhì)量％，Nb :0· 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％ ,以及V :0· 005 質(zhì)量％ O. 10 質(zhì)量％。[12]根據(jù)上述[10]或[11]所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種B :0· 0001 質(zhì)量％ O. 01 質(zhì)量％，Cr :0. 01 質(zhì)量％ 2. O 質(zhì)量Ni :0. 01 質(zhì)量％ 2. O 質(zhì)量％，
Cu :0. 01質(zhì)量％ 2· O質(zhì)量％，以及Mo :0. 01 質(zhì)量％ O. 8 質(zhì)量％。[13]根據(jù)上述[10] [12]中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步在O. 0001質(zhì)量％ 0.5質(zhì)量％的范圍合計(jì)含有選自Ca、Ce、Mg以及REM之中的至少I(mǎi)種。此外，在使用上述的高強(qiáng)度鋼板生產(chǎn)汽 車的情況下，也可以在加壓被釋放后，通過(guò)汽車生產(chǎn)過(guò)程中的涂裝烘烤來(lái)進(jìn)行將高強(qiáng)度鋼板保持在焊接后熱處理溫度下的工序。在此情況下，即使不新增加對(duì)高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行熱處理的工序，也可以使高強(qiáng)度鋼板的特性更加提高。也就是說(shuō)，不會(huì)降低生產(chǎn)率而可以得到強(qiáng)度高的車體。發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，由于對(duì)焊點(diǎn)的形態(tài)以及各處理的條件進(jìn)行了控制，因而可以確保良好的作業(yè)性，而且可以防止在焊點(diǎn)處的收縮缺陷和裂紋的發(fā)生，斷裂形態(tài)良好，而且接頭強(qiáng)度的偏差也少，從而可以得到具有充分高的接頭強(qiáng)度、可靠性高的點(diǎn)焊接頭。


圖IA是表示收縮缺陷的示意圖。圖IB是表示縱向裂紋的示意圖。圖2A是表示第I實(shí)施方式的點(diǎn)焊接頭的示意圖。圖2B是表示焊點(diǎn)外層區(qū)域的示意圖。圖3A是表示第2實(shí)施方式的點(diǎn)焊方法的示意圖。圖3B是接著圖3A，按工序順序表示點(diǎn)焊方法的示意圖。圖3C是接著圖3B，按工序順序表示點(diǎn)焊方法的示意圖。圖4是表示在焊接電極之間流過(guò)的電流的通電模式的一個(gè)例子的圖。圖5是表示包含3張薄鋼板的點(diǎn)焊接頭的示意圖。圖6A是表示焊點(diǎn)的例子的示意圖。圖6B是表示焊點(diǎn)的其它例子的示意圖。圖6C是表不焊點(diǎn)的另一其它例子的不意圖。圖7是表示十字拉伸試驗(yàn)方法的示意圖。圖8是表不斷裂后的焊點(diǎn)的例子的不意圖。圖9A是表示剝離斷裂的示意圖。圖9B是表示頂頭開(kāi)裂的示意圖。圖9C是表示部分頂頭開(kāi)裂的示意圖。
具體實(shí)施例方式以下參照附圖，就本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。[第I實(shí)施方式]首先，就本發(fā)明的第I實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。圖2A是表示第I實(shí)施方式的點(diǎn)焊接頭的示意圖。
如圖2A所示，在第I實(shí)施方式的點(diǎn)焊接頭10中，采用點(diǎn)焊將2張薄鋼板IA和IB經(jīng)由焊點(diǎn)3而接合在一起。另外，在焊點(diǎn)3的周圍存在熱影響區(qū)4。薄鋼板IA和IB中的任一者或兩者的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa，而且碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％以上 O. 55質(zhì)量％。在此，碳當(dāng)量Ceq用(I)式表示。Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](I)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％))。另外，如圖2B所示，至少在焊點(diǎn)3內(nèi)的除該焊點(diǎn)3的外形3a的90%的相似形區(qū)域3b以外的區(qū)域即焊點(diǎn)外層區(qū)域3c中，顯微組織由臂間距的平均值為12μπι以下的枝晶組織構(gòu)成，顯微組織中含有的碳化物的平均粒徑為5nm lOOnm，個(gè)數(shù)密度為2 X IO6個(gè)/mm2以上。
“焊點(diǎn)3的顯微組織”在此，就限定焊點(diǎn)3的顯微組織的理由進(jìn)行說(shuō)明。(碳化物的平均粒徑)如上所述，至少在焊點(diǎn)外層區(qū)域3c中，焊點(diǎn)3的顯微組織中含有的碳化物的平均粒徑為5nm lOOnm。在焊點(diǎn)3的顯微組織中，較多地含有強(qiáng)度高而韌性低的馬氏體，但如果在焊點(diǎn)3的顯微組織中析出碳化物，則伴隨著焊點(diǎn)3的軟化而使韌性提高。如果低于5nm，則焊點(diǎn)3的韌性提高的效果較少，另一方面，如果碳化物的平均粒徑超過(guò)lOOnm，則粗大的碳化物成為起點(diǎn)而在焊點(diǎn)3內(nèi)產(chǎn)生裂紋，因而接頭強(qiáng)度難以提高，接頭強(qiáng)度容易產(chǎn)生偏差。因此，碳化物的平均粒徑設(shè)定為5 lOOnm。在汽車構(gòu)件的批量生產(chǎn)時(shí)，在有焊接條件的變動(dòng)、例如電極頂端部的磨耗和焊接時(shí)板間的間隙的變動(dòng)時(shí)，從穩(wěn)定地確保接頭強(qiáng)度的角度考慮，碳化物的平均粒徑的上限更優(yōu)選為60nm以下。(碳化物的種類)焊點(diǎn)3中含有的碳化物的種類并沒(méi)有特別的限定，但優(yōu)選的是鐵基碳化物。這是因?yàn)榭梢允蛊湓诘蜏叵挛龀觥Ｍㄟ^(guò)高頻加熱或者通常的回火，除鐵基碳化物以外，還使Mo、Cr、Nb、Ti、V等碳化物析出，從而也可以兼顧焊點(diǎn)的強(qiáng)度和韌性。但是，為了使這些合金碳化物(Mo、Cr、Nb、Ti、V等的碳化物)在鋼中析出，需要在高溫下、例如500°C以上的熱處理。這是因?yàn)樾枰惯@些置換型元素?cái)U(kuò)散和濃縮。另一方面，為了使鐵基碳化物析出，可以進(jìn)行在低溫下、例如低于500°C的回火。這是因?yàn)殍F是鋼的主要構(gòu)成元素，因而C只在鋼中擴(kuò)散和濃縮而析出鐵基碳化物，而且C是間隙型元素，因而容易擴(kuò)散。(碳化物的個(gè)數(shù)密度)如上所述，在從焊點(diǎn)3的與高強(qiáng)度鋼板的邊界面向中心5%的厚度(相當(dāng)于焊點(diǎn)外層區(qū)域的厚度)的區(qū)域，焊點(diǎn)3的顯微組織中含有的碳化物的個(gè)數(shù)密度為2 X IO6個(gè)/mm2以上。如上所述，如果在焊點(diǎn)3的顯微組織中析出碳化物，則伴隨著焊點(diǎn)3的軟化而使韌性提高。但是，如果碳化物的個(gè)數(shù)密度低于2X106個(gè)/mm2，則難以充分提高韌性。因此，碳化物的個(gè)數(shù)密度設(shè)定為2X IO6個(gè)/mm2以上。另外，碳化物的個(gè)數(shù)密度優(yōu)選為3X IO6個(gè)/mm2以上，更優(yōu)選為4X106個(gè)/mm2以上。碳化物的個(gè)數(shù)密度的上限并沒(méi)有特別的限定，例如為IX ο9 個(gè)/W。(焊點(diǎn)3的鋼組織)如果焊點(diǎn)3的顯微組織中含有的殘余奧氏體以及新鮮馬氏體(或初生馬氏體)的總體積率超過(guò)15%，則韌性降低，在焊點(diǎn)3內(nèi)容易發(fā)生裂紋，難以得到充分高的接頭強(qiáng)度和韌性。因此，焊點(diǎn)3的顯微組織中含有的殘余奧氏體以及新鮮馬氏體的總體積率優(yōu)選為15%以下。另外，該總體積率從抑制斷裂形態(tài)的劣化、從而更穩(wěn)定地確保接頭強(qiáng)度的角度考慮，更優(yōu)選為10%以下，再者，在汽車構(gòu)件的批量生產(chǎn)時(shí)，在有焊接條件的變動(dòng)、例如電極頂端部的磨耗和焊接時(shí)板間的間隙的變動(dòng)時(shí)，從穩(wěn)定地確保接頭強(qiáng)度的角度考慮，進(jìn)一步優(yōu)選為5%以下。焊點(diǎn)3的顯微組織中含有的其它組織并沒(méi)有特別的限定，例如優(yōu)選包含析出了碳化物的回火馬氏體，也可以包含貝氏體。此外，所謂新鮮馬氏體，是指內(nèi)部不含有碳化物、或者內(nèi)部的碳化物的個(gè)數(shù)密度在I X IO4個(gè)/mm2以下的馬氏體。一般地說(shuō)，新鮮馬氏體存在于焊接后立即進(jìn)行冷卻而形成的焊點(diǎn)中，通過(guò)之后的熱處理而變化為包含碳化物的馬氏體。特別地，在拉伸強(qiáng)度為750MPa以上的高強(qiáng)度鋼板中較多地含有Si和Mn，因而在其焊接后不進(jìn)行熱處理而直接進(jìn)行冷卻時(shí)，冷卻中生成的馬氏體中難以析出碳化物。另外，在拉伸強(qiáng)度為750MPa以上的高強(qiáng)度鋼板中也較多地含有C，因而焊點(diǎn)的馬氏體相變溫度較低，冷卻中難以進(jìn)行回火。因此，以前的方法在進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)，殘余奧氏體和新鮮馬氏體的總體積率容易超過(guò)15%。另一方面，如果 采用后述的方法進(jìn)行點(diǎn)焊，則可以容易使殘余奧氏體和新鮮馬氏體的總體積率為15%以下。此外，碳化物的平均粒徑和個(gè)數(shù)密度、以及鋼組織在本發(fā)明中，采用以下的方法進(jìn)行特定。首先，從點(diǎn)焊接頭中切出包含焊點(diǎn)的試驗(yàn)片，將其埋入樹(shù)脂等中并進(jìn)行研磨，然后采用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕研磨面。其次,使用1000倍 100000倍的掃描型電子顯微鏡(SEM)或者透射型電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行觀察。此外，由于焊點(diǎn)中存在的碳化物極其微細(xì)，特別優(yōu)選使用FE-SEM(場(chǎng)致發(fā)射型掃描電子顯微鏡)、TEM進(jìn)行觀察。另外，也可以并用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。殘余奧氏體和新鮮馬氏體的總體積率使用FE-SEM，以10000倍的倍率進(jìn)行10個(gè)視場(chǎng)的觀察，并求出其平均值。另外，碳化物的平均粒徑以及個(gè)數(shù)密度使用TEM，以100000倍的倍率進(jìn)行20個(gè)視場(chǎng)的觀察，并求出其平均值。此外，大多數(shù)碳化物的形狀為板狀或針狀，而這樣的碳化物的粒徑換算為當(dāng)量圓直徑而求出。(結(jié)晶的形態(tài))如上所述，焊點(diǎn)3的顯微組織由臂間距的平均值為12μπι以下的枝晶組織構(gòu)成。一般地說(shuō)，枝晶的臂間距越大，P或S向臂間的偏析帶的寬度越是增大。而且如果臂間距的平均值超過(guò)12 μ m,則伴隨著P或S的偏析而使韌性大幅度降低，從而在焊點(diǎn)內(nèi)容易產(chǎn)生裂紋。另一方面，如果臂間距的平均值在12 μ m以下，則焊點(diǎn)中含有的P或S的偏析降低，韌性得以提高，從而難以產(chǎn)生裂紋。另外，在熱處理(回火)時(shí)，容易析出碳化物。因此，臂間距的平均值設(shè)定為12 μ m以下。另外，從抑制斷裂形態(tài)的劣化、從而更穩(wěn)定地確保接頭強(qiáng)度的角度考慮，臂間距的平均值優(yōu)選為10 μ m以下。進(jìn)而在汽車構(gòu)件的批量生產(chǎn)時(shí)，在有焊接條件的變動(dòng)、例如電極頂端部的磨耗和焊接時(shí)板間的間隙的變動(dòng)時(shí)，從穩(wěn)定地確保接頭強(qiáng)度的角度考慮，進(jìn)一步優(yōu)選為8μπι以下。P或S由于在鐵基碳化物中不會(huì)固溶，因而偏析帶的寬度越大，鐵基碳化物的析出越延遲。因此，P或S的偏析帶即使在進(jìn)行后述的焊接后熱處理的情況下，也可以抑制偏析部中的鐵基碳化物的析出。其結(jié)果是，在偏析帶難以得到如下的效果由后述的焊接后熱處理引起的碳化物析出的促進(jìn)、以及與之相伴的接頭強(qiáng)度的提高和焊點(diǎn)內(nèi)的裂紋的抑制。因此，從使偏析帶變窄的角度考慮，臂間距的平均值也設(shè)定為12 μ m以下。枝晶組織的臂間距在本發(fā)明中采用以下的方法進(jìn)行特定。首先，從點(diǎn)焊接頭中切出包含焊點(diǎn)的試驗(yàn)片，將其埋入樹(shù)脂等中并進(jìn)行研磨。此時(shí)，將垂直于軋制方向的面設(shè)定為研磨面。接著，使用由“鉄i鋼，1975年，第61卷，第6號(hào)，pi 10”中記載的苦味酸飽和水溶液以及表面活性劑構(gòu)成的溶液，使枝晶組織顯現(xiàn)出來(lái)。而且使用光學(xué)顯微鏡，以1000倍的倍率對(duì)顯現(xiàn)出來(lái)的枝晶組織進(jìn)行10個(gè)視場(chǎng)的觀察，并求出其平均值。但是，在焊點(diǎn)內(nèi)的外殼附近和中心部中，由于冷卻速度不同，而且在中心部、從各種方向生長(zhǎng)起來(lái)的枝晶的臂發(fā)生碰撞，因而有時(shí)也難以準(zhǔn)確地測(cè)定臂間距。(對(duì)結(jié)晶的形態(tài)、以及碳化物的平均粒徑和個(gè)數(shù)密度進(jìn)行規(guī)定的范圍)對(duì)結(jié)晶的形態(tài)、以及碳化物的平均粒徑和個(gè)數(shù)密度進(jìn)行規(guī)定的范圍是焊點(diǎn)3內(nèi)的除該焊點(diǎn)3的外形3a的90%的相似形區(qū)域3b以外的焊點(diǎn)外層區(qū)域3c。使焊點(diǎn)3的顯微組織均勻雖然不是容易的，但外周部與焊點(diǎn)3的中央部相比，更容易有助于接頭強(qiáng)度。本發(fā)明人通過(guò)實(shí)驗(yàn)確認(rèn)只要至少焊點(diǎn)外層區(qū)域3c的結(jié)晶的形態(tài)、以及平均粒徑和個(gè)數(shù)密度在上述的數(shù)值范圍內(nèi)，就可以得到本發(fā)明的效果?！案邚?qiáng)度鋼板的特性”下面，就限定高強(qiáng)度鋼板的特性的理由進(jìn)行說(shuō)明。(拉伸強(qiáng)度)如上所述，高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa。一般地說(shuō)，高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度越是增加，作用于點(diǎn)焊接頭的載荷越是增大，而且焊接區(qū)中的應(yīng)力集中也越是提高，從而需要高的接頭強(qiáng)度。但是，點(diǎn)焊接頭的十字拉伸強(qiáng)度雖然直至590 780MPa級(jí)鋼板與強(qiáng)度成正比地增加，但對(duì)于具有在其以上的強(qiáng)度的鋼板反而減少。在高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度較低而低于750MPa的情況下，本來(lái)十字拉伸強(qiáng)度的值較高、而且對(duì)點(diǎn)焊接頭的負(fù)荷較小，因而難以產(chǎn)生涉及點(diǎn)焊接頭的斷裂形態(tài)的劣化和接頭強(qiáng)度的問(wèn)題。因此，高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度設(shè)定為750MPa以上。另一方面，如果高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度超過(guò)1850MPa，則點(diǎn)焊接頭的斷裂形態(tài)的劣化、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度的降低和偏差的抑制變得困難，而且焊點(diǎn)內(nèi)的缺陷和裂紋的抑制也變得困難。因此，高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度設(shè)定為1850MPa以下。(碳當(dāng)量Ceq)如上所述，高強(qiáng)度鋼板的用下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55
質(zhì)量％。Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](I)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％))。如果碳當(dāng)量Ceq超過(guò)O. 55質(zhì)量％，則與之相伴隨，焊點(diǎn)3及其周圍的熱影響區(qū)4的硬度增加，而且也與偏析量的增加相聯(lián)系。另外，由于這些原因，焊點(diǎn)3的變形能和韌性 降低，從而在焊點(diǎn)3內(nèi)產(chǎn)生裂紋，或者使斷裂形態(tài)劣化。另外，與斷裂形態(tài)的劣化相伴隨，產(chǎn)生接頭強(qiáng)度的降低和偏差。另一方面，如果碳當(dāng)量Ceq低于O. 22質(zhì)量％，則難以產(chǎn)生涉及點(diǎn)焊接頭的斷裂形態(tài)和接頭強(qiáng)度的問(wèn)題。(化學(xué)成分的組成)構(gòu)成高強(qiáng)度鋼板的化學(xué)成分的組成只要上述的碳當(dāng)量Ceq在規(guī)定的范圍內(nèi)，就沒(méi)有特別的限定，但優(yōu)選為以下的范圍。{C :0. 10 質(zhì)量％ O. 40 質(zhì)量％ }C是強(qiáng)化元素，使鋼的拉伸強(qiáng)度得以提高。另外，鋼的C含量越高，焊點(diǎn)的C含量也越高，回火時(shí)碳化物析出的驅(qū)動(dòng)力越增加，從而促進(jìn)碳化物的析出。但是，如果C含量低于O. 10質(zhì)量％，則難以得到750MPa以上的拉伸強(qiáng)度，而且難以充分析出碳化物。另外，如果C含量超過(guò)O. 40質(zhì)量％，則高強(qiáng)度鋼板的加工性容易降低。因此，C含量?jī)?yōu)選為O. 10質(zhì)
量％ O. 40質(zhì)量％。
{Si :0. 01 質(zhì)量％ 2. 50 質(zhì)量％ }Si是強(qiáng)化元素，通過(guò)固溶強(qiáng)化以及組織強(qiáng)化而使鋼的強(qiáng)度得以提高。但是，如果Si含量超過(guò)2. 50質(zhì)量％，則鋼的加工性容易降低。另外，在工業(yè)生產(chǎn)中難以使Si含量低于
O.01質(zhì)量％。因此，Si含量?jī)?yōu)選為O. 01質(zhì)量％ 2. 50質(zhì)量％。{Mn :1· 5 質(zhì)量 ％ 3. O 質(zhì)量 ％ }Mn使鋼的強(qiáng)度得以提高。但是，如果Mn含量超過(guò)3.0質(zhì)量％，則成形性容易劣化。另一方面，如果Mn含量低于I. 5質(zhì)量％，則難以得到750MPa以上的拉伸強(qiáng)度。因此，Mn含量?jī)?yōu)選為I. 5質(zhì)量％ 3. O質(zhì)量％。{P :0· 03 質(zhì)量％ 以下}P引起焊點(diǎn)的脆化。另外，如果P含量超過(guò)O. 03質(zhì)量％，則容易產(chǎn)生焊點(diǎn)內(nèi)的裂紋，難以獲得充分的接頭強(qiáng)度。因此，P含量?jī)?yōu)選為O. 03質(zhì)量％以下。此外，為了使P含量低于O. 001質(zhì)量％，將導(dǎo)致成本的上升，因而是不優(yōu)選的。{S :0. 01 質(zhì)量％ 以下}S引起焊點(diǎn)的脆化。另外，S與Mn結(jié)合而形成粗大的MnS，使加工性降低。另外，如果S含量超過(guò)O. 01質(zhì)量％，則容易產(chǎn)生焊點(diǎn)內(nèi)的裂紋，難以獲得充分的接頭強(qiáng)度。另外，加工性的降低容易變得明顯。因此，S含量?jī)?yōu)選為O. 01質(zhì)量％以下。此外，為了使S含量低于O. 0001質(zhì)量％,將導(dǎo)致成本的上升，因而是不優(yōu)選的。{N :0· 0100 質(zhì)量％ 以下}N形成粗大的氮化物，使成形性劣化。另外，N可能導(dǎo)致焊接時(shí)的氣孔的發(fā)生。另夕卜，如果N含量超過(guò)O. 0100質(zhì)量％，則這樣的傾向變得明顯。因此，N含量?jī)?yōu)選為O. 0100質(zhì)量％以下。此外，為了使N含量低于O. 0005質(zhì)量％，將導(dǎo)致成本的上升，因而是不優(yōu)選的。{O :0· 007 質(zhì)量％ 以下}O形成氧化物，使成形性劣化。另外，如果O含量超過(guò)O. 007質(zhì)量％，則該傾向變得明顯。因此,O含量?jī)?yōu)選為O. 007質(zhì)量％以下。此外，為了使O含量低于O. 0005質(zhì)量％，將導(dǎo)致成本的上升，因而是不優(yōu)選的。{Al : I. 00 質(zhì)量％ 以下}Al是鐵素體穩(wěn)定化元素，抑制滲碳體的析出。因此，為了控制鋼組織而含有Al。另夕卜，Al也作為脫氧材料而發(fā)揮作用。另一方面，Al極容易氧化，如果Al含量超過(guò)I. 00質(zhì)量％，則夾雜物增加，從而成形性容易降低。因此，Al含量?jī)?yōu)選為I. 00%以下。高強(qiáng)度鋼板除上述的主要成分以外，也可以根據(jù)需要，選擇性地含有以下所示的元素。{Ti :0· 005 質(zhì)量％ O. 10 質(zhì)量％ }
{Nb :0. 005 質(zhì)量％ O. 10 質(zhì)量％ }{V :0. 005 質(zhì)量％ O. 10 質(zhì)量％ }
Ti、Nb以及V是鋼的強(qiáng)化元素。這些元素由于析出強(qiáng)化、因鐵素體晶粒生長(zhǎng)的抑制而產(chǎn)生的細(xì)粒強(qiáng)化、以及因再結(jié)晶的抑制而產(chǎn)生的位錯(cuò)強(qiáng)化，有助于鋼的強(qiáng)度的上升。然而，如果它們的含量低于O. 005質(zhì)量％，則上述的效果較小。另一方面，如果它們的含量超過(guò)O. 10質(zhì)量％ ,貝U成形性容易劣化。因此，這些元素的含量?jī)?yōu)選為O. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％。{B :0· 0001 質(zhì)量％ O. 01 質(zhì)量％ }B通過(guò)控制鋼組織而使鋼得以強(qiáng)化。然而，如果B含量低于O. 0001質(zhì)量％，則難以使強(qiáng)度充分提高。另一方面，如果B含量超過(guò)0.01質(zhì)量％，則上述的效果達(dá)到飽和。因此，B含量?jī)?yōu)選為O. 0001質(zhì)量％ O. 01質(zhì)量％。{Cr :0. 01 質(zhì)量％ 2. O 質(zhì)量％ }{Ni :0. 01 質(zhì)量％ 2. O 質(zhì)量％ }{Cu :0. 01 質(zhì)量％ 2. O 質(zhì)量％ }{Mo :0. 01 質(zhì)量％ O. 8 質(zhì)量％ }Cr、Ni、Cu以及Mo是有助于提高鋼的強(qiáng)度的元素，例如可以代替Mn的一部分而使用。然而，如果它們的含量低于0.01質(zhì)量％，則難以使強(qiáng)度充分提高。因此，這些元素的含量?jī)?yōu)選為O. 01質(zhì)量以上。另一方面,在Cr、Ni、Cu的含量超過(guò)2. O質(zhì)量％的情況下,在Mo含量超過(guò)O. 8質(zhì)量％的情況下，酸洗時(shí)或熱加工時(shí)往往產(chǎn)生障礙。因此，Cr、Ni、Cu的含量?jī)?yōu)選為2. O質(zhì)量％以下，Mo含量?jī)?yōu)選為O. 8%質(zhì)量以下。{選自 Ca、Ce、Mg 以及 REM(rare earth metal)之中的至少 I 種合計(jì)為 O. 0001
質(zhì)量％ O. 5質(zhì)量％ }Ca、Ce、Mg以及REM能夠降低脫氧后的氧化物的尺寸、或存在于熱軋鋼板中的硫化物的尺寸，有助于成形性的提高。然而，如果它們的含量合計(jì)低于0.0001質(zhì)量％，則上述的效果較小。另一方面，如果它們的含量合計(jì)超過(guò)O. 5質(zhì)量％，則成形加工性容易降低。因此，這些元素的合計(jì)含量?jī)?yōu)選為O. 0001質(zhì)量％ O. 5質(zhì)量％的范圍。此外,REM是屬于鑭系元素系列的元素，REM以及Ce可以在煉鋼階段作為混合稀土而添加到鋼水中。另外，除La和Ce以外，鑭系元素系列的元素也可以復(fù)合含有。(鋼種)高強(qiáng)度鋼板的鋼種并沒(méi)有特別的限定。高強(qiáng)度鋼板的鋼種例如可以是2相組織型(例如在鐵素體中含有馬氏體的組織、在鐵素體中含有貝氏體的組織)、加工誘發(fā)相變型(在鐵素體中含有殘余奧氏體的組織)、淬火型(馬氏體組織)、微細(xì)結(jié)晶型(鐵素體主體組織)等中的任一類型的鋼種。即便是由任何鋼種構(gòu)成的高強(qiáng)度鋼板，都可以使斷裂形態(tài)良好，可以抑制接頭強(qiáng)度的降低以及偏差。(鍍覆)也可以在高強(qiáng)度鋼板的表面形成鍍層。作為鍍層的種類，例如可以列舉出Zn系、Zn-Fe 系、Zn-Ni 系、Zn-Al 系、Zn-Mg 系、Pb-Sn 系、Sn-Zn 系、Al-Si 系等。作為具有 Zn 系鍍層的高強(qiáng)度鋼板，例如可以列舉出合金化熱浸鍍鋅鋼板、熱浸鍍鋅鋼板以及電鍍鋅鋼板等。如果在高強(qiáng)度鋼板的表面形成鍍層，則點(diǎn)焊接頭10顯示出優(yōu)良的耐蝕性。當(dāng)鍍層為在高強(qiáng)度鋼板的表面合金化的鋅鍍層時(shí)，可以得到特別優(yōu)良的耐蝕性，而且涂料的附著力變得良好。
鍍層的單位面積重量也沒(méi)有特別的限定，但以單面的單位面積重量計(jì)優(yōu)選設(shè)定為100g/m2以下。這是因?yàn)殄儗拥膯挝幻娣e重量如果超過(guò)每一面100g/m2，則鍍層往往成為焊接時(shí)的障礙。鍍層既可以僅在單面形成，也可以在兩面形成。此外，在鍍層的表層也可以形成無(wú)機(jī)系或有機(jī)系的薄膜(例如潤(rùn)滑薄膜等)等。(高強(qiáng)度鋼板的板厚)高強(qiáng)度鋼板的板厚并沒(méi)有特別的限定。例如，可以為汽車車體等中通常使用的高強(qiáng)度鋼板板厚(O. 5mm 3. 2mm)的程度。但是，隨著高強(qiáng)度鋼板的板厚的增加，在焊點(diǎn)周圍的應(yīng)力集中增加，因而高強(qiáng)度鋼板的板厚優(yōu)選為2. Omm以下。另外，薄鋼板IA和IB可以是鋼種相互不同的高強(qiáng)度鋼板，薄鋼板1A、1B中的任一方也可以是軟鋼板。另外，板厚也可以相互不同。再者，3張以上的高強(qiáng)度鋼板也可以通過(guò)點(diǎn)焊而接合，其中的一部分也可以是軟鋼板。一般地說(shuō)，薄鋼板的厚度為6_以下。根據(jù)這樣的第I實(shí)施方式的點(diǎn)焊接頭10，即便是750 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，也可以提高接頭強(qiáng)度，而且也可以充分減少接頭強(qiáng)度的偏差。另外，焊點(diǎn)3的斷裂形態(tài)也變得良好。因此，點(diǎn)焊接頭可以獲得高的可靠性。例如，即便是上述的高強(qiáng)度鋼板，由JIS Z 3137規(guī)定的點(diǎn)焊接頭的十字拉伸強(qiáng)度(η = 5)的平均值在270MPa級(jí)IF (interstitial free)鋼的十字拉伸強(qiáng)度以上。另外，上述的十字拉伸強(qiáng)度(η = 5)的最小值在平均值的O. 85倍以上。也就是說(shuō)，十字拉伸強(qiáng)度(η = 5)的偏差受到抑制。[第2實(shí)施方式]接著，就本發(fā)明的第2實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。第2實(shí)施方式為將上述的薄鋼板IA和IB進(jìn)行點(diǎn)焊的方法，圖3Α 圖3C是表示第2實(shí)施方式的點(diǎn)焊方法的示意圖。在第2實(shí)施方式中，首先，如圖3Α所示，使被焊接材料即2張薄鋼板1Α、IB彼此之間重合在一起。然后，為了從兩側(cè)、即在圖3Α所示的例子中從上下方向夾入薄鋼板1Α、1Β的重合部分，一邊推壓例如由銅合金構(gòu)成的焊接電極2Α、2Β，一邊進(jìn)行規(guī)定的通電。詳細(xì)情況后述，但該通電包括焊接通電和后加熱通電。然后，這樣規(guī)定的通電的結(jié)果，在2張薄鋼板1Α、1Β之間形成金屬發(fā)生熔融的部分。該金屬發(fā)生熔融的部分在通電結(jié)束后，因通過(guò)水冷的焊接電極2Α、2Β進(jìn)行的取熱以及向薄鋼板1Α、1Β的熱傳導(dǎo)而快速冷卻，從而發(fā)生凝固。其結(jié)果是，如圖3Β所示，在2張薄鋼板1Α、1Β之間例如形成斷面形狀呈大致橢圓形的焊點(diǎn)(焊點(diǎn)部)3。接著，將焊接電極2Α、2Β向薄鋼板1Α、1Β的推壓解除，則如圖3C所示，使焊接電極2Α、2Β從薄鋼板1Α、1Β離開(kāi)。通過(guò)形成上述的焊點(diǎn)3，2張薄鋼板1Α、1Β便焊接在一起。具體地說(shuō)，焊接電極2Α和2Β對(duì)薄鋼板IA和IB的加壓力EF(N)在滿足下述(2)式的條件下進(jìn)行焊接通電。接著，保持加壓力EF不變，以滿足使用焊接通電中的焊接電流WC(kA)而規(guī)定的下述(4)式的后加熱通電電流PC(kA)、以及滿足下述(5)式的后加熱通電時(shí)間Pt (ms)在焊接電極2A和2B上進(jìn)行后加熱通電。接著，將加壓力EF下的加壓釋放。另夕卜，在進(jìn)行焊接通電后到進(jìn)行后加熱通電之間，保持加壓力EF不變，對(duì)薄鋼板IA和IB冷卻滿足下述(3)式的焊接后冷卻時(shí)間Ct(ms)。另外，在進(jìn)行后加熱通電后到將加壓力EF下的加壓釋放之間，使保持加壓力EF的保持時(shí)間Ht (ms)滿足下述(6)式。
Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S] (I)1960Xh ≤ EF ≤ 3430Xh (2)16 ≤ Ct ≤ 300 (3)0. 40XffC ≤ PC ≤ 0. 95XWC (4)30 ≤ Pt ≤ 200 (5)0 ≤ Ht ≤ 240 (6)([C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的各含量(質(zhì)量％ )，h表示薄鋼板IA和IB的板厚(mm))如果進(jìn)行這樣的點(diǎn)焊，則可以取得如下的效果焊點(diǎn)3的斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低，而且焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋等的發(fā)生受到抑制。因此，可以提高可靠性。如上所述，作為被焊接材料的薄鋼板IA和IB中任一者或兩者的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa，而且碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％。因此，在采用以前的方法進(jìn)行點(diǎn)焊的情況下，在焊點(diǎn)以及熱影響區(qū)形成硬而韌性低的馬氏體，從而容易在焊點(diǎn)處產(chǎn)生應(yīng)力集中。而且，它們將引起點(diǎn)焊接頭的斷裂形態(tài)的劣化、接頭強(qiáng)度的降低和偏差等。與此相對(duì)照，在第2實(shí)施方式中，詳細(xì)情況后述，但由于適當(dāng)?shù)匾?guī)定了點(diǎn)焊的諸條件，因而可以取得如下的效果斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低，從而可以提高可靠性。“點(diǎn)焊的條件”在此，就限定點(diǎn)焊的諸條件的理由進(jìn)行說(shuō)明。圖4是表示在焊接電極2A和2B之間流過(guò)的電流的通電模式的一個(gè)例子的圖。圖4所示的曲線的縱軸表示電流(I)，橫軸表示時(shí)間⑴。在該通電模式的例子中，保持施加加壓力的狀態(tài)不變，在焊接電流WC下進(jìn)行焊接通電，在該焊接通電結(jié)束后，使通電完全停止而進(jìn)行焊接后冷卻時(shí)間Ct的冷卻。接著，在低于焊接電流WC的后加熱通電電流PC下，進(jìn)行后加熱通電時(shí)間Pt的后加熱通電。然后，在后加熱通電的通電結(jié)束后，于經(jīng)過(guò)了保持時(shí)間Ht的時(shí)間點(diǎn)使焊接電極2A和2B從薄鋼板IA和IB離開(kāi)，從而使加壓力得以釋放。此外，開(kāi)始焊接通電時(shí)的電流(I)的上升圖案既可以設(shè)定為圖4所示的上坡(使電流慢慢上升)圖案，也可以不設(shè)計(jì)這樣的上坡圖案而設(shè)定為瞬時(shí)上升至焊接電流WC的圖案。(焊接電極2A、2B對(duì)薄鋼板1A、1B的加壓力EF)在第2實(shí)施方式中，將加壓力EF(N)規(guī)定在下述(2)式表示的范圍。1960Xh ^ EF ^ 3430Xh (2)其中，在上述⑵式中，h表示薄鋼板IA和IB的板厚(mm)。焊接電極2A、2B的加壓力EF對(duì)于焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生產(chǎn)生較大的影響。如果加壓力EF低于“1960Xh”(N)，則抑制焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生變得困難，從而難以獲得斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另一方面，如果加壓力EF超過(guò)“3430Xh”(吣，則焊接電極2八、28所接觸的部分的凹坑增大，從而不僅有損外觀，而且?guī)?lái)接頭強(qiáng)度的降低。另外，為了產(chǎn)生高于“3430Xh” (N)的加壓力EF，作為焊槍(向焊接電極2A、2B施加加壓力且支承焊接電極并通電的裝置)，需要?jiǎng)傂愿叩臋C(jī)械手。因此，在第2實(shí)施方式中，加壓力EF設(shè)定為“1960Xh” (N) “3430 Xh ”(N)。此外，如果焊接電極2A、2B的頂端直徑過(guò)大，則在該頂端的面壓降低，從而難以獲得上述的效果。因此，作為焊接電極2A、2B，優(yōu)選使用其頂端直徑為6mm 8mm左右的焊接電極。另外，在薄鋼板IA和IB的板厚相互不同的情況下，可以將其平均值用作(2)式中的“h”。另外，在進(jìn)行3張以上的薄鋼板的點(diǎn)焊的情況下，可以求出所有薄鋼板的板厚之和，將其分成2份，并將這樣得到的值用作(2)式中的“h”。此外，焊接電流WC以及通電時(shí)間并沒(méi)有特別的限定，例如，在對(duì)薄鋼板進(jìn)行電阻點(diǎn)焊的方法中，可以設(shè)定為與以前一直采用的電流值和通電時(shí)間程度相同。 另外，作為在一連串的點(diǎn)焊中使用的設(shè)備，可以直接使用以前的通常的設(shè)備。另夕卜，關(guān)于焊接電極2A、2B等，也可以使用以前一直采用的構(gòu)成。電源也沒(méi)有特別的限定，可以使用交流、直流變換器、交流變換器等。(冷卻時(shí)間Ct)在第2實(shí)施方式中，將剛點(diǎn)焊之后的冷卻時(shí)間Ct(ms)規(guī)定在下述(3)式表示的范圍。16 ^ Ct ^ 300(3)剛焊接之后的冷卻時(shí)間Ct對(duì)焊點(diǎn)3的枝晶組織(枝晶間距離等)、和偏析狀態(tài)產(chǎn)生較大的影響。如果冷卻時(shí)間Ct低于16ms，則不能得到斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，如果冷卻時(shí)間Ct超過(guò)300ms，則溫度過(guò)于降低而上述的效果減小，并且生產(chǎn)率降低。因此，冷卻時(shí)間Ct設(shè)定為16ms 300ms。為了盡量避免生產(chǎn)率的降低，冷卻時(shí)間Ct優(yōu)選設(shè)定為16ms 300ms的范圍內(nèi)。(后加熱通電電流PC)在第2實(shí)施方式中，將焊接后的后加熱通電電流PC (kA)規(guī)定在下述(4)式表示的范圍。O. 40XffC ^ PC ^ O. 95XWC (4)其中，在上述⑷式中，WC為焊接電流(kA)。后加熱通電電流PC對(duì)焊點(diǎn)以及熱影響區(qū)的組織和偏析狀態(tài)產(chǎn)生較大的影響。如果后加熱通電電流PC低于“O. 40XWC” (kA)，則不能得到斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，在后加熱通電電流PC超過(guò)“0.95XWC”(kA)的情況下，也不能得到上述的效果。因此，后加熱通電電流PC設(shè)定為“O. 40XWC”(kA) “O. 95XWC”(kA)。另夕卜，后加熱通電電流PC優(yōu)選為“O. 70 XWC”(kA) “0.85XWC”(kA)。因?yàn)樯鲜龅男Ч梢悦黠@地表現(xiàn)出來(lái)。(后加熱通電時(shí)間Pt)在第2實(shí)施方式中，將焊接后的后加熱通電時(shí)間Pt(ms)規(guī)定在下述(5)式表示的范圍。30 彡 Pt 彡 200 (5)
后加熱通電時(shí)間Pt與上述的后加熱通電電流PC同樣，對(duì)焊點(diǎn)以及熱影響區(qū)的組織和偏析狀態(tài)產(chǎn)生較大的影響。如果后加熱通電時(shí)間Pt低于30ms，則不能得到斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，如果后加熱通電時(shí)間Pt超過(guò)200ms，則上述的效果減小，并且生產(chǎn)率降低。因此，后加熱通電時(shí)間Pt設(shè)定為30ms 200ms。另外，后加熱通電時(shí)間Pt優(yōu)選為40ms 200ms。因?yàn)樯鲜龅男Ч梢悦黠@地表現(xiàn)出來(lái)。
通過(guò)將焊接電流WC剛通電結(jié)束后的冷卻時(shí)間Ct、后加熱通電電流PC以及后加熱通電時(shí)間Pt設(shè)定為上述的條件，可以降低焊點(diǎn)中較大夾雜物的生成。由此，能夠抑制以?shī)A雜物為起點(diǎn)的脆性斷口的發(fā)生，因而可以穩(wěn)定地得到斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。(保持時(shí)間Ht)將在上述條件下進(jìn)行后加熱通電后、用焊接電極2A、2B對(duì)薄鋼板1A、1B進(jìn)行加壓保持的保持時(shí)間Ht (ms)規(guī)定在下述(6)式表示的范圍。O 彡 Ht 彡 240(6)此外，采用焊接電極2A、2B對(duì)薄鋼板1A、1B進(jìn)行加壓保持上述范圍的保持時(shí)間Ht時(shí)的加壓力EF(N)例如在上述(2)式表示的范圍。保持時(shí)間Ht對(duì)焊點(diǎn)以及熱影響區(qū)的組織和焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生產(chǎn)生較大的影響。如果保持時(shí)間Ht超過(guò)240ms，則斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果減小，而且生產(chǎn)率降低。這是因?yàn)橹敝僚c焊接電極2A、2B的離開(kāi)相伴的空冷的開(kāi)始所需要的時(shí)間延長(zhǎng)。因此，保持時(shí)間Ht設(shè)定為240ms以下。另外，為了使空冷早期開(kāi)始而穩(wěn)定地獲得上述的效果，保持時(shí)間Ht優(yōu)選較短，特別優(yōu)選為Oms 100ms。在圖4所示的本發(fā)明的通電模式中，由于在后加熱通電中也使焊點(diǎn)的溫度降低，因而即使在縮短保持時(shí)間Ht的情況下，也難以發(fā)生收縮缺陷和裂紋。因此，如果能夠使焊接電極2A和2B從薄鋼板1A、1B馬上離開(kāi)，則也可以將保持時(shí)間Ht設(shè)定為0ms。此外，上面所敘述的保持時(shí)間雖然是實(shí)際的保持時(shí)間，但在現(xiàn)存的焊機(jī)中，由于焊槍的動(dòng)作發(fā)生延遲，因而實(shí)際的保持時(shí)間通常比設(shè)定的保持時(shí)間長(zhǎng)。因此，有必要將這一情況考慮進(jìn)來(lái)。[第3實(shí)施方式]下面就第3實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。在第3實(shí)施方式中，焊接電極2A和2B對(duì)薄鋼板IA和IB的加壓力EF(N)在滿足下述(7)式的條件下進(jìn)行焊接通電，除此以外，進(jìn)行與第2實(shí)施方式同樣的處理。 1470Xh ^ EF < 1960Xh (7)如上所述，如果加壓力EF低于“1960 X h” (N)，貝_制焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生變得困難，如果板厚和鋼板的強(qiáng)度增加，則往往發(fā)生缺陷和裂紋。另一方面，如果加壓力EF低于“1960Xh”(N)，則可以得到剝離方向的接頭強(qiáng)度顯著增加這一效果。這基于如下的理由。也就是說(shuō)，伴隨著加壓力EF的降低，從焊接電極2A、2B的取熱降低，從而熔深(焊點(diǎn)的厚度)增加。因此，熱影響區(qū)的軟化區(qū)域增加，在實(shí)際使用時(shí)以及拉伸試驗(yàn)等時(shí)，高強(qiáng)度鋼板發(fā)生變形，從而在這樣的應(yīng)力作用時(shí)的點(diǎn)焊接頭的變形變得容易。其結(jié)果是，在焊點(diǎn)端部的應(yīng)力集中得以緩和。但是，如果加壓力EF低于“1470Xh”(N)，則焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生變得顯著，從而不能獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，如果加壓力EF超過(guò)“1960Xh”(N)，則難以得到剝離方向的接頭強(qiáng)度顯著增加這一效果。因此，在第3實(shí)施方式中，加壓力EF設(shè)定為“1470 X h” (N)以上但低于 “1960 X h”(N)。[第4實(shí)施方式]下面就第4實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。在第4實(shí)施方式中，在進(jìn)行了第2或第3實(shí)施方式的處理之后，即通過(guò)焊接電極2A、2B進(jìn)行的加壓保持得以釋放之后，進(jìn)行焊接后熱處理。該焊接后熱處理的溫度(焊接后熱處理溫度AT)滿足下述(8)式，時(shí)間(焊接后熱處理時(shí) 間At)滿足下述(9)式。120 ^ AT ^ 220(8)100 ^ At ^ 6000(9)(焊接后熱處理溫度AT)在第4實(shí)施方式中，將焊接后熱處理溫度AT (°C)規(guī)定在下述(8)式表示的范圍。120 ^ AT ^ 220 (8)加壓保持釋放后的焊點(diǎn)3的顯微組織主要由不含碳化物的馬氏體構(gòu)成，因而焊點(diǎn)3內(nèi)的硬度值較高，而韌性較低。于是，通過(guò)進(jìn)行適當(dāng)?shù)暮附雍鬅崽幚矶固蓟镂龀?，可以改善焊點(diǎn)3內(nèi)的韌性。而且焊接后熱處理溫度AT大大有助于焊點(diǎn)3以及熱影響區(qū)因馬氏體的分解所產(chǎn)生的韌性改善。如果焊接后熱處理溫度AT低于120°C，則馬氏體的分解并不充分，從而難以獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，如果焊接后熱處理溫度AT超過(guò)220°C，則難以得到上述的效果，而且焊點(diǎn)3的硬度過(guò)量降低，從而在焊點(diǎn)3內(nèi)容易引起剝離斷裂。因此，焊接后熱處理溫度AT設(shè)定為120°C 220°C。另外，焊接后熱處理溫度AT優(yōu)選為140°C 200°C。因?yàn)樯鲜龅男Ч梢悦黠@地表現(xiàn)出來(lái)。一般地說(shuō)，如果對(duì)高強(qiáng)度鋼板的母材實(shí)施400°C以上的熱處理，則往往產(chǎn)生影響母材組織、以及使母材特性降低等問(wèn)題。在第4實(shí)施方式中，由于將焊接后熱處理溫度AT設(shè)定為120 220°C的范圍而進(jìn)行焊接后的熱處理，因而不會(huì)對(duì)高強(qiáng)度鋼板的母材組織產(chǎn)生因熱處理帶來(lái)的不良影響，而且可以得到不會(huì)使機(jī)械特性劣化的效果。(焊接后熱處理時(shí)間At)在第4實(shí)施方式中，將焊接后熱處理時(shí)間At (sec)規(guī)定在下述(9)式表示的范圍。100 ^ At ^ 6000(9)如果焊接后熱處理時(shí)間At低于100秒鐘，則馬氏體的分解并不充分，從而難以獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。另外，如果焊接后熱處理時(shí)間At超過(guò)6000秒鐘，則難以得到上述的效果，而且生產(chǎn)率得以降低。因此，焊接后熱處理時(shí)間At設(shè)定為100秒鐘 6000秒鐘。通過(guò)將焊接后熱處理時(shí)間At設(shè)定在上述的范圍，幾乎不會(huì)降低焊點(diǎn)3的硬度，而且可以確保韌性。另外，焊接后熱處理時(shí)間At優(yōu)選設(shè)定為3600秒鐘(I小時(shí))以下，更優(yōu)選設(shè)定為600秒鐘 2400秒鐘。通過(guò)在上述條件下進(jìn)行焊接后的熱處理，可以改善焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的韌性，從而斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果變得明顯。另外，通過(guò)進(jìn)行焊接后熱處理溫度AT和焊接后熱處理時(shí)間At被設(shè)定為上述條件的熱處理，可以抑制以?shī)A雜物為起點(diǎn)而產(chǎn)生脆性斷口。因此，可以穩(wěn)定地獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。此外，焊接后熱處理的方法并沒(méi)有特別的限定，例如可以進(jìn)行爐中加熱、燃燒器加熱、高頻加熱等。另外，也可以進(jìn)行涂裝烘烤(烘烤硬化)處理等。通常對(duì)碳當(dāng)量Ceq、特別是碳量高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊時(shí)，在熱處理前，焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的維氏硬度Hv大多達(dá)到400以上。在第4實(shí)施方式中，更優(yōu)選控制焊接后熱處理的條件，以便使與焊接后熱處理相伴的維氏硬度的降低量AHv被控制在50以下。此外，在碳當(dāng)量Ceq高的高強(qiáng)度鋼板中，焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的維氏硬度Hv有時(shí)也達(dá)到500以上。在此情況下，優(yōu)選控制焊接后熱處理的條件，以便使維氏硬度的降低量Λ Hv為50 150左右。通過(guò)這樣的條件的控制，可以使斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果變得顯著。另外，在第4實(shí)施方式中，優(yōu)選適當(dāng)控制焊接后的熱處理?xiàng)l件，從而通過(guò)熱處理，使焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的組織從含有新鮮馬氏體的組織變化為不含新鮮馬氏體的組織。也就是說(shuō)，熱處理前的組織含有新鮮馬氏體，進(jìn)而含有回火馬氏體和/或下貝氏體。優(yōu)選控制熱處理?xiàng)l件，以便使這樣的組織不含有新鮮馬氏體而由回火馬氏體和/或下貝氏體構(gòu)成。通過(guò)將焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的組織設(shè)定為這樣的組織，可以更加明顯地獲得上述的效果。在此，當(dāng)在焊點(diǎn)3和熱影響區(qū)的組織中生成回火馬氏體時(shí)，則具有枝晶組織的臂間距(枝晶間距離)縮短、而且析出少量碳化物的作用。在第4實(shí)施方式中，由于在上述的條件下進(jìn)行焊接后熱處理，因而即使在對(duì)碳含量高的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊的情況下，也可以取得焊接時(shí)的強(qiáng)度偏差的產(chǎn)生受到抑制的效果。此外，即使高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度低于700MPa，也由于所形成的焊點(diǎn)3的顯微組織主要為不含有碳化物的馬氏體，因而通過(guò)焊接后熱處理，可以使碳化物析出，從而焊點(diǎn)3的韌性得以提高。[第5實(shí)施方式]下面就第5實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。在第5實(shí)施方式中，在進(jìn)行了第2或第3實(shí)施方式的處理之后，即通過(guò)焊接電極2A、2B進(jìn)行的加壓保持得以釋放之后，在直至進(jìn)行第4實(shí)施方式的焊接后熱處理之間，進(jìn)行適當(dāng)?shù)姆爬洹?焊接后的焊接區(qū)的表面溫度CT)在第5實(shí)施方式中，在通過(guò)焊接電極2A、2B進(jìn)行的加壓保持得以釋放之后，將薄鋼板1A、1B進(jìn)行放冷，從而使焊接區(qū)的表面溫度降低至滿足下述(10)式的溫度CT。CT ( 150(10)
然后，在進(jìn)行了這樣的放冷之后，與第4實(shí)施方式同樣地進(jìn)行焊接后熱處理。如果在直至進(jìn)行焊接后熱處理之間降低的焊接后的焊接區(qū)的表面溫度CT超過(guò)150°C，則在馬氏體相變完全結(jié)束前開(kāi)始焊接后熱處理。因此，即使進(jìn)行焊接后熱處理，也難以充分地得到斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。在第5實(shí)施方式中，由于通過(guò)放冷而使表面溫度CT降低至150°C以下，因而在焊接后熱處理的開(kāi)始時(shí)，焊點(diǎn)3的組織大致完全地發(fā)生了馬氏體相變。因此，可以更加明顯地獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。通過(guò)實(shí)行這些第2 第5的實(shí)施方式的方法，可以得到第I實(shí)施方式的點(diǎn)焊接頭，而且可以確保良好的作業(yè)性，同時(shí)能夠抑制焊點(diǎn)3內(nèi)的缺陷和裂紋的發(fā)生，從而可以獲得斷裂形態(tài)得以改善、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低的效果。因此，可以得到可靠性高的焊接區(qū)。另外，在第2 第5實(shí)施方式中成為點(diǎn)焊方法的對(duì)象的高強(qiáng)度鋼板例如是為提高汽車車體的安全性而在增強(qiáng)部件等中使用的、拉伸強(qiáng)度為750MPa以上且碳當(dāng)量高的高強(qiáng)度鋼板，而且是點(diǎn)焊區(qū)強(qiáng)度的降低和偏差令人擔(dān)心的高強(qiáng)度鋼板。而且根據(jù)第2 第實(shí)施方式，在進(jìn)行這樣的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊時(shí)，不使用特別的裝置而可以在實(shí)際操作的范圍內(nèi)高效率地獲得可靠性高的點(diǎn)焊接頭。再者，這些實(shí)施方式所需要的時(shí)間較短，可以高效率地使碳化物析出。因此，可以形成可靠性高的焊接區(qū)，從作業(yè)性方面也可以得到特別的效果，這種技術(shù)思想是與以前完全不同的。另外，在第4和第5實(shí)施方式中，由于組合了適當(dāng)?shù)耐娔Ｊ胶秃附雍鬅崽幚?，因而在點(diǎn)焊區(qū)之類的具有凝固組織的部位，也可以得到優(yōu)良的強(qiáng)度特性和可靠性，從而具有極其重要的意義。此外，在第2 第5實(shí)施方式的任一實(shí)施方式中，高強(qiáng)度鋼板的組成只要碳當(dāng)量Ceq在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，就沒(méi)有特別的限定，可以得到上述的效果。而且與第I實(shí)施方式同樣，C含量?jī)?yōu)選為O. 40質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％，Si含量?jī)?yōu)選為2. 50質(zhì)量％ O. 01質(zhì)量％，Mn含量?jī)?yōu)選為3. O質(zhì)量％ I. 5質(zhì)量％。另外，P含量?jī)?yōu)選為O. 03質(zhì)量％以下，S含量?jī)?yōu)選為O. 01質(zhì)量％以下,N含量?jī)?yōu)選為O. 0100質(zhì)量％以下,O含量?jī)?yōu)選為O. 007質(zhì)量％以下,Al含量?jī)?yōu)選為I. 00質(zhì)量％以下。另外，其它元素的含量也優(yōu)選在與第I實(shí)施方式同樣的范圍內(nèi)。這是因?yàn)榧词乖谄嚇?gòu)件的批量生產(chǎn)時(shí)，在有焊接條件的變動(dòng)、例如電極頂端部的磨耗和焊接時(shí)板間的間隙的變動(dòng)時(shí)，也可以更穩(wěn)定地確保高的接頭強(qiáng)度，更加抑制接頭強(qiáng)度的偏差。在此，下述(11)式表示高強(qiáng)度鋼板的與焊點(diǎn)的硬度有關(guān)的碳當(dāng)量Ceqh，而且下述(12)式表示與焊接區(qū)的韌性有關(guān)的碳當(dāng)量Ceqt。此外，(12)式與上述(I)式相同。Ceqh= [C] + [Si]/40+[Cr]/20(11)Ceq = [C] + [Si] /30+ [Mn] /20+2 [P] +4 [S](12)一般地說(shuō)，如果高強(qiáng)度鋼板的拉伸強(qiáng)度增加，則由上述(11)式或(12)式表示的碳當(dāng)量(Ceqh或Ceqt)的數(shù)值增加，其結(jié)果是，焊接區(qū)的硬度增加而韌性降低。這樣一來(lái)，如果焊接區(qū)的硬度增加而韌性降低，則在焊點(diǎn)3內(nèi)容易產(chǎn)生裂紋，而且產(chǎn)生斷裂形態(tài)的劣化，并使接頭強(qiáng)度度、特別是十字拉伸強(qiáng)度降低或產(chǎn)生偏差。特別是由上述(12)式表示的碳當(dāng)量Ceqt的數(shù)值過(guò)大時(shí)，產(chǎn)生斷裂形態(tài)的劣化，從而使接頭強(qiáng)度度、特別是十字拉伸強(qiáng)度降低或產(chǎn)生偏差。與此相對(duì)照，在第I 第5實(shí)施方式中，由于將高強(qiáng)度鋼板的碳當(dāng)量Ceq規(guī)定在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，因而可以取得如下的效果斷裂形態(tài)得以改善，以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度得以提高和接頭強(qiáng)度的偏差得以降低。此外，這些說(shuō)明雖然涉及對(duì)2張薄鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊的情況、以及通過(guò)這樣的點(diǎn)焊而得到的點(diǎn)焊接頭，但如圖5所示，點(diǎn)焊的對(duì)象也可以是3張薄鋼板1A、1B以及1C，即使在包含3張薄鋼板1A、1B以及IC的點(diǎn)焊接頭11中，也可以得到與上述同樣的效果。再者，也可以對(duì)4張以上的薄鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊，即使在包含4張以上的薄鋼板的點(diǎn)焊接頭中，也可以得到同樣的效果。此外，在上述板組中，不必所有的薄鋼板都為高強(qiáng)度鋼板，它的一部分也可以是軟鋼板。另外，不必所有的高強(qiáng)度鋼板都為同一鋼種，也可以是不同鋼種的組合。另外，不必所有的板厚都是相同的，也可以是不同厚度的組合另外，作為點(diǎn)焊對(duì)象的2張以上的薄鋼板不必全部滿足上述的拉伸強(qiáng)度以及碳當(dāng)量的范圍，只要至少I(mǎi)張的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa、碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％
O.55質(zhì)量％即可。因此，在點(diǎn)焊接頭中，只要其中包含的2張以上的薄鋼板中，至少I(mǎi)張的拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa、碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％即可。但是，實(shí)質(zhì)上在本發(fā)明中，因?yàn)樵谂c規(guī)定了組成、拉伸強(qiáng)度、碳當(dāng)量的高強(qiáng)度鋼板組合的薄鋼板的組成、拉伸強(qiáng)度、碳當(dāng)量為本發(fā)明所規(guī)定的值以上的情況下，將提高發(fā)生斷裂形態(tài)的劣化、以及與之相伴隨的接頭強(qiáng)度的降低和接頭強(qiáng)度的偏差的幾率，所以組合的薄鋼板的組成、拉伸強(qiáng)度、碳當(dāng)量必須與本發(fā)明所規(guī)定的高強(qiáng)度鋼板相同或者在其以下。再者，焊點(diǎn)3的形狀也并不局限于橢圓體或大致橢圓體，如圖6A、圖6B以及圖6C所示，本本發(fā)明可以適用于所有形狀的焊點(diǎn)3。另外，焊點(diǎn)3無(wú)論為怎樣的形狀，都可以如圖6A 圖6C所示那樣，特定焊點(diǎn)外層區(qū)域3c。實(shí)施例下面，對(duì)于屬于本發(fā)明范圍的實(shí)施例，一邊與偏離本發(fā)明范圍的比較例進(jìn)行比較一邊進(jìn)行說(shuō)明。但是，本發(fā)明并不局限于以下的實(shí)施例，也可以在能夠適合前述、后述的宗旨的范圍內(nèi)加以適當(dāng)?shù)淖兏M(jìn)行實(shí)施，這些都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。[實(shí)施例I]首先，準(zhǔn)備具有下述表I以及表2所示的成分、板厚1. 6mm、拉伸強(qiáng)度750MPa以上的17種鋼板(高強(qiáng)度冷軋鋼板、電鍍鋼板、以及合金化熱浸鍍鋅鋼板)。然后，將同一鋼種進(jìn)行組合并使其重合在一起，在下述表3以及表4所示的條件No. A-I No. A-86下，使用伺服焊槍型焊機(jī)進(jìn)行點(diǎn)焊，從而制作出點(diǎn)焊接頭的試驗(yàn)片。另外，對(duì)于一部分試驗(yàn)片，在點(diǎn)焊后，于下述表3以及表4所示的條件下進(jìn)行焊接后熱處理。此外，在點(diǎn)焊之前，事先進(jìn)行預(yù)備實(shí)驗(yàn)，以該預(yù)備實(shí)驗(yàn)的結(jié)果為基礎(chǔ)，將點(diǎn)焊時(shí)的焊接電流設(shè)定為使焊點(diǎn)直徑成為I張鋼板的板厚的平方根的4. 5倍的值(4.5 VT )。另外，對(duì)于每I個(gè)條件，制作了 6個(gè)試驗(yàn)片。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于，具有 互相點(diǎn)焊的2張以上的薄鋼板，以及 在所述薄鋼板的接合面形成的焊點(diǎn)；其中， 所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張是拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％ ； 在所述焊點(diǎn)內(nèi)的除該焊點(diǎn)的外形的90%的相似形區(qū)域以外的焊點(diǎn)外層區(qū)域中， 顯微組織由臂間距的平均值為12 μ m以下的枝晶組織構(gòu)成， 所述顯微組織中含有的碳化物的平均粒徑為5nm IOOnm,個(gè)數(shù)密度在2 X IO6個(gè)/mm2以上； Ceq = [C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S] (I) 其中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示(、51^11、？以及3的以質(zhì)量％表示的各含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于 所述高強(qiáng)度鋼板含有 C 0. 10質(zhì)量％ O. 40質(zhì)量％、 Si :0. 01質(zhì)量％ 2. 50質(zhì)量％、以及 Mn 1. 5質(zhì)量％ 3. O質(zhì)量％, P的含量在O. 03質(zhì)量％以下， S的含量在O. 01質(zhì)量％以下， N的含量在O. 0100質(zhì)量％以下， O的含量在O. 007質(zhì)量％以下， Al的含量在I. 00質(zhì)量％以下， 剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種 Ti 0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％， Nb 0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％，以及 V0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種 B 0. 0001質(zhì)量％ O. 01質(zhì)量％， Cr 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％, Ni 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％, Cu 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％，以及 Mo 0. 01質(zhì)量％ O. 8質(zhì)量％。
5.根據(jù)權(quán)利要求2 4中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊接頭，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步在O. 0001質(zhì)量％ O. 5質(zhì)量％的范圍合計(jì)含有選自Ca、Ce、Mg以及REM之中的至少I(mǎi)種。
6.一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其是在2張以上的薄鋼板的接合面形成焊點(diǎn)的點(diǎn)焊方法，其特征在于 所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張是拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％ ； 所述點(diǎn)焊方法包括焊接電極對(duì)所述2張以上的薄鋼板的加壓力EF(N)在滿足下述(2)式的條件下進(jìn)行焊接通電的工序， 接著，保持所述加壓力EF不變，以滿足使用所述焊接通電中的焊接電流WC(kA)而規(guī)定的下述(4)式的后加熱通電電流PC(kA)、以及滿足下述(5)式的后加熱通電時(shí)間Pt (ms)在所述焊接電極上進(jìn)行后加熱通電的工序，以及接著，將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序； 而且，在進(jìn)行所述焊接通電的工序和進(jìn)行所述后加熱通電的工序之間，保持所述加壓力EF不變，對(duì)所述薄鋼板冷卻滿足下述(3)式的焊接后冷卻時(shí)間Ct(ms)， 在進(jìn)行所述后加熱通電的工序和將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序之間保持所述加壓力EF的保持時(shí)間Ht (ms)滿足下述(6)式；Ceq = [C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S] (I) ·1960Xh ≤ EF ≤ 3430Xh(2) ·16 ≤ Ct ≤ 300 (3)·O.40XffC ≤ PC ≤ O. 95XffC (4) ·30 ≤ Pt ≤ 200 (5) ·O ≤ Ht ≤ 240 (6) [C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的以質(zhì)量％表示的各含量， h表示所述薄鋼板的板厚(mm)。
7.一種高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其是在2張以上的薄鋼板的接合面形成焊點(diǎn)的點(diǎn)焊方法，其特征在于 所述2張以上的薄鋼板之中的至少I(mǎi)張是拉伸強(qiáng)度為750MPa 1850MPa的高強(qiáng)度鋼板，下述(I)式表示的碳當(dāng)量Ceq為O. 22質(zhì)量％ O. 55質(zhì)量％ ； 所述點(diǎn)焊方法包括焊接電極對(duì)所述2張以上的薄鋼板的加壓力EF(N)在滿足下述(7)式的條件下進(jìn)行焊接通電的工序， 接著，保持所述加壓力EF不變，以滿足使用所述焊接通電中的焊接電流WC(kA)而規(guī)定的下述(4)式的后加熱通電電流PC(kA)、以及滿足下述(5)式的后加熱通電時(shí)間Pt (ms)在所述焊接電極上進(jìn)行后加熱通電的工序，以及接著，將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序； 而且，在進(jìn)行所述焊接通電的工序和進(jìn)行所述后加熱通電的工序之間，保持所述加壓力EF不變，對(duì)所述薄鋼板冷卻滿足下述(3)式的焊接后冷卻時(shí)間Ct(ms)， 在進(jìn)行所述后加熱通電的工序和將所述加壓力EF下的加壓釋放的工序之間保持所述加壓力EF的保持時(shí)間Ht (ms)滿足下述(6)式； Ceq = [C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S](I) ·16 ≤Ct ≤300(3)·O.40XffC ≤ PC ≤ O. 95XffC (4) ·30 ≤Pt ≤200(5)O彡 Ht 彡 240(6) 1470Xh 彡 EF < 1960Xh (7) [C]、[Si]、[Mn]、[P]以及[S]分別表示C、Si、Mn、P以及S的以質(zhì)量％表示的各含量， h表示所述薄鋼板的板厚(mm)。
8.根據(jù)權(quán)利要求6或7所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于 在將所述加壓釋放的工序之后， 具有將所述薄鋼板在滿足下述(8)式的焊接后熱處理溫度ATCC )下保持滿足下述(9)式的焊接后熱處理時(shí)間At(S)的工序； 120 ^ AT ^ 220(8) 100 ^ At ^ 6000 (9)。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于在將所述加壓釋放的工序和將所述薄鋼板保持于所述焊接后熱處理溫度下的工序之間， 具有放冷所述薄鋼板，從而使所述薄鋼板的與所述焊接電極接觸的部分的表面溫度下降到滿足下述(10)式的溫度CTCC )的工序； CT ( 150(10)。
10.根據(jù)權(quán)利要求6 9中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼板含有 C 0. 10質(zhì)量％ O. 40質(zhì)量％、 Si :0. 01質(zhì)量％ 2. 50質(zhì)量％、以及 Mn 1. 5質(zhì)量％ 3. O質(zhì)量％, P的含量在O. 03質(zhì)量％以下， S的含量在O. 01質(zhì)量％以下， N的含量在O. 0100質(zhì)量％以下， O的含量在O. 007質(zhì)量％以下， Al的含量在I. 00質(zhì)量％以下， 剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種 Ti 0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％， Nb 0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％，以及 V0. 005質(zhì)量％ O. 10質(zhì)量％。
12.根據(jù)權(quán)利要求10或11所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步含有選自下述元素之中的至少I(mǎi)種 B 0. 0001質(zhì)量％ O. 01質(zhì)量％， Cr 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％, Ni 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％, Cu 0. 01質(zhì)量％ 2. O質(zhì)量％，以及 Mo 0. 01質(zhì)量％ O. 8質(zhì)量％。
13.根據(jù)權(quán)利要求10 12中任一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度鋼板的點(diǎn)焊方法，其特征在于所述高強(qiáng)度鋼板進(jìn)一步在O. OOOl質(zhì)量％ O. 5質(zhì)量％的范圍合計(jì)含有選自Ca、Ce、Mg以及REM之中的至少I(mǎi)種
全文摘要
本發(fā)明涉及一種點(diǎn)焊接頭(10)，其含有至少1張拉伸強(qiáng)度為750MPa～1850MPa、碳當(dāng)量Ceq為0.22質(zhì)量％以上～0.55質(zhì)量％的薄鋼板，而且在薄鋼板(1A、1B)的界面形成有焊點(diǎn)(3)；在焊點(diǎn)外層區(qū)域中，顯微組織由臂間距的平均值為12μm以下的枝晶組織構(gòu)成，顯微組織中含有的碳化物的平均粒徑為5nm～100nm，個(gè)數(shù)密度在2×106個(gè)/mm2以上。
文檔編號(hào)B23K11/24GK102625740SQ20108003853
公開(kāi)日2012年8月1日 申請(qǐng)日期2010年8月30日 優(yōu)先權(quán)日2009年8月31日
發(fā)明者東昌史, 丸山直紀(jì), 及川初彥, 川田裕之, 渡邊史德, 濱谷秀樹(shù), 鈴木規(guī)之 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社