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JP7587195B2 - 溶接継手 - Google Patents

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JP7587195B2
JP7587195B2 JP2023572419A JP2023572419A JP7587195B2 JP 7587195 B2 JP7587195 B2 JP 7587195B2 JP 2023572419 A JP2023572419 A JP 2023572419A JP 2023572419 A JP2023572419 A JP 2023572419A JP 7587195 B2 JP7587195 B2 JP 7587195B2
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less
concentration
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卓哉 光延
浩史 竹林
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel Corp
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Description

本発明は、溶接継手に関し、より詳しくはめっき鋼板をスポット溶接して得られる溶接継手に関する。
自動車等で用いられる鋼板は良好な溶接施工性が求められる。自動車車体の組立及び部品の取付けなどの工程では、主としてスポット溶接が利用されているが、特に亜鉛めっき鋼板同士のスポット溶接又は亜鉛めっき鋼板と非めっき鋼板のスポット溶接においては、液体金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅ：ＬＭＥ）割れを抑制する必要がある。この現象は、溶接入熱により液相化した亜鉛が結晶粒界に沿って鋼板内部に侵入して脆化したところに、溶接により発生する引張応力が作用することで生じる割れである。スポット溶接において、このようなＬＭＥ割れが生じると、溶接継手の強度が確保できなくなるため、亜鉛めっき鋼板の使用が阻害される場合がある。
これに関連して、特許文献１では、スポット溶接方法を改良することでこのようなＬＭＥ割れに対処することが教示されている。より具体的には、特許文献１では、溶接電極間の通電終了後に溶接電極の加圧保持を継続（溶接後保持時間Ｈｔを延長）し、当該溶接後保持時間Ｈｔを被溶接部材の総板厚ｔの関数として調整することで、電極開放前に溶融した亜鉛系めっきを凝固させ、その結果として溶融した亜鉛系めっきが溶接残留応力の高い箇所の鋼板の結晶粒界に侵入せず、割れを抑制できることが教示されている。
特許文献２では、スポット溶接後のスポット溶接部近傍のめっき組織を制御することで割れを抑止することが教示されている。より具体的には、特許文献２では、複数枚の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極によって挟持しスポット溶接して形成したスポット溶接部を有するスポット溶接部材であって、前記複数枚の鋼板のうち少なくとも１枚は、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度亜鉛系めっき鋼板であり、且つ、該高強度亜鉛系めっき鋼板のめっき中のＡｌ含有量は０．５質量％以上であり、前記スポット溶接部のコロナボンド端部の外側の熱衝撃領域は、前記高強度亜鉛系めっき鋼板の母材鋼板と前記めっきとの界面に、平均厚さが０．３μｍ以上のＦｅＡｌ合金層と、該ＦｅＡｌ合金層の上に平均厚さが２．０μｍ以上の亜鉛系めっき層を形成しためっき層を有するスポット溶接部材が記載されている。また、特許文献２では、母材鋼板へのＺｎ侵入を抑制するためには、めっき中のＡｌ含有量を０．５質量％以上とすることで、溶接時の入熱によって鋼板と該鋼板のめっきとの界面に高融点のＦｅＡｌ合金層を形成することが重要であると教示されている。
特開２０１７－０４７４７５号公報 国際公開第２０２０／１３００７９号
特許文献１及び２では、スポット溶接方法を改良したり、スポット溶接後のスポット溶接部近傍のめっき組織を制御したりといった観点から、溶接継手におけるＬＭＥ割れの抑制について検討がされている。しかしながら、特許文献１及び２では、スポット溶接前のめっき鋼板におけるめっき組織との関連で溶接継手におけるＬＭＥ割れの発生を抑制することについては必ずしも十分な検討はなされていない。したがって、これらの特許文献に記載の発明では、耐ＬＭＥ性の向上に関して依然として改善の余地があった。
そこで、本発明は、新規な構成により、スポット溶接時のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減することができる溶接継手を提供することを目的とする。
本発明者らは、スポット溶接により溶接継手を製造する際のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減するために、特に溶接継手に使用されるめっき鋼板におけるめっき層の組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、Ａｌを比較的少ない量で含有しつつ、Ａｌ濃度分布を適切に制御しためっき層を備えためっき鋼板を使用することで、スポット溶接の際にＬＭＥ割れが発生しやすい部分のめっき層組織を改善することができ、これに関連して溶接継手の耐ＬＭＥ性を顕著に改善することができることを見出し、本発明を完成させた。
上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）重ね合わされた複数の鋼板と、
前記複数の鋼板を接合するナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部と、
前記圧接部の周囲に位置するセパレーション部と
を備える溶接継手であって、
前記複数の鋼板のうち１枚以上が、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面のうち、少なくとも前記複数の鋼板の重ね面に相当する表面に形成されためっき層とを備えるめっき鋼板であり、
前記熱影響部の外側の前記セパレーション部における前記めっき層が、質量％で、
Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
Ｆｅ：０．０１～２．００％
を含有し、さらに、
Ｍｇ：０～１．５００％、
Ｓｉ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～４．０００％、
Ｓｂ：０～０．５００％、
Ｐｂ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～１．０００％、
Ｎｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｍｎ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ａｇ：０～１．０００％、
Ｌｉ：０～１．０００％、
Ｌａ：０～０．５００％、
Ｃｅ：０～０．５００％、
Ｂ ：０～０．５００％、
Ｙ ：０～０．５００％、
Ｐ ：０～０．５００％、及び
Ｓｒ：０～０．５００％
の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％であることを特徴とする、溶接継手。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が２５～１００％であることを特徴とする、上記（１）に記載の溶接継手。
（３）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が４０～１００％であることを特徴とする、上記（１）に記載の溶接継手。
（４）前記めっき層が溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の溶接継手。
（５）前記めっき鋼板が７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の溶接継手。
本発明によれば、スポット溶接時のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減することができる溶接継手を提供することができる。
本発明の実施形態に係る溶接継手の断面を模式的に示す図であり、（ａ）は溶接継手の全体図であり、（ｂ）は圧接部端部及びそのすぐ外側のセパレーション部の拡大図である。 めっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示す図であり、（ａ）は通常の方法で製造したＡｌ含有めっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示し、（ｂ）は本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示している。
＜溶接継手＞
本発明の実施形態に係る溶接継手は、重ね合わされた複数の鋼板と、
前記複数の鋼板を接合するナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部と、
前記圧接部の周囲に位置するセパレーション部と
を備える溶接継手であって、
前記複数の鋼板のうち１枚以上が、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面のうち、少なくとも前記複数の鋼板の重ね面に相当する表面に形成されためっき層とを備えるめっき鋼板であり、
前記熱影響部の外側の前記セパレーション部における前記めっき層が、質量％で、
Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
Ｆｅ：０．０１～２．００％
を含有し、さらに、
Ｍｇ：０～１．５００％、
Ｓｉ：０～１．０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｃａ：０～４．０００％、
Ｓｂ：０～０．５００％、
Ｐｂ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～１．０００％、
Ｓｎ：０～１．０００％、
Ｔｉ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～１．０００％、
Ｎｂ：０～１．０００％、
Ｚｒ：０～１．０００％、
Ｍｎ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ａｇ：０～１．０００％、
Ｌｉ：０～１．０００％、
Ｌａ：０～０．５００％、
Ｃｅ：０～０．５００％、
Ｂ ：０～０．５００％、
Ｙ ：０～０．５００％、
Ｐ ：０～０．５００％、及び
Ｓｒ：０～０．５００％
の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％であることを特徴としている。
先に述べたとおり、亜鉛めっき鋼板同士のスポット溶接又は亜鉛めっき鋼板と非めっき鋼板のスポット溶接においては、ＬＭＥ割れを抑制する必要がある。例えば、亜鉛めっき鋼板を少なくとも１枚以上含む２枚以上の鋼板を重ねてスポット溶接して継手を作製する際、溶接金属（ナゲット）の外側に形成される圧接部（コロナボンド）の内部又はそのすぐ外側例えば圧接部の周囲に位置するセパレーション部（鋼板が接合されていない領域）でＬＭＥ割れが発生する場合がある。ＬＭＥ割れは、スポット溶接の際に溶接入熱により液相化した亜鉛が結晶粒界に沿って鋼板内部に侵入して脆化したところに、溶接により発生する引張応力、例えば電極による加圧力や溶接部の膨張収縮、電極解放時のスプリングバックなど多くの要因によって発生する引張応力が鋼板に作用することで生じる。そこで、本発明者らは、このような鋼板内部への亜鉛の侵入を抑制又は低減すべく、めっき鋼板におけるめっき層の組織に着目し、当該めっき層の組織をより適切なものとする観点から検討を行った。
まず、本発明者らは、亜鉛（Ｚｎ）を主体とするめっき層においてアルミニウム（Ａｌ）を比較的少ない量すなわち０．１０～１．５０質量％の量で添加することが鋼板内部へのＺｎの侵入を抑制又は低減する観点から有効であることを見出した。Ａｌの添加量が多くなると、Ｚｎ－Ａｌ共晶組成にめっき層の組成が近づくため、めっき層の融点が低下する。このため、Ａｌの過剰な添加は、溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を抑制又は低減して耐ＬＭＥ性を向上させるという観点からは不利に作用する可能性が高く、特に１．５０質量％を大きく超えてＡｌを添加した場合には、Ａｌの過剰な添加に基づくマイナスの効果が顕著となり、Ａｌ添加によるＬＭＥ割れの抑制効果を十分に発揮することができなくなるものと考えられる。加えて、本発明者らは、めっき層中のＡｌ濃度分布を、めっき層中心のＡｌ濃度が母材鋼板とめっき層との界面付近のＡｌ濃度、より具体的にはＦｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度に対して０．１０～１．５０の比率となるように制御しためっき鋼板を使用することで、スポット溶接時の熱影響等により圧接部直外のセパレーション部におけるめっき組織が変化して、圧接部周辺におけるＬＭＥ割れの発生が顕著に抑制又は低減されることを見出した。以下、図面を参照してより詳しく説明する。
図１は、本発明の実施形態に係る溶接継手の断面を模式的に示す図であり、（ａ）は溶接継手の全体図であり、（ｂ）は圧接部端部及びそのすぐ外側のセパレーション部の拡大図である。まず、図１（ａ）を参照すると、本発明の実施形態に係る溶接継手１は、重ね合わされた２枚の鋼板１１、これらの鋼板１１を接合するナゲット１２、並びに、当該ナゲット１２の周囲に形成された圧接部１３及び熱影響部１５を有するスポット溶接部１６と、圧接部１３の周囲に位置するセパレーション部１７とを備えている。図１では、２枚の鋼板１１として、母材鋼板の両面にＺｎを主体とし、Ａｌ濃度分布が所定の範囲内に制御されためっき層を備えためっき鋼板が使用されている。これに関連して、図１（ｂ）を参照すると、圧接部端部１４の直外のセパレーション部１７において、スポット溶接前の鋼板１１上のめっき層に由来するめっき層１８が形成されている。本発明の実施形態によれば、圧接部端部１４の直外に位置する熱影響部１５内のセパレーション部１７においては、スポット溶接時の熱影響等により初期のめっき層の組織が変化し、η相の割合が比較的高いめっき層１８、より具体的にはη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％であるめっき層１８が形成されている。本発明において、η相とは、Ｚｎを主体とし、Ｆｅなどの他の元素が固溶状態で含まれている相をいうものであり、より具体的には電子プローブマイクロアナライザー付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＰＭＡ）による測定でＺｎ濃度が９７原子％以上、Ｆｅ濃度が３原子％以下、他の元素が３原子％以下の相をいうものである。同様に、Γ相とは、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる測定でＺｎ濃度が８７原子％以上、Ｆｅ濃度が８～１３原子％、他の不純物が３原子％以下の相をいうものである。このようなめっき層の組織変化は、スポット溶接前の初期のめっき層における化学組成及び組織によって大きく影響を受ける。Ｚｎ系めっきにおいては、溶接の入熱によってめっき層中のＺｎの合金化が進行するため、Γ相の割合が一般的に高くなり、η相の割合は相対的に低いものとなる。しかしながら、本発明の実施形態によれば、従来のＺｎ系めっき鋼板のスポット溶接の場合と比較して、圧接部１３の直外のセパレーション部１７においてη相の割合が比較的高いめっき層１８が形成され、これに関連して、スポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入が抑制又は低減され、その結果として、得られる溶接継手の耐ＬＭＥ性を顕著に向上させることが可能となる。
図１では、理解を容易にするため、２枚の鋼板１１のみを重ね合わせて、しかも両方の鋼板１１にめっき層を形成した溶接継手の場合について説明したが、本発明の実施形態に係る溶接継手は、必ずしもこのような溶接継手には限定されず、熱影響部１５内のセパレーション部１７において所定量のη相を有するめっき層１８が形成された種々の溶接継手を包含し得る。例えば、図１に記載されるような２枚組の鋼板１１をスポット溶接した溶接継手においては、一方の鋼板１１のみをめっき鋼板としてもよい。この場合、当該めっき鋼板の２つの表面のうち少なくとも重ね面に相当する表面の圧接部１３直外のセパレーション部１７にめっき層１８が存在していればよく、当然ながら両方の表面にめっき層１８及び／又は当該めっき層１８に関連する初期のめっき層が存在していてもよい。例えば、鋼板の重ね面側とは反対側すなわち電極側の表面にめっき層１８に関連する初期のめっき層が存在する場合、電極側の当該初期のめっき層においても、熱影響部内の領域（例えば電極と鋼板の接触部及びその周辺）ではスポット溶接時にめっき層の組織が変化し、η相の割合が比較的高いめっき層１８が形成されることになる。このため、単に鋼板の重ね面に相当する表面のみにめっき層１８が存在する場合と比較して耐ＬＭＥ性をさらに向上させることが可能となる。３枚以上の鋼板による溶接継手の場合も同様に、熱影響部１５内のセパレーション部１７において所定量のη相を有するめっき層１８が形成された種々の溶接継手を包含し得る。例えば、３枚組の鋼板１１をスポット溶接した溶接継手においては、３枚の鋼板１１のうち１枚以上の鋼板１１の少なくとも重ね面に相当する表面の圧接部１３直外のセパレーション部１７にめっき層１８が存在していればよい。例えば、重ね合わされた３枚の鋼板１１のうち中間の鋼板１１のみがめっき鋼板の場合には、当該めっき鋼板の２つの表面のうち一方の表面の圧接部１３直外のセパレーション部１７のみにめっき層１８が存在していてもよいし又は両方の表面の圧接部１３直外のセパレーション部１７にめっき層１８が存在していてもよい。例えば、一部の鋼板１１の圧接部１３直外のセパレーション部１７のみにめっき層１８が存在し、他の鋼板１１の圧接部１３直外のセパレーション部１７には別のＺｎ系めっき層が存在していてもよい。このような実施形態も本発明に包含される。この場合、全ての鋼板１１の圧接部１３直外のセパレーション部１７にめっき層１８が存在する溶接継手の場合と比較して、別のＺｎ系めっき層が存在する表面においてＬＭＥ割れのリスクが高まることから、継手強度が幾分低下する可能性はあるものの、溶接継手において所定量のη相を有するめっき層１８が形成される鋼板１１の具体的な枚数及び配置は、所望の継手強度等を考慮して適宜決定すればよい。
次に、本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板について説明する。図２は、めっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示す図であり、図２（ａ）は通常の方法で製造したＡｌ含有めっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示し、図２（ｂ）は本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板のＧＤＳによる分析結果を示している。まず、図２（ａ）を参照すると、通常の方法でＺｎを主体とするめっき層にＡｌを０．２０％含有させたＡｌ含有めっき鋼板では、めっき表面に相当する深さ位置０μｍからの深さが深くなるにつれて、Ａｌ濃度が次第に上昇し、母材鋼板とめっき層との界面付近、すなわちＦｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置付近においてＡｌ濃度が比較的高いピークを有することがわかる。このＡｌ濃度のピークは、母材鋼板とめっき層との界面においてＦｅとＡｌの合金を含むＦｅ－Ａｌバリア層が形成されていることを示唆するものである。Ａｌ濃度のピークが比較的高いことからも明らかなように、通常の方法で製造したＡｌ含有めっき鋼板では、めっき層中のより多くのＡｌがＦｅ－Ａｌバリア層の形成に消費されて比較的厚いＦｅ－Ａｌバリア層が形成されている。それゆえ、図２（ａ）では、母材鋼板とめっき層との界面付近からめっき表面側に進むにつれてＡｌ濃度が大きく減少し、その後ほぼ一定の非常に低い値となり、Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置とめっき表面との中間位置に相当するめっき層中心においてＡｌ濃度が約０．１％程度の低い値を示していることがわかる。
これとは対照的に、図２（ｂ）を参照すると、図２（ｂ）のめっき鋼板では、めっき層が図２（ａ）の場合と同様のＡｌ含有量を有するにもかかわらず、母材鋼板とめっき層との界面付近のＡｌ濃度が図２（ａ）の場合と比較して非常に低いことがわかる。したがって、図２（ｂ）のめっき鋼板では、図２（ａ）の場合と比較して薄いＦｅ－Ａｌバリア層が形成されている。これに関連して、図２（ｂ）では、母材鋼板とめっき層との界面付近からめっき表面側に進んでも、めっき層中のＡｌ濃度は大きく減少することなく、比較的緩やかに減少し、その後ほぼ一定の値となり、めっき層中心においてＡｌ濃度が約０．２％を超え、図２（ａ）の場合と比較して約２倍以上の非常に高い値を示していることがわかる。図２（ａ）及び（ｂ）のＧＤＳによる分析結果から、図２（ｂ）のめっき鋼板では、めっき層中のＡｌの多くはＦｅ－Ａｌバリア層の形成に消費されることなく、当該Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中にＡｌ相として、例えば固溶状態において存在していると考えられる。本発明者らは、これらのめっき鋼板のＧＤＳによる分析結果と、図２（ｂ）のめっき鋼板をスポット溶接して得られた溶接継手が図２（ａ）のめっき鋼板をスポット溶接して得られた溶接継手に比べて高い耐ＬＭＥ性を実験的に示した事実とから、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中に存在するＡｌ相がスポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を抑制又は低減する上で非常に重要な役割を果たすものと考えてさらに検討を行った。その結果、本発明者らは、Ａｌ全体の添加量を１．５０質量％以下の比較的低い量に制御してめっき層における融点の低下に基づく耐ＬＭＥ性の劣化を抑制しつつ、めっき層をＧＤＳで測定した場合の「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を０．１０～１．５０の範囲内に制御することで、めっき層にＡｌを添加したことによる効果を十分に発揮させることができることを見出した。さらに、本発明者らは、このようなめっき鋼板を使用することで、スポット溶接の際に、圧接部直外の熱影響部内にあるセパレーション部、より具体的には圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部において初期のめっき層の組織が変化し、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％のめっき層が形成され、これに関連して、スポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を顕著に抑制又は低減することができることを見出した。このような耐ＬＭＥ性の向上に加えて、本発明者らは、溶接部のめっき層においてＺｎを主体とするη相の割合が比較的高くなることで、溶接部の耐食性についても顕著に向上させることができることを見出した。
何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、本発明の実施形態に係る溶接継手においては、初期のめっき層中のＡｌが以下のように作用して、スポット溶接の際に溶接入熱により液相化したＺｎが結晶粒界に沿って鋼板内部に侵入するのを抑制又は低減しているものと考えられる。より詳しく説明すると、まず、めっき鋼板において母材鋼板とめっき層との界面に形成されるＦｅ－Ａｌバリア層は比較的脆いため、スポット溶接の際に電極による加圧力等に起因して鋼板に負荷される応力によって比較的容易に破断するものと考えられる。スポット溶接の際に溶融したＺｎは、このようなＦｅ－Ａｌバリア層の破断によって母材鋼板と直接的に接触することになるため、溶融したＺｎが結晶粒界に沿って鋼板内部に侵入するリスクが高まる。しかしながら、図２に示すようなＡｌ濃度分布を有するめっき層を備えためっき鋼板を使用した場合には、めっき層中のＦｅ－Ａｌバリア層以外の部分において比較的多く存在するＡｌがＦｅ－Ａｌバリア層の破断によってＺｎとともに母材鋼板と直接的に接触することになる。この場合、スポット溶接時の入熱によりめっき層中のＡｌが母材鋼板中のＦｅと反応して、新たにＦｅ－Ａｌバリア層を形成し、結果として破断したＦｅ－Ａｌバリア層が補修されることになると考えられる。すなわち、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中にＡｌが多く存在することで、スポット溶接時にＺｎがＦｅ－Ａｌバリア層の破断等によって母材鋼板と直接的に接触することになっても、すぐ近くに存在するＡｌによって直ちに破断部に新たなＦｅ－Ａｌバリア層が形成されることになる。このため、溶融Ｚｎが母材鋼板と直接的に接触する頻度及び時間が低減されることになり、スポット溶接時の入熱によってもめっき層中のＺｎの合金化が抑制されるか又はこのような合金化反応の遅延を生じさせ、従来のＺｎ系めっき鋼板のスポット溶接の場合と比較して、圧接部直外の領域においてη相の割合が比較的高いめっき層が形成されるものと考えられる。また、このような新たなＦｅ－Ａｌバリア層の形成に関連して、スポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を顕著に抑制又は低減することができるため、ＬＭＥ割れの発生を確実に抑制又は低減することが可能になるものと考えられる。従来、Ｚｎ系めっき層にＡｌを添加しためっき鋼板は知られている。しかしながら、めっき層の融点の低下を考慮してめっき層全体のＡｌ量を比較的低く抑えつつ、一方でＦｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中のＡｌ量を増加させることによって、圧接部直外のセパレーション部におけるめっき鋼板のめっき組織をη相の割合が比較的高い組織に変化させるとともに、これに関連してスポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を抑制又は低減することができ、さらには溶接部耐食性も向上させることができるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
以下、本発明の実施形態に係る溶接継手の各構成要素についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［めっき鋼板］
本発明の実施形態に係る溶接継手においては、重ね合わされた複数の鋼板のうち１枚以上が、母材鋼板と、当該母材鋼板の表面のうち、少なくとも上記複数の鋼板の重ね面に相当する表面に形成されためっき層とを備えるめっき鋼板である。このめっき鋼板のめっき層は、熱影響部の外側のセパレーション部において、スポット溶接前の初期の化学組成と同じ下記の化学組成を有する。
［めっき層の化学組成］
［Ａｌ：０．１０～１．５０％］
Ａｌは、溶融したＺｎが結晶粒界に沿って鋼板内部に侵入するのを抑制するのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。Ａｌ含有量は０．１２％以上、０．１５％以上、０．１８％以上、０．２０％以上、０．２５％以上、０．３０％以上、０．３５％以上、０．４０％以上、０．５０％超、０．５２％以上、０．５５％以上、０．６０％超、０．６２％以上、０．６５％以上又は０．７０％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、Ｚｎ－Ａｌ共晶組成にめっき層の組成が近づくため、めっき層の融点が低下する。このため、スポット溶接の際にめっき層中のＺｎが溶融しやすくなり、ＬＭＥ割れを促進させてしまう場合がある。したがって、Ａｌ含有量は１．５０％以下とする。Ａｌ含有量は１．４５％以下、１．４０％以下、１．３０％以下、１．２０％以下、１．１０％以下、１．００％以下、０．９０％以下又は０．８０％以下であってもよい。
［Ｆｅ：０．０１～２．００％］
Ｆｅは、例えば、母材鋼板からめっき浴中に溶け出したり、めっき処理の際にＡｌと反応して母材鋼板とめっき層との界面にＦｅ－Ａｌバリア層を形成したりして、めっき層中に不可避的に含まれる元素である。このため、本発明の実施形態では、めっき層中のＦｅ含有量は０．０１％以上となる。Ｆｅ含有量は０．０４％以上、０．０５％以上、０．１０％以上、０．１５％以上、０．２０％以上、０．２５％以上、０．３０％以上、０．４０％以上又は０．５０％以上であってもよい。一方で、めっき層中のＦｅ含有量が高すぎると、めっき層中のＡｌがＦｅと化合したり、あるいはＦｅ－Ａｌバリア層の形成に多くのＡｌが消費されたりすることがある。その結果として、Ａｌの添加効果、すなわちめっき層中のＡｌによってスポット溶接の際に溶融Ｚｎと母材鋼板との直接的な接触を抑制又は低減して、当該めっき層中のＺｎの合金化を抑制するとともに、ＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減するというＡｌの添加効果を十分に発揮することができなくなる場合がある。したがって、Ｆｅ含有量は２．００％以下とする。Ｆｅ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下、１．５０％以下、１．３０％以下、１．２０％以下、１．００％以下、０．９０％以下、０．８０％以下、０．７０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
めっき層の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、めっき層は、任意選択で、Ｍｇ：０～１．５００％、Ｓｉ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃａ：０～４．０００％、Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｐ：０～０．５００％、及びＳｒ：０～０．５００％の少なくとも１種を含有してもよい。これらの任意選択元素は、めっき層を構成する上記基本成分、とりわけＡｌの作用及び機能を十分に発揮させる観点から、合計で５．０００％以下とする。任意選択元素は、合計で４．５００％以下、４．０００％以下、３．５００％以下、３．０００％以下、２．５００％以下、２．０００％以下、１．５００％以下又は１．０００％以下であってもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｍｇ：０～１．５００％］
Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、めっき層中に脆性な化合物であるＭｇＺｎ系化合物が多く生成する場合があり、加工性低下の原因となり得る。したがって、Ｍｇ含有量は１．５００％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は１．２００％以下、１．０００％以下、０．８００％以下又は０．５００％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０～１．０００％］
Ｓｉは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量は０％であってもよいが、必要に応じて、Ｓｉは０．０００１％以上又は０．００１％以上の量でめっき層中に含有されていてもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、めっき層のめっき密着性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～１．０００％］
Ｎｉは、めっき層の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、金属間化合物が多く形成し、耐食性を低下させる場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は１．０００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下又は０．４００％以下であってもよい。
［Ｃａ：０～４．０００％］
Ｃａは、めっき浴の濡れ性を確保するのに有効な元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０１０％以上、０．１００％以上又は１．０００％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有すると、めっき層中に硬い金属間化合物を多量に形成して、めっき層が脆くなり、鋼板との密着性を低下させる場合がある。したがって、Ｃａ含有量は４．０００％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は３．０００％以下、２．０００％以下又は１．５００％以下であってもよい。
［Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｐ：０～０．５００％及びＳｒ：０～０．５００％］
Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｐ及びＳｒは、めっき層中に含まれなくてもよいが、０．０００１％以上又は０．００１％以上の量においてめっき層中に存在し得る。これらの元素は、所定の含有量の範囲内であれば、めっき鋼板としての性能に悪影響は及ぼさない。しかしながら、各元素の含有量が過剰な場合には耐食性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｐ及びＳｒの含有量は０．５００％以下であることが好ましく、例えば０．３００％以下、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。同様に、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ａｇ及びＬｉの含有量は１．０００％以下であることが好ましく、例えば０．８００％以下、０．５００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
めっき層において、上記の元素以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
めっき層の化学組成は、母材鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定することができる。
めっき層としては、上記の化学組成を有する任意のめっき層であってよく特に限定されないが、例えば溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることが好ましい。例えば、合金化熱処理を施した場合には、めっき層中のＦｅ含有量が高くなり、最終的なめっき層において所望の化学組成及び「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を得ることができない場合がある。また、めっき層の厚さは、例えば３～５０μｍであってよい。めっき層の付着量は、特に限定されないが、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2であってよい。めっき層の付着量は、母材鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
［セパレーション部のめっき層におけるη相の面積率の割合：１０～１００％］
本発明の実施形態では、圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部のめっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％である。圧接部の端部から５００μｍの領域は熱影響部内の領域に相当することから、一般的にはスポット溶接時の入熱によってこの領域中のめっき層ではＺｎの合金化が進行しやすい。これに関連して、当該めっき層ではΓ相の割合が高くなり、Ｚｎを主体（Ｚｎ濃度９７原子％以上）とするη相の割合は相対的に低いものとなる。しかしながら、本発明の実施形態によれば、従来のＺｎ系めっき鋼板のスポット溶接の場合と比較して、圧接部直外のセパレーション部すなわち圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部においてη相の割合が比較的高いめっき層、具体的には上記のとおりη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０％以上のめっき層が形成される。η相の割合が比較的高いという事実は、スポット溶接の入熱によってもＺｎの合金化が十分には進行していないことを示唆するものであり、すなわち溶融Ｚｎと母材鋼板との直接的な接触が抑制又は低減されていることを示唆するものと言える。これに関連して、スポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入が抑制又は低減されることになるため、得られる溶接継手の耐ＬＭＥ性を向上させることが可能となる。したがって、溶接継手の耐ＬＭＥ性、さらには溶接部耐食性を向上させる観点からは、圧接部直外のセパレーション部におけるめっき層中のη相の割合は高いほどよい。例えば、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合は、好ましくは１５％以上、より好ましくは２５％以上、最も好ましくは４０％以上であり、例えば５０％以上、６０％以上又は７０％以上であってもよい。η相の割合は、めっき層全体のＡｌ含有量を増加させつつ、後で詳しく説明するめっき鋼板の製造方法を適用することで増加させることが可能である。例えば、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合を２５％以上又は４０％以上とするためには、めっき層全体のＡｌ含有量は０．３０％以上とすることが好ましい。一方で、上限は１００％以下の範囲で適切に設定することができる。例えば、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合は９５％以下、９０％以下、８５％以下又は８０％以下であってもよい。また、圧接部直外のセパレーション部におけるめっき層の組織は、主としてη相及びΓ相から構成される。特に限定されないが、η相及びΓ相の面積率の合計は７０％以上又は８０％以上であってよい。同様に、η相及びΓ相の面積率の合計は１００％以下、９５％以下又は９０％以下であってよい。
［セパレーション部のめっき層におけるη相の面積率の割合の測定方法］
圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部におけるη相の割合は、以下のようにして決定される。まず、スポット溶接部の断面試料を作製し、次いで電子プローブマイクロアナライザー付き走査電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＰＭＡ）により圧接部の端部を含む反射電子像（ＢＳＥ像）を得て、当該ＢＳＥ像からスポット溶接部の圧接部の端部及び当該圧接部の端部からセパレーション部に向かって５００μｍの領域（圧接部とセパレーション部との境界部）を特定する。次に、特定した境界部において元素分析を行い、当該境界部におけるη相の面積率とΓ相の面積率を特定する。具体的には、η相はＺｎ濃度が９７原子％以上、Ｆｅ濃度が３原子％以下、他の不純物が３原子％以下の相とし、Γ相はＺｎ濃度が８７原子％以上、Ｆｅ濃度が８～１３原子％、他の不純物が３原子％以下の相とする。ＳＥＭ画像の視野は１００μｍ×１００μｍであり、境界部のうち異なる５箇所について同様の元素分析を行い、各視野においてη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合を求める。最後に、それらを平均することでη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合を決定する。
［「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比：０．１０～１．５０］
本発明の実施形態では、熱影響部の外側のセパレーション部におけるめっき層をグロー放電発光分析法（ＧＤＳ）で測定した場合に、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が０．１０～１．５０であることが好ましい。ＧＤＳで測定した場合の「めっき層中心のＡｌ濃度」と「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比をこのような範囲内に制御することで、めっき層にＡｌを添加したことによる効果を十分に発揮して、スポット溶接の際に、圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部のめっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％の範囲内に制御されることを確実にすることができる。本発明の実施形態に係る溶接継手において、スポット溶接時のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減するという目的は、めっき層の化学組成と圧接部直外のセパレーション部におけるめっき層中のη相の割合を上で説明した範囲内に制御することで達成することが可能である。したがって、ＧＤＳによる上記要件は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴ではなく、セパレーション部のめっき層におけるη相の割合を所望の範囲内に確実に制御するための好ましい手段のうちの１つに過ぎない。特に限定されないが、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比は、例えば０．１５以上、０．２０以上、０．３０以上、０．４０以上又は０．５０以上であってもよい。同様に、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比は、１．４０以下、１．３０以下、１．２０以下、１．１０以下又は１．００以下であってもよい。
［「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比の測定方法］
「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比は、以下のようにして決定される。まず、溶接継手の熱影響部の外側のセパレーション部から５０ｍｍ×５０ｍｍのサイズに切断しためっき鋼板試料を得、次いで当該めっき鋼板試料をグロー放電発光分析（ＧＤＳ）測定することにより、めっき層の表面から深さ方向１００μｍまでのＡｌ濃度分布を得る。次に、ＧＤＳ測定にてＦｅ強度が母材鋼板のＦｅ強度（試料のめっき層の表面から深さ１００μｍ位置でのＦｅ強度）の５０％となる深さ位置でのＡｌ濃度を「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」として決定し、この深さ位置から表面までの距離をめっき層の厚さと定義する。当該めっき層の厚さの１／２位置におけるＧＤＳによるＡｌ濃度を「めっき層中心のＡｌ濃度」として決定し、最終的に「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を決定する。
［母材鋼板］
本発明の実施形態において、上記のめっき層を形成するための母材鋼板は、特に限定されず任意の適切な材料、特には冷延鋼板であってよい。例えば、母材鋼板は、めっき鋼板の引張強さが７８０ＭＰａ以上となるような化学組成を有する材料であってよい。一般に、ＬＭＥ割れは、比較的高い強度を有する鋼板をスポット溶接した場合にその発生が顕著となり、鋼板を高強度化するほどＬＭＥ割れの感受性が高まる傾向にあることが知られている。したがって、溶接継手において７８０ＭＰａ以上の高い引張強さを有するめっき鋼板を用いた場合には、ＬＭＥ割れの抑制効果が特に顕著なものとなる。
［母材鋼板の好ましい化学組成］
本発明は、上記のとおり、スポット溶接時のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減することができる溶接継手を提供することを目的とするものであって、重ね合わされた複数の鋼板のうち１枚以上を少なくとも重ね面に相当する表面にめっき層を備えためっき鋼板とし、当該めっき層が熱影響部の外側のセパレーション部において所定の化学組成を有するよう制御するとともに、圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部において、当該めっき層のη相の面積率の割合をη相及びΓ相の面積率の合計に対して１０～１００％の範囲内に制御することによって当該目的を達成するものである。したがって、上記のめっき層を備えた母材鋼板の化学組成自体は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴でないことは明らかである。以下、本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板に関する母材鋼板の好ましい化学組成について詳しく説明するが、これらの説明は、スポット溶接した場合にＬＭＥの発生が顕著となる７８０ＭＰａ以上の引張強さを有するめっき鋼板であって、すなわち、ＬＭＥ割れの抑制効果が特に顕著なめっき鋼板に関する母材鋼板の好ましい化学組成の単なる例示を意図するものであり、本発明をこのような特定の化学組成を有する母材鋼板を使用したものに限定することを意図するものではない。
本発明の実施形態において、例えば、母材鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～３．５０％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０～０．０２０％、
Ａｌ：０～１．０００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０～０．１５０％、
Ｔｉ：０～０．２０％、
Ｍｏ：０～３．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～３．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～０．５０％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、
ＲＥＭ：０～０．１０、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物
からなる化学組成を有することが好ましい。以下、各元素についてより詳しく説明する。
［Ｃ：０．０１～０．５０％］
Ｃは、安価に引張強さを増加させる元素であり、鋼の強度を制御するために重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．０５％以上、０．０８％以上、０．０９％以上、０．１０％以上、０．１１％以上、０．１２％以上又は０．１５％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｃ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．４０％以下、０．３５％以下又は０．３０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１～３．５０％］
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延板焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．１２％以上、０．１５％以上、０．３０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｓｉ含有量は３．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は２．５０％以下、２．００％以下又は１．５０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．１０～５．００％］
Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える元素であり、強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、１．００％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招く場合がある。このため、Ｍｎ含有量は５．００％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は４．００％以下、３．００％以下又は２．５０％以下であってもよい。
［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、粒界に偏析して鋼の脆化を促す元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｐ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方で、Ｐを過度に含有すると、上記のとおり粒界偏析により鋼の脆化を招く場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量は０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｓ：０．０３００％以下］
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｓ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓを過度に含有すると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招く場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は０．０２００％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｎ含有量の過度な低減は製造コストの大幅な増加を招く場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、Ｎを過度に含有すると、上記のとおり粗大な窒化物を形成して鋼板の加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は０．００８０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
母材鋼板の好ましい基本化学組成は上記のとおりである。さらに、母材鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて、Ｏ：０～０．０２０％、Ａｌ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～３．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．１０％、Ｃｏ：０～３．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１００％、及びＲＥＭ：０～０．１００％からなる群より選択される１種又は２種以上を含有してもよい。各元素は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。
母材鋼板において、上記の元素以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。母材鋼板における不純物とは、母材鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
母材鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、母材鋼板の化学組成は、まず機械研削によりめっき層を除去し、次いで誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
［母材鋼板の板厚］
母材鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば０．２ｍｍ以上であり、０．３ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は２．０ｍｍ以上であってもよい。同様に、母材鋼板の板厚は、例えば６．０ｍｍ以下であり、５．０ｍｍ以下又は４．０ｍｍ以下であってもよい。
［めっき鋼板の機械特性］
本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板は、任意の適切な引張強さを有することができ、特に限定されないが、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することが好ましい。上記のとおり、ＬＭＥ割れは、比較的高い強度を有する鋼板をスポット溶接した場合にその発生が顕著となる。このため、めっき鋼板が７８０ＭＰａ以上の高い引張強さを有する場合には、同じ引張強さを有する従来のめっき鋼板の場合と比較して、ＬＭＥ割れの抑制効果が特に顕著なものとなる。例えば、本発明の実施形態においては、めっき鋼板の引張強さは９８０ＭＰａ以上、１０８０ＭＰａ以上又は１１８０ＭＰａ以上であってもよい。上限は特に限定されないが、例えば、めっき鋼板の引張強さは２３００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下、１８００ＭＰａ以下又は１５００ＭＰａ以下であってもよい。引張強さは、試験片の長手方向がめっき鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定される。
＜めっき鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る溶接継手において使用するのに有用なめっき鋼板、より具体的には、グロー放電発光分析法（ＧＤＳ）で測定した場合に、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が０．１０～１．５０であるめっき層を備えためっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、当該めっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
めっき鋼板は、例えば、化学組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成する鋳造工程、鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程、熱延鋼板を巻取る巻取工程、巻取った熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、前処理工程、前処理した冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程、及び得られた母材鋼板にめっき層を形成するめっき工程を行うことで製造することができる。代替的に、熱延工程後に巻き取らず、酸洗してそのまま冷延工程を行ってもよい。以下、各工程について詳しく説明する。
［鋳造工程］
鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。
［熱延工程］
鋳造した鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００～１２５０℃であってよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上げ圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜決定することができる。例えば仕上げ圧延の終了温度は９００～１０５０℃であってよく、仕上げ圧延の圧下率は１０～５０％であってよい。
［巻取工程］
熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜決定することができ、例えば５００～８００℃であってよい。巻取る前又は巻取った後に巻き戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取工程は行わずに熱延工程後に酸洗して後述する冷延工程を行うこともできる。
［冷延工程］
熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜決定することができ、例えば２０～８０％であってよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却してもよい。
［前処理工程］
次に、冷延鋼板を焼鈍する前に所定の前処理工程を行うことが有効である。このような前処理工程としては、脱脂処理及び任意選択の研削処理を含むことができる。脱脂処理は、例えばｐＨ８．０以上の溶液中で冷延鋼板を通電すること（電解処理）を含むものであってよい。通電の際の電流密度は１．０～８．０Ａ／ｄｍ2であってよく、通電時間は５～１０秒間であってよい。一方、任意選択の研削処理は、重研削ブラシを用いて実施することが好ましい。重研削ブラシを用いた研削により冷延鋼板の表面に歪みを導入することで、焼鈍工程後のめっき工程の際にＦｅ－Ａｌバリア層の核生成が促進され、Ｆｅ－Ａｌバリア層を緻密化することができ、これに関連してＦｅ－Ａｌバリア層の成長速度が遅くなるため、厚さを薄くすることができる。その結果として、Ｆｅ－Ａｌバリア層の形成に消費されるＡｌ量を低減することができる。したがって、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中のＡｌ量を増加させることができるので、最終的に得られるめっき鋼板において、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を高めることができる。研削処理は、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシを用いて研削量１０～２００ｇ／ｍ2の条件下で冷延鋼板の表面を研削することにより実施することができる。重研削ブラシによる研削量は、当業者に公知の任意の適切な方法によって調整することができ、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシの本数、回転数、ブラシ圧下量、及び使用する塗布液などを適切に選択することによって調整することができる。
［焼鈍工程］
前処理工程を行った冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍工程の保持温度は７００～９００℃であることが好ましい。焼鈍工程の保持温度が９００℃超であると、鋼板表面に外部酸化層が生成し、めっき性が低下するおそれがある。上記保持温度までの昇温速度は、特に限定されないが１～１０℃／秒であってよい。上記保持温度での保持時間は、１０～３００秒であることが好ましく、８０～１２０秒であることがより好ましい。保持時間が３００秒超であると、外部酸化物が過剰に成長し、めっき性が低下するおそれがある。焼鈍工程における雰囲気の露点は、好ましくは－２０～１０℃であり、より好ましくは－１０～５℃である。露点が低すぎると、鋼板の表面上に外部酸化層が形成され、めっき性が低下する場合がある。一方で、露点が高すぎても、同様に鋼板表面に外部酸化物としてＦｅ酸化物が生成し、めっき性が低下する場合がある。また、焼鈍工程における雰囲気は、還元雰囲気、より具体的には窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば水素１～１０％の還元雰囲気（例えば、水素４％及び窒素バランス）であってよい。
［めっき工程］
次に、めっき工程において、冷延鋼板（母材鋼板）の少なくとも一方、好ましくは両方の表面に、上で説明した化学組成及び組織を有するめっき層が形成される。より具体的には、めっき工程は、例えば、めっき層の化学組成が上で説明した範囲内となるように成分調整しためっき浴を用いて溶融めっきにより行われる。めっき工程では、まず、鋼板をめっき浴に浸漬してから冷却開始までの時間を６秒以下に制御すること、次いで浴温（例えば４２０～４８０℃）から３７０℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上に制御することが極めて重要である。これらの要件を満足させることで、Ｆｅ－Ａｌバリア層を薄くして、当該Ｆｅ－Ａｌバリア層の形成に消費されるＡｌ量を低減することができ、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中に存在するＡｌ量を十分に確保することが可能となる。その結果として、最終的に得られるめっき鋼板において、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を０．１０以上とすることができる。一方で、これらの要件のうち一方でも満足しないと、すなわちめっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間が６秒を超えるか及び／又は浴温から３７０℃までの平均冷却速度が２０℃／秒未満になると、Ｆｅ－Ａｌバリア層の形成に多くのＡｌが消費されてしまい、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中のＡｌ量が低下してしまう。その結果として、最終的に得られるめっき鋼板において、所望の「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を得ることができなくなる。
溶接継手の耐ＬＭＥ性をより向上させる観点からは、めっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間はより短く、浴温から３７０℃までの平均冷却速度はより速いことが好ましい。例えば、めっき層全体のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、めっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間を４秒以下及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度を４０℃／秒以上とすることで、溶接継手の耐ＬＭＥ性をより向上させることが可能である。先に説明した前処理工程として重研削ブラシによる研削処理を実施する場合には、めっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間が６秒以下及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度を２０℃／秒以上の条件であっても、めっき層全体のＡｌ含有量が０．３０％以上の条件と組み合わせることにより、同様のより高い耐ＬＭＥ性を達成することができる。あるいはまた、めっき層全体のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、先に説明した前処理工程として重研削ブラシによる研削処理を実施し、さらにめっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間を４秒以下及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度を４０℃／秒以上とすることで、溶接継手の耐ＬＭＥ性をより顕著に向上させることが可能である。めっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間の下限は特に限定されないが、例えばめっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間は２秒以上であってもよい。同様に浴温から３７０℃までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば浴温から３７０℃までの平均冷却速度は８０℃／秒以下であってもよい。めっき工程の他の条件は、めっき層の厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。例えば、冷延鋼板をめっき浴に浸漬した後、これを引き上げ、ガスワイピング法により直ちにＮ2ガス又は空気を吹き付け、その後冷却するようにすることでめっき層の付着量を所定の範囲内、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2の範囲内に調整することができる。
本製造方法によって製造されためっき鋼板は、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が０．１０～１．５０の範囲内に制御されるため、スポット溶接において使用した際に、圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部において初期のめっき層の組織が変化し、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％のめっき層が形成され、これに関連して、スポット溶接時における溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を顕著に抑制又は低減することが可能となる。
［他の鋼板］
本発明の実施形態に係る溶接継手において使用される複数の鋼板のうち上で説明しためっき鋼板以外の鋼板としては、任意の適切な鋼板又はめっき鋼板を使用することが可能である。このような鋼板としては、例えば、めっき鋼板の好ましい実施形態と同様に７８０ＭＰａ以上の引張強強さを有していてもよいし又は７８０ＭＰａ未満の引張強さを有していてもよい。したがって、上で説明しためっき鋼板以外の鋼板については、溶接継手の用途や所望の特性、例えば所望の継手強度などに応じて、適切な鋼板又はめっき鋼板を適宜選択すればよい。
＜溶接継手の製造方法＞
本発明の実施形態に係る溶接継手は、全ての鋼板において上記のめっき鋼板を使用し、それらを重ね合わせた複数の鋼板、又は１以上の鋼板において上記のめっき鋼板を使用し、当該めっき鋼板を他の鋼板又は他のめっき鋼板と重ね合わせた複数の鋼板に対し、当業者に公知の任意の適切なスポット溶接方法を適用することによって製造することが可能である。例えば、上記のようにして重ね合わされた複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて加圧しながら通常の条件下で電極間に通電することによりナゲット及びその周囲に圧接部を形成することで本発明の実施形態に係る溶接継手を製造することが可能である。スポット溶接の条件は、当業者に公知の任意の適切な条件であってよい。例えば、溶接電極はドームラジアス型の先端直径６～８ｍｍの溶接電極であってよく、加圧力は１．５～６.０ｋＮ、通電時間は０．１～１．０ｓ（５～５０サイクル、電源周波数５０Ｈｚ）、通電電流は４～１５ｋＡ、打角（電極の軸方向と、鋼板の表面に垂直な方向とがなす角度）は０～１０°であってよい。
上記のようにして製造された溶接継手によれば、めっき層にＡｌを添加したことによる効果を十分に発揮して、圧接部直外のセパレーション部におけるめっき層中のη相の割合を所望の範囲内に制御することができ、これに関連してスポット溶接の際の溶融Ｚｎの鋼板内部への侵入を抑制又は低減することが可能となる。したがって、このような溶接継手によれば、同様の化学組成を有するめっき層、より具体的には同様のＡｌ含有量を有するＺｎ系めっき層を備えた従来のめっき鋼板を使用した場合と比較して、より優れた耐ＬＭＥ性を実現することが可能となり、特に自動車分野の使用において衝突安全性の向上と長寿命化を通して、産業の発展に貢献することができる。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
以下の実施例では、めっき鋼板を種々の条件下で製造し、製造されためっき鋼板をスポット溶接することによって製造された溶接継手の耐ＬＭＥ性について調べた。
［めっき鋼板の製造］
まず、質量％で、Ｃ：０．１５％、Ｓｉ：１．００％、Ｍｎ：２．６０％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００２０％、Ｎ：０．０１００％、Ａｌ：０．０２０並びに残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して鋼片を形成し、当該鋼片を一旦冷却した後、１２００℃に再加熱して熱間圧延し、次いで６００℃で巻き取った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施し、仕上げ圧延の終了温度は９５０℃、仕上げ圧延の圧下率は３０％であった。次に、得られた熱延鋼板に酸洗を施し、次いで圧下率５０％で冷間圧延して、１．６ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を得た。次に、得られた冷延鋼板について、ｐＨ９．２の溶液中で５．０Ａ／ｄｍ2の電流密度で８秒間通電する前処理を行い、次いで、必要に応じて、冷延鋼板に２．０％のＮａＯＨ水溶液を塗布した後、重研削ブラシ（ホタニ社製Ｄ－１００）を用いて１０～２００ｇ／ｍ2の研削量、ブラシ圧下量２．０ｍｍ及び回転数６００ｒｐｍにて冷延鋼板の表面を研削し、当該冷延鋼板の表面に歪みを導入した。各冷延鋼板に関する重研削ブラシによる研削の有無は表１に示すとおりである。
次に、各冷延鋼板を１００ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断し、次いで露点０℃、保持温度８７０℃及び保持時間１００秒の条件下で焼鈍処理（焼鈍雰囲気：水素４％及び窒素バランス）を行った。全ての鋼板試料において、焼鈍時の昇温速度は５℃／秒とした。次に、切断した鋼板試料を所定の浴組成を有する溶融亜鉛めっき浴を用いて、表１に示す浴温、めっき浴浸漬から冷却開始までの時間、及び浴温～３７０℃の平均冷却速度の条件下でめっき処理を行うことにより、鋼板試料の両方の表面にめっき層が形成されためっき鋼板試料を得た。めっき付着量は、めっき浴への浸漬後、鋼板試料を引き上げ、冷却開始前にＮ2ガスワイピングにより片面当たり５０ｇ／ｍ2に調整した。比較例２８では、溶融亜鉛めっき処理後に５２０℃×１０秒の合金化熱処理を行った。
［めっき鋼板の引張強さ］
引張強さは、試験片の長手方向がめっき鋼板試料の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定した。その結果、全てのめっき鋼板試料において引張強さは７８０ＭＰａ以上であった。
［めっき層中のＡｌ濃度分布の測定］
まず、めっき鋼板試料を５０ｍｍ×５０ｍｍのサイズに切断し、次いで切断しためっき鋼板試料をＧＤＳ測定することにより、めっき層の表面から深さ方向１００μｍまでのＡｌ濃度分布を得た。次に、ＧＤＳ測定にてＦｅ強度が母材鋼板のＦｅ強度（試料のめっき層の表面から深さ１００μｍ位置でのＦｅ強度）の５０％となる深さ位置でのＡｌ濃度を「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」として決定し、この深さ位置から表面までの距離をめっき層の厚さと定義した。当該めっき層の厚さの１／２位置におけるＧＤＳによるＡｌ濃度を「めっき層中心のＡｌ濃度」として決定し、最終的に「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比を決定した。その結果、全ての実施例（発明例）のめっき鋼板試料において、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比は０．１０～１．５０の範囲内に制御されていた。
［溶接継手の製造］
得られためっき鋼板試料うち、１００×１００ｍｍのサイズのめっき鋼板試料をスポット溶接に供した。５０ｍｍ×１００ｍｍのサイズに切断したものを２枚準備し、これら２枚のめっき鋼板試料に対して、ドームラジアス型の先端直径８ｍｍの溶接電極を用いて、打角５°、加圧力４．０ｋＮ、通電時間０．５秒、及び通電電流９ｋＡにてスポット溶接を行うことで、溶接継手を製造した。
［めっき層の化学組成分析］
めっき層の化学組成は、溶接継手の熱影響部の外側のセパレーション部から採取した３０ｍｍ×３０ｍｍのサンプルをインヒビター（朝日化学工業製イビット）入りの１０％ＨＣｌ水溶液に浸漬し、めっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶解しためっき成分をＩＣＰ発光分光法によって測定することにより決定した。その結果を表１に示す。
［セパレーション部のめっき層におけるη相の面積率の割合の測定］
圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部におけるη相の割合は、以下のようにして決定した。まず、スポット溶接部の断面試料を作製し、次いでＳＥＭ－ＥＰＭＡにより圧接部の端部を含むＢＳＥ像を得て、当該ＢＳＥ像からスポット溶接部の圧接部の端部及び当該圧接部の端部からセパレーション部に向かって５００μｍの領域（圧接部とセパレーション部との境界部）を特定した。次に、特定した境界部において元素分析を行い、境界部におけるη相の面積率とΓ相の面積率を特定した。具体的には、η相はＺｎ濃度が９７原子％以上、Ｆｅ濃度が３原子％以下、他の不純物が３原子％以下の相とし、Γ相はＺｎ濃度が８７原子％以上、Ｆｅ濃度が８～１３原子％、他の不純物が３原子％以下の相とした。ＳＥＭ画像の視野は１００μｍ×１００μｍであり、境界部のうち異なる５箇所について同様の元素分析を行い、各視野においてη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合を求めた。最後に、それらを平均することでη相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合を決定した。これに関連して、全ての実施例（発明例）の溶接継手において、圧接部の端部から５００μｍの領域のセパレーション部におけるη相及びΓ相の面積率の合計は８０％以上であった。
［耐ＬＭＥ性の評価］
製造した溶接継手の溶接部を断面研磨した後、光学顕微鏡で観察し、圧接部周辺のセパレーション部の断面に生じたＬＭＥ割れの長さを測定し、以下のようにして耐ＬＭＥ性を評価した。
ＡＡＡ：ＬＭＥ割れなし、
ＡＡ ：ＬＭＥ割れ長さ０μｍ超～１００μｍ、
Ａ ：ＬＭＥ割れ長さ１００μｍ超～５００μｍ、
Ｂ ：ＬＭＥ割れ長さ５００μｍ超
［溶接部耐食性の評価］
製造した溶接継手に化成・電着塗装を施し、ＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従って複合サイクル腐食試験に供して、鋼材の腐食状況により、スポット溶接部の耐食性を評価した。各評価用サンプルについて、上記腐食試験の完了後、スポット溶接部の発錆状況に応じ、赤錆が生じるそれぞれのサイクルを基に、以下の評価基準で溶接部耐食性を評価した。
ＡＡＡ：２４０超～３６０サイクルで赤錆発生なし
ＡＡ ：１８０超～２４０サイクルで赤錆発生なし
Ａ ：９０超～１８０サイクルで赤錆発生なし
Ｂ ：９０サイクルで赤錆発生あり
耐ＬＭＥ性の評価がＡＡＡ、ＡＡ及びＡの場合を、スポット溶接時のＬＭＥ割れの発生を抑制又は低減することができる溶接継手として評価した。その結果を下表１に示す。
表１を参照すると、比較例２６では、めっき層全体のＡｌ含有量が低かったために、Ａｌ添加によるＬＭＥ割れの抑制効果を十分に発揮することができず、耐ＬＭＥ性が低下した。比較例２７では、めっき層全体のＡｌ含有量が高かったために、めっき層の融点が低下したものと考えられる。その結果として、スポット溶接の際にめっき層中のＺｎが溶融しやすくなり、耐ＬＭＥ性が低下した。比較例２８では、合金化熱処理によりめっき層中のＦｅ含有量が高くなり、所望のめっき化学組成が得られず、また「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比も０．１０未満となった。これに関連して、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が０％となった。比較例２８では、所望の「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が得られなかったために、めっき層中のＡｌによってスポット溶接の際に溶融Ｚｎと母材鋼板との直接的な接触を抑制又は低減することができず、当該めっき層中のＺｎの合金化が促進されたものと考えられる。また、その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。比較例２９では、めっき浴浸漬から冷却開始までの時間が長かったために、Ｆｅ－Ａｌバリア層の形成に多くのＡｌが消費されてしまい、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中のＡｌ量が低下してしまったと考えられる。その結果として、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が０．１０未満となり、比較例２８の場合と同様の理由から、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が低下し、耐ＬＭＥ性が低下した。比較例３０では、浴温～３７０℃の平均冷却速度が遅かったために、Ｆｅ－Ａｌバリア層の形成に多くのＡｌが消費されてしまい、Ｆｅ－Ａｌバリア層以外のめっき層中のＡｌ量が低下してしまったと考えられる。その結果として、「めっき層中心のＡｌ濃度」／「Ｆｅ濃度が母材鋼板の５０％となるめっき層位置のＡｌ濃度」の比が０．１０未満となり、比較例２８及び２９の場合と同様の理由から、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が低下し、耐ＬＭＥ性が低下した。また、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が低い比較例２６及び２８～３０では、Ｚｎを主体とするη相の割合が低かったために、溶接部耐食性も低下した。
これとは対照的に、全ての実施例に係る溶接継手において所定のめっき化学組成を有し、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合を１０～１００％の範囲内に制御することで、めっき層にＡｌを添加したことによる効果を十分に発揮してＬＭＥ割れを確実に抑制又は低減することができ、さらにはＺｎを主体とするη相の割合が高かったために溶接部耐食性も向上した。とりわけ、めっき層全体のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、焼鈍工程の前処理として重研削ブラシによる研削を実施した実施例３～５（ただしめっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間は６秒及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度は２０℃／秒）並びにめっき層全体のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、めっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間を４秒及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度を４０℃／秒とした実施例１６（重研削ブラシによる研削なし）では、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が２５％以上となり、その結果として耐ＬＭＥ性及び溶接部耐食性の評価もＡＡとなり、さらに耐ＬＭＥ性及び溶接部耐食性が向上した。加えて、めっき層全体のＡｌ含有量を０．３０％以上とするとともに、焼鈍工程の前処理として重研削ブラシによる研削を実施し、さらにめっき浴への鋼板の浸漬開始から冷却開始までの時間を４秒及び浴温から３７０℃までの平均冷却速度を４０℃／秒とした実施例６～１５、１７及び１９～２５では、圧接部直外のめっき層におけるη相の面積率の割合が４０％以上となり、その結果として耐ＬＭＥ性及び溶接部耐食性の評価もＡＡＡとなり、耐ＬＭＥ性及び溶接部耐食性がより一層向上した。
１ 溶接継手
１１ 鋼板
１２ ナゲット
１３ 圧接部
１４ 圧接部端部
１５ 熱影響部
１６ スポット溶接部
１７ セパレーション部
１８ めっき層

Claims (5)

  1. 重ね合わされた複数の鋼板と、
    前記複数の鋼板を接合するナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部と、
    前記圧接部の周囲に位置するセパレーション部と
    を備える溶接継手であって、
    前記複数の鋼板のうち１枚以上が、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面のうち、少なくとも前記複数の鋼板の重ね面に相当する表面に形成されためっき層とを備えるめっき鋼板であり、
    前記熱影響部の外側の前記セパレーション部における前記めっき層が、質量％で、
    Ａｌ：０．１０～１．５０％、及び
    Ｆｅ：０．０１～２．００％
    を含有し、さらに、
    Ｍｇ：０～１．５００％、
    Ｓｉ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｃａ：０～４．０００％、
    Ｓｂ：０～０．５００％、
    Ｐｂ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～１．０００％、
    Ｓｎ：０～１．０００％、
    Ｔｉ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～１．０００％、
    Ｎｂ：０～１．０００％、
    Ｚｒ：０～１．０００％、
    Ｍｎ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ａｇ：０～１．０００％、
    Ｌｉ：０～１．０００％、
    Ｌａ：０～０．５００％、
    Ｃｅ：０～０．５００％、
    Ｂ ：０～０．５００％、
    Ｙ ：０～０．５００％、
    Ｐ ：０～０．５００％、及び
    Ｓｒ：０～０．５００％
    の少なくとも１種を合計で５．０００％以下含有し、
    残部がＺｎ及び不純物からなる化学組成を有し、
    前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が１０～１００％であることを特徴とする、溶接継手。
  2. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が２５～１００％であることを特徴とする、請求項１に記載の溶接継手。
  3. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．３０～１．５０％を含有し、前記圧接部の端部から５００μｍの領域の前記セパレーション部の前記めっき層において、η相及びΓ相の面積率の合計に対するη相の面積率の割合が４０～１００％であることを特徴とする、請求項１に記載の溶接継手。
  4. 前記めっき層が溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の溶接継手。
  5. 前記めっき鋼板が７８０ＭＰａ以上の引張強さを有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の溶接継手。
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