CN117836457A - 钢焊接构件 - Google Patents

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CN117836457A CN202280056495.2A CN202280056495A CN117836457A CN 117836457 A CN117836457 A CN 117836457A CN 202280056495 A CN202280056495 A CN 202280056495A CN 117836457 A CN117836457 A CN 117836457A
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竹林浩史
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Abstract

本发明提供点焊部具有高的耐LME性的钢焊接构件。一种钢焊接构件，其特征在于，其是在钢材的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件，上述Zn系镀覆钢材中的至少一个具有780MPa以上的抗拉强度，该上述钢材具有下述成分组成：以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.2～3.0％、Mn：0.1～5.0％、sol.Al：0.4～1.50％等、剩余部分由Fe及杂质构成，在上述点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自上述Zn系镀层的Zn侵入到上述钢材中的Zn侵入深度减去上述钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。

Description

钢焊接构件
技术领域
本发明涉及钢焊接构件。更具体而言，本发明涉及点焊部具有高的耐LME性的钢焊接构件。
背景技术
近年来，关于在汽车、建材等各种领域中使用的钢板，正在开展高强度化。例如，在汽车领域中，为了提高燃料效率而以车体的轻量化为目的，正在增加使用高强度钢板。这样的高强度钢板典型而言为了提高钢的强度而含有C、Si及Mn等元素。
一般而言，这样的高强度钢板特别是在屋外使用的情况下，为了确保强度及图案设计性，要求高的耐蚀性。作为提高了耐蚀性的钢板，已知有在钢板上形成有Zn系镀层(例如Zn-Al镀层、Zn-Al-Mg镀层等)的Zn系镀覆钢板。
例如，使用Zn系镀覆钢板而形成的汽车用构件通常大多会在通过压制加工等而成形后进行焊接(例如点焊)并组装。因而，就多个镀覆钢板介由焊接部进行接合而成的该构件而言，不仅要求镀覆钢板自身的耐蚀性，而且还要求焊接部(例如点焊部)的耐LME性。一般而言，已知焊接部与没有实施焊接的健全部相比耐蚀性低劣。
与此相关联地，在专利文献1中公开了一种焊接方法，其通过即使是在焊接通电结束后也继续焊接电极的加压保持(延长焊接后保持时间)来抑制LME，能够形成高品质的点焊接头。此外，在专利文献2中公开了一种对高强度镀覆钢板进行点焊而得到的接头的耐蚀性、抗拉强度及疲劳强度提高方法，其特征在于，从点焊部的单面或双面，对熔核部和其周围的热影响部的开裂产生部实施超声波冲击处理。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2017-047475号公报
专利文献2：日本特开2005-103608号公报
发明内容
发明所要解决的课题
高强度的镀覆钢板在汽车用构件、家电制品、建材等各种领域中被使用。
在对在高强度钢板上设置有Zn系镀层等的镀覆钢板进行焊接加工的情况下，该镀覆钢板由于在高温(例如900℃左右)下被加工，因此会以镀层中所含的Zn熔融的状态被加工。该情况下，熔融的Zn有可能侵入到钢中而在钢板内部产生开裂。这样的现象被称为液态金属脆化(LME)，已知因该LME而引起钢板的疲劳特性降低。因此，为了防止LME开裂，抑制镀层中所含的Zn等侵入到钢板中是有效的。
在专利文献1中，虽然对焊接残留应力与熔融金属的侵入的关系进行了研究，但对用于提高点焊部的耐LME性的金属组织并没有进行任何研究。此外，专利文献2中记载的发明是通过实施超声波冲击处理来修复在点焊部等处产生的开裂从而防止水分浸入开裂中来提高耐蚀性的发明，因此在专利文献2中对于提高焊接状态的点焊部的耐LME性未必进行了充分的研究。
本发明鉴于这样的实情，课题是提供点焊部具有高的耐LME性的钢焊接构件。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了解决上述课题，发现下述事项：在点焊部的压接部的端部附近的组织中，通过使Zn等熔融金属扩散到晶体粒子内从而相对地抑制Zn等熔融金属侵入并蓄积到晶体晶界处，这对于耐LME性的提高是重要的；以及，在对具有包含这样的Zn等熔融金属容易扩散的晶体粒子的钢材组织的Zn系镀覆钢材进行焊接的情况下，Zn向钢材(晶体粒子内)的扩散(侵入)深度与钢材中形成的内部氧化层的深度相比变得更深，发现：通过使用由本发明规定的Zn系镀覆钢材，使得该镀覆钢材的点焊部的耐LME性大大提高。
本发明是基于上述认识而进行的，其主旨如下所述。
(1)一种钢焊接构件，其特征在于，其是在钢材的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件，
上述Zn系镀覆钢材中的至少一个具有780MPa以上的抗拉强度，
该上述钢材具有下述成分组成：以质量％计含有：
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％、及
REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，
在上述点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自上述Zn系镀层的Zn侵入到上述钢材中的Zn侵入深度减去上述钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。
(2)根据(1)所述的钢焊接构件，其特征在于，上述差为1.5～10.0μm的范围内。
(3)根据(1)或(2)所述的钢焊接构件，其在上述点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域中，上述Zn系镀层具有以质量％计含有Al：0.3～1.5％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。
(4)根据(1)或(2)所述的钢焊接构件，其在上述点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域中，上述Zn系镀层具有以质量％计含有Al：0％以上且低于0.1％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。
发明效果
根据本发明，在对多个Zn系镀覆钢材进行点焊而得到的钢焊接构件中，通过在点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内，能够提供点焊部的耐LME性大大提高的钢焊接构件。其结果是，变得能够提供整体的耐LME性优异的构件、特别是汽车用构件。
附图说明
图1是用于说明本发明的例示的钢焊接构件的点焊部的截面图。
图2是用于说明本发明的例示的钢焊接构件的压接部的端部及端部附近区域的图，是图1的虚线部的放大图。
图3是关于本发明的例示的钢板的截面的照片。
图4是关于本发明的例示的钢板的截面(内部氧化层)的概略图。
图5是说明Zn侵入深度与内部氧化层深度的关系的示意图。
具体实施方式
<钢焊接构件>
本发明的钢焊接构件的特征在于，其是在钢材的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件，
上述Zn系镀覆钢材中的至少一个具有780MPa以上的抗拉强度，
该上述钢材(上述至少一个Zn系镀覆钢材)具有下述成分组成：以质量％计含有：
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％、及
REM：0～0.100％、剩余部分由Fe及杂质构成，
在上述点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自上述Zn系镀层的Zn侵入到上述钢材中的Zn侵入深度减去上述钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。
近年来，例如对于汽车用构件，为了提高燃料效率而要求轻量化，为了达成轻量化，在汽车用构件中使用所谓的高强度钢板(例如抗拉强度为440MPa以上)。这样的高强度钢板、特别是在屋外使用的高强度钢板从确保强度及图案设计性的观点出发要求高的耐蚀性，近年来，作为耐蚀性优异的高强度钢板，大量使用在钢板上形成有Zn系镀层的Zn系镀覆钢板。另一方面，汽车用构件通常在将上述镀覆钢板通过压制加工等来进行成形后，通过进行焊接(例如点焊)来组装成所期望的构件形状。因而，汽车用构件由于在镀覆钢材间包含点焊部，因此不仅要求镀覆钢板的部分具有高的耐LME性，而且还要求在点焊部附近也具有高的耐LME性。另一方面，该点焊部与没有实施焊接的健全部相比，来自Zn系镀层的Zn容易侵入到钢板内部。因此，由于在点焊部附近Zn的侵入进展，变得容易产生LME，导致作为汽车用构件有可能无法担保所期望的特性(特别是关于强度的特性)。此外，耐LME性会在下文进行叙述，但一般而言，通过焊接后的LME开裂的有无和其长度来进行评价(开裂越长，则耐LME性越降低。)。因此，仅通过耐LME性，无法评价强度本身。于是，作为前提，焊接前的镀覆钢板本身需要具有规定的强度。
于是，本发明的发明者们对提高点焊部附近的耐LME性的方法进行了详细研究，结果发现：通过对具有规定的化学组成的钢材，进行作为退火前处理的特定的磨削处理和规定的条件下的退火处理，并在所得到的钢材上形成Zn系镀层来得到Zn系镀覆钢材，对该Zn系镀覆钢材进行点焊来制作钢焊接构件，从而与使用了以往的镀覆钢材的情况相比，能够大大提高点焊部的耐LME性。对这样制造的钢焊接构件的点焊部的压接部的端部进行详细分析时，判明了：在距离该端部为10～300μm的区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。因此，发现：通过在压接部的端部附近，使来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度比内部氧化层的深度仅大(深)规定的距离，从而与使用以往的镀覆钢材而制作的钢焊接构件相比，点焊部附近的耐LME性大大提高。虽然不期望被拘束于特定的理论，但作为点焊部的耐LME性提高的理由，考虑如下。大概而言，在钢材的表层中形成包含粒状型内部氧化物的内部氧化层。使钢材表层中的Zn的扩散(侵入)深度比钢材表层中形成的内部氧化层的深度更深通过下述事项来实现：使Zn等熔融金属扩散到构成钢材表层组织的晶体粒子内。该情况下，可相对地抑制Zn等熔融金属侵入到晶体晶界处。作为LME的原因之一，由于据称侵入到晶界处的Zn成为起点而产生开裂，因此通过使Zn等熔融金属向晶粒内扩散来抑制向晶体晶界的扩散，从而耐LME性提高。即，在对本发明中规定的镀覆钢材进行点焊的情况下，Zn等熔融金属扩散到晶粒内，可抑制向晶体晶界的扩散，能够大大提高点焊部附近的耐LME性，此外，在Zn等向钢材中的侵入深度比内部氧化层深度深的情况下，可以视为Zn等熔融金属向晶粒内扩散了。因此，本发明的发明者们开发了特别是在汽车用构件中极为有利的点焊部具有高的耐LME性的钢焊接构件。
以下，对本发明的钢焊接构件进行详细说明。本发明的钢焊接构件是在钢材(例如钢板)的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件。因此，该钢焊接构件是Zn系镀覆钢材通过点焊而组合多个(即2个以上)来构成的，Zn系镀覆钢材具有钢材和形成于该钢材上的Zn系镀层。也可以在钢材与镀层之间包含其他的层(例如Ni镀层等)。本发明的钢焊接构件在Zn系镀覆钢材间包含至少一个点焊部，也可以包含2个以上的点焊部。Zn系镀层可以形成于钢材的单面，也可以形成于双面上。但是，为了得到本发明的钢焊接构件，进行点焊的2个Zn系镀覆钢材中的至少1个将具有Zn系镀层的面作为点焊接合面。进而，为了得到本发明的钢焊接构件，Zn系镀覆钢材中的至少一个具有780MPa以上的抗拉强度，具有特定的成分组成。该情况下，在焊接部中该钢材能够实现高的耐LME性。当然，如果焊接的对象材为与该至少一个Zn系镀覆钢材同质的钢材，则在该对象材的焊接部的焊接部也能够实现高的耐LME性。图1中示出了本发明的例示的钢焊接构件1的点焊部的截面。钢焊接构件1介由点焊部21而接合有2个Zn系镀覆钢材11。点焊部21典型而言由熔核部23及压接部25构成。
[抗拉强度]
本发明的至少一个Zn系镀覆钢材优选具有高强度，具体而言是指具有780MPa以上的抗拉强度。例如，抗拉强度也可以为780MPa以上、800MPa以上、900MPa以上。抗拉强度的上限没有特别限定，但从确保韧性的观点出发，例如为2000MPa以下即可。抗拉强度的测定只要采集JIS5号拉伸试验片并依据JIS Z 2241(2011)进行即可。拉伸试验片的长度方向没有特别限定，也可以为与轧制方向成直角的方向。
[钢材]
以下，对本发明中的至少一个Zn系镀覆钢材的钢材进行详细说明。钢材的形状没有特别限定，但优选为钢板。在本发明中的钢材为钢板的情况下，其板厚没有特别限定，但例如可以为0.1～3.2mm。
(钢材的成分组成)
对本发明中的至少一个Zn系镀覆钢材的钢材中所含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在成分组成中的数值范围中，使用“～”表示的数值范围只要没有特别指定，则是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。
(C：0.05～0.40％)
C(碳)是在确保钢的强度方面重要的元素。如果C含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，有可能因C含量的不足而得不到优选的微细的铁素体相内的微细内部氧化物的形态。因此，C含量为0.05％以上，优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.12％以上。另一方面，如果C含量过量，则有可能焊接性降低。因此，C含量为0.40％以下，优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。
(Si：0.2～3.0％)
Si(硅)是对提高钢的强度而言有效的元素。如果Si含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，Si与Mn一起形成氧化物，作为钉扎粒子发挥功能，有助于铁素体相的微细化。即，如果Si不足，则有可能在钢板的表层附近不会充分地生成优选的微细的铁素体相及其铁素体相内的微细内部氧化物。因此，Si含量为0.2％以上，优选为0.3％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1.0％以上。另一方面，如果Si含量过量，则有可能引起表面性状的劣化，还有可能导致外部氧化生长的促进。因此，Si含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
(Mn：0.1～5.0％)
Mn(锰)是对通过得到硬质组织来提高钢的强度而言有效的元素。如果Mn含量不足，则有可能无法确保充分的强度。进而，Mn与Si一起形成氧化物，作为钉扎粒子发挥功能，有助于铁素体相的微细化。即，如果Mn不足，则有可能在钢板的表层附近不会充分地生成优选的微细的铁素体相及其铁素体相内的微细内部氧化物。因此，Mn含量为0.1％以上，优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上，进一步优选为1.5％以上。另一方面，如果Mn含量过量，则有可能因Mn偏析而使金属组织变得不均匀，加工性降低，还有可能导致外部氧化生长的促进。因此，Mn含量为5.0％以下，优选为4.5％以下，更优选为4.0％以下，进一步更优选为3.5％以下。
(sol.Al：0.4～1.50％)
Al(铝)是作为脱氧元素起作用的元素。如果Al含量不足，则有可能无法确保充分的脱氧的效果。进而，有可能在钢板的表层附近不会充分地生成优选的氧化物、特别是微细的铁素体相的微细内部氧化物。Al与Si、Mn一起被含有于内部氧化物中，作为钉扎粒子发挥功能，有助于铁素体相的微细化。Al含量也可以为0.4％以上，但为了更充分地得到微细的铁素体相的微细内部氧化物，Al含量为0.5％以上，优选为0.6％以上，更优选为0.7％以上为宜。另一方面，如果Al含量过量，则有可能引起加工性的降低、表面性状的劣化，还有可能导致外部氧化生长的促进。因此，Al含量为1.50％以下，优选为1.20％以下，更优选为0.80％以下。Al含量是指所谓的酸可溶Al的含量(sol.Al)。
(P：0.0300％以下)
P(磷)一般是被含有于钢中的杂质。P含量超过0.0300％时，有可能焊接性降低。因此，P含量为0.0300％以下，优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0050％以下。P含量的下限没有特别限定，但从制造成本的观点出发，P含量也可以为超过0％或0.0001％以上。
(S：0.0300％以下)
S(硫)一般是被含有于钢中的杂质。S含量超过0.0300％时，有可能焊接性降低，进而MnS的析出量增加从而弯曲性等加工性降低。因此，S含量为0.0300％以下，优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。S含量的下限没有特别限定，但从脱硫成本的观点出发，S含量也可以为超过0％或0.0001％以上。
(N：0.0100％以下)
N(氮)一般是被含有于钢中的杂质。N含量超过0.0100％时，有可能焊接性降低。因此，N含量为0.0100％以下，优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。N含量的下限没有特别限定，但从制造成本的观点出发，N含量也可以为超过0％或0.0010％以上。
(B：0～0.010％)
B(硼)由于是提高淬透性而有助于强度的提高、而且在晶界处偏析来强化晶界从而提高韧性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，B含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，B含量为0.010％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。
(Ti：0～0.150％)
Ti(钛)由于是以TiC的形式在钢的冷却中析出、有助于强度提高的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Ti含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.005％以上，进一步更优选为0.010％以上。另一方面，如果过量含有Ti，则有可能生成粗大的TiN而损害韧性，因此Ti含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
(Nb：0～0.150％)
Nb(铌)由于是通过淬透性的提高而有助于强度提高的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Nb含量为0％以上，优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，Nb含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.060％以下。
(V：0～0.150％)
V(钒)由于是通过淬透性的提高而有助于强度提高的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，V含量为0％以上，优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上，进一步优选为0.030％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，V含量为0.150％以下，优选为0.100％以下，更优选为0.060％以下。
(Cr：0～2.00％)
Cr(铬)由于对提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的，因此也可以根据需要来含有。因此，Cr含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，如果过量含有Cr，则有可能大量形成Cr碳化物，反而损害淬透性，因此Cr含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Ni：0～2.00％)
Ni(镍)由于对提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的，因此也可以根据需要来含有。因此，Ni含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，Ni的过量添加会导致成本的上升，因此Ni含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Cu：0～2.00％)
Cu(铜)由于对提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的，因此也可以根据需要来含有。因此，Cu含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.50％以上，进一步更优选为0.80％以上。另一方面，从抑制韧性降低、铸造后的板坯开裂、焊接性降低的观点出发，Cu含量为2.00％以下，优选为1.80％以下，更优选为1.50％以下。
(Mo：0～1.00％)
Mo(钼)对提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的，因此也可以根据需要来含有。因此，Mo含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.30％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，Mo含量为1.00％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。
(W：0～1.00％)
W(钨)对提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的，因此也可以根据需要来含有。因此，W含量为0％以上，优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.30％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，W含量为1.00％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。
(Ca：0～0.100％)
Ca(钙)由于是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Ca含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上，进一步更优选为0.020％以上。另一方面，如果过量含有Ca，则有可能表面性状的劣化明显化，因此Ca含量为0.100％以下，优选为0.080％以下，更优选为0.050％以下。
(Mg：0～0.100％)
Mg(镁)由于是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Mg含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，如果过量含有Mg，则有可能表面性状的劣化明显化，因此Mg含量为0.100％以下，优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。
(Zr：0～0.100％)
Zr(锆)由于是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Zr含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，如果过量含有Zr，则有可能表面性状的劣化明显化，因此Zr含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
(Hf：0～0.100％)
Hf(铪)由于是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Hf含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，如果过量含有Hf，则有可能表面性状的劣化明显化，因此Hf含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。
(REM：0～0.100％)
REM(稀土类元素)由于是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，REM含量为0％以上，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另一方面，如果过量含有REM，则有可能表面性状的劣化明显化，因此REM含量为0.100％以下，优选为0.050％以下，更优选为0.030％以下。需要说明的是，REM是Rare Earth Metal的缩写，是指属于镧系元素系列的元素。REM通常以混合稀土合金的形式添加。
在本发明的钢板中，上述成分组成以外的剩余部分由Fe及杂质构成。这里，所谓杂质是指在工业上制造钢板时通过以矿石、废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，容许在不对本发明的钢板的特性造成不良影响的范围内被含有的成分。
在本发明中，钢板的成分组成的分析只要使用本领域技术人员所公知的元素分析法即可，例如通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)来进行。但是，对于C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定为宜，对于N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定为宜。这些分析只要以对钢板通过依据JIS G0417：1999的方法进行采集而得到的样品来进行即可。需要说明的是，在附着有镀层的情况下，可以通过将镀层溶解于加有抑制钢板腐蚀的抑制剂的酸溶液中，将除去镀层的钢板进行ICP(高频电感耦合等离子体)发光分光法，从而确定钢板的成分组成。测定钢板的成分组成的位置优选为点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域。在热影响(HAZ)部，钢板的成分组成有可能发生变动，有可能无法准确地测定，因此优选在点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域、且没有受到由焊接产生的热影响的所谓的非热影响部(非HAZ部)测定成分组成。
此外，对于sol.Al的量，通过以下的步骤进行测定即可。具体而言，将钢板电解，对滤纸所回收的残渣通过电感耦合等离子体质谱法进行分析。将检测到的Al量作为析出Al量。另一方面，不将钢板电解，测定T.Al(也称为“全Al”)。将从T.Al中减去析出Al量而得到的值定义为sol.Al。
[表层]
在本发明中，钢板的“表层”是指从钢板的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)在板厚方向上至规定的深度为止的区域，“规定的深度”典型而言为50μm以下。需要说明的是，本实施方案的微细的铁素体相及其内部氧化物的形状、数密度等在“表层”中的从钢板表面(镀层与钢板的界面)向钢板侧为深度2μm的范围内进行测定。有时将该范围称为“表层附近”。此外，如下文所述的那样，点焊部包含钢板成分和/或镀层成分熔融凝固的部分，钢板表面(镀层与钢板的界面)是难以判别的。因此，“表层”及“表层附近”在点焊部以外进行判别。
如图3中例示的那样，在优选的实施方案的镀覆钢板中，在钢板的表层中存在微细的铁素体相及其内部的微细内部氧化物。
[铁素体相]
在本实施方案中，“铁素体相”是指构成钢的基体的晶粒、具有铁素体的晶体结构的晶相。实际上，铁素体相在钢板的表层中典型而言以球状或大致球状三维地存在，因此在对钢板表层截面进行观察的情况下，该铁素体相典型而言以圆状或大致圆状被观察到。
(铁素体相的当量圆直径)
在本实施方案中，铁素体相的当量圆直径为1μm(1000nm)以下，有时将该范围的铁素体相称为微细的铁素体相。通过将当量圆直径控制在这样的范围，能够使微细的铁素体相分散于钢板的表层附近，微细的铁素体相的微细内部氧化物作为对在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果当量圆直径变得超过1μm(1000nm)，则有可能铁素体相的数目降低，有可能得不到优选的数密度。铁素体相的当量圆直径不特别限定下限，但为了能够包含后述的微细内部氧化物，也可以为2nm以上、优选为10nm以上。
(铁素体相的数密度)
在优选的实施方案中，在表层附近(从表层至深度为2μm为止的区域)，微细的铁素体相的数密度为2～30个/μm2。通过将数密度控制在这样的范围，能够使微细的铁素体相在钢板的表层中大量地分散，能够在其内部包含微细内部氧化物。该微细内部氧化物作为对在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。由于铁素体相的当量圆直径是微细(当量圆直径为1μm以下)的，因此(与粗大的铁素体相相比)，侵入到铁素体相中的Zn快速地到达至微细内部氧化物，该Zn被快速地捕获。相反，如果铁素体相粗大，则侵入到铁素体相中的Zn到达至微细内部氧化物需要时间，该Zn有可能不被捕获。因此，如果微细的铁素体相的数密度低于2个/μm2，则相对地粗大的铁素体相变多，作为Zn的捕获位点的微细内部氧化物的大部分变得存在于粗大的铁素体相中，不作为Zn的捕获位点充分地发挥功能，有可能得不到良好的耐LME性。微细的铁素体相的数密度优选为3个/μm2以上，更优选为4个/μm2以上，进一步优选为5个/μm2以上。从包含作为Zn的捕获位点发挥功能的微细内部氧化物的观点出发，微细的铁素体相越大量地存在越优选。但是，在一般的制造条件下，微细的铁素体相的数密度的上限成为30个/μm2以下，因此优选的实施方案中的微细的铁素体相的数密度的上限设定为30个/μm2以下，也可以为25个/μm2以下、20个/μm2以下。
铁素体相的尺寸(当量圆直径)及数密度通过扫描型电子显微镜(SEM)及透射型电子显微镜(TEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板表层截面进行观察，得到包含铁素体相的SEM图像。从截面SEM图像中，按照包含镀层与钢板的界面的方式使用FIB加工来采集TEM观察用的试验片。在TEM观察中，在从钢板表面(镀层与钢板的界面)向钢板侧为深度2μm的范围内，确定符合本实施方案中所示的形状的铁素体相(当量圆直径为1μm以下)，测定其数密度。作为观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为距离钢板表面为2.0μm，关于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述TEM图像的任意位置的1.0μm。换言之，观测视场区域为2.0μm×1.0μm。接着，抽取出如上述那样得到的各区域的TEM图像，为了将各铁素体相(与晶界(或相界面))分开而进行二值化，由各二值化图像算出各铁素体相的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径即当量圆直径，求出该铁素体相的当量圆直径(nm)，将当量圆直径为1μm以下(1000nm以下)的范围者作为本实施方式的微细的铁素体相。进一步数出各二值化图像内的微细的铁素体相的个数。将这样操作而求出的10个部位的区域的合计的微细的铁素体相的个数的平均值作为微细的铁素体相的数密度(个/μm2)。需要说明的是，在铁素体相的仅一部分在观察区域中被观察到的情况下，即在铁素体相的轮廓没有全部在观察区域内的情况下，不作为个数计入。
[微细内部氧化物]
在优选的实施方案中，“微细内部氧化物”是指存在于上述的微细的“铁素体相”的内部的氧化物。也可以在一个铁素体相中存在多个微细内部氧化物，各微细内部氧化物的位置也可以没有按照特定的规则(例如以直线状)配置，而是无序地配置。
(微细内部氧化物的粒径)
在优选的实施方案中，微细内部氧化物的粒径的当量圆直径为2nm～100nm。通过将粒径控制为这样的范围，能够使微细内部氧化物分散于存在于钢板的表层附近的微细的铁素体相中，该微细内部氧化物作为对在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果粒径变得超过100nm，则有可能微细内部化物的数目降低，有可能得不到优选的数密度。微细内部氧化物越微细，则比表面积变得越高，作为捕获位点的反应性越提高，因此微细内部氧化物的粒径也可以为50nm以下、优选为20nm以下或低于20nm。另一方面，下限为2nm以上。其理由是由于：有可能每一个粒子可捕获的Zn的量降低，无法充分地捕获Zn，不作为Zn的捕获位点充分地发挥功能。
微细内部氧化物的形状没有特别限定，但长宽比(横穿微细内部氧化物的最大线段长度(长径)/与长径垂直的横穿微细内部氧化物的最大线段长度(短径))也可以为1.5以上，其短径也可以为低于20nm。虽然不期望被拘束于特定的理论，但据认为：如果微细内部氧化物的长宽比变高，则与侵入到铁素体相中的Zn发生接触的可能性提高，Zn的捕获效率提高。
(微细内部氧化物的数密度)
此外，优选微细内部氧化物的数密度为3个/μm2以上。通过将数密度控制为这样的范围，能够使存在于钢板的表层中的微细的铁素体相中大量地包含微细内部氧化物，该微细内部氧化物作为对在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果数密度低于3个/μm2，则有可能作为Zn的捕获位点的数密度不充分，微细内部氧化物不作为Zn的捕获位点充分地发挥功能，得不到良好的耐LME性。微细内部氧化物的数密度优选为6个/μm2以上，更优选为8个/μm2以上，进一步优选为10个/μm2以上。从作为Zn的捕获位点发挥功能的观点出发，微细内部氧化物越大量地存在越优选，但由于包含微细内部氧化物的铁素体相的当量圆直径为1μm以下，因此微细内部氧化物的数密度也可以设置上限，也可以为30个/μm2以下、25个/μm2以下、20个/μm2以下。
微细内部氧化物的粒径及数密度通过与铁素体相同样的方法，用扫描型电子显微镜(SEM)及透射型电子显微镜(TEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板表层截面进行观察，得到包含微细内部氧化物的SEM图像。从截面SEM图像中，按照包含镀层与钢板的界面的方式，使用FIB加工来采集TEM观察用的试验片。在TEM观察中，在从钢板表面(镀层与钢板的界面)向钢板侧为深度2μm的范围内，确定符合优选的实施方案中所示的形状的微细内部氧化物(粒径为2～100nm)，测定其数密度。作为观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为距离钢板表面为2.0μm，关于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述TEM图像的任意位置的1.0μm。换言之，观测视场区域为2.0μm×1.0μm。接着，抽取出如上述那样得到的各区域的TEM图像，为了将微细内部氧化物部分与钢部分分开而进行二值化，由各二值化图像算出微细内部氧化物部分的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径即当量圆直径，求出该微细内部氧化物的粒径(nm)，将粒径为2nm～100nm的范围者作为优选的实施方式的微细内部氧化物。进一步数出各二值化图像内的微细内部氧化物的个数。将这样操作而求出的10个部位的区域的合计的微细内部氧化物的个数的平均值作为微细内部氧化物的数密度(个/μm2)。需要说明的是，在微细内部氧化物的仅一部分在观察区域中被观察到的情况下，即在微细内部氧化物的轮廓没有全部在观察区域内的情况下，不作为个数计入。
[微细氧化物的成分组成]
在优选的实施方案中，微细内部氧化物除了包含氧以外，还包含上述的钢板中所含的元素中的1种或2种以上，典型而言，具有包含Si、O及Fe、根据情况进一步包含Mn、Al的成分组成。该微细内部氧化物除了这些元素以外还可以包含上述的钢板中可被包含的元素(例如Cr等)。虽然不期望被拘束于特定的理论，但据认为如果在微细内部氧化物中包含Al，则作为Zn的捕获位点的效果提高，优选微细内部氧化物中所含有的Al的含有率高，也可以为20质量％以上。在微细内部氧化物为Al与O的氧化物、所谓的氧化铝的情况下，氧化物中的Al含有率变得最高，成为53质量％，也可以将其设定为Al含有率的上限。
[内部氧化层]
此外，在本发明的镀覆钢板中，在钢板的表层中存在内部氧化层。在钢板的制造中，一般在轧制后进行退火处理那样的热处理。此外，在高强度钢板中典型地被包含的元素中的作为易氧化元素的Si、Mn、Al有可能在上述热处理时与气氛中的氧结合，在钢板的表面附近形成包含氧化物的层。作为这样的层的形态，可列举出：在钢板的外部(表面)以膜的形式形成包含Si、Mn、Al的氧化物的形态(外部氧化层)；和在钢板的内部(表层)形成氧化物的形态(内部氧化层)。在本发明中，“内部氧化层”是指钢板的表层且包含“粒状型氧化物”的区域。
[粒状型氧化物]
在本发明中，所谓“粒状型氧化物”是指在钢的晶相(晶体粒子的织构)中以粒状分散的氧化物。其中，“粒状型氧化物”设定为不包含存在于上述的微细的铁素体相内的微细内部氧化物。此外，所谓“粒状”是指在钢的晶相内彼此分开地存在，例如是指具有1.0～5.0的长宽比(横穿粒状型氧化物的最大线段长度(长径)/与长径垂直的横穿氧化物的最大线段长度(短径))。所谓“以粒状分散”是指氧化物的各粒子的位置没有沿着特定的规则(例如以直线状)配置，而是无序地配置。实际上，粒状型氧化物在钢板的表层中典型而言以球状或大致球状三维地存在，因此在对钢板表层截面进行观察的情况下，该粒状型氧化物典型而言以圆状或大致圆状被观察到。在图4中，作为例子，示出了看上去为大致圆状的粒状型氧化物45。
(粒径)
在优选的实施方案中，粒状型氧化物的粒径为150nm～600nm。通过将粒径控制为这样的范围，能够使粒状型氧化物在钢板的表层中分散，粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下的氢侵入的氢的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果粒径变得超过600nm，则有可能粒状型氧化物的数目降低，有可能得不到优选的数密度。粒状型氧化物的粒径的下限为150nm以上。设定为粒状型氧化物的粒径的下限(150nm)是为了从测定精度的观点出发，避免微细的铁素体相内的微细内部氧化物与粒状型氧化物的判定变得困难的情况。此外，粒状型氧化物越微细，则比表面积变得越高，作为捕获位点的反应性越提高，但有可能每一个粒子可捕获的氢的量降低，无法充分地捕获氢，不作为氢的捕获位点充分地发挥功能。
(粒状型氧化物的数密度)
优选粒状型氧化物的数密度为4.0个/25μm2以上。通过将数密度控制为这样的范围，能够使细粒状型氧化物在钢板的表层中大量地分散，粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下的氢侵入的氢的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果数密度低于4.0个/25μm2，则有可能作为氢的捕获位点的数密度不充分，粒状型氧化物不作为氢的捕获位点充分地发挥功能。粒状型氧化物的数密度优选为6.0个/25μm2以上，更优选为8.0个/25μm2以上，进一步优选为10.0个/25μm2以上。从作为氢的捕获位点发挥功能的观点出发粒状型氧化物越大量地存在越优选，但有可能粒状型氧化物成为LME开裂的起点，超过30个/25μm2时有可能耐LME性降低，因此粒状型氧化物的数密度也可以为30个/25μm2以下、25个/25μm2以下、20个/25μm2以下。
粒状型氧化物的粒径及数密度通过扫描型电子显微镜(SEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板表层截面进行观察，得到包含粒状型氧化物的SEM图像。从该SEM图像中，作为观察区域，合计选择10处5.0μm(深度方向)×5.0μm(宽度方向)的区域。作为各区域的观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为从钢板表面至20.0μm为止的区域中的5.0μm，关于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述SEM图像的任意位置的5.0μm。接着，抽取出如上述那样选择的各区域的SEM图像，为了将氧化物部分与钢部分分开而进行二值化，由各二值化图像算出粒状型氧化物部分的面积，作为具有与该面积相等的面积的圆的直径即当量圆直径，求出该粒状型氧化物的粒径(nm)，将粒径为150nm～600nm的范围者作为粒状型氧化物。进一步数出各二值化图像内的粒状型氧化物的个数。将这样操作而求出的10处区域的合计的粒状型氧化物的个数的平均值作为粒状型氧化物的数密度(个/25μm2)。需要说明的是，在粒状型氧化物的仅一部分在观察区域中被观察到的情况下，即在粒状型氧化物的轮廓没有全部在观察区域内的情况下，不作为个数计入。
[粒状型氧化物的成分组成]
在本发明中，粒状型氧化物(以下也简称为氧化物)除了包含氧以外，还包含上述的钢板中所含的元素中的1种或2种以上，典型而言，具有包含Si、O及Fe、根据情况进一步包含Mn、Al的成分组成。该氧化物除了这些元素以外还可以包含上述的钢板中可被包含的元素(例如Cr等)。
<镀覆钢板>
本发明的镀覆钢板在上述的本发明的钢板上具有包含Zn的镀层。该镀层可以形成于钢板的单面，也可以形成于双面。作为包含Zn的镀层，例如可列举出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层、电镀合金锌层等。更具体而言，作为镀覆种，例如可以使用Zn-0.2％Al(GI)、Zn-(0.3～1.5)％Al、Zn-4.5％Al、Zn-0.09％Al-10％Fe(GA)、Zn-1.5％Al-1.5％Mg或Zn-11％Al-3％Mg-0.2％Si、Zn-11％Ni、Zn-15％Mg等。在本发明中，Zn系镀层只要包含Zn即可，也包含最多的成分不是Zn的镀层。需要说明的是，也可以在钢材与Zn系镀层之间包含其他的层。
[Zn系镀层的成分组成]
对优选的实施方式中的Zn系镀层中所含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在关于镀层的成分组成中的数值范围中，使用“～”表示的数值范围只要没有特别指定，则是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。
(Al：0～60.0％)
Al是通过与Zn一起被包含或进行合金化来提高镀层的耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Al含量也可以为0％。为了形成包含Zn和Al的镀层，优选Al含量为0.01％以上为宜，例如可以为0.1％以上、0.3％以上、0.5％以上、1.0％以上或3.0％以上。另一方面，Al超过60.0％时，提高耐蚀性的效果饱和，因此Al含量为60.0％以下为宜，例如可以为55.0％以下、50.0％以下、40.0％以下、30.0％以下、20.0％以下、10.0％以下或5.0％以下。虽然详细的机理不清楚，但在镀层中的Al在0.3～1.5％的范围的情况下，通过Al的效果而使Zn侵入钢晶界的速度大幅降低，能够提高耐LME性。因此，从耐LME性提高的观点出发，镀层中的Al优选为0.3～1.5％。另一方面，电镀的单位面积重量容易通过电量来控制，因此也可以将镀层中的Al设定为0％以上且低于0.1％。典型而言，镀层也可以为以质量％计含有Al：0.3～1.5％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成，镀层也可以为以质量％计含有Al：0％以上且低于0.1％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。通过该范围的成分组成的镀层，能够进一步提高耐LME性。
(Mg：0～15.0％)
Mg是通过与Zn及Al一起被包含或进行合金化来提高镀层的耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Mg含量也可以为0％。为了形成包含Zn、Al和Mg的镀层，优选Mg含量为0.01％以上为宜，例如可以为0.1％以上、0.5％以上、1.0％以上或3.0％以上。另一方面，Mg超过15.0％时，在镀浴中Mg不会完全溶解而作为氧化物浮游，如果用该镀浴进行镀锌，则有可能氧化物附着于镀覆表层而引起外观不良或产生未镀覆部，因此Mg含量为15.0％以下为宜，例如可以为10.0％以下、5.0％以下。
(Fe：0～15.0％)
Fe是在钢板上形成包含Zn的镀层后对镀覆钢板进行热处理的情况下可通过从钢板扩散而被包含在镀层中。因此，在未进行热处理的状态下，Fe不被包含在镀层中，因此Fe含量也可以为0％。此外，Fe含量也可以为1.0％以上、2.0％以上、3.0％以上、4.0％以上或5.0％以上。另一方面，Fe含量为15.0％以下为宜，例如也可以为12.0％以下、10.0％以下、8.0％以下或6.0％以下。
(Si：0～3.0％)
Si是如果被包含在含有Zn的镀层、特别是Zn-Al-Mg镀层中则进一步提高耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Si含量也可以为0％。从耐蚀性提高的观点出发，Si含量例如也可以为0.005％以上、0.01％以上、0.05％以上、0.1％以上或0.5％以上。此外，Si含量也可以为3.0％以下、2.5％以下、2.0％以下、1.5％以下或1.2％以下。
镀层的基本的成分组成如上所述。进而，镀层也可以任选地含有Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％、Sr：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％及Mn：0～1.00％中的1种或2种以上。虽没有特别限定，但从充分地发挥构成镀层的上述基本成分的作用及功能的观点出发，这些任选添加元素的合计含量优选设定为5.00％以下，更优选设定为2.00％以下。
在镀层中上述成分以外的剩余部分由Zn及杂质构成。所谓镀层中的杂质是指在制造镀层时由于以原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分，不是对镀层有意添加的成分。在镀层中，作为杂质，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内微量地包含除上文说明的基本成分及任选添加成分以外的元素。
镀层的成分组成可以通过下述方式来确定：在加有抑制钢板腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，对所得到的溶液通过ICP(高频电感耦合等离子体)发光分光法进行测定。需要说明的是，在本实施方式的钢焊接部中，测定镀层的成分组成的位置优选为点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域。在热影响(HAZ)部中，镀层的成分组成有可能发生变动，有可能无法准确地测定，因此优选在点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域、且没有受到由焊接产生的热影响的所谓的非热影响部(非HAZ部)测定成分组成。
镀层的厚度例如可以为3～50μm。此外，镀层的附着量没有特别限定，但例如每单面可以为10～170g/m2。在本发明中，镀层的附着量是将镀层溶解于加有抑制基底金属腐蚀的抑制剂的酸溶液中，由镀层溶解前后的重量变化来确定。
[点焊部]
本发明的钢焊接构件在上述的Zn系镀覆钢材间包含至少一个点焊部。因此，多个(2个以上)Zn系镀覆钢材通过点焊进行接合。图1是用于说明本发明的例示的钢焊接构件的点焊部的截面图。在图1中，2个Zn系镀覆钢材11介由点焊部21进行接合。通常，如果对2个Zn系镀覆钢材11进行点焊，则如图1那样，在被电极加压的部分形成被称为熔核部23的钢成分和/或镀层成分熔融凝固的部分，而且在该熔核部23的外侧形成上述成分不熔融而接合的压接部25。因而，点焊部21包含熔核部23及压接部25，典型而言仅由熔核部23及压接部25构成。熔核部23及压接部25由于成分组成不同，因此例如可以通过扫描型电子显微镜(SEM)的反射电子图像(BSE图像)来容易地判别。在本发明中，对于熔核部23的形状、组成没有特别限定。
(压接部)
本发明的钢焊接构件在点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到上述钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10μm的范围内(Zn侵入深度深)。优选由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差为1.5～10μm的范围内(Zn侵入深度深)。这里，在本发明中，所谓“压接部的端部”是指多个Zn系镀覆钢材中的点焊部的端部、且多个Zn系镀覆钢材通过焊接被接合的部分(压接部)与没有被接合的部分的边界部。更详细而言，“压接部的端部”存在于图1的虚线内，在图2中以编号27表示。因此，“距离压接部的端部为10～300μm的区域”是指从2个Zn系镀覆钢材的接合部25与非接合部28(也称为分离部28)的边界(图2的编号27)至沿与熔核部23的方向相反的方向(图2中为右侧)延伸的10～300μm为止的Zn系镀覆钢材的区域。在图2中，将该区域的镀层以编号29(网状图案)表示。以下，将点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域也简称为“端部附近区域”。
(Zn侵入深度)
本发明的钢焊接构件在端部附近区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中，将该侵入深度也简称为“Zn侵入深度”。Zn侵入深度可以通过对钢材的截面组织用SEM-EDS进行元素分析，得出Zn的组成比而容易地鉴定。深度的起点是钢板表面(镀层与钢板的界面)，越进入钢材内部，则Zn侵入深度越大(越深)。Zn侵入深度有可能因测定部位而发生变动，因此SEM倍率以2000倍以上，选定任意的5个视场(各视场区域为30μm×30μm)，对镀层与钢材(基底金属)的界面成为视场的中心附近的位置进行观察，将5个视场中的最大Zn侵入深度作为“Zn侵入深度”。
虽然不期望被拘束于特定的理论，但在本发明中，作为来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的作用机理，考虑为如以下所述。通过焊接加工，在端部附近区域中，镀层中所含的Zn熔融。熔融的Zn从设置有镀层的钢板的界面(镀层与钢板的界面)逐渐向钢板的深度方向扩散。此时，熔融的Zn沿着构成钢板组织的晶粒的晶界逐渐扩散，与此同时从晶界也向晶粒的晶内扩散。如果在晶粒内存在微细内部氧化物，则Zn被该微细内部氧化物捕获。在优选的实施方案中，由于钢板表层附近的铁素体相是微细的，因此(与铁素体相粗大的情况相比)，晶界(或相界面)的路径多，并且从晶界(或相界面)至晶内(或相内)的微细内部氧化物为止的距离短，因此熔融的Zn被铁素体相内的微细内部氧化物快速地捕获。通过这样的捕获作用从钢板的界面朝向内部被反复，从而来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材的内部。需要说明的是，即使是在Zn扩散到钢板的表层中的情况下，钢板的表层的金属组织典型而言也由比钢板的内部(例如板厚的1/8位置或1/4位置)更为软质的金属组织构成，因此即使在钢板的表层中存在(扩散)Zn，液态金属脆化(LME)开裂也不会特别成为问题。
(内部氧化层的深度)
在本发明的钢板中，内部氧化层是形成于钢板内部的层，包含粒状型氧化物45。因此，所谓“内部氧化层”是从钢板的表面至存在粒状型氧化物的最远位置为止的区域相连而成的。因而，所谓“内部氧化层的深度”如图4中以“Rn”表示的那样，是指从钢板41的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)起沿钢板41的板厚方向(与钢板的表面垂直的方向)前进的情况下的从钢板41的表面至存在粒状型氧化物45的最远位置为止的距离。但是，实际的钢板的表面存在凹凸，根据选择钢板表面的哪个部位(点)而距离钢板表面最远的粒状型氧化物45的位置也发生变动，因此在端部附近区域的范围内，沿钢板41的截面横向(与钢板41的表面平行的方向)以适当的测定间隔，选择10处观测区域(各观测区域的视场区域为30μm×30μm)。该10处观测区域也可以有时重复，但按照实质上观测的钢板的宽度的合计长度L0成为100μm的方式进行调整。所测定的结果中，将从钢板的表面至存在粒状型氧化物的最远位置为止的距离作为“内部氧化层的深度”(Rn)。将10处观测区域中的各个内部氧化层的深度的平均值作为“内部氧化层的平均深度”(有时也称为“R”)。在图4中，作为“内部氧化层的深度”(Rn)的例子，示出了从钢板的表面至存在于最深位置处的粒状型氧化物45为止的距离。在本发明的钢板中，内部氧化层的平均深度R的下限没有特别限定，但如果过浅，则有可能粒状型氧化物45无法充分地分散，因此为1.0μm以上，优选为2.0μm以上，更优选为3.0μm以上，进一步优选为4.0μm以上。平均深度R的上限没有特别限定，但实质上为30μm以下。
内部氧化层的深度Rn如图4中所示的那样通过对钢板41的表层进行截面观察来确定。具体的测定方法如下所述。对钢板41的表层的截面通过SEM进行观察。观察位置在端部附近区域的范围内，随机地选择1处，从此处以适当的测定间隔，选择全部10处观测区域(各观测区域的视场区域为30μm×30μm)。由对各观测区域进行观察而得到的SEM图像测定表面的长度L(即SEM图像的宽度)。10处观测区域也可以有时重复，但实质上观测的钢板的宽度的合计长度L0设定为100μm，测定的深度设定为从钢板的表面至30μm为止的区域。接着，由10处的各观测区域的SEM图像确定粒状型氧化物45的位置，从所确定的粒状型氧化物45中，选出存在于距离钢板的表面为最远位置处的粒状型氧化物45中的任一者，测定从钢板41的表面至粒状型氧化物45中的任一者所存在的最远位置为止的距离作为“各观测区域中的内部氧化层的深度”。在10处观测区域的测定结果中，求出从钢板41的表面至粒状型氧化物45中的任一者所存在的最远位置为止的距离作为“内部氧化层的深度”(Rn)。求出在10处测定的“各观测区域中的内部氧化层的深度”的平均值作为“内部氧化层的平均深度”(有时也称为“R”)。
(Zn侵入深度-内部氧化层深度≥0.1μm)
图5是说明Zn侵入深度与内部氧化层深度的关系的示意图。大体上，钢材的表层的Zn侵入深度比内部氧化层深度更大(深)意味着Zn等熔融金属扩散到构成钢材表层组织的晶体粒子内，到达至比粒状内部氧化物更深的位置。如果该深度之差为0.1μm以上，则Zn等充分地扩散到钢板表层的金属晶粒内，相对地抑制Zn等向晶体晶界的侵入，耐LME性提高。Zn的侵入深度越深，则Zn等向晶粒内的扩散越进展，越抑制向晶体晶界的侵入，耐LME性越提高，因此是优选的。因此，也可以为Zn侵入深度-内部氧化层深度≥1.5μm。更优选该差也可以为2.0μm以上，进一步优选也可以为3.0μm以上。另一方面，即使该差变得过大，耐LME性的提高的效果也饱和，因此也可以将差的上限设定为10.0μm。即，Zn侵入深度-内部氧化层深度≤10.0μm。
<钢焊接构件的制造方法>
以下，对本发明的钢焊接构件的优选的制造方法进行说明。以下的说明旨在例示出用于制造本发明的钢焊接构件的特征性方法，并不意图将该钢焊接构件限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。
本发明的钢焊接构件通过进行下述工序来获得：制作钢材的钢材制作工序；在各钢材的表面形成Zn系镀层来制作Zn系镀覆钢材的镀覆工序；将2个镀覆钢材通过点焊进行接合的焊接工序。为了获得本发明的钢焊接构件、更具体而言在端部附近区域中由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内的钢焊接构件，在钢材制作工序中，在钢材的表层中形成微细的铁素体相以及在其内部形成微细内部氧化物是有效的。如果以在钢材的内部形成有这些微细的铁素体相及微细内部氧化物的状态形成Zn系镀层后进行点焊，则镀层成分的Zn等的熔融部分在压接部的端部附近即端部附近区域流出，熔融的Zn从设置有镀层的钢板的界面(镀层与钢板的界面)逐渐向钢板的深度方向扩散。此时，熔融的Zn沿着构成钢板组织的晶粒的晶界逐渐扩散，与此同时从晶界也向晶粒的晶内扩散。由于钢板表层附近的铁素体相是微细的，因此(与铁素体相粗大的情况相比)，晶界(或相界面)的路径多，并且从晶界(或相界面)至晶内(或相内)的内部氧化物为止的距离短，因此熔融的Zn的由铁素体相的内部氧化物进行的捕获快速地进行。因此，Zn等充分地扩散到钢板表层的金属晶粒内，相对地抑制Zn等向晶体晶界侵入，耐LME性提高。为了在钢材的表层中形成微细的铁素体相以及在其内部形成微细内部氧化物，在轧制后进行规定的退火前处理工序(磨削工序)之后以规定的条件进行退火工序是有效的。以下，以采用钢板作为钢材的情况为例，对钢材制作工序、镀覆工序及焊接工序进行说明。需要说明的是，钢材可以为任意形状，使用钢板以外的钢材的情况下的钢焊接构件的制造方法只要按照本技术领域中公知的方法适宜变更即可。
<钢板的制造方法>
以下，对本发明的钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明旨在例示出用于制造本发明的钢板的特征性方法，并不意图将该钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。
本发明的钢板例如可以通过进行下述工序来获得：将调整了成分组成的钢液进行铸造来形成钢坯的铸造工序；将钢坯进行热轧来得到热轧钢板的热轧工序；将热轧钢板进行卷取的卷取工序；将卷取后的热轧钢板进行冷轧来得到冷轧钢板的冷轧工序；将冷轧钢板进行酸洗的酸洗工序；对酸洗后的冷轧钢板进行刷子磨削处理的前处理工序；及将前处理后的冷轧钢板进行退火的退火工序。作为替代，也可以在热轧工序后不进行卷取，而进行酸洗并直接进行冷轧工序。
[铸造工序]
铸造工序的条件没有特别限定。例如只要在利用高炉、电炉等而进行的熔炼后，接着进行各种二次精炼，接着通过通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造等方法进行铸造即可。
[热轧工序]
可以将如上述那样铸造的钢坯进行热轧来得到热轧钢板。热轧工序通过将所铸造的钢坯直接进行热轧或暂且冷却后进行再加热并热轧来进行。在进行再加热的情况下，钢坯的加热温度例如为1100℃～1250℃即可。在热轧工序中，通常会进行粗轧和精轧。各轧制的温度、压下率只要根据所期望的金属组织、板厚来适宜变更即可。例如也可以将精轧的结束温度设定为900～1050℃，将精轧的压下率设定为10～50％。
[卷取工序]
热轧钢板可以在规定的温度下进行卷取。卷取温度只要根据所期望的金属组织等来适宜变更即可，例如为500～800℃即可。也可以在卷取之前或卷取之后开卷，对热轧钢板给予规定的热处理。作为替代，也可以不进行卷取工序而在热轧工序后进行酸洗并进行后述的冷轧工序。
[冷轧工序]
对热轧钢板进行酸洗等之后，可以将热轧钢板进行冷轧来得到冷轧钢板。冷轧的压下率只要根据所期望的金属组织、板厚来适宜变更即可，例如为20～80％即可。在冷轧工序后，例如进行空气冷却而冷却至室温即可。
[前处理工序]
为了在最终得到的钢板的表层中得到微细的铁素体相以及在其内部得到微细内部氧化物，在将冷轧钢板进行退火之前进行规定的前处理工序是有效的。通过该前处理工序，能够向钢板中更有效地导入应变，通过应变可促进钢板的金属组织的位错，在退火时氧变得容易沿着该位错而侵入到钢的内部，从而在钢板的内部变得容易生成氧化物。其结果是，对铁素体相的内部氧化物的数密度的增加变得有利。此外，内部氧化物作为钉扎粒子发挥功能，有助于铁素体相的微细化。因而，在进行了这样的前处理工序的情况下，在后述的退火工序中容易生成所期望的微细的铁素体相以及在其内部容易生成微细内部氧化物。该前处理工序包含用强力磨削刷对冷轧钢板表面进行磨削(刷子磨削处理)。作为强力磨削刷，也可以使用HOTANI公司制D-100。在进行磨削时在钢板表面涂布NaOH为1.0～5.0％的水溶液为宜。刷子压下量为0.5～10.0mm、转速为100～1000rpm为宜。通过控制为这样的涂布液条件、刷子压下量、转速来进行刷子磨削处理，从而在后述的退火工序中，能够在钢板的表层附近有效地形成微细的铁素体相及其内部氧化物。
[退火工序]
对进行了上述前处理工序的冷轧钢板进行退火。退火例如优选以施加0.1～20MPa的张力的状态来进行。如果在退火时施加张力，则变得能够更有效地向钢板中导入应变，通过应变可促进钢板的金属组织的位错，氧变得容易沿着该位错而侵入到钢的内部，从而在钢板的内部变得容易生成氧化物。其结果是，对微细的铁素体相的微细内部氧化物的数密度的增加变得有利。
从生成微细的铁素体相及其内部的微细内部氧化物的观点出发，退火工序的保持温度为700℃～900℃为宜。如果退火工序的保持温度低于700℃，则有可能不会充分大量地生成内部氧化物。此外，由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，还有可能铁素体相会粗大化。因此，有可能耐LME性变得不充分，而且有可能得不到充分的强度。另一方面，如果退火工序的保持温度超过900℃，则有可能内部氧化物会粗大化，有可能不会生成所期望的内部氧化物。此外，如果超过900℃，则即使形成了内部氧化物，也有可能铁素体相急剧地生长而得不到所期望的微细的铁素体相。因此，有可能耐LME性变得不充分。直至上述保持温度为止的升温速度没有特别限定，但以1～10℃/秒来进行即可。此外，升温也可以通过1～10℃/秒的第1升温速度和与该第1升温速度不同的1～10℃/秒的第2升温速度来以2个阶段进行。
上述退火工序的保持温度下的保持时间为0～300秒钟为宜，优选为50～130秒钟。保持时间为0秒意味着将升温过程在规定露点下进行热处理，在刚达到规定温度后不进行等温保持地进行冷却。即使保持时间为0秒，也能够在升温过程中生成微细内部氧化物，得到耐LME性。另一方面，如果保持时间超过300秒钟，则有可能内部氧化物会粗大化，有可能耐LME性变得不充分。
在退火工序的升温中及保持(等温)中，从生成微细的铁素体相及其内部的微细内部氧化物的观点出发，进行加湿。加湿在升温中至少从300℃开始。在300℃以上，钢板中的铁素体相内的位错作为氧扩散路径起作用，可促进由加湿气氛中所含的氧带来的铁素体相内的内部氧化物的生成。一般而言，在从300℃左右至保持温度为止的升温中进行加湿由于促进外部氧化膜的形成，降低镀覆性，因此本领域技术人员避免从上述那样的升温过程进行加湿。此外，在开始加湿的温度超过300℃的情况下，特别是为接近保持温度的温度、例如700℃左右的温度的情况下，铁素体相内的位错恢复并消失，因此铁素体相内的内部氧化物不会充分地生成。
关于用于加湿的气氛，露点为超过10℃且为20℃以下，优选为11～20℃，并且氢浓度为8～20体积％H2，优选为10体积％H2。需要说明的是，加湿前的露点为-40～-60℃，从此含有水蒸汽而将露点控制为规定的值。
如果露点过低，则有可能微细内部氧化物不会充分地形成。此外，还有可能由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，铁素体相粗大化。因此，有可能耐LME性变得不充分。
另一方面，如果露点过高，则有可能在钢板的表面上形成外部氧化层，得不到镀层。
此外，即使为上述的露点范围内，但如果氢浓度过低，则也有可能氧势变得过量，形成外部氧化层而得不到镀层，而且内部氧化物层不会充分地形成。因此，有可能耐LME性变得不充分。
另一方面，如果氢浓度过高，则有可能氧势变得不足，内部氧化物层不会充分地形成，形成外部氧化层而得不到镀层。此外，如果内部氧化物没有充分大量地生成，则还有可能由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，铁素体相粗大化。因此，有可能耐LME性变得不充分。
进而，在进行退火工序时，特别是在刷子磨削处理前除去钢板的内部氧化层是有效的。有时在上述的轧制工序、特别是热轧工序期间在钢板的表层会形成内部氧化层。在上述那样的轧制工序中形成的内部氧化层有可能在退火工序中阻碍形成微细内部氧化物，此外还有可能由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，铁素体相粗大化，因此该内部氧化层优选通过酸洗处理等在退火前进行除去。更具体而言，进行退火工序时的冷轧钢板的内部氧化层的深度设定为0.5μm以下、优选设定为0.3μm以下、更优选设定为0.2μm以下、进一步优选设定为0.1μm以下为宜。
通过进行上述的各工序，能够得到在钢板的表层中生成有微细的铁素体相及其内部的微细内部氧化物的钢板。
<镀覆钢板的制造方法>
以下，对本发明的镀覆钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明旨在例示出用于制造本发明的镀覆钢板的特征性方法，并不意图将该镀覆钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。
本发明的镀覆钢板可以通过进行在如上述那样制造的钢板上形成包含Zn的镀层的镀覆处理工序来获得。
[镀覆处理工序]
镀覆处理工序只要按照本领域技术人员所公知的方法来进行即可。镀覆处理工序例如可以通过热浸镀来进行，也可以通过电镀来进行。优选镀覆处理工序通过热浸镀来进行。镀覆处理工序的条件只要考虑所期望的镀层的成分组成、厚度及附着量等来适宜设定即可。在镀覆处理之后，也可以进行合金化处理。典型而言，镀覆处理工序的条件按照形成下述镀层的方式进行设定为宜，所述镀层包含Al：0～60.0％、Mg：0～15.0％、Fe：0～15％、Ni：0～20％及Si：0～3％、剩余部分由Zn及杂质构成。更具体而言，镀覆处理工序的条件例如按照形成Zn-0.2％Al(GI)、Zn-0.8％Al、Zn-4.5％Al、Zn-0.09％Al-10％Fe(GA)、Zn-1.5％Al-1.5％Mg或Zn-11％Al-3％Mg-0.2％Si、Zn-11％Ni、Zn-15％Mg的方式来适宜设定即可。从耐LME性提高的观点出发，镀层中的Al优选为0.3～1.5％。
<焊接工序>
在焊接工序中，准备2个以上Zn系镀覆钢板，在至少1处进行点焊。因此，通过焊接工序，在2个钢板之间形成点焊部，其结果是，能够得到在钢板的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件。需要说明的是，只要Zn系镀覆钢板中的至少一个为通过上述的例示的制造工序而得到的镀覆钢板，则在该镀覆钢板中能够得到耐LME性提高的效果。当然，只要焊接的对象材为与该至少一个Zn系镀覆钢材同质的镀覆钢板，则在该对象材中，也能够得到耐LME性提高的效果。点焊时的条件只要以本领域技术人员所公知的条件来进行即可。例如，可以设定为：以圆顶半径型的前端直径为6～8mm的焊接电极，加压力为1.5～6.0kN、通电时间为0.1～1.0秒(5～50个循环、电源频率为50Hz)、通电电流为4～15kA。
如上所述，在钢焊接构件的制造时，通过经由规定的钢材制作工序(特别是刷子工序及退火工序)来制作具有微细的铁素体相以及在其内部具有微细内部氧化物的钢材，并对该钢材进行Zn系镀覆，通过采用由此获得的Zn系镀覆钢材，能够制作在点焊部的压接部的端部附近区域中由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内的钢焊接构件。
实施例
以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明不受这些实施例的任何限定。只要没有特别说明，则通过以下的步骤来制作试样。在一部分比较例等中，对所采用的特异的条件另外进行说明。
关于镀覆钢板的实施例、比较例
(钢材试样的制作)
将调整了成分组成的钢液进行铸造来形成钢坯，将钢坯进行热轧，在酸洗后进行冷轧来得到冷轧钢板。接着，进行空气冷却至室温，对冷轧钢板实施酸洗处理而将通过轧制形成的内部氧化层除去直至表1中记载的退火前的内部氧化层深度(μm)为止。接着，从各冷轧钢板中通过依据JIS G0417：1999的方法采集样品，通过ICP-MS法等对钢板的成分组成进行分析。将所测定的钢板的成分组成示于表1、2中。所使用的钢板的板厚全部为1.6mm。
接着，对于一部分冷轧钢板，涂布NaOH为2.0％的水溶液，进行使用强力磨削刷(HOTANI公司制D-100)以刷子压下量为2.0mm、转速为600rpm进行刷子磨削的前处理，之后通过表1、2中所示的氢浓度、露点、保持温度及保持时间进行退火处理，制作了各钢板试样。将前处理的有无及退火处理的条件(加湿带、氢浓度(％)、露点(℃)、保持温度(℃)及保持时间(秒))示于表1、2中。加湿带这一栏的“升温”是指在从300℃以上至保持温度为止的期间在上述的氢浓度、露点的气氛中进行加湿；加湿带这一栏的“等温”是指在保持时间中在上述的氢浓度、露点的气氛中进行加湿。退火时的升温速度设定为1～10℃/秒。在上述退火处理中，对于冷轧钢板以沿轧制方向施加0.1～20MPa以上的张力的状态进行退火处理。需要说明的是，对于各钢板试样，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验。其结果是，关于No.22、26，抗拉强度低于780MPa，关于除此以外者，为780MPa以上。
(Zn系镀覆钢材试样的制作)
将所得到的各钢材试样切断成100mm×200mm的尺寸后，通过进行用于形成表1、2中所示的镀覆种的镀覆处理来制作镀覆钢材试样。在表1、2中，镀覆种a是指“合金化热浸镀锌钢板(GA)”，镀覆种b是指“热浸镀Zn-0.2％Al钢板(GI)”，镀覆种c是指“热浸镀Zn-(0.3～1.5)％Al钢板(将Al含量记载于表1、2中)”，镀覆种d是指“电镀Zn(Al组成低于0.01％)”。在热浸镀锌工序中，将所切断的试样在440℃的热浸镀锌浴中浸渍3秒钟。浸渍后，以100mm/秒拉出，通过N2擦拭气体将镀覆附着量控制为50g/m2。对于镀覆种a，之后在500℃下进行合金化处理。关于后述的耐LME性，在镀覆种c且Al含量为0.3～1.5质量％的情况及镀覆种d的电镀Zn的情况下，耐LME性提高。将结果示于表1、2中。
对于所得到的镀覆钢材试样，通过以下的评价方法，对各评价项目进行评价。需要说明的是，对于各镀覆钢材试样，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011)来进行拉伸试验。其结果是，关于No.22、26，抗拉强度低于780MPa，关于除此以外者，为780MPa以上。将结果示于表1、2中。
(钢焊接构件试样的制作)
将各Zn系镀覆钢材试样切断成50mm×100mm的尺寸，准备两片由此获得的Zn系镀覆钢材试样，对该两片Zn系镀覆钢板试样进行点焊，得到钢焊接构件试样。点焊的条件设定为：以圆顶半径型的前端直径为8mm的焊接电极、倾角为5°、加压力为4.0kN、通电时间为0.5秒、通电电流为8kA，由此得到钢焊接构件的评价用样品。需要说明的是，就试样No.43而言，除了将通电电流设定为9kA以外，以与其他试样同样的焊接条件得到钢焊接构件的评价用样品。
(距离压接部的端部为10～300μm的区域中的组织的分析)
对于各评价用样品，距离压接部的端部为10～300μm的区域(端部附近区域)中的组织的分析采用焊接部的截面的SEM观察及EDS分析来进行。具体而言，首先向与通过点焊而附有倾角的方向正交的方向进行截面研磨，制成焊接部的截面试样后，通过SEM来得到包含压接部的端部的BSE图像，由BSE图像确定压接部的端部，接着确定点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域(端部附近区域)。在所确定的端部附近区域的钢材(基底金属)部分中，为了判别“粒状型氧化物”与“钢的晶相(晶体粒子的织构)”而对BSE图像进行二值化处理，从而确定粒状型氧化物的轮廓，测定所观察的各氧化物的长径、个数及位置等。此外，基于该二值化图像，算出包含粒状型氧化物的“内部氧化层的深度”。需要说明的是，关于BSE图像中的龟裂、间隙等，采用SEM所附属的元素分析SEM-EDS来进行与氧化物的识别。接着，对于Zn侵入深度，在端部附近区域中，以SEM倍率为2000倍，选定任意的5个视场(各视场区域为30μm×30μm)，对镀层与钢材(基底金属)的界面成为视场的中心附近的位置进行观察。由通过SEM-EDS测定的Zn的元素分布图像，将视场中的最大Zn侵入深度作为“Zn侵入深度”。对于内部氧化层的深度，在端部附近区域中，选择1处，从此处以适当的测定间隔，选择全部10处观测区域(各观测区域的视场区域为30μm×30μm)。10处观测区域也可以有时重复，但实质上观测的钢板的宽度的合计长度L0设定为100μm，测定的深度设定为从钢板的表面至30μm为止的区域，将从钢板的表面至粒状型氧化物中的任一者所存在的最远位置为止的距离作为“内部氧化层的深度”(Rn)。将“内部氧化层的深度”、“Zn侵入深度”及它们的差(“Zn侵入深度-内部氧化层的深度”示于表1、2中。
(点焊部耐LME性的评价)
对于各钢焊接构件试样的各评价用样品，在上述焊接完成后，通过光学显微镜对包含点焊部(熔核部及压接部)和钢材的部分的截面进行观察(例如图1那样的部分)。测定观察图像的焊接部截面中产生的LME开裂的长度，通过以下的基准进行评价。将其结果示于表1、2中。
评价AAA：没有LME开裂
评价AA：LME龟裂长度超过0μm且为100μm以下
评价A：LME龟裂长度超过100μm且为500μm以下评价B：LME龟裂长度超过500μm
关于表1的试样No.1～21、36～43，由于在点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1μm以上的范围，因此具有高的耐LME性，还具有高强度。表2的试样No.22～35、44～50是本发明的范围外的比较例。试样No.22的C量不足，没有得到充分的强度。试样No.23退火时的露点低，没有充分地形成微细内部氧化物，而且没有充分地形成微细的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.24退火时的露点高，在钢板的表面上形成外部氧化层，没有得到镀层。试样No.25退火时的保持温度高，铁素体相内的内部氧化物粗大化，没有得到优选的微细内部氧化物，而且铁素体相也生长，没有得到所期望的微细的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.26退火时的保持温度低，没有充分地形成微细内部氧化物，而且由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，铁素体相粗大化，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。此外，也没有充分地得到高强度。试样No.27由于没有进行退火前的刷子磨削处理，因此没有充分地得到微细内部氧化物，而且没有形成微细的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.28退火时的保持时间长，铁素体相内的内部氧化物粗大化，没有充分大量地生成微细内部氧化物。此外，由微细内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，没有形成所期望的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.29及31分别Si量及Mn量过量，在钢板的表面上形成外部氧化层，没有得到镀层。试样No.30及32分别Si量及Mn量不足，没有充分地形成微细的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.33的Al量过量，在钢板的表面上形成外部氧化层，没有得到镀层。试样No.34的Al量不足，没有充分地形成铁素体相内的微细内部氧化物，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.35作为退火时的加湿气氛采用露点为0.1℃且为4体积％H2，在钢板的表面上形成外部氧化层，没有得到镀层。试样No.44没有对冷轧钢板实施酸洗处理，残留有因轧制而形成的内部氧化层，之后进行了表1中记载的条件的刷子磨削和热处理。由于冷轧钢板的内部氧化层的深度为0.8μm，因此没有充分地形成微细的铁素体相及其内部氧化物，没有得到高的耐LME性。试样No.45退火时的保持时间长，铁素体相内的内部氧化物粗大化，没有充分大量地生成微细内部氧化物。此外，由微细内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，没有形成所期望的铁素体相，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。试样No.46退火时的露点低，没有充分地形成内部氧化层，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。No.47退火时的露点高，在钢板的表面上形成外部氧化层，没有得到镀层。试样No.48作为退火时的加湿气氛采用露点为11℃且为7体积％H2，形成外部氧化层，没有充分地形成微细内部氧化层，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，耐LME性不充分。试样No.49作为退火时的加湿气氛采用露点为11℃且为22体积％H2，没有充分地形成内部氧化层，由内部氧化物带来的铁素体相晶界的钉扎效应不足，铁素体相粗大化，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，耐LME性不充分。试样No.50由于在升温时没有进行加湿，仅在等温时进行了加湿，因此没有充分大量地生成微细内部氧化物，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，没有得到高的耐LME性。
就发明例而言，确认到：在点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自Zn系镀层的Zn侵入到钢材中的Zn侵入深度减去钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。因此，得到高的耐LME性。此外，还得到高强度。另一方面，就比较例而言，由Zn侵入深度减去内部氧化层的深度而得到的差没有充分变大，因此确认到耐LME性低劣、得不到镀层或得不到高强度中的至少一者。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供点焊部具有高的耐LME性的钢焊接构件，该钢焊接构件可以适宜地用于汽车、建材等用途、特别是汽车用，作为汽车用钢焊接构件而发挥高的耐LME性，可期待长寿命化。因此，本发明可以说是产业上的价值极高的发明。
符号的说明
1 钢焊接构件
11 Zn系镀覆钢材
21 点焊部
23 熔核部
25 压接部
27 压接部的端部
28 非接合部(分离部)
29 端部附近区域(距离压接部的端部为10～300μm的区域)的镀层
41 钢板
44 母材钢(钢晶相)
45 粒状型氧化物

Claims (4)

1.一种钢焊接构件，其特征在于，其是在钢材的表面具有Zn系镀层的多个Zn系镀覆钢材介由至少一个点焊部进行接合而成的钢焊接构件，
所述Zn系镀覆钢材中的至少一个具有780MPa以上的抗拉强度，
该所述钢材具有下述成分组成：以质量％计含有：
C：0.05～0.40％、
Si：0.2～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
sol.Al：0.4～1.50％、
P：0.0300％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.0100％以下、
B：0～0.010％、
Ti：0～0.150％、
Nb：0～0.150％、
V：0～0.150％、
Cr：0～2.00％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Ca：0～0.100％、
Mg：0～0.100％、
Zr：0～0.100％、
Hf：0～0.100％、及
REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，
在所述点焊部的距离压接部的端部为10～300μm的区域中，由来自所述Zn系镀层的Zn侵入到所述钢材中的Zn侵入深度减去所述钢材中形成的内部氧化层的深度而得到的差为0.1～10.0μm的范围内。
2.根据权利要求1所述的钢焊接构件，其特征在于，由所述Zn侵入深度减去所述内部氧化层的深度而得到的差为1.5～10.0μm的范围内。
3.根据权利要求1或2所述的钢焊接构件，其在所述点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域中，所述Zn系镀层具有以质量％计含有Al：0.3～1.5％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。
4.根据权利要求1或2所述的钢焊接构件，其在所述点焊部的距离压接部的端部超过1000μm的区域中，所述Zn系镀层具有以质量％计含有Al：0％以上且低于0.1％、剩余部分由Zn及杂质构成的成分组成。
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