JP2022095819A - 接合部品及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】腐食環境における耐水素脆性に優れたスポット溶接部を有する接合部品およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】第１の鋼部材と第２の鋼部材とスポット溶接部とを含む接合部品であって、前記第１の鋼部材は、所定の化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されＡｌ及びＦｅを含有する厚さ２５μｍ以上の被覆とを含み、厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部の周囲の前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材の間の隙間にＡｌ及びＦｅを含有する充填物が存在し、前記充填物は、前記断面において、断面積が３．０×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部の周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間における充填率が８０％以上であり、前記充填物は、所定の化学組成を有する第１の領域と所定の化学組成を有する第２の領域とからなる接合部品。
【選択図】図１
【解決手段】第１の鋼部材と第２の鋼部材とスポット溶接部とを含む接合部品であって、前記第１の鋼部材は、所定の化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成されＡｌ及びＦｅを含有する厚さ２５μｍ以上の被覆とを含み、厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部の周囲の前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材の間の隙間にＡｌ及びＦｅを含有する充填物が存在し、前記充填物は、前記断面において、断面積が３．０×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部の周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間における充填率が８０％以上であり、前記充填物は、所定の化学組成を有する第１の領域と所定の化学組成を有する第２の領域とからなる接合部品。
【選択図】図１
Description
本発明は、接合部品及びその製造方法に関する。
本願は、２０２０年０２月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０２２７５４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年０２月１３日に、日本に出願された特願２０２０－０２２７５４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性との両方を向上させるため、高い引張強度を有する鋼板（高強度鋼板）の適用が拡大している。しかしながら、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するので、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
具体的には、高強度化に伴って鋼板の延性が低下し、複雑な形状に加工した場合に高加工部位で破断するという問題が生じている。また、鋼板の高強度化に伴って、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、プレス成形によって複雑な形状を有する製品に加工することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
そこで近年、例えば、特許文献１～３に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。
この技術では、材料を加熱してから成形する。そのため、成形時には、鋼材が軟質であり、良好な成形性を有する。これにより、高強度な鋼板であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼部材は十分な強度を有する。
例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後に１４００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼部材を得られることが開示されている。
近年、世界各国がより高いＣＯ２削減目標を設定し、各自動車会社は衝突安全に配慮した上で燃費削減を進めている。ガソリン車は勿論、急速に進む電動車においても、乗客だけでなくバッテリーを衝突から守り、またその重量増加分を相殺するため、その材料として、さらなる高強度材が求められている。例えば自動車等に用いられる鋼部材においては、現在ホットスタンプにより成形された鋼部材として一般的に使用されている強度１．５ＧＰａ（１５００ＭＰａ）を超える、より高強度なホットスタンプ部材が必要とされている。
しかしながら、金属材料の多くは、高強度化に伴い諸特性が劣化し、特に水素脆化の感受性が高まる。鋼部材においては、引張強度が１．２ＧＰａ以上になると水素脆化感受性が高まることが知られており、自動車分野に先んじて高強度化が進められてきたボルト鋼にて水素脆化割れの事例が存在する。そのため、１．５ＧＰａを超える引張強度を有するホットスタンプ部材においては、水素脆化感受性がさらに高まると懸念されている。
自動車に用いられる鋼部材は、自動車の使用時、鋼材の腐食により発生する水素によって水素脆化割れするリスクがある。上述したように特に１．５ＧＰａを超える強度域では鋼材の水素脆化感受性が極めて高まるので、軽微な腐食による微量な水素によっても水素脆化し得ると考えられる。しかしながら、鋼材の腐食を完全に防ぐ自動車設計は難しい。そのため、さらなる車体軽量化のために１．５ＧＰａを超えるホットスタンプ部材を車体へ適用するためには、水素脆化割れのリスクを十分に低減する必要がある。
自動車の使用時、特に水素脆化が懸念される箇所はスポット溶接部である。スポット溶接部が特に水素脆化しやすい理由は主に３つある。具体的には、（ｉ）スポット溶接部では腐食が進行しやすいこと、（ｉｉ）寸法精度が悪い部品を溶接した場合等、スポット溶接部に応力が発生すること、（ｉｉｉ）スポット溶接部のような、溶けて固まった部分の組織は粗大で脆化しやすいこと、によって、スポット溶接部は水素脆化しやすい。すなわち、スポット溶接部は、水素脆化の要因である水素の発生、応力の付加、材料の限界のすべてが母材定常部より厳しい条件下にある。
上記（ｉ）について補足すると、鋼板（または部材）を重ね合わせて溶接した部位は、化成処理および塗装が行き届きにくく、また寸法不良により隙間が存在すると局所的に腐食が進行するので、水素が多量に発生する（隙間腐食反応）。
上記（ｉ）について補足すると、鋼板（または部材）を重ね合わせて溶接した部位は、化成処理および塗装が行き届きにくく、また寸法不良により隙間が存在すると局所的に腐食が進行するので、水素が多量に発生する（隙間腐食反応）。
引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材に関して、例えば特許文献２には、靱性に優れ、かつ引張強度が１．８ＧＰａ以上の、熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。特許文献４には、１．８ＧＰａ以上という高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。特許文献５には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強度を有し、さらに、良好な靱性を有する鋼材が開示されている。
しかしながら特許文献２～５には耐水素脆性について、特に腐食環境において脆化が懸念されるスポット溶接部の水素脆化に対する対策が十分でない。そのため、特許文献２～５の鋼材は、引張強度が１．５ＧＰａを超えるものの、自動車部材としての使用において、より安全な要求に対しては十分応えられない場合がある。
しかしながら特許文献２～５には耐水素脆性について、特に腐食環境において脆化が懸念されるスポット溶接部の水素脆化に対する対策が十分でない。そのため、特許文献２～５の鋼材は、引張強度が１．５ＧＰａを超えるものの、自動車部材としての使用において、より安全な要求に対しては十分応えられない場合がある。
スポット溶接部を有する高強度鋼材に関しては、例えば特許文献６～８には、アルミめっき鋼板の電極汚染や溶接チリ発生を抑制するスポット溶接方法が開示されている。
しかしながら、いずれの特許文献においても、高強度鋼材のスポット溶接部の水素脆化に対する対策は十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材への適用において、より高い安全性の要求に対しては十分応えられない場合がある。
しかしながら、いずれの特許文献においても、高強度鋼材のスポット溶接部の水素脆化に対する対策は十分でなく、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度鋼材の自動車部材への適用において、より高い安全性の要求に対しては十分応えられない場合がある。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、腐食環境における耐水素脆性に優れた、スポット溶接部を有する接合部品、およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、下記の接合部品およびその製造方法を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係る接合部品は、第１の鋼部材と、第２の鋼部材と、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材とを接合しているスポット溶接部とを含む接合部品であって、前記第１の鋼部材は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する厚さ２５μｍ以上の被覆と、を含み、前記スポット溶接部を含む前記第１の鋼部材及び前記第２の鋼部材の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部の周囲の、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材の間の隙間に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物が存在し、前記充填物は、前記断面において、断面積が６．３×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部のナゲットの周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間における充填率が８０％以上であり、前記充填物は、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下、を含む第１の領域と、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満、を含む第２の領域と、からなる。
（２）上記（１）に記載の接合部品では、前記第１の鋼部材の前記鋼板基材の化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有し、前記第１の領域が、合計含有量で０．２５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含み、前記第２の領域が、合計含有量で０．１５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含んでもよい。
（３）上記（２）に記載の接合部品では、前記第２の領域のフェレ径の平均が３０μｍ以下としてもよい。
（４）本発明の別の態様に係る接合部品の製造方法は、（１）に記載の接合部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたＡｌを含有する付着量が５０ｇ/ｍ２以上の被覆と、からなる被覆鋼板を１．０～５００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却して鋼部材を得る熱処理工程と、前記熱処理工程後の前記鋼部材と、相手材となる第２の鋼部材とをスポット溶接によって接合するスポット溶接工程を含み、前記スポット溶接工程では、少なくとも通電電極を押し当てる位置において、前記鋼部材と、前記第２の鋼部材とを５０μｍ～５００μｍの間隔を空けて重なるように配置し、前記鋼部材及び前記第２の鋼部材に対し、前記通電電極を、打角１５度以下かつ、加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当て、５０Ｈｚまたは６０Ｈｚの交流電源にて、通電量を漸増させるアップスロープを１０サイクル以上与え、その後に、溶接ナゲットを形成して接合する。
（５）上記（４）の接合部品の製造方法は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有してもよい。
（６）上記（５）に記載の接合部品の製造方法は、前記スポット溶接工程では、８００～５００℃の平均冷却速度を５００℃／秒以上としてもよい。
（１）本発明の一態様に係る接合部品は、第１の鋼部材と、第２の鋼部材と、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材とを接合しているスポット溶接部とを含む接合部品であって、前記第１の鋼部材は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する厚さ２５μｍ以上の被覆と、を含み、前記スポット溶接部を含む前記第１の鋼部材及び前記第２の鋼部材の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部の周囲の、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材の間の隙間に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物が存在し、前記充填物は、前記断面において、断面積が６．３×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部のナゲットの周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間における充填率が８０％以上であり、前記充填物は、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下、を含む第１の領域と、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満、を含む第２の領域と、からなる。
（２）上記（１）に記載の接合部品では、前記第１の鋼部材の前記鋼板基材の化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有し、前記第１の領域が、合計含有量で０．２５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含み、前記第２の領域が、合計含有量で０．１５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含んでもよい。
（３）上記（２）に記載の接合部品では、前記第２の領域のフェレ径の平均が３０μｍ以下としてもよい。
（４）本発明の別の態様に係る接合部品の製造方法は、（１）に記載の接合部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたＡｌを含有する付着量が５０ｇ/ｍ２以上の被覆と、からなる被覆鋼板を１．０～５００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却して鋼部材を得る熱処理工程と、前記熱処理工程後の前記鋼部材と、相手材となる第２の鋼部材とをスポット溶接によって接合するスポット溶接工程を含み、前記スポット溶接工程では、少なくとも通電電極を押し当てる位置において、前記鋼部材と、前記第２の鋼部材とを５０μｍ～５００μｍの間隔を空けて重なるように配置し、前記鋼部材及び前記第２の鋼部材に対し、前記通電電極を、打角１５度以下かつ、加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当て、５０Ｈｚまたは６０Ｈｚの交流電源にて、通電量を漸増させるアップスロープを１０サイクル以上与え、その後に、溶接ナゲットを形成して接合する。
（５）上記（４）の接合部品の製造方法は、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有してもよい。
（６）上記（５）に記載の接合部品の製造方法は、前記スポット溶接工程では、８００～５００℃の平均冷却速度を５００℃／秒以上としてもよい。
本発明の上記態様によれば、腐食環境における耐水素脆性に優れるスポット溶接部を有する接合部品、およびその製造方法を提供することができる。
本発明の上記態様に係る接合部品は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
本発明の上記態様に係る接合部品は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
本発明者らは、高い引張強度を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れたスポット溶接部を有する接合部品を得るべく、これら特性に及ぼす、溶接部の組織や、素材となる鋼材の影響について調査した。その結果、以下の知見を得た。
一般に製造されているホットスタンプ部材に使用される素材の多くは、耐食性に優れたアルミめっきが鋼板の表面に施された被覆鋼板である。この被覆鋼板にホットスタンプを行うと、加熱時に表面のめっき層中のＡｌと鋼板のＦｅとの合金化反応が進みＡｌ及びＦｅを含む被覆（以下Ａｌ－Ｆｅ系被覆という場合がある）を備える鋼部材（被覆鋼部材）が得られる。一般に使用されているホットスタンプ後に引張強度が１．５ＧＰａ程度を示す鋼板の多くは、０．２０質量％程度のＣを含有し、このＣによってホットスタンプ後の強度を確保している。この鋼部材にスポット溶接を行って別の部材と接合することで、接合部品が得られる。
（ａ）本発明者らは、さらなる車体軽量化のため、Ｃ含有量を高めることでホットスタンプ後に１．５ＧＰａ（１５００ＭＰａ）を超える高強度部材を得るための詳細検討を行った。その結果、Ｃ含有量を０．２５質量％以上とすることで、ホットスタンプのような焼入れを含む熱処理後に引張強度で１．５ＧＰａ超の超高強度が得られることが分かった。一方で、引張強度１．５ＧＰａ超への超高強度化に伴い、水素脆化感受性は増大し、自動車使用時の腐食環境において発生する水素によって水素脆化割れが発生するリスクが懸念された。特にこの被覆鋼部材を用いて接合部品とする場合、スポット溶接部は一度溶解するので、アルミめっきによる耐食性が保証できず、水素脆化のリスクが懸念された。
（ｂ）本発明者らは、１．５ＧＰａを超える高強度な、Ａｌ－Ｆｅ系被覆を有する被覆鋼部材からなる接合部品において、脆化起点となるスポット溶接部の腐食を防止することにより水素脆化を抑制する方法について検討した。その結果、溶接部の周辺をＡｌおよびＦｅを含む合金で覆うことにより腐食を十分に防止できることを見出した。
（ｃ）本発明者らはさらに、１．５ＧＰａを超える引張強度を有する被覆鋼部材の耐水素脆性を調査し、耐水素脆性に優れた成分設計や組織設計を見出した。
本発明者らは、上記の知見に基づき、スポット溶接部の腐食を防止し、侵入水素量を低減すること、及び鋼材の耐水素脆性を向上させることにより、腐食環境における耐水素脆性を大きく改善し、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度な被覆鋼部材からなる接合部品を開発した。このような接合部品は、高強度でありながら水素脆化リスクが低いので、より安全に車体へ適用できる。
以下、本発明の一実施形態に係る接合部品（本実施形態に係る接合部品）およびその製造方法の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）接合部品
本実施形態に係る接合部品１は、図１に示すように、第１の鋼部材１１と、第２の鋼部材１２と、前記第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２とを接合しているスポット溶接部２１とを含む。この第１の鋼部材１１は、所定の化学組成からなる鋼板基材１１１と、鋼板基材１１１の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２とを有する被覆鋼部材である。
また、本実施形態に係る接合部品１は、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部２１の周囲の、第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２との間に形成された隙間ｇに、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１が存在する。この充填物３１は、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下、を含む第１の領域と、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満、を含む第２の領域とからなる。
また、前記充填物３１は、前記断面において、断面積が３．０×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部２１の周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間ｇにおける充填率が８０％以上である。
以下、それぞれについて説明する。
本実施形態に係る接合部品１は、図１に示すように、第１の鋼部材１１と、第２の鋼部材１２と、前記第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２とを接合しているスポット溶接部２１とを含む。この第１の鋼部材１１は、所定の化学組成からなる鋼板基材１１１と、鋼板基材１１１の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２とを有する被覆鋼部材である。
また、本実施形態に係る接合部品１は、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部２１の周囲の、第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２との間に形成された隙間ｇに、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１が存在する。この充填物３１は、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下、を含む第１の領域と、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満、を含む第２の領域とからなる。
また、前記充填物３１は、前記断面において、断面積が３．０×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部２１の周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間ｇにおける充填率が８０％以上である。
以下、それぞれについて説明する。
（Ａ１）第１の鋼部材
上述の通り、本実施形態に係る接合部品１が備える第１の鋼部材１１は、鋼板基材１１１と、鋼板基材１１１の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２とを有する。
後述するように、第１の鋼部材１１は、鋼板基材とＡｌ系被覆とを有する被覆鋼板に対して、ホットスタンプ等の焼入れを伴う熱処理を行うことで得られる。
上述の通り、本実施形態に係る接合部品１が備える第１の鋼部材１１は、鋼板基材１１１と、鋼板基材１１１の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２とを有する。
後述するように、第１の鋼部材１１は、鋼板基材とＡｌ系被覆とを有する被覆鋼板に対して、ホットスタンプ等の焼入れを伴う熱処理を行うことで得られる。
（Ａ１－１）鋼板基材
本実施形態に係る接合部品１が備える第１の鋼部材１１の鋼板基材１１１は所定の化学組成からなる。具体的には、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる。
各元素の限定理由は下記の通りである。ここで、鋼板基材１１１の化学組成とは、第１の鋼部材１１のうち、表面のＡｌ－Ｆｅ系被覆１１２を除いた部分（例えば鋼板基材の表面から厚みの１／４の位置）の化学組成をいうものとする。以下、含有量に関する％は、断りがない限り質量％である。
本実施形態に係る接合部品１が備える第１の鋼部材１１の鋼板基材１１１は所定の化学組成からなる。具体的には、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる。
各元素の限定理由は下記の通りである。ここで、鋼板基材１１１の化学組成とは、第１の鋼部材１１のうち、表面のＡｌ－Ｆｅ系被覆１１２を除いた部分（例えば鋼板基材の表面から厚みの１／４の位置）の化学組成をいうものとする。以下、含有量に関する％は、断りがない限り質量％である。
Ｃ：０．２５～０．６５％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプなどの焼入れ後に得られる鋼部材の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の鋼部材において十分な強度（１．５ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。Ｃ含有量は０．２８％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、焼入れ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ホットスタンプなどの焼入れ後に得られる鋼部材の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の鋼部材において十分な強度（１．５ＧＰａ超）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。Ｃ含有量は０．２８％以上が好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、焼入れ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６５％以下とする。Ｃ含有量は、０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉ：０．１０～１．００％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
一方、鋼中のＳｉ含有量が１．００％を超えると、熱処理（焼入れ）に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇したり、加熱時にフェライトが残留して鋼部材の強度が低下したりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は０．３５％以上が好ましい。
一方、鋼中のＳｉ含有量が１．００％を超えると、熱処理（焼入れ）に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストが上昇したり、加熱時にフェライトが残留して鋼部材の強度が低下したりする場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６０％以下が好ましい。
Ｍｎ：０．３０～１．５０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎはさらに、Ａｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではその効果が十分ではない。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が劣化する。そのためＭｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．３０％以下であるのが好ましく、１．１０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。Ｍｎはさらに、Ａｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではその効果が十分ではない。そのため、Ｍｎ含有量を０．３０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が劣化する。そのためＭｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、１．３０％以下であるのが好ましく、１．１０％以下であるのがより好ましい。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。
Ｐ含有量は、少ない方が好ましいので０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
Ｐは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する。Ｐ含有量は、０．００５％以下に制限することが好ましい。
Ｐ含有量は、少ない方が好ましいので０％でもよいが、コストの観点から０．００１％以上としてもよい。
Ｓ：０．０１００％以下
Ｓは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は、少ない方が好ましいので０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
Ｓは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、耐水素脆性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下に制限する。Ｓ含有量は、０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は、少ない方が好ましいので０％でもよいが、コストの観点から０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、耐水素脆性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
Ｎは、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、耐水素脆性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はなく０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００２％以上としてもよく、０．０００８％以上としてもよい。
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に、再結晶を抑制するとともに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、鋼部材の耐水素脆性が向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるので、焼入れ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に、再結晶を抑制するとともに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、鋼部材の耐水素脆性が向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上が好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるので、焼入れ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以下が好ましい。
Ｂ：０．０００５～０．０１００％
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有する重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して耐水素脆性を向上させる元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがってＢ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下が好ましい。
Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有する重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して耐水素脆性を向上させる元素であり、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上が好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがってＢ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下が好ましい。
本実施形態の接合部品が含む第１の鋼部材１１が備える鋼板基材１１１の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物であってもよいが、鋼部材及びこの鋼部材を含む接合部品の各種特性（焼入れ性、強度、耐水素脆性、脱酸性、耐食性等）を向上させるために、さらに、下記に示す範囲で、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、ＺｒおよびＲＥＭからなる群から選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらの元素は任意元素であり、必ずしも含有する必要がないので、下限は０％である。
Ｍｏ：０～１．００％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。特に上記Ｂと複合含有させることで焼入れ性向上の相乗効果が得られる。また、Ｍｏは、スポット溶接部の周辺に形成される充填物（Ａｌ－Ｆｅ系充填物）に含有させることで、耐食性をさらに向上させることが可能である。そのため、含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有する。Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する場合がある。また、コスト増加が著しい。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。特に上記Ｂと複合含有させることで焼入れ性向上の相乗効果が得られる。また、Ｍｏは、スポット溶接部の周辺に形成される充填物（Ａｌ－Ｆｅ系充填物）に含有させることで、耐食性をさらに向上させることが可能である。そのため、含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｍｏは、鉄炭化物を安定化させる作用を有する。Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する場合がある。また、コスト増加が著しい。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｃｕは、後述するスポット溶接部の周辺に形成されるＡｌ－Ｆｅ系充填物に含有させることで、耐食性をさらに向上させる元素である。そのため、含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｃｕは、後述するスポット溶接部の周辺に形成されるＡｌ－Ｆｅ系充填物に含有させることで、耐食性をさらに向上させる元素である。そのため、含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８０％以下が好ましい。
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｎｉは、スポット溶接部の周辺に形成されるＡｌ－Ｆｅ系充填物に含有させることで、耐食性をさらに向上させる元素である。そのため、含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、鋼部材の限界水素量が低下する。また、コスト増加が著しい。したがって、Ｎｉを含有させる場合のＮｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．２５％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましい。
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｎｉは、スポット溶接部の周辺に形成されるＡｌ－Ｆｅ系充填物に含有させることで、耐食性をさらに向上させる元素である。そのため、含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量が０．１０％未満ではこれらの効果が十分ではないので、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、鋼部材の限界水素量が低下する。また、コスト増加が著しい。したがって、Ｎｉを含有させる場合のＮｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．２５％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましい。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｃｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下であるのが好ましい。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。
一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和する上、コストが増加する。また、Ｃｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するので、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する場合がある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ：０～０．１０％
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の耐水素脆性を向上させる作用を有する元素である。Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０３％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって含有させる場合のＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により鋼の耐水素脆性を向上させる作用を有する元素である。Ｎｂ含有量が０．０２％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０３％以上がより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、炭化物が粗大化し、鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって含有させる場合のＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下が好ましい。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果や水素トラップ効果により鋼部材の耐水素脆性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。
Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果や水素トラップ効果により鋼部材の耐水素脆性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。
Ｃａ：０～０．０１０％
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を高める効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であるのがより好ましい。
Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を高める効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であるのがより好ましい。
Ａｌ：０～１．００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。
Ｗは鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保するために有効な元素である。そのため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂ：０～１．００％
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。
Ｚｒ：０～１．００％
Ｚｒは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｚｒは腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性が低下する。したがって、含有させる場合のＺｒ含有量は１．００％以下とする。
ＲＥＭ：０～０．３０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を向上させる効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下が好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の耐水素脆性を向上させる効果を有する元素である。そのため、含有させてもよい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
一方、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下が好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等のランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ－Ｓｉ－ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｌａ、Ｎｄ、Ｃｅ、Ｐｒが含まれる。
本実施形態の接合部品が含む第１の鋼部材１１が備える鋼板基材１１１の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅおよび不純物である。
ここで、「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る接合部品の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
ここで、「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る接合部品の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
鋼板基材１１１の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
鋼板基材１１１の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
鋼板基材１１１の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置から、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られた含有量を平均することで得られる。
鋼板基材１１１の内部組織
本実施形態に係る接合部品１が含む第１の鋼部材１１が備える鋼板基材１１１の内部組織（金属組織）は高強度なマルテンサイトが主体となる組織である。好ましくは、面積分率で７０％以上がマルテンサイトである。より好ましくは８０％以上がマルテンサイトである。マルテンサイトが１００％でもよい。
本実施形態に係る接合部品１が含む第１の鋼部材１１が備える鋼板基材１１１の内部組織（金属組織）は高強度なマルテンサイトが主体となる組織である。好ましくは、面積分率で７０％以上がマルテンサイトである。より好ましくは８０％以上がマルテンサイトである。マルテンサイトが１００％でもよい。
鋼板基材１１１の内部組織は、マルテンサイト以外の残部として、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライトやパーライトの１種以上が含有されてもよい。マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイトだけでなく焼戻しマルテンサイトや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う自己発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。
鋼板基材１１１の内部組織は、以下の方法で判断することができる。
マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、自動焼戻しマルテンサイトを含む）の面積分率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって測定する。鋼部材の板幅１／４部（幅方向端部から幅方向に板幅の１／４の位置）かつ鋼板基材１１１の板厚１／４部（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。薄膜試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、ＴＥＭ観察の範囲は面積で４００μｍ２の範囲とする。薄膜試料の電子線の回折パターンにより、体心立方格子であるマルテンサイトやベイナイトと、面心立方格子の残留オーステナイトとを区別可能である。そして、マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）を回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイト、ベイナイトの組織分率をそれぞれ測定する。具体的には、析出形態が３方向析出ならマルテンサイトと判断し、１方向の限定析出ならベイナイトと判断する。ＴＥＭによって測定されるマルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの組織分率は面積％として測定されるが、本実施形態の鋼部材は、金属組織が等方性を有するので、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えることができる。マルテンサイトとベイナイトとの判別のため炭化物を観察するが、本実施形態では、炭化物は組織の体積分率に含めないものとする。
残部組織としてフェライトまたはパーライトが存在している場合は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で容易に確認できる。具体的には、鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、観察用の試料とする。試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、顕微鏡による観察範囲は面積で４００００μｍ２の範囲とする。切り出した試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、ナイタール腐食液によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認する。フェライトとセメンタイトとが交互に層状に並んだ組織をパーライトとし、セメンタイトが粒状に析出するベイナイトと判別する。
マルテンサイト（焼戻しマルテンサイト、自動焼戻しマルテンサイトを含む）の面積分率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）及びＴＥＭに付属する電子線回折装置によって測定する。鋼部材の板幅１／４部（幅方向端部から幅方向に板幅の１／４の位置）かつ鋼板基材１１１の板厚１／４部（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置）から測定試料を切り出し、ＴＥＭ観察用の薄膜試料とする。薄膜試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、ＴＥＭ観察の範囲は面積で４００μｍ２の範囲とする。薄膜試料の電子線の回折パターンにより、体心立方格子であるマルテンサイトやベイナイトと、面心立方格子の残留オーステナイトとを区別可能である。そして、マルテンサイトおよびベイナイト中の鉄炭化物（Ｆｅ３Ｃ）を回折パターンにより見出し、その析出形態を観察することで、マルテンサイト、ベイナイトの組織分率をそれぞれ測定する。具体的には、析出形態が３方向析出ならマルテンサイトと判断し、１方向の限定析出ならベイナイトと判断する。ＴＥＭによって測定されるマルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの組織分率は面積％として測定されるが、本実施形態の鋼部材は、金属組織が等方性を有するので、面積分率の値をそのまま体積分率に置き換えることができる。マルテンサイトとベイナイトとの判別のため炭化物を観察するが、本実施形態では、炭化物は組織の体積分率に含めないものとする。
残部組織としてフェライトまたはパーライトが存在している場合は、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で容易に確認できる。具体的には、鋼部材の板幅１／４部かつ鋼板基材の板厚１／４部から測定試料を切り出し、観察用の試料とする。試料は、圧延方向と直交する方向の断面から切り出したものとする。また、顕微鏡による観察範囲は面積で４００００μｍ２の範囲とする。切り出した試料を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。次いで、ナイタール腐食液によりエッチングを行ってフェライト及びパーライトを現出させ、これを顕微鏡観察することで、フェライトまたはパーライトの存在を確認する。フェライトとセメンタイトとが交互に層状に並んだ組織をパーライトとし、セメンタイトが粒状に析出するベイナイトと判別する。
（Ａ１－２）被覆
本実施形態に係る接合部品が備える第１の鋼部材１１は、上述した鋼板基材１１１の表面に、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２を有する。本実施形態において、Ａｌ－Ｆｅ系被覆はＡｌおよびＦｅを主体とした被覆であり、ＡｌとＦｅとを合計で７０質量％以上含むことが好ましい。また、Ａｌ－Ｆｅ系被覆は被膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。Ａｌ－Ｆｅ系被覆は、Ａｌ、Ｆｅの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｚｎを含有し、残部が不純物であってもよい。
Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みは、２５μｍ以上であることが好ましい。Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みの上限は特に限定しないが、１００μｍ以下としてもよい。
本実施形態に係る接合部品が備える第１の鋼部材１１は、上述した鋼板基材１１１の表面に、Ａｌ及びＦｅを含有する被覆（Ａｌ－Ｆｅ系被覆）１１２を有する。本実施形態において、Ａｌ－Ｆｅ系被覆はＡｌおよびＦｅを主体とした被覆であり、ＡｌとＦｅとを合計で７０質量％以上含むことが好ましい。また、Ａｌ－Ｆｅ系被覆は被膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。Ａｌ－Ｆｅ系被覆は、Ａｌ、Ｆｅの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｚｎを含有し、残部が不純物であってもよい。
Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みは、２５μｍ以上であることが好ましい。Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みの上限は特に限定しないが、１００μｍ以下としてもよい。
Ａｌ－Ｆｅ系被覆の化学組成および厚みは、断面の走査型電子顕微鏡観察および電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて求めることができる。１０視野観察を行い、その平均値を用いて被覆の化学組成及び厚みとする。
（Ａ２）第２の鋼部材
本実施形態に係る接合部品１において、スポット溶接部２１を介して第１の鋼部材１１と接合されている第２の鋼部材１２は、スポット溶接部２１の耐水素脆性の観点では、特に限定されない。しかしながら、接合部品１の耐食性等を考慮した場合、上述した第１の鋼部材１１と同様の、Ａｌ－Ｆｅ系被覆を有する被覆鋼部材であることが好ましい。
本実施形態に係る接合部品１において、スポット溶接部２１を介して第１の鋼部材１１と接合されている第２の鋼部材１２は、スポット溶接部２１の耐水素脆性の観点では、特に限定されない。しかしながら、接合部品１の耐食性等を考慮した場合、上述した第１の鋼部材１１と同様の、Ａｌ－Ｆｅ系被覆を有する被覆鋼部材であることが好ましい。
（Ａ３）溶接部
本実施形態に係る接合部品１は、スポット溶接による接合部（スポット溶接部２１）を有し、スポット溶接部２１によって、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２とが接合されている。スポット溶接部２１はスポット溶接によって形成されたナゲットからなる。ナゲットの周囲には、コロナボンド（固相接合されたリング状の部分）が形成される場合がある。本実施形態に係る接合部品１のスポット溶接部２１のナゲットのサイズは、特に限定しないが、板厚をｔ（ｍｍ）と定義した場合、板面に平行な方向に３×√ｔ（ｍｍ）以上であることが好ましい。
本実施形態に係る接合部品１は、スポット溶接による接合部（スポット溶接部２１）を有し、スポット溶接部２１によって、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２とが接合されている。スポット溶接部２１はスポット溶接によって形成されたナゲットからなる。ナゲットの周囲には、コロナボンド（固相接合されたリング状の部分）が形成される場合がある。本実施形態に係る接合部品１のスポット溶接部２１のナゲットのサイズは、特に限定しないが、板厚をｔ（ｍｍ）と定義した場合、板面に平行な方向に３×√ｔ（ｍｍ）以上であることが好ましい。
（Ａ４）充填物
本実施形態に係る接合部品１は、上述したスポット溶接部２１の周辺に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１を有する。すなわち、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部２１の周囲（例えばナゲットの端部、またはコロナボンドが形成されている場合にはコロナボンドの端部から１００μｍ以下の範囲の位置）の、第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２との間に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１が存在する。
本実施形態に係る接合部品１は、後述するように第１の鋼部材１１と、第２の鋼部材１２とを５０μｍ～５００μｍの間隔を空けて重なるように配置し、前記第１の鋼部材１１及び前記第２の鋼部材１２に対し、通電電極を、打角１５度以下かつ、加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当ててスポット溶接を行って接合する。そのため、本実施形態に係る接合部品１では、図１に示すように、スポット溶接部２１では第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２とが接しているものの、その周囲において、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との間には隙間ｇが存在する。充填物３１が隙間を埋めることで、スポット溶接部２１の腐食を抑制することができ、耐水素脆性が向上する。充填物３１は、スポット溶接部２１の腐食を抑制するため、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との隙間ｇを充填するように存在する必要がある。充填物３１は、断面積が３．０×１０４μｍ２以上であってかつ、スポット溶接部のナゲットの周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の隙間における充填率が８０％以上であることが必要である。充填率は９０％以上が好ましく、１００％でもよい。断面積が小さい、または充填率が小さい場合には、スポット溶接部の腐食を十分に抑制することが出来ない。充填物３１は、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の少なくとも１の断面において上記のように第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との隙間ｇを充填していれば効果が得られるが、全ての断面において、上記のように隙間ｇを充填していれば、より効果が高くなるので好ましい。
本実施形態に係る接合部品１は、上述したスポット溶接部２１の周辺に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１を有する。すなわち、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部２１の周囲（例えばナゲットの端部、またはコロナボンドが形成されている場合にはコロナボンドの端部から１００μｍ以下の範囲の位置）の、第１の鋼部材１１と前記第２の鋼部材１２との間に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物３１が存在する。
本実施形態に係る接合部品１は、後述するように第１の鋼部材１１と、第２の鋼部材１２とを５０μｍ～５００μｍの間隔を空けて重なるように配置し、前記第１の鋼部材１１及び前記第２の鋼部材１２に対し、通電電極を、打角１５度以下かつ、加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当ててスポット溶接を行って接合する。そのため、本実施形態に係る接合部品１では、図１に示すように、スポット溶接部２１では第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２とが接しているものの、その周囲において、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との間には隙間ｇが存在する。充填物３１が隙間を埋めることで、スポット溶接部２１の腐食を抑制することができ、耐水素脆性が向上する。充填物３１は、スポット溶接部２１の腐食を抑制するため、第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との隙間ｇを充填するように存在する必要がある。充填物３１は、断面積が３．０×１０４μｍ２以上であってかつ、スポット溶接部のナゲットの周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の隙間における充填率が８０％以上であることが必要である。充填率は９０％以上が好ましく、１００％でもよい。断面積が小さい、または充填率が小さい場合には、スポット溶接部の腐食を十分に抑制することが出来ない。充填物３１は、スポット溶接部２１を含む第１の鋼部材１１及び第２の鋼部材１２の厚さ方向の少なくとも１の断面において上記のように第１の鋼部材１１と第２の鋼部材１２との隙間ｇを充填していれば効果が得られるが、全ての断面において、上記のように隙間ｇを充填していれば、より効果が高くなるので好ましい。
前記充填物３１は２種類の化学組成を有する領域からなる。
第１の領域は、その化学組成が、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下を含む。必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉをさらに含んでもよく、その場合、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を０．２５質量％以上とすることが好ましい。
第２の領域は、その化学組成が、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満を含む。必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉをさらに含んでもよく、その場合、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を０．１５％質量以上とすることが好ましい。
このような充填物は、上述した鋼部材（第１の鋼部材１１、第２の鋼部材１２）に、後述する溶接を行うことで得られる。
第１の領域及び第２の領域の化学組成の残部として、鋼板基材及び被覆に含まれるその他の化学成分を含有してもよい。
第１の領域は、その化学組成が、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下を含む。必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉをさらに含んでもよく、その場合、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を０．２５質量％以上とすることが好ましい。
第２の領域は、その化学組成が、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満を含む。必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉをさらに含んでもよく、その場合、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの合計含有量を０．１５％質量以上とすることが好ましい。
このような充填物は、上述した鋼部材（第１の鋼部材１１、第２の鋼部材１２）に、後述する溶接を行うことで得られる。
第１の領域及び第２の領域の化学組成の残部として、鋼板基材及び被覆に含まれるその他の化学成分を含有してもよい。
また、充填物３１において、第２の領域が微細に分散していることが好ましい。この場合、より耐食性が向上する。その理由としては、以下のように考えられる。
第２の領域は第１の領域よりもＡｌ含有量が多く、第１の領域よりも犠牲防食の作用効果が高い。このため充填物が腐食される際には、第２の領域が第１の領域よりも優先的に腐食されていく。第２の領域が微細な網目状の組織として充填物内に分散していることで、優先的に腐食される面積が広くなる。このため第２の領域が充填物内において微細に分散しているほど充填物の防食効果が高まる。
第２の領域は、具体的には、フェレ径(Ｆｅｒｅｔ ｄｉａｍｅｔｅｒ)の平均が３０μｍ以下の微細なサイズで分散していることが好ましい。第２の領域は網目状に分散しているためその形状は多様である。このため第２の領域はフェレ径でその大きさを規定するものとする。第２の領域のサイズの測定方法については説明の便宜上、後述する。
第２の領域は第１の領域よりもＡｌ含有量が多く、第１の領域よりも犠牲防食の作用効果が高い。このため充填物が腐食される際には、第２の領域が第１の領域よりも優先的に腐食されていく。第２の領域が微細な網目状の組織として充填物内に分散していることで、優先的に腐食される面積が広くなる。このため第２の領域が充填物内において微細に分散しているほど充填物の防食効果が高まる。
第２の領域は、具体的には、フェレ径(Ｆｅｒｅｔ ｄｉａｍｅｔｅｒ)の平均が３０μｍ以下の微細なサイズで分散していることが好ましい。第２の領域は網目状に分散しているためその形状は多様である。このため第２の領域はフェレ径でその大きさを規定するものとする。第２の領域のサイズの測定方法については説明の便宜上、後述する。
充填物３１の断面積及び充填率については、以下の方法で求める。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面とが観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面において、充填物の面積を求める。切出し方は例えばＪＩＳ Ｚ ３１３９：２００９に準じる。同溶接条件において５試料以上切出し断面積を求め、その平均値を充填物の断面積とする。
また、断面における圧接部（コロナボンド）の終端から隙間部に向かって１００μｍまでの範囲において、鋼部材を除いた領域に占める充填物の割合を求める。同溶接条件において５試料以上切出し割合を求め、その最小値を充填物の充填率とする。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面とが観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面において、充填物の面積を求める。切出し方は例えばＪＩＳ Ｚ ３１３９：２００９に準じる。同溶接条件において５試料以上切出し断面積を求め、その平均値を充填物の断面積とする。
また、断面における圧接部（コロナボンド）の終端から隙間部に向かって１００μｍまでの範囲において、鋼部材を除いた領域に占める充填物の割合を求める。同溶接条件において５試料以上切出し割合を求め、その最小値を充填物の充填率とする。
充填物３１に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は以下の方法により求める。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出す。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、充填物を構成するコントラストの異なる２種類の組織に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を行うことで充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を求めることができる。測定に際しては、重元素であるＦｅを比較的多く含むため明るく見える第１の領域とそれ以外の第２の領域との２種類の組織それぞれに１０点の分析を行い、その平均値を充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ含有量とする。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出す。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、充填物を構成するコントラストの異なる２種類の組織に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を行うことで充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量を求めることができる。測定に際しては、重元素であるＦｅを比較的多く含むため明るく見える第１の領域とそれ以外の第２の領域との２種類の組織それぞれに１０点の分析を行い、その平均値を充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ含有量とする。
充填物３１に含まれる第２の領域のサイズは以下の方法により求める。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面とが観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出す。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得する。上述の通り、第２の領域は、コントラストによって判断できる。また、第２の領域のサイズは、水平方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（水平フェレ径）と、垂直方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（垂直フェレ径）との平均値と定義する。水平方向とは接合部品の長手方向、垂直方向とは長手方向に垂直な板厚方向とする。
本実施形態に係る接合部品では、第２の領域は、第１の領域に囲まれた島状の形態を有していることが多い。測定に際しては、１５個の第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定し、その平均値を充填物に含まれる第２の領域のサイズとする。
接合部品１においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面とが観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出す。この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得する。上述の通り、第２の領域は、コントラストによって判断できる。また、第２の領域のサイズは、水平方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（水平フェレ径）と、垂直方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（垂直フェレ径）との平均値と定義する。水平方向とは接合部品の長手方向、垂直方向とは長手方向に垂直な板厚方向とする。
本実施形態に係る接合部品では、第２の領域は、第１の領域に囲まれた島状の形態を有していることが多い。測定に際しては、１５個の第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定し、その平均値を充填物に含まれる第２の領域のサイズとする。
（Ａ５）接合部品の特性
本実施形態に係る接合部品１は、充填物３１が上述のように制御されることで、スポット溶接部２１への腐食因子の侵入が低減され、腐食が防止される。また、本実施形態に係る接合部品１は、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度で、かつ、腐食環境における耐水素脆性に優れる。
本実施形態に係る接合部品１は、充填物３１が上述のように制御されることで、スポット溶接部２１への腐食因子の侵入が低減され、腐食が防止される。また、本実施形態に係る接合部品１は、引張強度が１．５ＧＰａを超える高強度で、かつ、腐食環境における耐水素脆性に優れる。
本実施形態において、腐食環境における耐水素脆性は、接合部品の実使用環境における暴露試験やＣＣＴ（複合サイクル試験）による腐食促進試験によって評価される。例えばＪＡＳＯ規格Ｍ６０９、Ｍ６１０の規定に準拠してＣＣＴを行い、スポット溶接部が破断しないサイクル数によって評価される。
接合部品１の形状については特に限定しない。すなわち、第１の鋼部材１１及び／または第２の鋼部材１２が平板であってもよく、成形体であってもよい。熱間成形された被覆鋼部材は、多くの場合は成形体であるが、本実施形態では、成形体である場合、平板である場合をともに含めて「被覆鋼部材」という。また被覆鋼部材は、箇所によって強度が異なるテーラードプロパティ材であってもよい。
（Ｂ）素材となる被覆鋼板
次に、本実施形態に係る接合部品が含む第１の鋼部材（被覆鋼部材）の素材となる被覆鋼板（以下本実施形態に係る被覆鋼板という場合がある）について説明する。以下に説明する被覆鋼板を第１の鋼部材１１の素材として用いて、熱処理を行うことで、第１の鋼部材を得ることができる。この被覆鋼板は、第２の鋼部材１２の素材としても用いてもよい。
本実施形態に係る被覆鋼板は、所定の化学組成からなる鋼板と、鋼板の表面に形成され、Ａｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）と、を有する。
次に、本実施形態に係る接合部品が含む第１の鋼部材（被覆鋼部材）の素材となる被覆鋼板（以下本実施形態に係る被覆鋼板という場合がある）について説明する。以下に説明する被覆鋼板を第１の鋼部材１１の素材として用いて、熱処理を行うことで、第１の鋼部材を得ることができる。この被覆鋼板は、第２の鋼部材１２の素材としても用いてもよい。
本実施形態に係る被覆鋼板は、所定の化学組成からなる鋼板と、鋼板の表面に形成され、Ａｌを含有する被覆（Ａｌ系被覆）と、を有する。
（Ｂ１）鋼板の化学組成
本実施形態に係る被覆鋼板を構成する鋼板の化学組成の範囲は、上述した第１の鋼部材１１における鋼板基材１１１の化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。ここで鋼板の化学組成とは、被覆鋼板のうち、表面のＡｌ系被覆、およびＡｌ系被覆と鋼板との境界領域を除いた部分の化学組成をいうものとする。例えば、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を代表位置として、この位置で、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られる。
本実施形態に係る被覆鋼板を構成する鋼板の化学組成の範囲は、上述した第１の鋼部材１１における鋼板基材１１１の化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。ここで鋼板の化学組成とは、被覆鋼板のうち、表面のＡｌ系被覆、およびＡｌ系被覆と鋼板との境界領域を除いた部分の化学組成をいうものとする。例えば、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を代表位置として、この位置で、ＩＣＰなどの一般的な方法で元素分析を行うことによって得られる。
（Ｂ２）被覆
本実施形態に係る被覆鋼板は、鋼板の表面にＡｌを含有する被覆（以下Ａｌ系被覆）を有する。Ａｌ系被覆とはＡｌを主体とした被覆であり、Ａｌを４０％以上含むことが好ましい。Ａｌ系被覆は被膜、めっき層ともいう。Ａｌ系被覆は、Ａｌの他、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。一般的にＳｉを１０％程度含むことが多い。
Ａｌ系被覆の種類は限定されない。例えば溶融めっき、電気めっき、溶射等によって形成された被覆である。
Ａｌ系被覆の付着量は、５０ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。Ａｌ系被覆の付着量の上限は特に限定しないが、付着量を１５０ｇ／ｍ２以下としてもよい。
本実施形態に係る被覆鋼板は、鋼板の表面にＡｌを含有する被覆（以下Ａｌ系被覆）を有する。Ａｌ系被覆とはＡｌを主体とした被覆であり、Ａｌを４０％以上含むことが好ましい。Ａｌ系被覆は被膜、めっき層ともいう。Ａｌ系被覆は、Ａｌの他、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、ＲＥＭを含有し、残部が不純物であってもよい。一般的にＳｉを１０％程度含むことが多い。
Ａｌ系被覆の種類は限定されない。例えば溶融めっき、電気めっき、溶射等によって形成された被覆である。
Ａｌ系被覆の付着量は、５０ｇ／ｍ２以上であることが好ましい。Ａｌ系被覆の付着量の上限は特に限定しないが、付着量を１５０ｇ／ｍ２以下としてもよい。
被覆の化学組成及び厚みは、第１の鋼部材の被覆と同様に、断面の走査型電子顕微鏡観察および電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて求めることができる。
（Ｂ３）鋼板の内部組織
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板の内部組織（金属組織）は限定されないが、フェライトやパーライトであることが多い。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。鋼板の内部組織とは、上述した境界部を除いた鋼板の組織のことである。
鋼板の内部組織は、上述した鋼板基材の内部組織と同様の方法で判断することができる。
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板の内部組織（金属組織）は限定されないが、フェライトやパーライトであることが多い。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。鋼板の内部組織とは、上述した境界部を除いた鋼板の組織のことである。
鋼板の内部組織は、上述した鋼板基材の内部組織と同様の方法で判断することができる。
（Ｃ）接合部品の製造方法
次に、本実施形態に係る接合部品１の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係る接合部品１の製造方法について説明する。
本実施形態に係る接合部品１は、上述したような本実施形態に係る被覆鋼板に後述する熱処理を行って鋼部材とした後、この鋼部材を含む複数の鋼部材をスポット溶接によって接合することで得られる。
以下、各工程について説明する。
以下、各工程について説明する。
＜熱処理工程＞
熱処理は、例えば上述の方法で得られた被覆鋼板を、１．０～１０００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却する条件で行う。
昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／秒超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
また、熱処理温度がＡｃ３点未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が不足するので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。
また、冷却後に、鋼部材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
熱処理は、例えば上述の方法で得られた被覆鋼板を、１．０～１０００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却する条件で行う。
昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／秒超であると混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
また、熱処理温度がＡｃ３点未満であると、冷却後にフェライトが残存し、強度が不足するので好ましくない。一方、熱処理温度がＡｃ３点＋３００℃超であると、組織が粗粒化し限界水素量が低下するので好ましくない。
上部臨界冷却速度とは、組織にフェライトやパーライトを析出させず、オーステナイトを過冷してマルテンサイトを生成させる最小の冷却速度のことであり、上部臨界冷却速度未満で冷却するとフェライトやパーライトが生成し、強度が不足する。
加熱時には、加熱温度の±１０℃以内の範囲で、１～３００秒の保持を行ってもよい。
また、冷却後に、鋼部材の強度を調整するために１００～６００℃程度の温度範囲での焼戻し処理を行ってもよい。
Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度は、次の方法にて測定する。
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板と同じ化学組成を有する鋼板から、幅３０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊試験片を切り出し、この試験片を窒素雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却する。冷却速度の設定は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定する。そのときの加熱中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ａｃ３点を測定する。
また、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最小の冷却速度を、上部臨界冷却速度とする。上部臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却中の熱膨張変化を測定し、その際の変態開始温度をＭｓ点とする。
本実施形態に係る被覆鋼板が備える鋼板と同じ化学組成を有する鋼板から、幅３０ｍｍ、長さ２００ｍｍの短冊試験片を切り出し、この試験片を窒素雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持したのち、種々の冷却速度で室温まで冷却する。冷却速度の設定は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定する。そのときの加熱中の試験片の熱膨張変化を測定することにより、Ａｃ３点を測定する。
また、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最小の冷却速度を、上部臨界冷却速度とする。上部臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却中の熱膨張変化を測定し、その際の変態開始温度をＭｓ点とする。
ここで、上記一連の熱処理に際して、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する間に、つまり上部臨界冷却速度以上で冷却する工程を施すと同時にホットスタンプのような熱間成形を施してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形、およびフランジ成形等が挙げられる。また、成形と同時またはその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に本発明を適用してもよい。上述の熱履歴に従うなら、繰返し熱間成形を施してもよい。
前述のとおり、本実施形態では、「接合部品１」の第１の鋼部材１１、第２の鋼部材１２には、熱間成形されて成形体となったもの、熱処理のみが施されて平板であるものをともに含む。
また、第１の鋼部材１１として、熱間成形または熱処理を素材となる被覆鋼板の一部に対して行い、強度の異なる領域を持つ被覆鋼部材を得てもよい。
上記の一連の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、高周波加熱や通電加熱、赤外線加熱、炉加熱によって実施してもよい。冷却も、水冷、金型冷却などによって実施してもよい。
＜スポット溶接工程＞
スポット溶接工程では、少なくとも通電電極を押し当てる位置において、上記熱処理を経た被覆鋼部材（第１の鋼部材）と溶接相手材となる鋼部材（第２の鋼部材）とを、間に５０μｍ～５００μｍの隙間を設けて配置し、被覆鋼部材と溶接相手材となる鋼部材とに対し、通電電極を打角１５度以下で、かつ加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当て、５０Ｈｚまたは６０Ｈｚの交流電源にて、通電量を漸増させるアップスロープを５サイクル以上与えた後に、溶接ナゲットを形成して、被覆鋼部材と溶接相手材とを接合する。スポット溶接方法やその装置、電極は限定されないが、例えばＪＩＳ Ｚ ３００１－６：２０１３、ＪＩＳ Ｃ ９３０５：２０１１、ＪＩＳ Ｃ ９３０４：１９９９に記載されたものを用いればよい。単相交流式であれば５０Ｈｚまたは６０Ｈｚであり、電極は先端径６ｍｍ以上を用いて、溶接時間は１０サイクル以上が好ましい。
また、充填物における第２の領域の分布状態を制御する場合、スポット溶接の冷却条件を制御することが好ましい。
以下、各条件について説明する。
スポット溶接工程では、少なくとも通電電極を押し当てる位置において、上記熱処理を経た被覆鋼部材（第１の鋼部材）と溶接相手材となる鋼部材（第２の鋼部材）とを、間に５０μｍ～５００μｍの隙間を設けて配置し、被覆鋼部材と溶接相手材となる鋼部材とに対し、通電電極を打角１５度以下で、かつ加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当て、５０Ｈｚまたは６０Ｈｚの交流電源にて、通電量を漸増させるアップスロープを５サイクル以上与えた後に、溶接ナゲットを形成して、被覆鋼部材と溶接相手材とを接合する。スポット溶接方法やその装置、電極は限定されないが、例えばＪＩＳ Ｚ ３００１－６：２０１３、ＪＩＳ Ｃ ９３０５：２０１１、ＪＩＳ Ｃ ９３０４：１９９９に記載されたものを用いればよい。単相交流式であれば５０Ｈｚまたは６０Ｈｚであり、電極は先端径６ｍｍ以上を用いて、溶接時間は１０サイクル以上が好ましい。
また、充填物における第２の領域の分布状態を制御する場合、スポット溶接の冷却条件を制御することが好ましい。
以下、各条件について説明する。
被覆鋼部材と相手材となる鋼部材との間隔：５０μｍ～５００μｍ
接合部品のスポット溶接において、表層のＡｌ－Ｆｅ被覆を溶解させ、溶接部の周辺へ吐き出させることで、充填物を形成する。少なくとも通電電極を押し当てる位置において、被覆鋼部材と溶接相手材との間に５０μｍ以上の隙間を設けておかないと、溶解したＡｌ－Ｆｅ合金の溶接部周辺への吐き出しが滞り、充填物の断面積が３．０×１０４μｍ２未満となる場合があるため好ましくない。
一方、間隔が５００μｍ超では充填物の充填率が８０％未満となる場合があるため好ましくない。
接合部品のスポット溶接において、表層のＡｌ－Ｆｅ被覆を溶解させ、溶接部の周辺へ吐き出させることで、充填物を形成する。少なくとも通電電極を押し当てる位置において、被覆鋼部材と溶接相手材との間に５０μｍ以上の隙間を設けておかないと、溶解したＡｌ－Ｆｅ合金の溶接部周辺への吐き出しが滞り、充填物の断面積が３．０×１０４μｍ２未満となる場合があるため好ましくない。
一方、間隔が５００μｍ超では充填物の充填率が８０％未満となる場合があるため好ましくない。
打角１５度以下
通電電極の打角とは、通電電極と被覆鋼板との接触角度であり、通電電極の軸方向と被覆鋼板の表面に平行な方向とが垂直となる角度を０として、そこからのずれを表す。打角が１５度を超えると、溶解したＡｌ－Ｆｅ合金の溶接部周辺への吐き出しが不均一となり、充填物が溶接部周辺に均等に形成されず、充填率が８０％未満となる場合があるため好ましくない。この場合、腐食を十分に防止することができず、腐食環境における耐水素脆性が低下するので好ましくない。打角は１０度以下が好ましい。
通電電極の打角とは、通電電極と被覆鋼板との接触角度であり、通電電極の軸方向と被覆鋼板の表面に平行な方向とが垂直となる角度を０として、そこからのずれを表す。打角が１５度を超えると、溶解したＡｌ－Ｆｅ合金の溶接部周辺への吐き出しが不均一となり、充填物が溶接部周辺に均等に形成されず、充填率が８０％未満となる場合があるため好ましくない。この場合、腐食を十分に防止することができず、腐食環境における耐水素脆性が低下するので好ましくない。打角は１０度以下が好ましい。
加圧力３００ｋｇｆ以上
溶接電極間が加圧されることで、Ａｌ－Ｆｅ系被覆が溶接相手材と接触し、接触面積の分だけ被覆のＡｌ－Ｆｅ系合金が溶接部の周辺へ吐き出される。加圧力が３００ｋｇｆ未満であると、被覆鋼板におけるＡｌ－Ｆｅ系被覆と溶接相手材との接触面積が足りないため十分な量のＡｌ－Ｆｅ系合金が溶接部周辺へ吐き出されず、スポット溶接部の周囲の充填物の断面積が３．０×１０４μｍ２未満となる場合があるため好ましくない。加圧力は４００ｋｇｆ以上が好ましい。
溶接電極間が加圧されることで、Ａｌ－Ｆｅ系被覆が溶接相手材と接触し、接触面積の分だけ被覆のＡｌ－Ｆｅ系合金が溶接部の周辺へ吐き出される。加圧力が３００ｋｇｆ未満であると、被覆鋼板におけるＡｌ－Ｆｅ系被覆と溶接相手材との接触面積が足りないため十分な量のＡｌ－Ｆｅ系合金が溶接部周辺へ吐き出されず、スポット溶接部の周囲の充填物の断面積が３．０×１０４μｍ２未満となる場合があるため好ましくない。加圧力は４００ｋｇｆ以上が好ましい。
アップスロープ：５サイクル以上
アップスロープとは鋼板基材を溶解させナゲットを形成する電流までの到達サイクルであり、この間に被覆鋼板の表層のＡｌ－Ｆｅ系被覆が溶解し、溶接部の周辺に吐き出される。アップスロープが５サイクル未満であると、表層Ａｌ－Ｆｅ合金が急激に溶解し、ナゲット内へ取り込まれるため、充填物の第１の領域または第２の領域に含まれるＡｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの量が不足する場合があるため好ましくない。
アップスロープとは鋼板基材を溶解させナゲットを形成する電流までの到達サイクルであり、この間に被覆鋼板の表層のＡｌ－Ｆｅ系被覆が溶解し、溶接部の周辺に吐き出される。アップスロープが５サイクル未満であると、表層Ａｌ－Ｆｅ合金が急激に溶解し、ナゲット内へ取り込まれるため、充填物の第１の領域または第２の領域に含まれるＡｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの量が不足する場合があるため好ましくない。
スポット溶接の冷却速度：８００～５００℃の平均冷却速度を５００℃／秒以上
スポット溶接の冷却時（ナゲットを形成した後の冷却時）に冷却速度を上げることで、充填物が第２の領域が微細に分散したものとなるので好ましい。これは、溶接時に溶接部の周辺に吐き出された充填物（となる溶融物）が冷却される際に、冷却速度が、５００℃／秒以上であると、Ｆｅを比較的多く含み凝固点が高い第１の領域の優先的な凝固が促進され、第２の領域が分断されて凝集粗大化が抑制されるためであると考えられる。
例えば、電極の保持時間を５サイクル以上とし、鋼板同士の隙間に直接冷媒（圧縮空気または冷却水）を流し込むことで冷却を促進させ、上記の冷却速度を得ることができる。電極の保持サイクル数は上記の冷却速度を得るためには５サイクル以上が特に好ましい。保持サイクル数は多いほど良いが、製造効率を考慮すると１０サイクル以下が好ましい。
冷却速度は、速すぎると溶接ナゲットや充填物の欠陥（引け巣）を生成する点で、５０００℃／秒以下であることが好ましい。
スポット溶接の冷却速度は以下の方法で求めることができる。被覆鋼部材と溶接相手材との間にて、溶接中心から１０ｍｍ以内の位置にＲ型熱電対を溶着して、溶接時の温度変化を測定する。本実施形態では、充填物の凝固が進み、温度が比較的安定する８００～５００℃の平均冷却速度をスポット溶接の冷却速度とする。
スポット溶接の冷却時（ナゲットを形成した後の冷却時）に冷却速度を上げることで、充填物が第２の領域が微細に分散したものとなるので好ましい。これは、溶接時に溶接部の周辺に吐き出された充填物（となる溶融物）が冷却される際に、冷却速度が、５００℃／秒以上であると、Ｆｅを比較的多く含み凝固点が高い第１の領域の優先的な凝固が促進され、第２の領域が分断されて凝集粗大化が抑制されるためであると考えられる。
例えば、電極の保持時間を５サイクル以上とし、鋼板同士の隙間に直接冷媒（圧縮空気または冷却水）を流し込むことで冷却を促進させ、上記の冷却速度を得ることができる。電極の保持サイクル数は上記の冷却速度を得るためには５サイクル以上が特に好ましい。保持サイクル数は多いほど良いが、製造効率を考慮すると１０サイクル以下が好ましい。
冷却速度は、速すぎると溶接ナゲットや充填物の欠陥（引け巣）を生成する点で、５０００℃／秒以下であることが好ましい。
スポット溶接の冷却速度は以下の方法で求めることができる。被覆鋼部材と溶接相手材との間にて、溶接中心から１０ｍｍ以内の位置にＲ型熱電対を溶着して、溶接時の温度変化を測定する。本実施形態では、充填物の凝固が進み、温度が比較的安定する８００～５００℃の平均冷却速度をスポット溶接の冷却速度とする。
（Ｄ）被覆鋼板の製造方法
本実施形態に係る接合部品が含む第１の鋼部材の素材として好適な被覆鋼板は、例えば以下に示す工程を含む製造方法を用いることにより製造することができる。
本実施形態に係る接合部品が含む第１の鋼部材の素材として好適な被覆鋼板は、例えば以下に示す工程を含む製造方法を用いることにより製造することができる。
製造方法
（ｉ）上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造してスラブを製造する、スラブ準備工程
（ｉｉ）得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱間圧延工程
（ｉｉｉ）熱延鋼板を巻き取る、巻き取り工程
（ｉｖ）必要に応じて、巻き取り工程後の熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程
（ｖ）必要に応じて、巻き取り工程後または熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする、冷間圧延工程
（ｖｉ）必要に応じて、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする、焼鈍工程
（ｖｉｉ）熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板にＡｌ系被覆を施して被覆鋼板とする、被覆工程
（ｉ）上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造してスラブを製造する、スラブ準備工程
（ｉｉ）得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱間圧延工程
（ｉｉｉ）熱延鋼板を巻き取る、巻き取り工程
（ｉｖ）必要に応じて、巻き取り工程後の熱延鋼板に焼鈍を行う、熱延板焼鈍工程
（ｖ）必要に応じて、巻き取り工程後または熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする、冷間圧延工程
（ｖｉ）必要に応じて、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行って焼鈍鋼板とする、焼鈍工程
（ｖｉｉ）熱延鋼板、冷延鋼板または焼鈍鋼板にＡｌ系被覆を施して被覆鋼板とする、被覆工程
以下、各工程について説明する。
＜スラブ準備工程＞
スラブ準備工程では、上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造することで熱間圧延に供するスラブを製造する。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
スラブ準備工程では、上述の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造することで熱間圧延に供するスラブを製造する。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
＜熱間圧延＞
熱間圧延工程においては、スラブを加熱し、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。熱間圧延条件については限定されない。
熱間圧延工程においては、スラブを加熱し、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。熱間圧延条件については限定されない。
＜巻き取り工程＞
巻き取り工程では、例えば熱間圧延後の熱延鋼板を８００℃以下の温度域で巻き取る。巻き取り温度が８００℃を超えると、変態がほとんど進まない内に巻き取られ、コイル内で変態が進行するため、コイル形状不良となる場合がある。
巻き取り工程では、例えば熱間圧延後の熱延鋼板を８００℃以下の温度域で巻き取る。巻き取り温度が８００℃を超えると、変態がほとんど進まない内に巻き取られ、コイル内で変態が進行するため、コイル形状不良となる場合がある。
＜熱延板焼鈍工程＞
熱延板焼鈍工程では、熱延鋼板に対し、例えば窒素８０体積％以上の雰囲気や大気雰囲気で４５０～８００℃で５時間以上の焼鈍を施す。熱延板焼鈍は必ずしも行う必要はないが、熱延板焼鈍によれば、熱延鋼板を軟質化し、次工程である冷延工程における荷重を低減できるので好ましい。
熱延板焼鈍工程では、熱延鋼板に対し、例えば窒素８０体積％以上の雰囲気や大気雰囲気で４５０～８００℃で５時間以上の焼鈍を施す。熱延板焼鈍は必ずしも行う必要はないが、熱延板焼鈍によれば、熱延鋼板を軟質化し、次工程である冷延工程における荷重を低減できるので好ましい。
＜冷間圧延工程＞
冷間圧延工程では熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板（熱延板焼鈍工程を行わない場合には巻き取り工程後の熱延鋼板）にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。デスケーリング及び冷間圧延は必ずしも行う必要がないが、冷間圧延を行う場合、良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、圧延荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における累積圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
デスケーリングの方法は、特に限定されないが、酸洗とすることが好ましい。また、酸洗を行う場合、条件を塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去することが好ましい。
冷間圧延工程では熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板（熱延板焼鈍工程を行わない場合には巻き取り工程後の熱延鋼板）にデスケーリングを行い、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。デスケーリング及び冷間圧延は必ずしも行う必要がないが、冷間圧延を行う場合、良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、圧延荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における累積圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
デスケーリングの方法は、特に限定されないが、酸洗とすることが好ましい。また、酸洗を行う場合、条件を塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去することが好ましい。
＜焼鈍工程＞
被覆前の焼鈍工程では、熱延鋼板または冷延鋼板に対し、７００～９５０℃の温度域で焼鈍を施す。被覆前の焼鈍は、必ずしも行う必要はないが、焼鈍工程によれば、冷延鋼板を軟質化し、次工程であるめっき工程において通板が容易となるので好ましい。
被覆前の焼鈍工程では、熱延鋼板または冷延鋼板に対し、７００～９５０℃の温度域で焼鈍を施す。被覆前の焼鈍は、必ずしも行う必要はないが、焼鈍工程によれば、冷延鋼板を軟質化し、次工程であるめっき工程において通板が容易となるので好ましい。
＜被覆工程＞
被覆工程では、Ａｌ系被覆を施して、鋼板（巻取り工程後の熱延鋼板、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板、冷延工程後の冷延鋼板または焼鈍工程後の焼鈍鋼板）の表面にＡｌ系被覆を形成し、被覆鋼板とする。Ａｌ系被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。
被覆工程では、Ａｌ系被覆を施して、鋼板（巻取り工程後の熱延鋼板、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板、冷延工程後の冷延鋼板または焼鈍工程後の焼鈍鋼板）の表面にＡｌ系被覆を形成し、被覆鋼板とする。Ａｌ系被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法をはじめとして電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。
溶融めっきを行う場合、めっき浴にはＡｌの他に不純物としてＦｅが混入している場合が多い。また、Ａｌを７０％以上含有する限り、さらに上述した元素以外にめっき浴にＳｉ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃａ、ミッシュメタル等を含有させてもよい。
溶融めっきを行う場合、焼鈍工程後の焼鈍鋼板を、室温まで冷却した後に再度昇温しめっきを行ってもよく、焼鈍後にめっき浴温近傍の６５０～７５０℃に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
溶融めっきを行う場合、焼鈍工程後の焼鈍鋼板を、室温まで冷却した後に再度昇温しめっきを行ってもよく、焼鈍後にめっき浴温近傍の６５０～７５０℃に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
Ａｌ系被覆の前処理や後処理については特に限定するものではなく、プレコートや溶剤塗布、合金化処理、調質圧延等が可能である。合金化処理として、例えば４５０～８００℃で焼鈍することが可能である。また後熱処理として調質圧延は形状調整等に有用で、例えば０．１～０．５％の圧下が可能である。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
まず、被覆鋼板、被覆鋼部材及び接合部品を製造するにあたり、表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。
＜実施例１＞
得られたスラブに熱間圧延を施し、８００℃以下の温度で巻き取り、厚さ２．７ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板とした。冷延鋼板に、Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆を有する被覆鋼板を得た。
被覆鋼板の、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
得られたスラブに熱間圧延を施し、８００℃以下の温度で巻き取り、厚さ２．７ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延後の熱延鋼板に対し、冷間圧延を施し、厚さ１．６ｍｍの冷延鋼板とした。冷延鋼板に、Ａｌめっきを施し、Ａｌ系被覆を有する被覆鋼板を得た。
被覆鋼板の、鋼板の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
被覆鋼板を、表２Ａ、表２Ｄ、表２Ｇに示す昇温速度、加熱温度で加熱し、加熱温度の±１０℃以内の範囲に６０秒保持し、表２Ａ、表２Ｄ、表２Ｇに示す平均冷却速度でＭｓ点以下まで冷却する熱処理を施し、被覆鋼部材を得た。
被覆鋼部材の鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
被覆鋼部材の鋼板基材の板厚方向に表面から板厚の１／４の位置の化学組成は、スラブの化学組成と同様であった。
得られた被覆鋼部材を切り出し、ＳＥＭ観察、引張試験を以下の方法で行い、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚み、引張強度を評価した。評価結果を表２Ａ、表２Ｄ、表２Ｇに示す。
＜Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚み＞
鋼部材の端部を避けて測定試料を切り出し、断面を走査型電子顕微鏡で１０視野観察し、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みを測定し、その平均値をＡｌ－Ｆｅ系被覆の厚みとした。
鋼部材の端部を避けて測定試料を切り出し、断面を走査型電子顕微鏡で１０視野観察し、Ａｌ－Ｆｅ系被覆の厚みを測定し、その平均値をＡｌ－Ｆｅ系被覆の厚みとした。
＜引張強度＞
引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。被覆鋼部材の均熱部位（端部から５０ｍｍ以上離れた部位）を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を、高い強度を有すると評価した。
引張試験はＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。被覆鋼部材の均熱部位（端部から５０ｍｍ以上離れた部位）を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。そして、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を、高い強度を有すると評価した。
鋼部材を、表２Ａ、表２Ｄ、表２Ｇに示すスポット溶接条件：隙間、打角、加圧力、アップスロープ、冷却速度にて溶接し、接合部品を得た。本実施例では、相手材も同じ鋼部材とした。ナゲット径は５．１～６．３ｍｍであった。溶接機は単相交流式（６０Ｈｚ電源）であり、溶接時間２０サイクルにて上記ナゲット径となる電流を与えた。電極は先端径８ｍｍφ、ドームラジアス形、アルミナ分散銅製を用いた。
得られた接合部品において、以下の方法で、充填物の断面積、充填率、Ａｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量、ＣＣＴにおける耐破断を評価した。評価結果を表２Ｂ、表２Ｃ、表２Ｅ、表２Ｆ、表２Ｈ、表２Ｉに示す。
＜充填物の断面積＞
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面において、充填物の面積を求めた。同溶接条件において５試料以上切出し断面積を求め、その平均値を充填物の断面積とした。
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面において、充填物の面積を求めた。同溶接条件において５試料以上切出し断面積を求め、その平均値を充填物の断面積とした。
＜充填率＞
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面における圧接部（コロナボンド）の終端から隙間部に向かって１００μｍまでの範囲において、鋼部材を除いた領域に占める充填物の割合を求めた。同溶接条件において５試料以上切出し割合を求め、その最小値を充填物の充填率とした。
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、断面における圧接部（コロナボンド）の終端から隙間部に向かって１００μｍまでの範囲において、鋼部材を除いた領域に占める充填物の割合を求めた。同溶接条件において５試料以上切出し割合を求め、その最小値を充填物の充填率とした。
＜充填物におけるＦｅ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ含有量＞
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、コントラストの異なる２種類の組織に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を１０点分析し、その平均値を充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ含有量とした。
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、コントラストの異なる２種類の組織に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム径１μｍ以下）を１０点分析し、その平均値を充填物に含まれるＡｌ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ含有量とした。
＜充填物における第２の領域のサイズ＞
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、コントラストの異なる２種類の組織に対し、第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定した。ここで第２の領域のサイズとは、水平方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（水平フェレ径）と、垂直方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（垂直フェレ径）との平均値と定義した。水平方向とは接合部品の長手方向、垂直方向とは長手方向に垂直な板厚方向とした。測定に際しては、１５個の第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定し、その平均値を充填物に含まれる第２の領域のサイズとした。
接合部品においてスポット溶接部（ナゲット及びコロナボンド）と充填物の断面が観察できるように、溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、この試料に対し、走査型電子顕微鏡を用いて反射電子像を取得し、コントラストの異なる２種類の組織に対し、第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定した。ここで第２の領域のサイズとは、水平方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（水平フェレ径）と、垂直方向の平行線で第２の領域を挟んだ平行線間の距離（垂直フェレ径）との平均値と定義した。水平方向とは接合部品の長手方向、垂直方向とは長手方向に垂直な板厚方向とした。測定に際しては、１５個の第１の領域に囲まれた島状の第２の領域のサイズを測定し、その平均値を充填物に含まれる第２の領域のサイズとした。
＜ＣＣＴによる破断サイクル＞
腐食環境における耐水素脆性は、ＣＣＴ（複合サイクル試験）による腐食促進試験によって評価した。具体的には、接合部品から、スポット溶接部を中心に長さ１００ｍｍ、幅５０ｍｍのサンプルを採取し、ＪＡＳＯ規格Ｍ６０９、Ｍ６１０の規定に準拠してＣＣＴを行い、スポット溶接部が破断しないサイクル数によって評価した。ＣＣＴは３６０サイクルまで実施し、３６０サイクルまで破断しなかったサンプルは溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、充填物の断面積の減少が試験前後で１０％以下の場合、特に腐食環境に対して優れるとした。
腐食環境における耐水素脆性は、ＣＣＴ（複合サイクル試験）による腐食促進試験によって評価した。具体的には、接合部品から、スポット溶接部を中心に長さ１００ｍｍ、幅５０ｍｍのサンプルを採取し、ＪＡＳＯ規格Ｍ６０９、Ｍ６１０の規定に準拠してＣＣＴを行い、スポット溶接部が破断しないサイクル数によって評価した。ＣＣＴは３６０サイクルまで実施し、３６０サイクルまで破断しなかったサンプルは溶接点の中心位置を通る垂直断面を切り出し、充填物の断面積の減少が試験前後で１０％以下の場合、特に腐食環境に対して優れるとした。
表２Ａ～表２Ｉに示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｂ１～Ｂ６７は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｂ１～ｂ２６は、化学組成または、充填物の形成が不十分であり、強度（素材となる鋼部材の強度）、耐水素脆性の少なくとも１つが劣っていた。また、充填物がＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉを含む場合には、特に腐食環境に対して優れていた。
本発明によれば、腐食環境における耐水素脆性に優れたスポット溶接部を有する高強度な接合部品を得ることが可能となる。本発明に係る接合部品は、特に自動車の骨格部品として用いるのに好適である。本発明の鋼部材は、高強度かつ耐水素脆性に優れるので、自動車部品に適用した場合、燃費及び衝突安全性の向上に寄与する。
１：接合部品
１１：第１の鋼部材
１２：第２の鋼部材
２１：スポット溶接部
３１：充填物
１１１：鋼板基材
１１２：Ａｌ－Ｆｅ系被覆
ｇ：隙間
１１：第１の鋼部材
１２：第２の鋼部材
２１：スポット溶接部
３１：充填物
１１１：鋼板基材
１１２：Ａｌ－Ｆｅ系被覆
ｇ：隙間
Claims (6)
- 第１の鋼部材と、第２の鋼部材と、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材とを接合しているスポット溶接部とを含む接合部品であって、
前記第１の鋼部材は、質量％で、
Ｃ：０．２５～０．６５％、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ａｌ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～１．００％、及び
ＲＥＭ：０～０．３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板基材と、
前記鋼板基材の表面に形成され、Ａｌ及びＦｅを含有する厚さ２５μｍ以上の被覆と、
を含み、
前記スポット溶接部を含む前記第１の鋼部材及び前記第２の鋼部材の厚さ方向の断面において、前記スポット溶接部の周囲の、前記第１の鋼部材と前記第２の鋼部材の間の隙間に、Ａｌ及びＦｅを含有する充填物が存在し、
前記充填物は、前記断面において、断面積が６．３×１０４μｍ２以上、かつ、前記スポット溶接部のナゲットの周囲に形成されたコロナボンドの端部から１００μｍの範囲の前記隙間における充填率が８０％以上であり、
前記充填物は、質量％で、Ａｌ：１５％以上３５％未満、Ｆｅ：５５％以上７５％以下、Ｓｉ：４％以上９％以下、を含む第１の領域と、質量％で、Ａｌ：３５％以上５５％以下、Ｆｅ：４０％以上５５％未満、Ｓｉ：１％以上４％未満、を含む第２の領域と、からなる
ことを特徴とする接合部品。 - 前記第１の鋼部材の前記鋼板基材の化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有し、
前記第１の領域が、合計含有量で０．２５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含み、
前記第２の領域が、合計含有量で０．１５％以上の、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの１種以上をさらに含む
ことを特徴とする請求項１に記載の接合部品。 - 前記第２の領域のフェレ径の平均が３０μｍ以下である、
ことを特徴とする請求項２に記載の接合部品。 - 請求項１に記載の接合部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６５％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、及びＲＥＭ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である化学組成からなる鋼板と、前記鋼板の表面に形成されたＡｌを含有する付着量が５０ｇ/ｍ２以上の被覆と、からなる被覆鋼板を、１．０～５００℃／秒の昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃まで加熱し、Ｍｓ点以下まで上部臨界冷却速度以上で冷却して鋼部材を得る熱処理工程と、
前記熱処理工程後の前記鋼部材と、相手材となる第２の鋼部材とをスポット溶接によって接合するスポット溶接工程を含み、
前記スポット溶接工程では、
少なくとも通電電極を押し当てる位置において、前記鋼部材と、前記第２の鋼部材とを５０μｍ～５００μｍの間隔を空けて重なるように配置し、
前記鋼部材及び前記第２の鋼部材に対し、前記通電電極を、打角１５度以下かつ、加圧力が３００ｋｇｆ以上となるように押し当て、５０Ｈｚまたは６０Ｈｚの交流電源にて、通電量を漸増させるアップスロープを１０サイクル以上与え、その後に、溶接ナゲットを形成して接合する
ことを特徴とする、接合部品の製造方法。 - 前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．１０～１．００％の１種以上を含有する、
ことを特徴とする請求項４に記載の接合部品の製造方法。 - 前記スポット溶接工程では、８００～５００℃の平均冷却速度を５００℃／秒以上とする、
ことを特徴とする請求項５に記載の接合部品の製造方法。
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