WO2020130079A1 - スポット溶接部材 - Google Patents

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公一 谷口
林太 佐藤
克利 ▲高▼島
松田　広志
池田　倫正
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention is a spot-welded member having a spot-welded portion formed by resistance spot welding (hereinafter also referred to as spot welding) a plurality of steel sheets including a zinc-based plated steel sheet, and is mainly used for automobile steel sheets.
  • spot welding resistance spot welding
  • the present invention relates to a spot welding member used in.
  • hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by the following method.
  • a slab is hot-rolled and cold-rolled to form a thin steel plate, or a slab is hot-rolled, cold-rolled and heat-treated to form a thin steel plate, which is a base steel plate.
  • the base steel sheet is cleaned by degreasing and/or pickling the surface of the steel sheet in the pretreatment step, or by removing the oil component on the surface of the steel sheet in the preheating furnace by omitting the pretreatment step and then removing it in a non-oxidizing atmosphere. Recrystallization annealing is performed by heating in a medium or a reducing atmosphere.
  • the steel sheet is cooled to a temperature suitable for plating in a non-oxidizing atmosphere or a reducing atmosphere, and the steel sheet is immersed in a molten zinc bath without being exposed to the atmosphere.
  • the surface of the steel sheet is galvanized, and a hot-dip galvanized steel sheet is obtained.
  • the galvannealed steel sheet is obtained by hot-dip galvanizing and then heat treating the steel sheet in an alloying furnace.
  • film forming techniques by electrogalvanizing and PVD methods in addition to the hot dip galvanizing method.
  • spot welding is mainly used for assembly of automobile bodies and attachment of parts.
  • spot welding of a plate assembly including a zinc-based plated steel sheet has a problem that cracks may occur in the welded portion. It is considered that this is due to so-called liquid metal brittleness, in which the low melting point metal plating layer on the surface of the steel sheet becomes liquid phase during the welding process, penetrates into the crystal grain boundaries of the steel sheet, reduces the grain boundary strength, and causes cracking.
  • liquid metal brittleness in which the low melting point metal plating layer on the surface of the steel sheet becomes liquid phase during the welding process, penetrates into the crystal grain boundaries of the steel sheet, reduces the grain boundary strength, and causes cracking.
  • the cracks that occur during spot welding occur on the surfaces where the electrodes and the steel sheets are in contact, the surfaces where the steel sheets are in contact with each other, and the like.
  • Non-Patent Documents 1 and 2 in resistance spot welding of a high-strength steel sheet including a galvanized steel sheet, when there is galvanization on the overlapping surfaces between the steel sheets and there is a hitting angle of the electrodes, the steel sheets are welded between the steel sheets. It has reported a phenomenon in which cracking (that is, cracking in a surface where steel sheets contact each other) occurs. Regarding such cracks between steel sheets, Non-Patent Document 3 reports that cracks are suppressed by lengthening the hold time during welding.
  • Patent Document 1 discloses a technique for suppressing cracking at a welded portion in spot welding including a zinc-based plated high-strength steel sheet by removing a plating layer near the welded portion before spot welding. ..
  • Non-Patent Document 3 it is necessary to increase the hold time in order to prevent cracks in the spot welded portion, which lowers the productivity of the welded member.
  • Patent Document 1 in order to prevent cracks in the spot welds, a step of partially removing the plating layer after the plating film formation is required, resulting in an increase in cost. Further, although the technique of Patent Document 1 makes it possible to make cracks in the spot welds less likely to occur, there is a new concern that the corrosion resistance of the welds will deteriorate due to the removal of the plating layer.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and even when spot welding a plurality of steel sheets including a zinc-based plated steel sheet, cracks in the spot welds are suppressed and corrosion resistance is secured.
  • An object is to provide a spot welding member.
  • the present inventors have focused on the fact that even in spot welding of a plurality of steel sheets including a zinc-based plated steel sheet, cracks may occur in the spot welded portion and cracks may not occur, and welding for solving the above-mentioned problems
  • the members were investigated in earnest.
  • spot welding is performed on high-strength zinc-based plated steel sheets having various zinc-based plating layers, and the presence or absence of cracks is investigated from the cross-sectional structure of the obtained spot welds.
  • the corrosion resistance of the spot welds was evaluated by a corrosion resistance test.
  • cracking is suppressed by controlling the plating structure in the vicinity of the spot welded portion after spot welding, and the corrosion resistance of a high-strength galvanized steel sheet is secured. It was found that a spot welded member can be obtained.
  • the thermal shock region outside the corona bond end of the spot weld is an interface between the base steel plate and the plating of the high-strength zinc-based plated steel plate,
  • composition of components of the high-strength zinc-based plated steel sheet is% by mass, C: 0.01 to 0.22%, Si: 0.02 to 2.00%, Mn: 1.0 to 4.0%, P: 0.060% or less, S: The spot-welded member according to any one of the above [1] to [4], containing 0.01% or less.
  • Nb 0.002 to 0.100%
  • Ti 0.002 to 0.100%
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • the spot welding member according to the above [5] containing one or more selected from the above.
  • “high strength” refers to a steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the “zinc-based plated steel sheet” is a general term for steel sheets obtained by coating the steel sheet with zinc-based plating by various manufacturing methods such as hot dip plating, electroplating, vapor deposition plating, and thermal spraying. Further, the zinc-based plated steel sheet includes both a hot-dip galvanized steel sheet (GI) not subjected to alloying treatment and a galvannealed steel sheet (GA) subjected to alloying treatment.
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA galvannealed steel sheet
  • Examples of the zinc-based plating include hot dip galvanizing, alloy hot dip galvanizing, hot dip zinc-aluminum alloy plating, hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating, electrogalvanizing, electrogalvanizing nickel-nickel alloy plating, and the like. However, all known zinc-based plating containing zinc is applicable.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view illustrating a configuration of a spot welded portion of a spot welded member and an overlapping surface between steel plates around the spot welded portion according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view illustrating a spot welded portion of the spot welding member according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the Al content (mass %) in the plating at the corona bond edge and the FeAl alloy layer thickness ( ⁇ m).
  • the spot welding member of the present invention will be described below.
  • the present invention is not limited to this embodiment.
  • the content of each element of the component composition of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet, the unit of the content of each element of the component composition of the plating layer is "mass%", unless otherwise specified Indicated simply by "%".
  • FIG. 1 and FIG. 2 are cross-sectional views illustrating a spot welded portion 2 of a spot welded member and an overlapping surface between steel plates around the spot welded member according to an embodiment of the present invention, showing a cross section in a plate thickness direction including a welded portion. It is shown schematically. It should be noted that each drawing shows an example of a spot welding member obtained by spot welding a plate assembly in which two steel plates are superposed. In FIG. 1, the illustration of the plating of the steel plate 1 is omitted.
  • FIG. 2 is an enlarged view of one side (left side on the paper surface) of the cross section of the spot welded portion of FIG.
  • the cross section of the spot welded portion 2 in the spot welded member of the present invention is defined as follows. As shown in FIG. 1, when the surface 6 (steel plate mating surface) on which the steel plates 1 are superposed is indicated by a chain line, the steel plate mating surface 6 and the end of the corona bond 2b on the welding heat affected zone (HAZ) 2c side are The point where the points overlap is point A. In the following description, this point A is referred to as a corona bond end portion A.
  • the region inside the welding heat-affected zone 2c outward from the corona bond end portion A (direction away from the nugget 2a) is defined as a thermal shock region.
  • the base material portion, which is outside the thermal shock area and is not affected by heat input during welding, is defined as a normal area.
  • the gap between the steel plates 1 facing each other on the steel plate mating surface 6 is referred to as a plate interval.
  • the spot welding member of the present invention is a spot welding portion 2 (hereinafter referred to as a welding portion) formed by performing spot welding in which a plate assembly in which a plurality of steel plates 1 are superposed is sandwiched by a pair of electrodes and pressed and energized. .). At least one of the plurality of steel plates 1 is a high-strength zinc-based plated steel plate having a composition described below.
  • the cross section of the welded portion 2 in the spot welded member of the present invention has a structure of the plating layer 5 as shown in FIG. Specifically, the cross section of the welded portion 2 is located at the interface between the base steel sheet and the plating of the high-strength zinc-based plated steel sheet 1 in a region (thermal shock region) within the welding heat-affected zone 2c from the corona bond end A.
  • An FeAl alloy layer 3 having an average thickness of 0.3 ⁇ m or more and a plating layer 5 having a zinc-based plating layer 4 having an average thickness of 2.0 ⁇ m or more formed on the FeAl alloy layer 3.
  • the Al content in the plating (that is, the Al content in the plating 1b of the high-strength zinc-based plated steel sheet 1 in the normal region shown in FIG. 2) and the FeAl alloy layer 3 are represented by the following formula (1).
  • ln shows a natural logarithm
  • [average thickness of the FeAl alloy layer] is the average thickness ( ⁇ m) of the FeAl alloy layer
  • [Al content] is the Al content (mass %).
  • the plating layer 5 can further have a Zn-rich phase ( ⁇ ) having an Fe content of 5 mass% or less. Further, the Zn-rich phase ( ⁇ ) can be oriented in the (001) plane with respect to the basal plane.
  • an area 0.2 mm apart from the corona bond end A in the outward direction is observed, and the structure of the plating layer 5 in this area is defined.
  • the plating 1b in the normal region that is, the zinc-based plating 1b on the base material steel plate 1a shown in FIG. 2 and the zinc-based plating layer 4 in the thermal shock region (that is, shown in FIG. 2). It is different from the zinc-based plating layer 4) on the FeAl alloy layer 3.
  • the zinc-based plating layer 4 existing in the above-mentioned thermal shock area there is Zn plating discharged from the areas of the nugget 2a and the corona bond 2b.
  • the normal region plating 1b refers to the plating 1b on the base steel plate 1a (high-strength zinc-based plated steel plate 1), and is in the same state as the plating before spot welding.
  • the structure of the plating layer 5 is illustrated only on the zinc-based plated steel sheet 1 (the lower steel sheet 1 in FIG. 2), but as described later, it is superposed on the zinc-based plated steel sheet.
  • the FeAl alloy layer 3 is formed on the steel plate surfaces on both sides of the steel plate mating surface 6 (that is, the upper steel plate surface and the lower steel plate surface).
  • Al content in the plating of the high-strength zinc-based plated steel sheet 0.5 mass% or more At the interface between the steel sheet (high-strength zinc-based plated steel sheet 1) and the plating of the steel sheet due to heat input during welding as described below.
  • Forming a high melting point FeAl intermetallic compound phase (FeAl alloy layer 3) is one of the important requirements of the present invention.
  • the Al content in the plating of the high-strength zinc-based plated steel sheet 1, which is the base steel sheet is less than 0.5% by mass, it is difficult to stably form a sufficient amount of the FeAl alloy layer 3.
  • the Al content in the plating 1b (that is, the plating 1b in the normal region shown in FIG. 2) is 0.5% by mass or more. Preferably, it is 1.0% by mass or more. It is more preferably 5.0% by mass or more.
  • the upper limit of the Al content in the plating 1b is not particularly specified, but it is preferably 10.0% by mass or less from the viewpoint of improving the corrosion resistance after coating. More preferably, it is 7.0 mass% or less.
  • the Al content in the plating 1b can be measured by the method described in Examples described later.
  • Average thickness of FeAl alloy layer in thermal shock region 0.3 ⁇ m or more
  • the present inventors investigated the cracking behavior between plates of the welded portion 2 using the welded members formed under various conditions. As a result of the investigation, in the thermal shock region of the welded member (the region inside the weld heat-affected zone 2c outside the corona bond end A) where cracks did not occur between the plates (see FIG. 2), the average thickness was It was confirmed that the FeAl alloy layer 3 having a thickness of 0.3 ⁇ m or more was formed.
  • the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region has an average thickness of 0.3 ⁇ m or more.
  • the average thickness is preferably 0.9 ⁇ m or more. More preferably, it is 1.4 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average thickness of the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region is not specified. The thickness is preferably 5.0 ⁇ m or less.
  • the FeAl alloy layer 3 is an intermetallic compound phase containing Fe: 30 mass% or more and Al: 30 mass% or more.
  • the average thickness of the FeAl alloy layer 3 refers to the average of the measured values of the thickness of the FeAl alloy layer 3 in the thickness direction of the steel plate in the thermal shock region, which is measured by the method described later.
  • the FeAl alloy layer can be measured by the method described in Examples below.
  • the cracks between the plates mentioned above refer to cracks generated in the corona bond 2b or the thermal shock region of FIG.
  • the Al content in the plating Al content in the plating 1b in the normal region
  • the average thickness ( ⁇ m) of the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region The relationship will be described.
  • the average thickness of the FeAl alloy layer formed in the thermal shock region increases with increasing Al content until the Al content in the normal area plating is about 10.0 mass %.
  • An exponential correlation was observed in which the average thickness of the FeAl alloy layer gradually asymptotically increased with a sharp increase and 10.0 mass% or more.
  • Al in the plating of the high strength zinc-based plated steel sheet used in the present invention
  • GA eg 0.13% Al bath
  • GI eg 0.19% Al bath
  • Al in the plating of the high strength zinc-based plated steel sheet used in the present invention
  • the average thickness of the zinc-based plating layer 4 on the FeAl alloy layer 3 is 2.0 ⁇ m or more.
  • the inventors of the present invention have used the welded members formed under various conditions similarly to the above-described cracking behavior, and The corrosion resistance between the plates was evaluated. As a result, a zinc-based plating layer having an average thickness of 2.0 ⁇ m or more was observed on the FeAl alloy layer 3 in the welded member having good corrosion resistance between the plates. It is considered that this is because the sacrificial anticorrosion effect of Zn improves the corrosion resistance of the welded portion. Therefore, the average thickness of the zinc-based plating layer 4 on the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region is set to 2.0 ⁇ m or more.
  • the average thickness of the zinc-based plating layer 4 is preferably 2.5 ⁇ m or more, and more preferably 3.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the average thickness of the zinc-based plating layer 4 on the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region is not particularly specified. It is preferably 9.5 ⁇ m or less.
  • the zinc-based plating layer can be measured by the method described in Examples below.
  • Average thickness of FeAl alloy layer after welding (suitable conditions)
  • the average thickness of the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region can satisfy the relationship of Expression (1).
  • ln shows a natural logarithm.
  • the thickness of the FeAl alloy layer 3 that can more effectively suppress the effect of suppressing Zn intrusion into the base steel plate by increasing the Al content in the plating 1b before welding so as to satisfy the formula (1). Can be adjusted to. As a result, cracking of the spot welds can be suppressed, that is, LME resistance can be further improved.
  • Zn-rich phase ( ⁇ ) with Fe content of 5 mass% or less (preferred condition) From the above evaluation results, in the case of a welded member having particularly good corrosion resistance, in addition to the above-described plating structure in the thermal shock region, Zn-rich with a Fe content of 5 mass% or less between the plates around the welded portion 2 Presence of phase ( ⁇ ) was observed.
  • the Zn-rich phase ( ⁇ ) is Zn plating vaporized or fluidized by the temperature rise during spot welding from inside the nugget 2a or the corona bond 2b. Although not shown, the Zn-rich phase ( ⁇ ) is formed on the zinc-based plating layer 4.
  • the high-strength zinc-based plated steel sheet 1 reacts with the plating 1b (Zn plating) of the steel sheet 1, so that the Fe content in the plating increases.
  • the Fe content in the Zn plating (Zn-rich phase) in the thermal shock region was 5% by mass or less. This is a result of the alloying reaction being barriered by the high melting point FeAl alloy layer 3 formed at the interface between the plating and the steel sheet, and the zinc purity of the swept Zn plating was relatively high. It is presumed that this is due to the decrease in the content.
  • the Fe content in the Zn-rich phase existing between the plates around the welded portion 2 in the thermal shock region is 5% by mass or less.
  • the lower limit of the Fe content in the Zn-rich phase is not specified. It is preferably 0.5% by mass or more.
  • the Fe content in the Zn-rich phase can be measured by the method described in Examples below.
  • Zn-rich phase ( ⁇ ) is oriented in (001) plane with respect to the basal plane (suitable condition) From the above evaluation results, it was confirmed that the above-mentioned Zn-rich phase ( ⁇ ) tended to be oriented in the (001) plane in the welded member showing particularly excellent corrosion resistance.
  • the mechanism by which the orientation ratio of the swept Zn improves the corrosion resistance has not been clarified, but the (001) plane is a plane parallel to the substrate, and exhibits a barrier property in addition to the sacrificial corrosion resistance of Zn. It is estimated that
  • the orientation ratio of the (001) plane of the Zn-rich phase ( ⁇ ) can be measured by the method described in Examples described later. In the present invention, when the value of the orientation ratio measured by this method is 0.15 or more, the Zn-rich phase ( ⁇ ) has the orientation of (001) plane with respect to the basal plane.
  • the spot-welded member having the welded portion 2 having the above-described plated layer structure has an effect of simultaneously suppressing cracking and ensuring corrosion resistance.
  • At least one of high-strength zinc-based plated steel sheets is used in a plate set in which a plurality of steel sheets are stacked.
  • the composition of components of the high-strength zinc-based plated steel sheet is% by mass, C: 0.01 to 0.22%, Si: 0.02 to 2.00%, Mn: 1.0 to 4.0%, P: It contains 0.060% or less and S: 0.01% or less.
  • C 0.01 to 0.22%
  • C is an element that improves strength by forming martensite or the like as a steel structure. Therefore, the amount of C needs to be 0.01% or more in order to obtain the intended tensile strength in the present invention.
  • the C content exceeds 0.22%, the toughness of the spot welded portion deteriorates. Therefore, the amount of C is set to 0.01 to 0.22%.
  • the C content is preferably 0.02% or more, and preferably 0.18% or less.
  • Si 0.02 to 2.00% Si is an element effective for strengthening steel and obtaining a good material. Therefore, in order to obtain this effect, the Si amount needs to be 0.02% or more. On the other hand, if the amount of Si exceeds 2.00%, the plating property will deteriorate. Therefore, the amount of Si is set to 0.02 to 2.00%.
  • the amount of Si is preferably 0.3% or more, and preferably 1.5% or less.
  • Mn 1.0 to 4.0%
  • Mn is an element effective in increasing the strength of steel. In order to secure mechanical properties and strength, Mn needs to be contained at 1.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the surface concentration during annealing increases and it becomes difficult to secure the plating adhesion. Therefore, the amount of Mn is set to 1.0 to 4.0%.
  • the Mn content is preferably 1.2% or more, and preferably 3.0% or less.
  • P 0.060% or less
  • P is an element effective for strengthening ferrite, and when added in an appropriate amount, the balance between strength and ductility is improved.
  • the P amount is 0.060% or less. Preferably it is 0.005 to 0.020% or less.
  • S 0.01% or less S becomes an inclusion such as MnS, which causes deterioration of impact resistance and cracking along the metal flow of the welded portion. Therefore, from the viewpoint that it is desirable to reduce the amount as much as possible, the S amount is set to 0.01% or less. Further, in order to secure good stretch flangeability, the S content is preferably 0.005% or less.
  • the balance other than the above-mentioned components can be Fe and inevitable impurities.
  • the components described below can be appropriately contained as necessary with the intention of further improving the properties of the steel sheet.
  • Nb 0.002 to 0.100%
  • Ti 0.002 to 0.100%
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • Nb and Ti are Is an element that can effectively contribute to the precipitation strengthening of steel by containing 0.002% or more.
  • Nb and Ti exceeds 0.100%, the shape fixability may decrease. Therefore, when Nb and Ti are contained as necessary, Nb and Ti are each 0.002 to 0.100%. More preferably, they are 0.010% or more and 0.080% or less, respectively.
  • B has an effect of suppressing the generation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries. Therefore, B is preferably contained in an amount of 0.0002% or more. On the other hand, an excessive content of B impairs the formability. Therefore, when B is contained as required, the B content is 0.0002 to 0.0050%. More preferably, they are 0.0010% or more and 0.0030% or less, respectively.
  • the plurality of steel plates to be stacked may be a plurality of the same kind of steel plates or a plurality of different kinds of steel plates.
  • the plate thickness of each steel plate may be the same or different.
  • the surface-treated steel sheets having the plating layer may be superposed on each other.
  • the above-described plating structure in the thermal shock region is Formed on the steel plate surface on both sides.
  • the same effects as the above effects can be obtained.
  • the above-mentioned effect can be obtained when a plate set of two steel plates, a zinc-based plated steel plate and a non-zinc-based plated steel plate (cold rolled steel plate) is used. That is, not only ultra-high-tensile steel (cold-rolled steel sheet) having Zn plating with Al added thereto, but also on the surface of any high-tensile steel sheet that contacts at the steel sheet mating surface of the welded portion 2, the plating during welding melts and both sides of the steel sheet mating surface.
  • the FeAl alloy layer 3 By forming the FeAl alloy layer 3 on the surface of the steel sheet, the same effect as described above can be obtained.
  • the above-described effects can be similarly obtained.
  • zinc-based plated steel sheet/cold-rolled steel sheet/zinc-based plated steel sheet are superposed in this order to perform spot welding to form a welded portion
  • cold-rolled steel sheet/cold-rolled steel sheet/zinc-based steel sheet are superposed in this order to perform spot welding to form a welded portion
  • cold-rolled steel sheet/cold-rolled steel sheet/zinc-based steel sheet Even when the plated steel sheets are stacked in this order and spot welding is performed to form a welded portion, the above-described thermal shock area is formed on the steel sheet surfaces on both sides of the steel sheet mating surface of the cold rolled steel sheet and the zinc-based plated steel sheet.
  • the plating structure of is formed.
  • the present invention is to join, by resistance spot welding, a plate set in which a total of two or more steel plates including one or more high-strength zinc-based plated steel plates are superposed.
  • a resistance spot welding method for forming a welded portion 2 shown in FIG. 2 by pressing a pair of plates of two steel plates with a pair of electrodes, energizing them under predetermined welding conditions, and joining them together will be described. To do.
  • the lower steel plate is the high-strength zinc-based plated steel plate described above.
  • the plate assembly is sandwiched between the electrodes arranged on the lower side and the electrodes arranged on the upper side, and the current is controlled while applying pressure so that the following suitable welding conditions are achieved.
  • This makes it possible to form the above-described welded portion 2 of the plated structure between the plates of the overlapping surfaces of the steel plates.
  • the angle of impact is 0°
  • the above-mentioned problems of the present invention do not occur. Therefore, the hit angle is over 0°.
  • the hitting angle is 10° or less from the viewpoint of preventing the plate displacement during welding.
  • the effect of the present invention is generally recognized in the first stage energization in mass production, but the energization pattern is not particularly limited.
  • the effect of the present invention can be obtained even when two-step energization or pulse energization is applied for the control of the weld nugget structure or the structure for ensuring the strength.
  • a plate set was formed by stacking a plurality of steel sheets shown in Table 2. At least one of the plurality of steel plates was a high-strength galvanized steel plate.
  • the plate assembly was clamped, and resistance spot welding was carried out under the welding conditions shown below. A welded member having 2 was obtained.
  • ⁇ Welding conditions The welding conditions are such that the electrode hitting angle is 7° and the pressing force is 3.5 kN.
  • the welding current pattern is controlled so that the obtained nugget diameter is in the range of 3.5 ⁇ t to 5.5 ⁇ t.
  • t (mm) is the plate thickness of the steel plate.
  • a Cu-Cr alloy electrode having a DR6 (JIS DR6 ⁇ type) electrode shape was used as a pair of electrodes (lower electrode and upper electrode) that sandwich the steel sheet.
  • the structure and various characteristics of the plating layer 5 around the welded portion 2 were evaluated by the methods shown in (1) to (4) below.
  • the structure of the plating layer 5 in the thermal shock region was obtained by observing the cross section of the weld 2 with a scanning electron microscope (SEM) to determine the thickness of the FeAl alloy layer 3 in the thermal shock region and The thickness of the zinc-based plating layer 4 on the FeAl alloy layer 3 was measured. Specifically, the welded portion 2 of the welded member was cut in the plate thickness direction, the cross section was mirror-polished, and the thermal shock region was observed by SEM (magnification: 5000 times).
  • SEM scanning electron microscope
  • the thickness ( ⁇ m) of the FeAl alloy layer 3 at 10 points and the thickness ( ⁇ m) of the zinc-based plating layer 4 thereon at a 10 ⁇ m pitch in the longitudinal direction of the steel plate (direction away from the nugget 2a) were set. Each was measured and the average value was calculated. The average value was set as the thickness of the FeAl alloy layer 3 and the thickness of the zinc-based plating layer 4, respectively.
  • the zinc-based plating layer 4 is shown as a Zn plating layer.
  • the orientation of the Zn-rich phase ( ⁇ ) was obtained by measuring the XRD of a minute portion with a mask diameter of 100 ⁇ m (RINT-RAPIDII-R manufactured by Rigaku Corporation, X-ray source: Co-K ⁇ , voltage: 45 kV, current: 160 mA).
  • the orientation ratio of Zn on the (001) plane was calculated from the obtained diffraction pattern, and a 10-point average value was obtained. When this average value was 0.15 or more, it was determined that the Zn-rich phase ( ⁇ ) had the (001) plane orientation with respect to the basal plane.
  • No cracked member ⁇ Two or less cracked members and average crack depth of less than 100 ⁇ m ⁇ : Two or less cracked members and average crack depth of 100 ⁇ m to less than 300 ⁇ m ⁇ : 2 or less cracked members and average crack depth of 300 ⁇ m or more ⁇ : 3 or more cracked members (4) Corrosion resistance evaluation
  • the welded member was subjected to a corrosion test (SAE-J2334). As the corrosion resistance of the welded portion 2, the hole depth and the red rust area ratio within a circumferential range of a width of 10 mm from the corona bond end A to the outer peripheral direction were measured and evaluated.
  • the hole depth was measured at 100 arbitrary points using a micrometer, and the average value was taken as the average hole depth.
  • a portion where red rust was generated was marked by using an appearance photograph of the area, and the red rust area ratio was calculated by image binarization processing.
  • the symbols ⁇ , ⁇ and ⁇ were evaluated as good, and the symbols ⁇ and ⁇ were evaluated as inferior. It should be noted that the symbols ⁇ , ⁇ , and ⁇ indicate that the evaluation was gradedly excellent in this order.

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Abstract

亜鉛系めっき鋼板を含む複数枚の鋼板を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の提供を目的とする。本発明は、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、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、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、高強度亜鉛系めっき鋼板の母材鋼板とめっきとの界面に、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。

Description

スポット溶接部材
　本発明は、亜鉛系めっき鋼板を含む複数枚の鋼板を抵抗スポット溶接（以下、スポット溶接と称する場合もある。）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り、主に自動車用鋼板に使用されるスポット溶接部材に関するものである。
　自動車、家電、建材などの分野においては、素材鋼板として防錆性を付与した表面処理鋼板が使用されており、その中でも防錆性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が使用されている。
　一般的に、溶融亜鉛めっき鋼板は、以下の方法で製造される。まず、スラブに熱間圧延、冷間圧延を施して薄鋼板とし、あるいはスラブに熱間圧延、冷間圧延さらに熱処理を施して薄鋼板とし、母材鋼板とする。母材鋼板は、鋼板表面を前処理工程で脱脂および／または酸洗して洗浄するか、あるいは前処理工程を省略して予熱炉内で鋼板表面の油分を燃焼除去した後、非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で加熱することで再結晶焼鈍を行う。その後、非酸化性雰囲気中あるいは還元性雰囲気中で鋼板をめっきに適した温度まで冷却して、大気に触れることなく鋼板を溶融亜鉛浴中に浸漬する。これにより鋼板表面が亜鉛めっきされ、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき後、鋼板を合金化炉内で熱処理することで得られる。鋼板表面に亜鉛系めっきを成膜する技術としては、溶融亜鉛めっき法の他に、電気亜鉛めっきやＰＶＤ法による成膜技術がある。
　近年、自動車の分野では素材鋼板の高性能化と共に軽量化が促進されている。素材鋼板として、防錆性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の使用が増加している。その一方で、これらの亜鉛めっき鋼板を素材鋼板として使用する場合、以下の問題がある。
　一般的に、自動車車体の組み立てや部品の取り付けでは、主にスポット溶接が使われる。しかしながら、亜鉛系めっき鋼板を含む板組のスポット溶接においては、溶接部に割れが生じることがあるという問題があった。これは、溶接プロセス中に鋼板表面の低融点金属めっき層が液相化し、鋼板の結晶粒界に浸入して粒界強度を低下させて割れを引き起こす、いわゆる液体金属脆性に起因するものと考えられている。このスポット溶接時に生じる割れは、電極と鋼板が接する面や鋼板同士が接する面などで生じることが知られている。
　例えば非特許文献１、２では、亜鉛めっき鋼板を含む高強度鋼板の抵抗スポット溶接において、鋼板間の重ね合わせ面に亜鉛めっきが存在し、かつ電極の打角がある場合には、鋼板間で割れ（すなわち、鋼板同士が接する面における割れ）が生じる現象を報告している。このような鋼板間の割れに対して、非特許文献３では溶接時のホールド時間を長くすることで割れが抑制されることを報告している。
　また、例えば特許文献１には、亜鉛系めっき高強度鋼板を含むスポット溶接において、スポット溶接の前に溶接部近傍のめっき層を除去することによって溶接個所の割れを抑止する技術が開示されている。
特願２０１６－５６２０４１号
▲高▼島ら、「超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるＬＭＥ割れ抑止技術の開発（第１報）」、溶接学会全国大会講演概要　平成29年度春季全国大会、P16(2017) 澤西ら、「超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるＬＭＥ割れ抑止技術の開発（第２報）」、溶接学会全国大会講演概要　平成29年度春季全国大会、P18(2017) 谷口ら、「超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるＬＭＥ割れ抑止技術の開発（第３報）」、溶接学会全国大会講演概要　平成29年度春季全国大会、P20(2017)
　しかしながら、非特許文献３に記載の技術では、スポット溶接部の割れ防止のためにホールド時間を増加する必要があり、溶接部材の生産性を低下させる。
　特許文献１に記載の技術では、スポット溶接部の割れ防止のため、めっき成膜後に部分的にめっき層を除去する工程が必要となりコストアップを招く。また、特許文献１の技術によりスポット溶接部の割れを生じ難くすることは可能となっても、めっき層の除去によって溶接部の耐食性が劣化するという新たな懸念がある。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、亜鉛系めっき鋼板を含む複数枚の鋼板をスポット溶接する場合であっても、スポット溶接部の割れを抑止し、かつ耐食性を確保したスポット溶接部材を提供することを目的とする。
　本発明者らは、亜鉛系めっき鋼板を含む複数枚の鋼板のスポット溶接でも、スポット溶接部に割れが発生する場合と割れが発生しない場合がある点に着目し、上述した課題を解決する溶接部材を鋭意調査した。
　具体的には、種々の亜鉛系めっき層を有する高強度亜鉛系めっき鋼板にスポット溶接を実施し、得られたスポット溶接部の断面組織から割れの有無を調査する。これとともに、耐食性試験によりスポット溶接部の耐食性を評価した。その結果、亜鉛系めっき鋼板を含む鋼板のスポット溶接であっても、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し、且つ耐食性を確保した高強度亜鉛めっき鋼板のスポット溶接部材が得られることを知見した。
　本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
[１]　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。
[２]　前記めっき中のＡｌ含有量は、式（１）を満たす、上記[１]に記載のスポット溶接部材。
[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ]≧０．８×ｌｎ[Ａｌ含有量]＋０．２・・・（１）
ただし、ｌｎは自然対数を示し、[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ] はＦｅＡｌ合金層の平均厚さ（μｍ）、[Ａｌ含有量]はＡｌ含有量（質量％）である。
[３]　前記めっき層は、さらに、Ｆｅ含有量が５質量％以下であるＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）を有する、上記[１]または[２]に記載のスポット溶接部材。
[４]　前記Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）は、基底面に対して（００１）面に配向している、上記[１]～[３]のいずれか１つに記載のスポット溶接部材。
[５]　前記高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．２２％、
Ｓｉ：０．０２～２．００％、
Ｍｎ：１．０～４．０％、
Ｐ：０．０６０％以下、
Ｓ：０．０１％以下を含有する、上記[１]～[４]のいずれか１つに記載のスポット溶接部材。
[６]　前記高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組成に、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
Ｔｉ：０．００２～０．１００％、
Ｂ：０．０００２～０．００５０％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、上記［５］に記載のスポット溶接部材。
　なお、本発明において「高強度」とは、引張強度７８０ＭＰａ以上の鋼板を指す。本発明において「亜鉛系めっき鋼板」とは、例えば溶融めっき法、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射法などの各種の製造方法により鋼板上に亜鉛系めっきを被覆した鋼板の総称である。また、亜鉛系めっき鋼板には、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のいずれも含む。亜鉛系めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき、電気亜鉛めっき、電気亜鉛－ニッケル合金めっきなどが例示されるが、これらに限定されるものではなく、亜鉛を含む公知の亜鉛系めっきすべてが適用可能である。
　本発明によれば、少なくとも１枚の亜鉛系めっき鋼板を含む複数枚の鋼板を重ね合わせた板組に対して行うスポット溶接であっても、スポット溶接部の割れを抑止し、かつ耐食性を確保した高強度亜鉛系めっき鋼板のスポット溶接部材が得られる。
図１は、本発明の一実施形態におけるスポット溶接部材のスポット溶接部およびその周囲の鋼板間の重ね合わせ面の構成を説明する断面図である。 図２は、本発明の一実施形態におけるスポット溶接部材のスポット溶接部を説明する断面図である。 図３は、コロナボンド端部におけるめっき中のＡｌ含有量（質量％）とＦｅＡｌ合金層厚さ（μｍ）の関係を示すグラフである。
　以下、本発明のスポット溶接部材について説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されない。以下の説明において、高強度溶融亜鉛系めっき鋼板の成分組成の各元素の含有量、めっき層の成分組成の各元素の含有量の単位は、いずれも「質量％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。
　まず、本発明において最も重要なスポット溶接後のスポット溶接部２のめっき層５の構造について説明する。図１および図２は、本発明の一実施形態におけるスポット溶接部材のスポット溶接部２およびその周囲の鋼板間の重ね合わせ面を説明する断面図であり、溶接個所を含む板厚方向の断面を模式的に示したものである。なお、各図には、２枚の鋼板を重ね合わせた板組をスポット溶接したスポット溶接部材の一例を示す。図１では、鋼板１のめっきの図示を省略している。図２は、図１のスポット溶接部の断面の一方側（紙面上で左側）を拡大したものである。
　ここでは、本発明のスポット溶接部材におけるスポット溶接部２の断面を次のように定義する。図１に示すように、各鋼板１を重ね合わせた面６（鋼板合わせ面）を一点鎖線で示すとき、鋼板合わせ面６と溶接熱影響部（ＨＡＺ）２ｃ側のコロナボンド２ｂの端部とが重なる点をＡ点とする。以降の説明では、このＡ点をコロナボンド端部Ａと称する。本発明では、コロナボンド端部Ａから外側方向（ナゲット２ａから離れる方向）の溶接熱影響部２ｃ内の領域を熱衝撃領域とする。この熱衝撃領域の外側にあり、溶接時の入熱による影響を受けない母材部分を正常領域とする。また、鋼板合わせ面６において対向する各鋼板１の隙間は、板間と称する。
　本発明のスポット溶接部材は、複数枚の鋼板１を重ね合わせた板組を、一対の電極によって挟持して加圧し通電するスポット溶接を行って形成したスポット溶接部２（以下、溶接部と称する。）を有する。複数枚の鋼板１のうち少なくとも１枚は、後述する成分組成を有する高強度亜鉛系めっき鋼板である。
　本発明のスポット溶接部材における溶接部２の断面は、図２に示すようなめっき層５の構造となる。具体的には、溶接部２の断面は、コロナボンド端部Ａから溶接熱影響部２ｃ内の領域（熱衝撃領域）において、高強度亜鉛系めっき鋼板１の母材鋼板とめっきとの界面に、平均厚さが０．３μｍ以上のＦｅＡｌ合金層３と、このＦｅＡｌ合金層３の上に平均厚さが２．０μｍ以上の亜鉛系めっき層４を形成しためっき層５を有する。
また、めっき中のＡｌ含有量（すなわち、図２に示す正常領域における、高強度亜鉛系めっき鋼板１のめっき１ｂ中のＡｌ含有量）とＦｅＡｌ合金層３は、以下の式（１）に示す関係を満たすことができる。
[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ]≧０．８×ｌｎ[Ａｌ含有量] + ０．２・・・（１）
　ただし、ｌｎは自然対数を示し、[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ] はＦｅＡｌ合金層の平均厚さ（μｍ）、[Ａｌ含有量]はＡｌ含有量（質量％）である。
また、めっき層５は、さらに、Ｆｅ含有量が５質量％以下であるＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）を有することができる。
また、Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）は、基底面に対して（００１）面に配向することができる。
　本発明では、コロナボンド端部Ａから外側方向へ０．２ｍｍ離間した領域を観察し、この領域のめっき層５の構造を規定している。
　なお、図２に示すように、正常領域におけるめっき１ｂ（すなわち、図２に示す母材鋼板１ａ上の亜鉛系めっき１ｂ）と、熱衝撃領域における亜鉛系めっき層４（すなわち、図２に示すＦｅＡｌ合金層３上の亜鉛系めっき層４）とは異なる。上記した熱衝撃領域に存在する亜鉛系めっき層４には、ナゲット２ａやコロナボンド２ｂの領域から排出されるＺｎめっきなどが存在する。正常領域のめっき１ｂとは、母材鋼板１ａ（高強度亜鉛系めっき鋼板１）上のめっき１ｂを指し、スポット溶接前のめっきと同じ状態である。
　ここでは、説明のために、亜鉛系めっき鋼板１（図２の下側の鋼板１）のみに上記めっき層５の構造を図示しているが、後述するように、亜鉛系めっき鋼板と重ね合わせた鋼板の鋼板合わせ面６に対して両側の鋼板表面（すなわち、上側の鋼板表面と下側の鋼板表面）に、ＦｅＡｌ合金層３が形成される。
　高強度亜鉛系めっき鋼板のめっき中のＡｌ含有量：０．５質量％以上
　後述するように溶接時の入熱によって、鋼板（高強度亜鉛系めっき鋼板１）と該鋼板のめっきとの界面に高融点のＦｅＡｌ金属間化合物相（ＦｅＡｌ合金層３）を形成することが、本発明の重要な要件の一つである。しかしながら、母材鋼板である高強度亜鉛系めっき鋼板１のめっき中のＡｌ含有量が０．５質量％未満では、安定的に十分な量のＦｅＡｌ合金層３を形成し難い。その結果、局所的に母材鋼板へのＺｎ侵入が容易となり、割れを防止する効果が十分に得られない。よって、めっき１ｂ（すなわち、図２に示す正常領域のめっき１ｂ）中のＡｌ含有量は０．５質量％以上とする。好ましくは、１．０質量％以上とする。より好ましくは５．０質量％以上とする。
　めっき１ｂ中のＡｌ含有量の上限は特に規定しないが、塗装後耐食性の向上の観点から、１０．０質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、７．０質量％以下とする。
　なお、本発明において、めっき１ｂ中のＡｌ含有量の測定は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　熱衝撃領域のＦｅＡｌ合金層の平均厚さ：０．３μｍ以上
　本発明者らは、種々の条件で形成した溶接部材を用いて、溶接部２の板間の割れ挙動を調査した。調査した結果、板間（図２を参照）に割れの発生しなかった溶接部材の熱衝撃領域（コロナボンド端部Ａの外側にある溶接熱影響部２ｃ内の領域）では、平均厚さで０．３μｍ以上のＦｅＡｌ合金層３の形成が認められた。板間に割れが発生しなかった理由は、高融点のＦｅＡｌ合金層３が高強度亜鉛系めっき鋼板１（図２に示す例では下側の鋼板１）と該鋼板のめっきの界面に形成することによって、液化したＺｎが鋼板中に浸入することを阻害し、粒界脆化を抑止しているためと推定される。よって、熱衝撃領域のＦｅＡｌ合金層３は平均厚さで０．３μｍ以上とする。好ましくは平均厚さで０．９μｍ以上とする。より好ましくは１．４μｍ以上とする。
　熱衝撃領域のＦｅＡｌ合金層３の平均厚さの上限は特に規定しない。５．０μｍ以下とすることが好ましい。
　ここで、ＦｅＡｌ合金層３とは、Ｆｅ：３０質量％以上およびＡｌ：３０質量％以上を含有する金属間化合物相とする。
　なお、ＦｅＡｌ合金層３の平均厚さとは、熱衝撃領域における鋼板板厚方向のＦｅＡｌ合金層３の厚さを、後述する方法で複数測定し、その測定値を平均したものを指す。本発明において、ＦｅＡｌ合金層の測定は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。また、上記した板間の割れとは、図２のコロナボンド２ｂまたは熱衝撃領域に生じる割れを指す。
　本発明では、上述のように、高強度亜鉛系めっき鋼板１の母材鋼板と該鋼板のめっきの界面に、高融点のＦｅＡｌ合金層３を形成することが重要である。そこで、図３のグラフを用いて、めっき中のＡｌ含有量（正常領域のめっき１ｂ中のＡｌ含有量）（質量％）と熱衝撃領域におけるＦｅＡｌ合金層３の平均厚さ（μｍ）との関係について説明する。
　図３のグラフに示すように、熱衝撃領域に形成するＦｅＡｌ合金層の平均厚さは、正常領域のめっき中のＡｌ含有量が１０．０質量％程度まではＡｌ含有量の増加に伴って急激に増加し、１０．０質量％以上ではＦｅＡｌ合金層の平均厚さは緩やかに漸近する指数関数的な相関が認められた。従って、一般的なＺｎめっき鋼板であるＧＡ（例えば０．１３％Ａｌ浴）やＧＩ（例えば０．１９％Ａｌ浴）に比べて、本発明で用いる高強度亜鉛系めっき鋼板のめっき中のＡｌ含有量を微量に増加させることで、溶接時の入熱によるＦｅＡｌ合金層の形成が劇的に変化し、ＦｅＡｌ合金層による母材鋼板へのＺｎ侵入抑制効果、すなわち耐ＬＭＥ特性の向上が見込まれる。なお、図３に示した式中、ｙはＦｅＡｌ合金層の平均厚さ（μｍ）を示し、Ｘは正常領域のめっき中のＡｌ含有量（質量％）を示す。
　ＦｅＡｌ合金層３上の亜鉛系めっき層４の平均厚さ：２．０μｍ以上
　本発明者らは、上記した割れ挙動と同様に、種々の条件で形成した溶接部材を用いて、溶接部２の板間の耐食性を評価した。その結果、板間の耐食性が良好な溶接部材では、ＦｅＡｌ合金層３の上に２．０μｍ以上の平均厚さの亜鉛系めっき層が認められた。これは、Ｚｎによる犠牲防食作用により溶接部の耐食性が向上したと考えられる。よって、熱衝撃領域のＦｅＡｌ合金層３上の亜鉛系めっき層４の平均厚さは、２．０μｍ以上とする。好ましくは亜鉛系めっき層４の平均厚さで２．５μｍ以上、より好ましくは亜鉛系めっき層４の平均厚さで３．０μｍ以上とする。
　熱衝撃領域のＦｅＡｌ合金層３上の亜鉛系めっき層４の平均厚さの上限は特に規定しない。９．５μｍ以下とすることが好ましい。
　なお、本発明において、上記亜鉛系めっき層の測定は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　溶接後のＦｅＡｌ合金層の平均厚さ（好適条件）
　本発明の溶接部材は、熱衝撃領域におけるＦｅＡｌ合金層３の平均厚さが式（１）の関係を満たすことができる。
[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ]≧０．８×ｌｎ[Ａｌ含有量] + ０．２・・・（１）
ただし、ｌｎは自然対数を示す。
　式（１）を満足するように、溶接前のめっき１ｂ中のＡｌ含有量を増加させることによって、母材鋼板へのＺｎ侵入抑制効果をより効果的に抑制可能なＦｅＡｌ合金層３の厚さに調整することができる。これにより、スポット溶接部の割れ抑制、すなわち耐ＬＭＥ特性をより向上させることができる。
　Ｆｅ含有量が５質量％以下であるＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）　（好適条件）
　上記した評価結果より、耐食性が特に良好な溶接部材では、上述した熱衝撃領域のめっき組織に加えて、さらに、溶接部２の周囲の板間にＦｅ含有量が５質量％以下のＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）の存在が認められた。ここでいう溶接部２の周囲は、熱衝撃領域部分を指す。このＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）とは、ナゲット２ａまたはコロナボンド２ｂの内部からスポット溶接時の昇温によって、気化または流動したＺｎめっきである。なお、図示はしないが、Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）は亜鉛系めっき層４の上に形成される。
　通常、スポット溶接時は、高強度亜鉛系めっき鋼板１と該鋼板１のめっき１ｂ（Ｚｎめっき）が反応するため、めっき中のＦｅ含有量が増加する。しかしながら、耐食性が良好な溶接部材では、熱衝撃領域におけるＺｎめっき（Ｚｎ－ｒｉｃｈ相）中のＦｅ含有量が５質量％以下であった。これは、めっきと鋼板の界面に形成した高融点のＦｅＡｌ合金層３によって合金化反応がバリアされた結果であること、掃き出されたＺｎめっきの亜鉛の純度が高いために、相対的にＦｅ含有量が低下したこと、に起因すると推定される。よって、熱衝撃領域における溶接部２の周囲の板間に存在するＺｎ－ｒｉｃｈ相中のＦｅ含有量は、５質量％以下とする。
　Ｚｎ－ｒｉｃｈ相中のＦｅ含有量の下限は特に規定しない。０．５質量％以上とすることが好ましい。
　なお、本発明において、上記Ｚｎ－ｒｉｃｈ相中のＦｅ含有量は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）は基底面に対して（００１）面に配向　（好適条件）
　上記した評価結果より、特に優れた耐食性を示した溶接部材では、上述のＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）が（００１）面に配向している傾向が認められた。掃き出されたＺｎの配向率によって耐食性が改善するメカニズムは明らかになっていないが、（００１）面は基盤に対して平行な面であり、Ｚｎの犠牲防食性に加えてバリア性が発揮されたと推定される。
　η相の成長方位がランダムで配向性が全くない場合、Ｚｎの配向率は０．１になり、０．１より大きくなるに従って、配向性が増加する。
　なお、本発明において、上記Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）の（００１）面の配向率の測定は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。本発明では、この方法で測定した配向率の値が０．１５以上の場合に、Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）が基底面に対して（００１）面の配向性を有するものとする。
　以上説明したように、上記しためっき層の構造の溶接部２を有するスポット溶接部材は、割れの抑止と耐食性の確保を両立するという効果を得られる。
　次に、本発明のスポット溶接部材に用いる高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組織の限定理由について説明する。
　本発明では、複数枚の鋼板を重ね合わせた板組のうち、少なくとも１枚は高強度亜鉛系めっき鋼板を用いる。高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．２２％、Ｓｉ：０．０２～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ｐ：０．０６０％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有する。
　Ｃ：０．０１～０．２２％
　Ｃは、鋼組織としてマルテンサイトなどを形成させることで強度を向上させる元素である。そのため、本発明で目的とする引張強度を得るには、Ｃ量は０．０１％以上必要である。一方、Ｃ量は０．２２％を超えると、スポット溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０１～０．２２％とする。Ｃ量は、好ましくは０．０２％以上とし、好ましくは０．１８％以下とする。
　Ｓｉ：０．０２～２．００％
　Ｓｉは、鋼を強化して良好な材質を得るのに有効な元素である。そのため、この効果を得るためには、Ｓｉ量は０．０２％以上必要である。一方、Ｓｉ量は２．００％を超えるとめっき性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量は０．０２～２．００％とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３％以上とし、好ましくは１．５％以下とする。
　Ｍｎ：１．０～４．０％
　Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。機械特性や強度を確保するためは、Ｍｎは１．０％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｎ量は４．０％を越えると、焼鈍時の表面濃化が増加し、めっき密着性の確保が困難になる。したがって、Ｍｎ量は１．０～４．０％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．２％以上とし、好ましくは３．０％以下とする。
　Ｐ：０．０６０％以下
　Ｐは、フェライトの強化に有効な元素であり、適量添加することにより強度と延性のバランスが向上する。しかしながら、Ｐ量は０．０６０％を超えると、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰ偏析に伴う粒界脆化により、局部延性の劣化を通じて強度と延性のバランスが低下する。このため、Ｐ量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．００５～０．０２０％以下とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となる。従って、極力低減することが望ましい観点より、Ｓ量は０．０１％以下とする。また、良好な伸びフランジ性を確保するため、Ｓ量は０．００５％以下とすることが好ましい。
　上記した成分（基本成分）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすることができる。
　また、本発明では、上記した基本成分のほかに、鋼板の特性の更なる改善を意図して、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることが可能である。
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％、Ｔｉ：０．００２～０．１００％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％のうちから選ばれた１種または２種以上
　ＮｂおよびＴｉは、いずれも０．００２％以上の含有により鋼の析出強化に有効に寄与できる元素である。しかしながら、ＮｂおよびＴｉは、それぞれ０．１００％を超えると形状凍結性が低下する恐れがある。従って、ＮｂおよびＴｉを必要に応じて含有させる場合、ＮｂおよびＴｉはそれぞれ０．００２～０．１００％とする。より好ましくは、それぞれ０．０１０％以上とし、０．０８０％以下とする。
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライト生成および成長を抑制する作用を有する。そのため、Ｂは０．０００２％以上含有することが好ましい。一方、過剰なＢの含有は成形性を大きく損なう。従って、Ｂを必要に応じて含有させる場合、Ｂ量は０．０００２～０．００５０％とする。より好ましくは、それぞれ０．００１０％以上とし、０．００３０％以下とする。
　なお、本発明では、重ね合わせる複数の鋼板は、同種鋼板を複数枚重ねてもよく、あるいは異種鋼板を複数枚重ねてもよい。各鋼板の板厚は同じでもよく、あるいは異なっていてもよい。また、めっき層を有する表面処理鋼板同士を重ね合わせてもよい。
　例えば、図１に示すように２枚の鋼板の板組とし、この２枚を高強度亜鉛系めっき鋼板とする場合、図示は省略するが、上記した熱衝撃領域のめっき組織は鋼板合わせ面の両側の鋼板表面に形成される。溶接中の当該めっきが溶融し、鋼板合わせ面の両側の鋼板表面にＦｅＡｌ合金層３を形成することによって、上記した効果と同様の効果が得られる。
　また例えば、亜鉛系めっき鋼板と非亜鉛系めっき鋼板（冷延鋼板）の２枚の鋼板の板組とする場合にも、上記した効果は得られる。すなわち、Ａｌ添加のＺｎめっきを有する超ハイテン（冷延鋼板）のみでなく、溶接部２の鋼板合わせ面で接するいかなるハイテンの表面においても、溶接中の当該めっきが溶融し、鋼板合わせ面の両側の鋼板表面にＦｅＡｌ合金層３を形成することによって、上記した効果と同様の効果が得られる。
　また例えば、３枚の鋼板を板組とする場合にも、同様に、上記した効果は得られる。一例として亜鉛系めっき鋼板／冷延鋼板／亜鉛系めっき鋼板をこの順番で重ね合わせて、スポット溶接を行い、溶接部を形成する場合や、他の例として冷延鋼板／冷延鋼板／亜鉛系めっき鋼板をこの順番で重ね合わせて、スポット溶接を行い、溶接部を形成する場合であっても、冷延鋼板と亜鉛系めっき鋼板の鋼板合わせ面の両側の鋼板表面に、上記した熱衝撃領域のめっき組織が形成される。この鋼板表面にＦｅＡｌ合金層３を形成することによって、上記した効果と同様の効果が得られる。
　次に、上記のめっき構造の溶接部２を有する本発明の溶接部材の好適な製造方法の一例について説明する。なお、この製造方法における溶接条件は、この一例に限定されるものではない。
　本発明は、１枚以上の高強度亜鉛系めっき鋼板を含む合計２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、抵抗スポット溶接によって接合するものである。ここでは、２枚の鋼板を重ね合わせた板組に一対の電極によって加圧し、所定の溶接条件で通電し、接合することにより、図２に示す溶接部２を形成する抵抗スポット溶接方法について説明する。
　まず、下側に配置される鋼板１と上側に配置される鋼板１とを重ね合わせる。ここでは、下側の鋼板を上記した高強度亜鉛系めっき鋼板とする。
　次いで、下側に配置される電極および上側に配置される電極で板組を挟持し、加圧しながら以下に示す好適な溶接条件となるように制御して通電を行う。これにより、鋼板の重ね合わせ面の板間に上記しためっき構造の溶接部２を形成することができる。
　＜溶接条件＞
・電極の打角：０°超え１０°以下
　打角が０°の場合には、上記した本発明の課題は生じない。そのため、打角は０°超えとする。一方、溶接時の板ずれを防止する観点より、打角は１０°以下とすることが好ましい。
・加圧力：３．０～５．０ｋＮ
　加圧力が３．０ｋＮ未満の場合は、ナゲット径の確保が困難となる。一方、５．０ｋＮ超えではスポット溶接機の負荷が大きい。以上より加圧力は３．０～５．０ｋＮとする。
・通電パターン
　本発明の効果は、通常量産的に１段通電で効果が認められるが、これは特に通電パターンを限定されるもでは無い。例えば、溶接ナゲット組織の制御や強度の確保組織のために２段通電やパルス通電を適用した場合にも、本発明の効果を得ることが出来る。
　以下、本発明の作用および効果について、実施例を用いて説明する。なお、下記の実施例は本発明を限定するものではない。要旨構成の範囲内で構成を変更することは、本発明の範囲に含まれるものとする。
　まず、表１に示す鋼組成のスラブを加熱炉にて１２５０℃、６０分間加熱し、引き続き２．８ｍｍまで熱間圧延を施した後、５３０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮スケールを除去した後、１．２ｍｍまで冷間圧延を施した。一部の冷延鋼板については、そのまま用いた。それ以外の冷延鋼板については、その後、ＡＲＴ型ＣＧＬを用いて、熱処理を施した。次いで、表２に示す条件（めっき種およびＡｌ含有量）のＺｎ浴中でめっき処理をそれぞれ施し、各高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　得られた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と冷延鋼板を用いて、表２に示す複数枚の鋼板を重ね合わせた板組とした。複数枚の鋼板のうち少なくとも１枚の鋼板が、高強度溶融亜鉛めっき鋼板であった。Ｃガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源を有する抵抗溶接機を用いて、板組を挟持し、以下に示す溶接条件となるように抵抗スポット溶接を実施し、図２に示す溶接部２を有する溶接部材を得た。
　＜溶接条件＞
　溶接条件は、電極の打角を７°とし、加圧力を３．５ｋＮとする。溶接電流パターンは、得られるナゲット径が３．５√ｔ～５．５√ｔの範囲になるように制御する。ここで、ｔ（ｍｍ）は鋼板の板厚である。また、鋼板を挟持する一対の電極（下側の電極と上側の電極）は、電極形状がＤＲ６（ＪＩＳ　ＤＲ６φ型）であるＣｕ－Ｃｒ合金電極を用いた。
　得られた溶接部材を用いて、溶接部２の周囲のめっき層５の構造および諸特性を、以下の（１）～（４）に示す方法でそれぞれ評価した。
　（１）熱衝撃領域のめっき層５の組織
　めっき層５の組織は、溶接部２の断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより、熱衝撃領域におけるＦｅＡｌ合金層３の厚さおよびＦｅＡｌ合金層３上の亜鉛系めっき層４の厚さを、それぞれ測定した。具体的には、溶接部材の溶接部２を板厚方向に切断して断面を鏡面研磨し、ＳＥＭ（倍率：５０００倍）で熱衝撃領域を観察した。コロナボンド端部Ａから、鋼板長手方向（ナゲット２ａから離れる方向）に１０μｍピッチで１０点のＦｅＡｌ合金層３の厚さ（μｍ）およびその上の亜鉛系めっき層４の厚さ（μｍ）をそれぞれ測定し、平均値を求めた。その平均値をそれぞれＦｅＡｌ合金層３の厚さ、亜鉛系めっき層４の厚さとした。なお、表２では亜鉛系めっき層４をＺｎめっき層と示す。
　（２）溶接部の板間の掃き出しＺｎ（Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η））の組織
　熱衝撃領域をマイクロカッターで切断して溶接部材を分解し、鋼板間に掃き出されたＺｎ（Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η））中のＦｅ含有量をＥＰＭＡ分析によって１０点測定し、その平均値をＦｅ含有量（質量％）とした。
　また、Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）の配向は、マスク径１００μｍの微小部ＸＲＤ測定（リガク社製：ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤII－Ｒ、Ｘ線源：Ｃｏ－Ｋα、電圧：４５ｋＶ、電流：１６０ｍＡ）で得られた回折パターンからＺｎの（００１）面の配向率を算出し、１０点平均値を求めた。この平均値が０．１５以上の場合に、Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）が基底面に対して（００１）面の配向性を有すると判断した。
　（３）ＬＭＥ割れ評価
　ＬＭＥ割れ評価は、溶接部材の溶接部２を板厚方向に切断して断面を鏡面研磨し、ナゲット２ａの断面組織を光学顕微鏡の倍率１００倍で観察し、下記の基準に照らしてＬＭＥ割れを評価した。ここではＮ＝１０で評価した。本実施例では、記号◎、○、●の場合を良好と評価し、記号△、×の場合を劣ると評価した。なお、記号●、○、◎は、この順に段階的に優れた評価であることを示す。
◎：割れ発生した部材無し
○：割れ発生した部材が２個以下、かつ割れの平均深さが１００μｍ未満
●：割れ発生した部材が２個以下、かつ割れの平均深さが１００μｍ以上３００μｍ未満
△：割れ発生した部材が２個以下、かつ割れの平均深さが３００μｍ以上
×：割れ発生した部材が３個以上
　（４）耐食性評価
　耐食性の評価は、溶接部材を腐食試験（ＳＡＥ－Ｊ２３３４）に供し、溶接部２の耐食性としてコロナボンド端部Ａから外周方向の幅１０ｍｍの円周範囲内の穴深さと赤錆面積率をそれぞれ測定し、評価した。なお穴深さは、マイクロメーターを用いて任意の１００か所を測定し、その平均値を平均穴深さとした。また、当該領域の外観写真を用いて赤錆が発生している箇所をマーキングし、画像二値化処理によって赤錆面積率を算出した。ここでは、下記の基準に照らして耐食性をＮ＝１０で評価した。本実施例では、記号◎、○、●の場合を良好と評価し、記号△、×の場合を劣ると評価した。なお、記号●、○、◎は、この順に段階的に優れた評価であることを示す。
◎：９０サイクルで平均穴深さが３００μｍ以下、かつ赤錆面積率が５％未満
○：９０サイクルで平均穴深さが３００μｍ以下、かつ赤錆面積率が５％以上２０％未満
●：９０サイクルで平均穴深さが３００μｍ以下、かつ赤錆面積率が２０％以上５０％未満
△：９０サイクルで平均穴深さが３００μｍ以下、かつ赤錆面積率５０％以上
×：９０サイクルで平均穴深さが３００μｍ超え
　以上より、得られた結果を表２に併記する。表２によれば、本発明範囲のスポット溶接部材はいずれも所望の耐ＬＭＥ特性および耐食性を有している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　１　　　鋼板
　１ａ　　母材鋼板
　１ｂ　　めっき
　２　　　溶接部
　２ａ　　ナゲット
　２ｂ　　コロナボンド
　２ｃ　　溶接熱影響部
　３　　　ＦｅＡｌ合金層
　４　　　亜鉛系めっき層
　５　　　めっき層
　６　　　鋼板重ね合わせ面

Claims (6)

  1. 　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。
  2. 　前記めっき中のＡｌ含有量は、式（１）を満たす、請求項１に記載のスポット溶接部材。
    [ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ]≧０．８×ｌｎ[Ａｌ含有量] + ０．２・・・（１）
    ただし、ｌｎは自然対数を示し、[ＦｅＡｌ合金層の平均厚さ] はＦｅＡｌ合金層の平均厚さ（μｍ）、[Ａｌ含有量]はＡｌ含有量（質量％）である。
  3. 　前記めっき層は、さらに、Ｆｅ含有量が５質量％以下であるＺｎ－ｒｉｃｈ相（η）を有する、請求項１または２に記載のスポット溶接部材。
  4. 　前記Ｚｎ－ｒｉｃｈ相（η）は、基底面に対して（００１）面に配向している、請求項１～３のいずれか１項に記載のスポット溶接部材。
  5. 　前記高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組成は、質量％で、
    Ｃ：０．０１～０．２２％、
    Ｓｉ：０．０２～２．００％、
    Ｍｎ：１．０～４．０％、
    Ｐ：０．０６０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下を含有する、請求項１～４のいずれか１項に記載のスポット溶接部材。
  6. 　前記高強度亜鉛系めっき鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００２～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００２～０．１００％、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項５に記載のスポット溶接部材。
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