(57)【要約】【課題】  溶接部におけるもらいＬＭＥ割れが抑制されたスポット溶接部材を提供する。【解決手段】複数の鋼板がスポット溶接されたスポット溶接部材であって、  前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面にめっき層を有しない、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であり、  前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板であり、  スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度が１質量％以上、２５質量％未満である、スポット溶接部材。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
複数の鋼板がスポット溶接されたスポット溶接部材であって、
前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面にめっき層を有しない、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であり、
前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板であり、
スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度が１質量％以上、２５質量％未満である、スポット溶接部材。
【請求項２】
前記亜鉛系めっき層中のＡｌ濃度が０．２０質量％以上である、請求項１に記載のスポット溶接部材。
【請求項３】
前記亜鉛系めっき層中のＭｇ濃度が５．０質量％以下である、請求項１または２に記載のスポット溶接部材。
【請求項４】
前記高強度冷延鋼板が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０２〜２．００％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ  ：０．０６０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、および
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載のスポット溶接部材。
【請求項５】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、および
Ｂ  ：０．００５０％以下からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、請求項４に記載のスポット溶接部材。
【請求項６】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、請求項４または５に記載のスポット溶接部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はスポット溶接部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、家電、建材などの分野においては、防錆性を向上させるために様々な表面処理を施が施された鋼板が使用されている。中でも、亜鉛系めっき鋼板は、その防錆性の高さから、極めて広く用いられている。
【０００３】
とくに、自動車の分野では、車体の軽量化と衝突安全性の確保を両立させるために母材鋼板の高強度化が進められており、その結果、亜鉛系めっき層を有する高強度鋼板（高強度亜鉛系めっき鋼板）の使用が増加している。
【０００４】
しかし、自動車車体の素材として高強度亜鉛系めっき鋼板を使用した場合、以下に述べるような問題がある。
【０００５】
一般的に、自動車車体の組み立てや部品の取り付けにおいては、スポット溶接が用いられる。スポット溶接される板組が高強度亜鉛系めっき鋼板を含んでいる場合、溶接部に割れが生じやすい。これは、亜鉛系めっき層は一般的に低融点であるため、溶接中にめっき層が液相化し、母材鋼板の結晶粒界に浸入して粒界強度を低下させるためであると考えられている。このような液相化した金属による強度低下は、一般的に液体金属脆化（Liquid Metal Embrittlement, ＬＭＥ）と呼ばれ、液体金属脆化によって発生する割れは、液体金属脆化（ＬＭＥ）割れと呼ばれる。
【０００６】
また、高強度鋼板にめっきを施さなかったとしても、該高強度鋼板と溶接される相手材が亜鉛系めっき層を有している場合には、やはり高強度鋼板の溶接部に割れが生じることが知られている。このように、めっき層を有しない高強度鋼板に生じるＬＭＥ割れを、もらいＬＭＥ割れと称する。
【０００７】
上記もらいＬＭＥ割れは、電極の打角がある状態でスポット溶接が行われる場合にとくに顕著である。ここで、打角があるとは、溶接電極の軸が鋼板の表面に対して垂直ではない状態を指す。
【０００８】
そこで、亜鉛系めっき鋼板をスポット溶接した際のＬＭＥ割れを防止するために、様々な検討がなされている。
【０００９】
例えば、特許文献１では、スポット溶接に先だって、溶接される部分のめっき層を除去することにより、ＬＭＥ割れを防止する技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】国際公開第２０１６／１５９１６９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、特許文献１で提案されている技術では、事前にめっき層を除去する工程が必要であるため、製造コストが増加する。また、めっき層を除去しているため、溶接部の耐食性が低下すると考えられる。
【００１２】
本発明は、上記課題を解決することを目的としたものであり、高強度冷延鋼板を含むにもかかわらず、溶接部におけるもらいＬＭＥ割れが抑制されており、かつめっき層を除去することなく製造可能なスポット溶接部材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度を制御することにより、もらいＬＭＥ割れの発生を抑制できることを知見した。
【００１４】
本発明は、上記知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
【００１５】
１．複数の鋼板がスポット溶接されたスポット溶接部材であって、
前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面にめっき層を有しない、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板であり、
前記複数の鋼板の少なくとも１つが、表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板であり、
スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度が１質量％以上、２５質量％未満である、スポット溶接部材。
【００１６】
２．前記亜鉛系めっき層中のＡｌ濃度が０．２０質量％以上である、上記１に記載のスポット溶接部材。
【００１７】
３．前記亜鉛系めっき層中のＭｇ濃度が５．０質量％以下である、上記１または２に記載のスポット溶接部材。
【００１８】
４．前記高強度冷延鋼板が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０２〜２．００％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ｐ  ：０．０６０％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％、および
Ｎ  ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する、上記１〜３のいずれか一項に記載のスポット溶接部材。
【００１９】
５．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：１．００％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、および
Ｂ  ：０．００５０％以下からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記４に記載のスポット溶接部材。
【００２０】
６．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ａｓ：０．５００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｓｎ：０．２００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、および
ＲＥＭ：０．０２００％以下
からなる群より選択される少なくとも１つを含有する、上記４または５に記載のスポット溶接部材。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、スポット溶接部材が高強度冷延鋼板を含むにもかかわらず、溶接部におけるもらいＬＭＥ割れを抑制することができる。また、本発明のスポット溶接部材は、めっき層を除去することなく製造可能である。したがって、めっき層を除去して製造されるスポット溶接部材に比べて、生産性に優れているとともに、溶接部の耐食性にも優れる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】打角が０°の場合のスポット溶接方法を示す模式図である。
【図２】打角が０°超の場合のスポット溶接方法を示す模式図である。
【図３】打角が０°の場合のスポット溶接部材の断面構造の一例を示す模式図である。
【図４】打角が０°超の場合のスポット溶接部材の断面構造の一例を示す模式図である。
【図５】表層Ｚｎ濃度の測定位置を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り単に「質量％」を指すものとする。
【００２４】
［スポット溶接部材］
本発明のスポット溶接部材は、複数の鋼板がスポット溶接されたスポット溶接部材である。前記複数の鋼板の枚数はとくに限定されず、２以上であればよい。一方、前記複数の鋼板の枚数の上限についてもとくに限定されないが、３枚以下とすることが好ましい。
【００２５】
［高強度冷延鋼板］
上記複数の鋼板のうち、少なくとも１つは、表面にめっき層を有しない、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板である。上述したように、スポット溶接時に生じるＬＭＥ割れは、鋼板の高強度化に伴って顕在化した問題である。引張強さ７８０ＭＰａ未満の鋼板においては、亜鉛系めっき鋼板とスポット溶接した場合でも、もらいＬＭＥ割れが生じることはない。したがって、高強度冷延鋼板の引張強さは７８０ＭＰａ以上とする。一方、前記引張強さの上限はとくに限定されないが、１．８ＧＰａ以下であってよい。
【００２６】
上記高強度冷延鋼板の成分組成は限定されないが、以下に述べる成分組成を有する高強度冷延鋼板を用いることが好ましい。
【００２７】
Ｃ：０．０１〜０．３５％
Ｃは、マルテンサイトなどの組織を形成することで鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３５％以下であれば、スポット溶接部の靱性を向上させることができる。そのため、Ｃ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は０．０８〜０．２５％とすることがより好ましい。
【００２８】
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Ｓｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が２．００％以下であれば、高強度冷延鋼板のめっき性を向上させることができる。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．２５〜１．６０％とすることがより好ましい。
【００２９】
Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは、鋼の高強度化に有効な元素である。高強度冷延鋼板の機械特性および強度を向上させるという観点からは、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が４．０％以下であれば、焼鈍時の表面濃化が抑制され、めっき密着性が向上する。そのため、Ｍｎ含有量は４．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．２５〜３．００％とすることがより好ましい。
【００３０】
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。また、Ｐ含有量が０．０６０％以下であれば、鋳造時のオーステナイト粒界へのＰの偏析に起因する粒界脆化を抑制できる。そのため、強度と延性のバランスを向上させるという観点からは、Ｐ含有量を０．０６０％以下ことが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましい。
【００３１】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物を形成する。前記介在物は、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ため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましい。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。また、良好な伸びフランジ性を確保するという観点からは、Ｓ含有量を０．００５％以下とすることがより好ましい。
【００３２】
Ａｌ：０．０１０〜１．０００％
Ａｌは、焼鈍時の冷却工程での炭化物の生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進することができる元素であり、鋼板の強度確保のために有効である。前記効果を得るには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり、局部変形能が低下するため、延性が悪化する。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は０．０２０％以上０．５００％以下とすることがより好ましい。
【００３３】
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｎは、Ａｌと結合して窒化物を形成する。また、Ｎは、Ｂが含有された場合にはＢＮを形成する。Ｎ含有量が多いと粗大な窒化物が多量に生じるため、局部変形能が低下し、延性が悪化する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。一方、生産性の観点からは、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、０．００１０％以上０．００７０％以下とすることがより好ましく、０．００１５％以上０．００５０％以下とすることがさらに好ましい。
【００３４】
本発明の一実施形態においては、上記各元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する高強度冷延鋼板を用いることができる。前記不可避不純物には、製造中に不可避的に混入する成分に加えて、本発明の効果を害さない範囲で任意に含有される成分も包含するものとする。
【００３５】
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、さらに任意にＮｂ、Ｔｉ、およびＢからなる群より選択される少なくとも１つを含有することができる。
【００３６】
Ｎｂ：１．００％以下
Ｎｂは、鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｎｂ含有量が１．００％を超えると鋼板の形状凍結性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎｂ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００３７】
Ｔｉ：０．１００％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると鋼板の形状凍結性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｔｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｔｉ含有量を０．００２％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００３８】
Ｂ：０．００５０％以下
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元素である。しかし、過剰なＢの添加は成形性を大きく損なう。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましく０．００３０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００３％以上とすることがより好ましく、０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。
【００３９】
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、さらに任意に以下に記載する成分の少なくとも１つを含有することができる。
【００４０】
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、ＴｉおよびＮｂと同様、鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が０．１００％を超えると鋼板の形状凍結性が低下する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｖの添加効果を高めるという観点からは、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましい。
【００４１】
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは焼き入れ性を向上させることができる元素である。また、Ｍｏは、焼き戻しマルテンサイト及び焼き入れマルテンサイトを生成するのに有効な元素である。しかし、０．５０％を超えてＭｏを添加してもさらなる効果の向上は見込めない。その上、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、介在物の増加により鋼板の表面および内部に欠陥が生じ、その結果、延性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．３５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｍｏ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｍｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｍｏ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。
【００４２】
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、固溶強化元素である。また、Ｃｒは、冷延鋼板製造時の冷却過程および焼鈍時の冷却過程においてオーステナイトを安定化し、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き入れマルテンサイトの生成を容易にする作用を有している。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延中に表層割れを起こすおそれがある。その上、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、介在物の増加により鋼板の表面および内部に欠陥が生じ、その結果、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．８０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、Ｃｒと同様、固溶強化元素である。また、Ｃｕは、冷延鋼板製造時の冷却過程および焼鈍時の冷却過程においてオーステナイトを安定化し、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き入れマルテンサイトの生成を容易にする作用を有している。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延中に表層割れを起こすおそれがある。その上、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、介在物の増加により鋼板の表面および内部に欠陥が生じ、その結果、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましく、０．８０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、固溶強化および変態強化により高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｎｉを過剰に含有すると熱間圧延中に表層割れを起こすおそれがある。また、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、介在物の増加により鋼板の表面および内部に欠陥が生じ、その結果、延性が大きく低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
【００４５】
Ａｓ：０．５００％以下
Ａｓは耐食性向上に有効な元素である。しかし、Ａｓを過剰に含有した場合、赤熱脆性が顕著となる上に、介在物の増加により鋼板の表面および内部に欠陥が生じる。そのため、Ａｓを含有する場合、Ａｓ含有量を０．５００％以下とすることが好ましく、０．３００％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｓ含有量の下限はとくに限定されないが、Ａｓの添加効果を高めるという観点からは、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００３％以上とすることがより好ましい。
【００４６】
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、鋼板表面の脱炭を抑制する作用を有する元素であり、任意に含有することができる。脱炭を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの減少を防止することができるため、Ｓｂの添加は強度確保の観点から有効である。しかし、Ｓｂを含有する場合、過剰な添加を避けるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．２００％以下とすることが好ましく、０．１５０％以下とすることが好ましい。一方、Ｓｂ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｓｂの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｂ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。
【００４７】
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様、鋼板表面の脱炭を抑制する作用を有する元素であり、任意に含有することができる。脱炭を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの減少を防止することができるため、Ｓｎの添加は強度確保の観点から有効である。しかし、Ｓｎを含有する場合、過剰な添加を避けるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．２００％以下とすることが好ましく、０．１５０％以下とすることが好ましい。一方、Ｓｎ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｓｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｎ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。
【００４８】
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する元素である。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ窒化物に一部固溶し、複合析出物を生成して析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。しかし、過剰に添加しても効果が飽和する上に、介在物が増加することによる鋼板表面および内部の欠陥が生じる。そのため、Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量を０．１００％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることがより好ましい。一方、Ｔａ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｔａの添加効果を高めるという観点からは、Ｔａ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。
【００４９】
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、脱酸に用いることができる元素である。また、Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延性への硫化物の悪影響を低減するために有効な元素である。しかし、過剰な添加は介在物の増加による鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましく、０．０１００％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃａ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃａの添加効果を高めるという観点からは、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。
【００５０】
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様、脱酸に用いることができる元素である。また、Ｍｇは、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延性への硫化物の悪影響を低減するために有効な元素である。しかし、過剰な添加は介在物の増加による鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．０２００％以下とすることが好ましく、０．０１００％以下とすることがより好ましい。一方、Ｍｇ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｍｇの添加効果を高めるという観点からは、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。
【００５１】
Ｚｎ：０．０２０％以下
Ｚｎは、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。しかし、Ｚｎ含有量が０．０２０％を超えると、介在物が増加し、鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｚｎ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｚｎの添加効果を高めるという観点からは、Ｚｎ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。
【００５２】
Ｃｏ：０．０２０％以下
Ｃｏは、Ｚｎと同様、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。しかし、Ｃｏ含有量が０．０２０％を超えると、介在物が増加し、鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃｏ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｏの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｏ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。
【００５３】
Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。しかし、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えると、介在物が増加し、鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｚｒ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｚｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｚｒ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。
【００５４】
ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、高強度化および耐食性の向上に有効な元素である。しかし、過剰なＲＥＭの含有は、介在物の増加に伴う鋼板表面および内部の欠陥を引き起こす原因となる。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましく、０．０１５０％以下とすることがより好ましい。一方、ＲＥＭ含有量の下限はとくに限定されないが、ＲＥＭの添加効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
【００５５】
［亜鉛系めっき鋼板］
上記複数の鋼板のうち、少なくとも１つは、表面に亜鉛系めっき層を有する亜鉛系めっき鋼板である。前記亜鉛系めっき鋼板としては、少なくとも一方の面に亜鉛系めっき層を有する鋼板を用いることができる。
【００５６】
前記亜鉛系めっき層としては、亜鉛めっき層および亜鉛合金めっき層のいずれも用いることができる。言い換えると、前記亜鉛系めっき鋼板は、亜鉛めっき鋼板であってもよく、亜鉛合金めっき鋼板であってもよい。前記亜鉛合金めっき層としては、とくに限定されず、任意の亜鉛合金からなるめっき層を用いることができる。前記亜鉛合金めっき層としては、Ｚｎ−Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｓｉ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ、およびＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｎｉからなる群より選択されるいずれかの組成を有する亜鉛合金めっき層を用いることが好ましい。
【００５７】
前記亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層は、任意の方法で形成することができるが、溶融めっき法で形成することが好ましい。また、溶融めっき法によりめっき層を形成した後に、さらに合金化処理を施して合金化溶融めっき層とすることも好ましい。すなわち、前記亜鉛系めっき鋼板は、溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板であることが好ましい。
【００５８】
［表層Ｚｎ濃度］
本発明者らは、スポット溶接部材のナゲット近傍を精査し、その結果、コロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度が２５％未満である場合には、もらいＬＭＥ割れが発生していないことを見出した。これは、表層Ｚｎ濃度が低い場合には液相化温度が高くなり、液相化が抑制されるためであると考えられる。反対に、表層Ｚｎ濃度が２５％以上である場合には、高強度冷延鋼板にもらいＬＭＥ割れが生じていた。そのため、コロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度は２５％未満、好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下とする。
【００５９】
一方、前記表層Ｚｎ濃度が１％未満であると耐食性が低下する。高強度冷延鋼板を含むスポット溶接部材は、一般的に耐食性が要求される用途に用いられることから、耐食性を確保するために、前記表層Ｚｎ濃度は１％以上、好ましくは１．５％以上、より好ましくは２．０％以上とする。
【００６０】
なお、コロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度は、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を用いて測定することができる。より具体的には、実施例に記載する方法で測定するものとする。
【００６１】
表層Ｚｎ濃度を上記範囲内に制御するための手法はとくに限定されず、任意の方法を用いることができる。本発明の一実施形態においては、上記亜鉛系めっき層の組成を以下に述べるように調整することによって、表層Ｚｎ濃度を制御することができる。
【００６２】
表層Ｚｎ濃度を低減するという観点からは、前記亜鉛合金めっき層として、Ａｌを含有する亜鉛合金めっき層を用いることが好ましい。具体的には、前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度を０．２０％以上とすることが好ましく、１．５％以上とすることがより好ましく、３．０％以上とすることがさらに好ましい。一方、前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度の上限については、とくに限定されない。しかし、スポット溶接における連続打点性の観点からは、前記Ａｌ濃度を１０％以下とすることが好ましく、８．０％以下とすることがより好ましい。
【００６３】
また、本発明の一実施形態においては、前記高強度冷延鋼板の引張強さに応じた前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度とすることが好ましい。具体的には、前記高強度冷延鋼板の引張強さが９８０ＭＰａ以上である場合は、前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度を２．５％以上とすることが好ましい。前記高強度冷延鋼板の引張強さが１１８０ＭＰａ以上である場合は、前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度を３．５％以上とすることが好ましい。前記高強度冷延鋼板の引張強さが１４７０ＭＰａ以上である場合は、前記亜鉛合金めっき層におけるＡｌ濃度を４．０％以上とすることが好ましい。
【００６４】
前記亜鉛合金めっき層としては、Ｍｇを含有する亜鉛合金めっき層を用いることもできる。しかし、表層Ｚｎ濃度を低減するという観点からは、前記亜鉛合金めっき層におけるＭｇ濃度は低い方が好ましい。具体的には、前記亜鉛合金めっき層におけるＭｇ濃度を５．０％以下とすることが好ましく、３．０％以下とすることがより好ましく、１．０％未満とすることがさらに好ましく、０．９％以下とすることが特に好ましい。一方、表層Ｚｎ濃度を低減するという観点からは、Ｍｇ濃度は低ければ低いほどよいため、前記Ｍｇ濃度の下限は０％であってよい。言い換えると、前記亜鉛合金めっき層におけるＭｇ濃度を０〜５．０％とすることが好ましい。
【００６５】
本発明の一実施形態においては、０．２％以上のＡｌを含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなる組成を有する亜鉛系めっき層を用いることができる。また、本発明の他の実施形態においては、０．２％以上のＡｌ、および５．０％以下のＭｇを含有し、残部がＺｎおよび不可避不純物からなる組成を有する亜鉛系めっき層を用いることができる。
【００６６】
さらに、本発明の他の実施形態においては、上記亜鉛系めっき層の成分組成は、さらに任意にＮｉを含有することができる。Ｎｉを添加することにより、めっき処理の際のめっき浴と鋼板の反応性（めっき性）を高めるためことができる。しかし、Ｎｉはドロス発生の原因となる金属間化合物を形成するため、浴中へ過剰なＮｉの投入は、ドロスの付着に起因する製品欠陥を引き起こすことがある。そのため、Ｎｉを添加する場合、上記亜鉛系めっき層の成分組成におけるＮｉ含有量を５．０％以下とすることが好ましく、１．０％以下とすることがより好ましい。
【００６７】
また、上記亜鉛系めっき層には、めっき浴中に不純物として存在する元素が不可避不純物として取り込まれる場合がある。前記不純物元素としては、例えば、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｐｂ、Ｓｎなどが挙げられる。また、上記任意成分の含有量が上記下限値未満の場合には、上記任意成分は不可避不純物として含まれるとする。
【００６８】
なお、スポット溶接時の熱の影響を受けた部位（熱影響部）では、めっき層の構造および組成が変化するが、熱の影響を受けていない部位（非熱影響部）では、溶接前のめっき層の組成が維持されている。したがって、非熱影響部におけるめっき層の組成は、溶接前のめっき層の組成とみなせる。
【００６９】
［スポット溶接］
本発明のスポット溶接部材は、少なくとも上記高強度冷延鋼板と上記亜鉛系めっき鋼板を含む複数の鋼板をスポット溶接することによって製造することができる。スポット溶接の方法は特に限定されず、任意の方法で行うことができる。例えば、前記複数の鋼板を重ね合わせ、次いで、対向して配置された溶接電極で前記複数の鋼板を挟持する。そして、前記溶接電極で前記複数の鋼板を加圧しながら前記溶接電極間に通電することにより、スポット溶接を行うことができる。なお、前記亜鉛系めっき鋼板が一方の面にのみ亜鉛系めっき層を有する場合には、該亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層を有する面が、前記高強度冷延鋼板と対向するように前記複数の鋼板を重ね合わせればよい。
【００７０】
・電極の打角：０°超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°超とすることが好ましく、３°以上とすることが好ましく、５°以上とすることがより好ましい。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。
【００７１】
ここで、図１および２を参照して、スポット溶接における打角について説明する。スポット溶接は、複数の鋼板を重ね合わせた板組を一対の溶接電極で挟み、加圧しながら前記溶接電極間に通電することによって行われる。その際、基本的には図１に示すように、溶接電極１００は鋼板１１０の表面に垂直とされる。しかし、実際の製品の製造においては、図２に示すように、鋼板１１０に対し溶接電極１００が傾斜した状態でスポット溶接が行われることも多い。この時、鋼板１１０の表面に垂直な線と、溶接電極１００の軸線とがなす角θを、スポット溶接における打角という。したがって、図１に示した場合の打角は０°である。
【００７２】
一方、本発明では、スポット溶接部材の断面において、ナゲットの長径を通る線と、鋼板の表面に平行な線とがなす角θを、スポット溶接部材における打角と定義する。以下、図３、４を参照してこの定義について説明する。
【００７３】
図３は、打角が０°の場合のスポット溶接部材１の断面構造の一例を示す模式図である。スポット溶接部材１は、高強度冷延鋼板１０と亜鉛系めっき鋼板２０とを重ね合わせて溶接したものであり、亜鉛系めっき鋼板２０は図示されない亜鉛系めっき層を、少なくとも高強度冷延鋼板１０側の表面に備えている。高強度冷延鋼板１０と亜鉛系めっき鋼板２０の表面には、スポット溶接時に電極によって加圧されたことにより圧痕１１および圧痕２１が形成されている。また、溶接部には、ナゲット３０と、その周囲の熱影響部４０が形成されており、さらにナゲット３０の周囲には、高強度冷延鋼板１０と亜鉛系めっき鋼板２０が固相溶接されたコロナボンド５０が、上から見るとリング状に形成されている。打角が０°の場合には、図１に示したように、ナゲット３０の長径を通る線と、鋼板の表面と平行な線とが平行である。
【００７４】
一方、図４は、打角が０°超の場合のスポット溶接部材の断面構造の一例を示す模式図である。この場合、ナゲット３０の長径を通る線と、鋼板の表面と平行な線が平行ではない。ここで、ナゲット３０の長径を通る線と、鋼板の表面と平行な線とがなす角θを、スポット溶接部材における打角と定義する。なお、前記打角を決定する際の断面としては、圧痕の長径を通る断面を用いるものとする。スポット溶接部材の打角は、より具体的には実施例に記載した方法で測定することができる。
【００７５】
・加圧力：３．０〜５．０ｋＮ
ナゲット径を確保するという観点からは、スポット溶接時の加圧力を３．０ｋＮ以上とすることが好ましい。一方、スポット溶接機の負荷を低減するという観点からは、加圧力を５．０ｋＮ以下とすることが好ましい。
【００７６】
・通電パターン
本発明の効果は、スポット溶接における通電パターンによらず得ることができる。したがって、特に限定されず、任意のパターンを用いることができる。例えば、１段通電を用いることもできるが、溶接ナゲット組織の制御や強度の確保のために、２段通電やパルス通電を用いることもできる。
【実施例】
【００７７】
次に、実施例に基づいて、本発明についてさらに具体的に説明する。
【００７８】
表１に示す成分組成と引張強さを有する冷延鋼板を、以下の手順で作製した。まず、表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、加熱炉を使用し、１２６０℃で、７０分間加熱した。次いで、前記鋼スラブを熱間圧延して板厚２．８ｍｍの熱延鋼板とし、巻取温度５２０℃で巻き取った。前記熱延鋼板を酸洗して黒皮スケールを除去した後、冷間圧延して板厚１．２ｍｍの冷延鋼板とした。その後、オールラジアントチューブ（ＡＲＴ）型連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）を利用して、熱処理を施した。
【００７９】
得られた冷延鋼板のうち、引張強さが７８０ＭＰａ以上のものの一部については、めっき処理を施さずに、そのまま高強度冷延鋼板として使用した。
【００８０】
一方、それ以外の冷延鋼板については、さらに、溶融めっき法により該冷延鋼板の両面に亜鉛系めっき層を形成して亜鉛系めっき鋼板とした。使用した亜鉛系めっき層の組成を表２に示す。前記組成は、めっき層を５％塩酸によって剥離した分析液を誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法により分析することにより決定した。
【００８１】
以上のようにして得た、表面にめっき層を有しない高強度冷延鋼板と亜鉛系めっき鋼板とを、表２に示した組み合わせで重ね合わせ、抵抗スポット溶接を施してスポット溶接部材を得た。前記抵抗スポット溶接における加圧力は３．５ｋＮとした。また、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の範囲となるように制御した。ここで、ｔは鋼板１枚の板厚（１．２ｍｍ）である。また、前記抵抗スポット溶接においては、Ｄｒ６型のＣｕＣｒ電極を使用した。
【００８２】
（打角）
得られたスポット溶接部材における打角を、以下の手順で測定し、表２に併記した。まず、前記スポット溶接部材を上方向（鋼板表面に垂直な方向）から見た際の、圧痕の長径を特定した。なお、圧痕の長径の方向とナゲットの長径の方向は実質的に等しい。次いで、前記長径の位置で前記スポット溶接部材をマイクロカッターで切断し、板厚方向の断面サンプルを採取した。続いて、光学顕微鏡によって前記断面サンプルを観察し、該断面において、ナゲットの長径を通る線と、鋼板の表面に平行な線とがなす角を測定し、その角度を打角θとした。ここで、鋼板表面とは溶接時に電極と触れていない鋼板表面を指すものとする。
【００８３】
（表層Ｚｎ濃度）
得られたスポット溶接部材のそれぞれについて、スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度を、以下の手順で測定した。まず、ピール試験に準じた方法で機械的にスポット溶接部材を剥離した。図３は、剥離後の高強度冷延鋼板の、亜鉛系めっき鋼板と溶接されていた側の表面の状態を示す模式図である。図３に示すように、高強度冷延鋼板１０の表面には、剥離によって破断したナゲット３０と、ナゲット３０の周囲のコロナボンド５０が見られる。そこで、ナゲット３０の外周から２００μｍ外側の位置（図３に示した破線上）の、略等角度（約１８°）間隔の２０点におけるＺｎ濃度を表面ＥＤＸ分析により測定し、その平均値を表層Ｚｎ濃度とした。
【００８４】
（もらいＬＭＥ割れ）
１つの条件につき１０個のスポット溶接部材を作成し、もらいＬＭＥ割れの発生の程度を評価した。具体的には、上述した打角の測定と同じ要領で、光学顕微鏡（倍率１００倍）を用いてスポット溶接部材の断面を観察し、もらいＬＭＥ割れの発生状況を、下記の基準に照らして評価した。
◎：割れ発生した部材無し
○：割れ発生した部材が２個以下、割れの平均深さが１００μｍ未満
●：割れ発生した部材が２個以下、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、割れの平均深さが３００μｍ以上
×：割れ発生した部材が３個以上
【００８５】
【表１】
2020179413.tif 000002
【００８６】
【表２】
2020179413.tif 000003
【符号の説明】
【００８７】
１  スポット溶接部材
１０  高強度冷延鋼板
１１  圧痕
２０  亜鉛系めっき鋼板
２１  圧痕
３０  ナゲット
４０  熱影響部
５０  コロナボンド
１００  溶接電極
１１０  鋼板
【図１】
2020179413.tif 000004
【図２】
2020179413.tif 000005
【図３】
2020179413.tif 000006
【図４】
2020179413.tif 000007
【図５】
2020179413.tif 000008