(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
以下の連続ステップを含む抵抗スポット溶接方法、すなわち、
−  厚さ（ｔｈ）が０．５〜３ｍｍの間である少なくとも２枚の鋼板を準備するステップであって、該鋼板の少なくとも１枚は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）ｘ（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａ％であるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）であり、該被覆鋼板（Ａ）の鋼基材の組成は、重量で、
０．０５％≦Ｃ≦０．４％
０．３％≦Ｍｎ≦８％
０．０１０％≦Ａｌ≦３％
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．０９％
ここで、０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
及び任意選択的に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％
０．００５％≦Ｖ≦０．２％
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００５％
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である、ステップ、
−  １００μｍ≦（ＩＤｅｐｔｈ）≦１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１
となる該被覆鋼板（Ａ）の表面のくぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）を有する溶接部を作製するために、該少なくとも２枚の被覆鋼板の抵抗スポット溶接を行うステップ、ここで、（ＩＤｅｐｔｈ）はマイクロメートルで表され、Ｚｎｓｏｌは７５０℃での被覆鋼板（Ａ）の該鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される、
抵抗スポット溶接方法。
【請求項２】
Ｚｎｓｏｌ=（１−ｆγ）×（Ｚｎα（７５０））＋（ｆγ×Ｚｎγ（７５０））
ここで、ｆγは、７５０℃で該被覆鋼板（Ａ）中に存在するオーステナイトの相対体積分率であり、且つ０〜１の間であり、Ｚｎα（７５０）及びＺｎγ（７５０）は、それぞれ７５０℃での該被覆鋼板（Ａ）の該鋼のフェライト及びオーステナイトにおけるＺｎ溶解度であり、重量％で表され、
ここで、Ｚｎの存在下での該被覆鋼板（Ａ）の該鋼の包晶温度（Ｔｐｅｒ）は、
（Ｔｐｅｒ）＝７８２＋（２．５Ｍｎ）−（７１．１Ｓｉ）−（４３．５Ａｌ）−（５７．３Ｃｒ）
によって決定され、
ここで、（Ｔｐｅｒ）は℃で表され、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表され、
−  （Ｔｐｅｒ）が≧７５０℃の場合
【数１】
0006913759.tif 000018
及び  
−  （Ｔｐｅｒ）＜７５０℃の場合、
【数２】
0006913759.tif 000019
であり、
ここで、Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）＝４５．９−（０．１３Ｍｎ）−（１７．３Ｃ）＋（４．８Ｓｉ２）−（２５．４Ｓｉ）−（１．５３Ａｌ）−（０．７３Ｃｒ）であり、
Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）は℃で表され、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表され、
【数３】
0006913759.tif 000020
であり、ここで
【数４】
0006913759.tif 000021
であり、Ａｅ１及びＡｅ３は、℃で表され、それぞれフェライトからオーステイトへの変態が始まる及び終了する温度である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
ｆγ＝ｍｉｎ｛−０．０１５＋（１．７３×Ｃ）＋（０．１６×Ｍｎ）−（０．１１×Ｓｉ）−（０．２２×Ａｌ）−（０．０５６×Ｃｒ）；１｝であり、
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは重量％で表される、請求項２に記載の方法。
【請求項４】
Ａｅ１＝７２５−（４２．１Ｍｎ）＋（２７．３Ｓｉ）＋（９Ａｌ）＋（５Ｃｒ）
Ａｅ３＝９２３−（３６０Ｃ）−（３４Ｍｎ）＋（３７．６Ｓｉ）＋（１３１．６Ａｌ）−（２４．９Ｃｒ）
であり、ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは重量％で表される、請求項２又は３に記載の方法。
【請求項５】
Ｚｎｓｏｌが、以下の連続するステップ、すなわち、
−  請求項１に記載の該被覆鋼板（Ａ）を準備するステップ、その後
−  該被覆鋼板（Ａ）を７５０℃で１７０時間の期間加熱処理するステップ、その後
−  該被覆鋼板（Ａ）を５０℃／秒より高い速度で冷却するステップ、その後
−  鋼／Ｚｎ又はＺｎ合金コーティング界面から１ミクロンの距離の該鋼中のＺｎ含有量を測定するステップ
を含む方法に従って決定される、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
該被覆鋼板（Ａ）に溶接される該鋼板の少なくとも１枚は、亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ｂ）であり、該被覆鋼板（Ａ）及び該被覆鋼板（Ｂ）の厚さの合計は３ｍｍ以下である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項７】
該被覆鋼板（Ａ）及び該被覆鋼板（Ｂ）の厚さの合計が２ｍｍ以下である、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
該亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ｂ）の鋼が、
Ｃ≧０．０４％
Ｍｎ≧０．２％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である組成を有する鋼である、請求項６又は７に記載の方法。
【請求項９】
Ｚｎｓｏｌ、Ａｅ１及びＡｅ３が、Ｃａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖを用いて計算され、
Ｃａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖが、それぞれ、０〜１００ミクロンの範囲の深さにわたって該被覆鋼板（Ａ）の亜鉛コーティング下で測定されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量である、請求項２〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１０】
（ＩＤｅｐｔｈ）≧１２５μｍである、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１１】
（ＩＤｅｐｔｈ）が溶接電極の変位によって測定され、（ＩＤｅｐｔｈ）が１００ミクロンから１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１の間であるときに、溶接処理が停止される、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１２】
（ＩＤｅｐｔｈ）が溶接電極の変位によって測定され、（ＩＤｅｐｔｈ）が１２５ミクロンから１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１であるときに、溶接処理が停止される、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
溶接パラメータが、溶接のくぼみ領域の外部で溶接中に到達する最高温度が、
Ｔｍａｘ（ＩＤｉａ）＜Ａｃ３
（ＩＤｉａ）は、くぼみ直径の位置である、となるように選択される、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。
【請求項１４】
厚さ（ｔｈ）が０．５〜３ｍｍの間である少なくとも２枚の鋼板を含む抵抗スポット溶接部であって、該鋼板の少なくとも１枚は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）ｘ（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａ％であるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）であり、該被覆鋼板（Ａ）の鋼基材の組成は、重量で、
０．０５％≦Ｃ≦０．４％
０．３％≦Ｍｎ≦８％
０．０１０％≦Ａｌ≦３％
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．０９％
ここで、０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
及び任意選択的に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％
０．００５％≦Ｖ≦０．２％
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００５％
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物であり、
該被覆鋼板（Ａ）の表面上のくぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）は、
１２５μｍ≦（ＩＤｅｐｔｈ）≦１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１
であり、ここで、（ＩＤｅｐｔｈ）はマイクロメートルで表され、Ｚｎｓｏｌは７５０℃での該被覆鋼板（Ａ）の該鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される、抵抗スポット溶接部。
【請求項１５】
亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）である該被覆鋼板の前記少なくとも１枚の鋼が、Ｓｉ≧０．５％を含む組成を有する、請求項１４に記載の抵抗スポット溶接部。
【請求項１６】
亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）である該被覆鋼板の該少なくとも１枚の鋼が、Ｓｉ≧０．７％を含む組成を有する、請求項１５に記載の抵抗スポット溶接部。
【請求項１７】
亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）である該被覆鋼板の該少なくとも１枚が、７〜３０％の間である残留オーステナイトの表面分率を含む、請求項１４〜１６のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接部。
【請求項１８】
厚さ（ｔｈ）が０．５〜３ｍｍの間である少なくとも２枚の鋼板を含む抵抗スポット溶接部であって、該鋼板の少なくとも１枚は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）ｘ（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａ％であるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）であり、該被覆鋼板（Ａ）の鋼基材の組成は、重量で、
０．０５％≦Ｃ≦０．４％
０．３％≦Ｍｎ≦８％
０．０１０％≦Ａｌ≦３％
０．０１０％≦Ｓｉ≦２．０９％
ここで、０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．５％、
０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％
０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％
及び任意選択的に
０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％
０．００５％≦Ｖ≦０．２％
０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％
０．０００３％≦Ｂ≦０．００５％
０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含み、残部は鉄及び不可避的不純物であり、
該被覆鋼板（Ａ）の表面上のくぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）は、
１００μｍ≦（ＩＤｅｐｔｈ）≦１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１
であり、ここで、（ＩＤｅｐｔｈ）はマイクロメートルで表され、Ｚｎｓｏｌは７５０℃での該被覆鋼板（Ａ）の該鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表され、
亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）である該被覆鋼板の該少なくとも１枚が、該被覆鋼板（Ａ）のバルク組成とは異なる、０〜１００ミクロンの間の深さにわたるＣ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ及びＣｒの局所濃度の平均値を含み、該Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ及びＣｒの局所濃度の平均値は、グロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）により測定されたものである、抵抗スポット溶接部。
【請求項１９】
請求項１４又は１８に記載の、又は請求項１〜１３のいずれか一項に従って製造された抵抗スポット溶接部の使用であって、自動車の構造部品又は安全部品を製造するための使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接部の高い機械的耐性を達成し、特に自動車産業の要求に適合した、液体金属脆化による亀裂形成のリスクを低減するための、亜鉛被覆鋼板の抵抗スポット溶接方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板は耐食性に非常に有効であり、このため自動車産業で広く使用されている。しかし、特定の鋼のアーク溶接又は抵抗溶接は、液体金属脆化（「ＬＭＥ」）又は液体金属アシスト亀裂（「ＬＭＡＣ」）と呼ばれる現象に起因して、特定の亀裂の出現を引き起こす可能性があることを経験してきた。この現象は、拘束、熱膨張又は相変態に起因する印加応力又は内部応力の下で、下にある鋼基材の粒界に沿った液体Ｚｎの浸透を特徴とする。より高い応力レベルはＬＭＥリスクを増加させることが認められた。溶接中に接合部に存在する応力自体は、特に母材の強度に依存するので、より高い強度を有する鋼から作られる溶接部は、一般にＬＭＥに対してより敏感であることが認められる。
【０００３】
ＬＭＥのリスクを低減するために、文献ＥＰ０８１２６４７は、Ｃｕを含む金属コアワイヤを用いるガスシールドアーク溶接を行う方法を開示する。しかし、この方法は、自動車産業における薄板の接合には適応していない。
【０００４】
さらに、ＪＰ２００６０３５２９３には、２５％を超えるフェライトを含む溶接部を製造し、溶接部の引張強度を母材の引張強度の１．８倍未満にするためにステンレス鋼ワイヤを使用するアーク溶接方法が開示されている。しかし、この方法は自動車産業の要求に適合していないという事実に加えて、溶接部の強度を低くすることは望ましくない。
【０００５】
文献ＪＰ２００４２１１１５８も、３〜４０ｐｐｍのホウ素が鋼組成中に存在する管の電気抵抗溶接（ＥＲＷ）の方法を開示する。しかし、この文書の結論はＥＲＷ方法の特定の条件に関係しており、単純に抵抗スポット溶接方法に導くことはできない。さらに、Ｂの添加は、全ての高強度鋼グレードにおいて望ましくない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】欧州特許出願公開第０８１２６４７号明細書
【特許文献２】特開２００６−０３５２９３号公報
【特許文献３】特開２００４−２１１１５８号公報
【発明の概要】
【０００７】
したがって、以下の２つの相反する要件を整合させるＺｎ被覆板の抵抗スポット溶接部を製造する方法を有することが望ましい。
−  一方では、重ね剪断試験で測定した高い引張特性を有する抵抗スポット溶接部を得ること。この特徴は一般に、母材の引張強度を増大させるとより高くなる。
−  他方、ＬＭＥに対して高い耐性を有する抵抗スポット溶接部を得ることであり、ＬＭＥの発生は母材の強度を減少させると一般により少ない。
【０００８】
溶接部の機械的性能を低下させないようにするために、ＬＭＥによる最終的な亀裂の深さが２０マイクロメートル未満の値に保たれるであろう方法を有することが特に望ましい。同じ理由で、１００マイクロメートルを超える深さを有することによる最終的な亀裂の数を最小限に抑えることも望ましい。
【０００９】
このような問題を解決する観点から、本発明は、以下の連続ステップを含む抵抗スポット溶接方法、すなわち、
−  厚さ（ｔｈ）が０．５〜３ｍｍの間である少なくとも２枚の鋼板を準備するステップであって、該板の少なくとも１枚は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）ｘ（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａ％であるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）であり、（Ａ）の鋼基材の組成は、重量で、０．０５％≦Ｃ≦０．４％、０．３％≦Ｍｎ≦８％、０．０１０％≦Ａｌ≦３％、０．０１０％≦Ｓｉ≦２．０９％、ここで、０．５％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦３．５％である、０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、及び任意選択的に０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．００５％≦Ｖ≦０．２％、０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００３％≦Ｂ≦０．００５％、０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％を含み、残部は鉄及び不可避的不純物である、ステップ、
−  １００μｍ≦（ＩＤｅｐｔｈ）≦１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１
となる該鋼板（Ａ）の表面のくぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）を有する溶接部を作製するために、該少なくとも２枚の鋼板の抵抗スポット溶接を行うステップ、ここで、（ＩＤｅｐｔｈ）はマイクロメートルで表され、Ｚｎｓｏｌは７５０℃での板（Ａ）の鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される、
抵抗スポット溶接方法に関する。
【００１０】
一実施形態によれば、Ｚｎ溶解度は、Ｚｎｓｏｌ=（１−ｆγ）×（Ｚｎα（７５０））＋（ｆγ×Ｚｎγ（７５０））のようであり、ここで、ｆγは、７５０℃で鋼板（Ａ）中に存在するオーステナイトの相対体積分率であり、且つ０〜１の間であり、Ｚｎα（７５０）及びＺｎγ（７５０）は、それぞれ７５０℃での板（Ａ）の鋼のフェライト及びオーステナイトにおけるＺｎ溶解度であり、重量％で表され、
ここで、Ｚｎの存在下での板（Ａ）の鋼の包晶温度（Ｔｐｅｒ）は、（Ｔｐｅｒ）＝７８２＋（２．５Ｍｎ）−（７１．１Ｓｉ）−（４３．５Ａｌ）−（５７．３Ｃｒ）によって決定され、
ここで、（Ｔｐｅｒ）は℃で表され、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表され、
−  （Ｔｐｅｒ）が≧７５０℃の場合
【００１１】
【数１】
0006913759.tif 000002
及び
−  （Ｔｐｅｒ）＜７５０℃の場合、
【００１２】
【数２】
0006913759.tif 000003
であり、
ここで、Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）＝４５．９−（０．１３Ｍｎ）−（１７．３Ｃ）＋（４．８Ｓｉ２）−（２５．４Ｓｉ）−（１．５３Ａｌ）−（０．７３Ｃｒ）であり、
Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）は、℃で表され、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表され、
【００１３】
【数３】
0006913759.tif 000004
であり、ここで
【００１４】
【数４】
0006913759.tif 000005
であり、Ａｅ１及びＡｅ３は、℃で表され、それぞれフェライトからオーステイトへの変態が始まる及び終了する温度である。
【００１５】
特定の実施形態によると、ｆγ＝ｍｉｎ｛−０．０１５＋（１．７３×Ｃ）＋（０．１６×Ｍｎ）−（０．１１×Ｓｉ）−（０．２２×Ａｌ）−（０．０５６×Ｃｒ）；１｝であり、ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは重量％で表される。
【００１６】
特定の実施形態によると、Ａｅ１及びＡｅ３は、以下の通りである。
Ａｅ１＝７２５−（４２．１Ｍｎ）＋（２７．３Ｓｉ）＋（９Ａｌ）＋（５Ｃｒ）
Ａｅ３＝９２３−（３６０Ｃ）−（３４Ｍｎ）＋（３７．６Ｓｉ）＋（１３１．６Ａｌ）−（２４．９Ｃｒ）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは重量％で表される。
【００１７】
別の特定の実施形態では、Ｚｎｓｏｌは、以下の連続するステップ、すなわち、
−  請求項１に記載の被覆鋼板（Ａ）を準備するステップ、その後
−  被覆鋼板（Ａ）を７５０℃で１７０時間の期間加熱処理するステップ、その後
−  板（Ａ）を５０℃／秒より高い速度で冷却するステップ、その後
−  鋼／Ｚｎ又はＺｎ合金コーティング界面から１ミクロンの距離の鋼中のＺｎ含有量を測定するステップ
を含む方法に従って決定される。
【００１８】
好ましくは、鋼板（Ａ）に溶接される鋼板の少なくとも１枚は、亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ｂ）であり、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計は３ｍｍ以下である。
【００１９】
さらに好ましくは、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計は２ｍｍ以下である。
【００２０】
好ましい実施形態によると、亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ｂ）は、Ｃ≧０．０４％、Ｍｎ≧０．２％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である組成を有する鋼である。
【００２１】
別の実施形態によると、
Ｚｎｓｏｌ、Ａｅ１及びＡｅ３は、Ｃａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖを用いて計算され、Ｃａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖはそれぞれ、０〜１００ミクロンの範囲の深さにわたって板Ａの亜鉛コーティング下で測定されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃｒの平均含有量である。
【００２２】
好ましい実施形態によると、（ＩＤｅｐｔｈ）≧１２５μｍである。
【００２３】
好ましいモードでは、（ＩＤｅｐｔｈ）は溶接電極の変位によって測定され、（ＩＤｅｐｔｈ）が１００ミクロンから１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１の間であるときに、溶接処理が停止される。
【００２４】
別の好ましいモードでは、（ＩＤｅｐｔｈ）は溶接電極の変位によって測定され、（ＩＤｅｐｔｈ）が１２５ミクロンから１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１の間であるときに、溶接処理が停止される。
【００２５】
好ましい実施形態では、溶接パラメータは、溶接のくぼみ領域の外部で溶接中に到達する最高温度が、Ｔｍａｘ（ＩＤｉａ）＜Ａｃ３となるように選択される。
【００２６】
本発明はまた、厚さ（ｔｈ）が０．５〜３ｍｍの間である少なくとも２枚の鋼板を含む抵抗スポット溶接部に関し、板の少なくとも１枚は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）×（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａであるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板（Ａ）であり、（Ａ）の鋼基材の組成は、重量で、０．０５％≦Ｃ≦０．４％、０．３％≦Ｍｎ≦８％、０．０１０％≦Ａｌ≦３％、０．０１０％≦Ｓｉ≦２．０９％、ここで、０．５％≦（Ｓｉ＋Ａｌ）≦３．５％である、０．００１％≦Ｃｒ≦１．０％、０．００１％≦Ｍｏ≦０．５％、及び任意選択的に０．００５％≦Ｎｂ≦０．１％、０．００５％≦Ｖ≦０．２％、０．００５％≦Ｔｉ≦０．１％、０．０００３％≦Ｂ≦０．００５％、０．００１％≦Ｎｉ≦１．０％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、鋼板（Ａ）の表面上のくぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）は、１００μｍ≦（ＩＤｅｐｔｈ）≦１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１であり、ここで、（ＩＤｅｐｔｈ）はマイクロメートルで表され、Ｚｎｓｏｌは７５０℃での板（Ａ）の鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される。
【００２７】
好ましい実施形態によると、抵抗スポット溶接部は、（ＩＤｅｐｔｈ）≧１２５μｍである。
【００２８】
好ましい実施形態では、抵抗スポット溶接部は、Ｓｉ含有量≧０．５％の組成を有する亜鉛又は亜鉛合金コーティングを有する鋼板（Ａ）を含む。
【００２９】
好ましくは、抵抗スポット溶接部は、Ｓｉ含有量≧０．７％の組成を有する亜鉛又は亜鉛合金コーティングを有する鋼板（Ａ）を含む。
【００３０】
好ましい実施形態によると、抵抗スポット溶接部は、７〜３０％の間である残留オーステナイトの表面分率を含む、亜鉛又は亜鉛合金コーティングを有する鋼板（Ａ）を含む。
【００３１】
別の好ましい実施形態によると、抵抗スポット溶接部は、鋼板（Ａ）のバルク組成とは異なる、０〜１００ミクロンの間の深さにわたるＣ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ及びＣｒの局所濃度の平均値を含む鋼板（Ａ）を含む。
【００３２】
本発明はまた、自動車の構造部品又は安全部品を製造するための、上記の実施形態の１つ又はいくつかに記載の、又は上記の実施形態の１つ又はいくつかに従って製造された抵抗スポット溶接部の使用に関する。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
本発明を以下に詳細に記載し、限定を導入することなく実施例によって例示する。
【００３４】
第一に、自動車産業で使用される典型的な厚さ範囲である０．５〜３ｍｍの間の厚さ（ｔｈ）の鋼板が準備される。これらの板は、全て同じ厚さを有していてもよいし、異なる厚さを有していてもよい。後者の場合、ｔｈｍａｘは準備される板の最大厚さを示す。これらの板は、亜鉛又は亜鉛合金被覆板であり、後者の表現は、Ｚｎ含有量が５０重量％より高いコーティングを示す。特に、コーティングは、溶融亜鉛めっき（「ＧＩ」）によって、又は溶融亜鉛めっきの直後に、約５００〜５７０℃での加熱処理が続き、コーティング中に鉄の拡散を引き起こし、約７〜１４％のＦｅを含む「合金化亜鉛めっき」コーティング、又は「ＧＡ」コーティングを得ることによって得ることができる。また、それは電気めっき法によって又は真空蒸着法によって得られる亜鉛又は亜鉛合金コーティングであってもよい。Ｚｎ合金は、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌコーティング、例えば、Ｚｎ−３％Ｍｇ−３．７％Ａｌ、又はＺｎ−１．２％Ａｌ−１．２％Ｍｇコーティングであってもよい。これらの被覆板のうちの少なくとも１枚の板（Ａ）は、８００ＭＰａより高い引張強度（ＴＳ）と、（ＴＳ）×（ＴＥＬ）＞１４０００ＭＰａ％であるような全伸び（ＴＥＬ）とを有する高成形性鋼から作製される。本発明で実施される鋼板は、流延、熱間圧延、巻き取り、任意選択の中間焼きなまし、酸洗い、冷間圧延、連続焼きなまし、及びコーティングのステップを連続して含む方法によって製造される。これらの板の微細組織は、その機械的特性、組成、及び製造方法に応じて、５〜３０％の間である残留オーステナイトの表面分率を含む。工業ラインの熱機械サイクルによれば、これらの被覆鋼は、例えば、ＴＲＩＰ（変態誘起可塑性）鋼、ＣＦＢ（炭化物を含まないベイナイト）鋼、又はＱＰ（焼き入れ及び炭素濃化）鋼であってよい。
【００３５】
高成形性板（Ａ）の組成は、以下のものを含む。
【００３６】
−  炭素：０．０５〜０．４重量％の間。炭素含有量が０．０５％未満の場合、引張強度が不十分であり、十分な伸びを達成するために鋼の微細組織中に存在する残留オーステナイトの安定性は得られない。０．４％Ｃを超えると、低靭性の微細組織がスポット溶接の熱影響領域又は溶融領域に形成されるため、溶接性が低下する。好ましい一実施形態では、炭素含有量は０．１３〜０．２５％の間の範囲にあり、これにより１１８０ＭＰａより高い引張強度を達成することができる。
【００３７】
−  マンガンは、８００ＭＰａを超える引張強度を得るのに寄与する固溶体硬化元素である。このような効果は、Ｍｎの含有量が少なくとも０．３重量％である場合に得られる。しかし、８％を超えると、その存在は、溶接部の硬化性及び自動車構造部品の使用特性に悪影響を及ぼす可能性がある過度に顕著な偏析帯を有する組織の形成の一因となる。被覆性も不都合なことに低下する。好ましくは、マンガン含有量は、これらの効果を達成するために１．４％〜４％の間の範囲である。これにより、鋼の工業的製造困難性を増すことなく、また、本発明により特許請求される板の溶接性に悪影響を及ぼすであろう溶接合金の硬化性を増すことなく、良好な機械的強度を達成することが可能となる。
【００３８】
−  ケイ素は、要求される機械的特性と溶接性の組み合わせを達成するために０．０１０〜２．０９％の間でなければならない。ケイ素は、セメンタイトへの溶解度が低いため、及びこの元素がオーステナイト中の炭素の活性を増加させるという事実のために、板の冷間圧延後の焼きなまし中の炭化物析出を減少させる。したがって、炭素中のオーステナイトの濃縮は、室温でのその安定化、及び変態誘起可塑性（「ＴＲＩＰ」）挙動の出現につながり、これは、例えば、成形中の応力の適用が、このオーステナイトのマルテンサイトへの変態につながることを意味する。Ｓｉが２．０９％より高い場合、溶融亜鉛めっき前の焼きなまし中に強く付着する酸化物が形成され、コーティングの表面欠陥につながる可能性がある。０．５％を超えるケイ素含有量は、オーステナイトの効率的な安定化に寄与し、０．７％を超えるＳｉ含有量は、７〜３０％の間の残留オーステナイトの表面分率を得るのに寄与する。
【００３９】
−  アルミニウムは０．０１０〜３．０％の間でなければならない。残留オーステナイトの安定化に関して、アルミニウムはケイ素の影響と比較的類似した影響を有する。しかし、アルミニウムは高温でフェライトの形成を効率的に促進するので、過剰なアルミニウムの添加は焼きなましステップ中のＡｃ３温度（すなわち、加熱中のオーステナイトへの完全鋼変態の温度）を上昇させ、このため焼きなましに必要な電力の観点から工業的方法を費用のかかるものにするであろう。したがって、Ａｌ含有量は３．０％未満である。
【００４０】
−  高い全伸びを達成するためには、室温で５〜３０％の間の残留オーステナイトが必要である。成形性は、残留オーステナイトの表面分率が７〜３０％の間である場合に特に高い。オーステナイトの十分な安定化は、（Ｓｉ＋Ａｌ）≧０．５％のような量で、鋼組成にケイ素及び／又はアルミニウムを添加することによって得られる。（Ｓｉ＋Ａｌ）＜０．５％では、残留オーステナイトの割合が５％未満となり、このため冷間成形における延性及び歪硬化性が不十分である。しかし、（Ｓｉ＋Ａｌ）＞３．５％では、被覆性及び溶接性が損なわれる。
【００４１】
−  クロムは微細組織を硬化及び微細化し、焼きなましサイクル中の最高温度での保持後の冷却ステップ中の初析晶フェライトの生成を制御することを可能にする。２．８％を超えるＭｎを含まない鋼の場合、フェライトは、４０％を超える表面分率で存在する場合、引張強度が８００ＭＰａ未満になるリスクを増大させる。したがって、クロム含有量は、コストの理由及び過剰な焼き入れを防ぐために、０．００１％よりも高く、１．０％未満である。
【００４２】
−  クロムと同様に、０．００１〜０．５％の間の量のモリブデンは、この元素がオーステナイトの分解を遅らせるため、焼入れ性を高め、残留オーステナイトを安定化させるのに有効である。
【００４３】
−  鋼は、炭化物、窒化物、又は炭窒化物の形で析出しやすく、このため析出硬化を提供することができる元素を任意選択的に含んでもよい。この目的のために、鋼は、ニオブ、チタン又はバナジウムを、Ｎｂ及びＴｉを０．００５〜０．１％の間の範囲の量で、Ｖを０．００５〜０．２％の間の範囲の量で含むことができる。
【００４４】
−  鋼は、靭性を改善するために、０．００１％〜１．０％の間の量のニッケルを任意選択的に含んでもよい。
【００４５】
−  鋼は、任意選択的に、０．０００３〜０．００５％の間の量でホウ素も含むことができる。Ｂは粒界で偏析することにより、粒界エネルギーを低下させ、このため耐液状金属脆化の増大に有益である。
【００４６】
−  組成の残部は、鉄及び製鉄に起因する残留元素からなる。この点に関して、Ｃｕ、Ｓ、Ｐ及びＮは少なくとも残留元素又は不可避的不純物とみなされる。したがって、その含有量はＣｕでは０．０３％未満、Ｓでは０．００３％未満、Ｐでは０．０２％未満、Ｎでは０．００８％未満である。
【００４７】
それらの少なくとも１枚（Ａ）が上記組成を有する、亜鉛又は亜鉛合金被覆鋼板は、その後重ね合わされ、抵抗スポット溶接によって接合される。溶接は、均質（すなわち、板（Ａ）同士を一緒に溶接）又は不均質（すなわち、異なる組成の１枚以上のＺｎ被覆鋼板（Ｂ）との鋼板（Ａ）の溶接）であり得る。
【００４８】
抵抗スポット溶接は、力及び電流フローの印加を組み合わせる方法であり、両者は銅合金電極により、溶接されるべき重ね合わされた板に加えられる。溶接の典型的な順序は、以下の連続するステップを含む。
−  電極の接近と板への加圧
−  電流が連続的に流れる（「パルス」、「ホット」期間）又は流れない（「コールド」期間）の一定数の期間によって構成される溶接シーケンス。このシーケンスの間、力は電極によって板上に維持される。この力により、収縮気孔率を減少させ、結晶粒の微細化を達成することができる。
−  溶接ナゲットの膨張を相殺し、溶接ナゲットを冷却するために、力が電流フローなしで維持される保持期間。
−  一緒に溶接された板からの電極の分離。
【００４９】
シーケンスの最後に、溶接部は、鋼板間の界面に生じた溶接金属のナゲットを特徴とする。板の表面にはこのナゲットの上部、すなわち、くぼみと呼ばれる円形の凹部が存在する。くぼみの直径（ＩＤｉａ）は、溶接電極の先端の直径に対応する。くぼみの深さ（ＩＤｅｐｔｈ）は、典型的には、数十ミクロン〜数百ミクロンの間であり得る。（ＩＤｅｐｔｈ）は次のような因子に依存する。
−  溶接強度Ｉ
−  溶接中に電極が及ぼす力Ｆ
−  電流フローの持続時間ｔＩ
−  板間の界面における初期電気接触抵抗Ｒ
−  鋼の高温における流れ応力σＦ
−  電極先端の形状による応力集中係数Ｋｔ
−  板の厚さｔｈ
【００５０】
他の変数は一定で、Ｉ、ｔＩ、Ｒ、Ｆ、Ｋｔが高いほど、（ＩＤｅｐｔｈ）は高くなる。σＦが低いほど、（ＩＤｅｐｔｈ）は高くなる。
【００５１】
（ＩＤｅｐｔｈ）は、以下に説明するように、切断したスポット溶接部上で直接測定することも、溶接処理自体の間に測定することもできる。本発明者らは、このくぼみを特定の範囲内に制御することで、十分な機械的溶接抵抗とＬＭＥに対する高い耐性とを調和させる課題を解決することができるという証拠を提示した。
【００５２】
抵抗スポット溶接の強度は通常、引張重ね剪断試験によって測定される。一見簡単であるにもかかわらず、この試験は複雑な要請モードと破損メカニズムをはらんでいる。実際には、破損モードは機械的特性の指標として考えられ、界面、部分的界面、及びプルアウトに分類することができる。プルアウトモードは、破損が熱影響領域又は母材のボタンの周囲で生じるところ、最も高い溶接強度及び延性に関連するため、望ましい。このモードは、溶接部が高レベルの力を伝達することができ、それによって隣接領域で有意な塑性変形を引き起こし、衝突条件で歪エネルギー吸収を増加させることを示す。逆に、各板上に溶接ナゲットの半分を残す板間の界面での溶接破損は、低負荷で発生し、負荷の再配分に影響を与え、溶接構造における吸収エネルギーの低下を引き起こす可能性がある。このような破損の界面のモードは一般に、自動車産業では受け入れられない。
【００５３】
本発明者らは、破損モードがプルアウトモードであることを確実にするために、くぼみ（ＩＤｅｐｔｈ）が１００ミクロンという最小値（（ＩＤｅｐｔｈ）ｍｉｎ）を超えなければならないという証拠を提示した。理論に束縛されるものではないが、（ＩＤｅｐｔｈ）＞（ＩＤｅｐｔｈ）ｍｉｎの場合、ナゲット形状、すなわち、その直径、高さ、及び溶接された板間の界面における応力集中特性により、界面破損を回避することが可能になると考えられる。そのような機械的特性は、（ＩＤｅｐｔｈ）ｍｉｎが１２５ミクロンを超えると、さらに増加し、非常に安定して得られる。
【００５４】
しかし、本発明者らは、くぼみ（ＩＤｅｐｔｈ）が、液体金属脆化による亀裂を回避するために、鋼組成に依存して、最大値（ＩＤｅｐｔｈ）ｍａｘ未満に維持されなければならないという証拠も提示した。これらの亀裂は、粒間型であり、且つＺｎで満たされているところ、板上の電極チップの以前の位置を実体化するくぼみ表面の外部コロナでより頻繁に発生する。
【００５５】
この領域は、くぼみ領域の中央部よりも歪が強い。
【００５６】
したがって、くぼみ領域における中心クラックよりも頻繁にこの外部領域におけるコーナー亀裂に遭遇する。赤外線サーモグラフィーカメラによる観察を通して、本発明者らは、大きなコーナー亀裂が存在する領域が、溶接サイクルにおける最高温度がＡｃ３を超えた領域に対応することを見出した。亀裂は、７００℃を超える温度で、定義した溶接シーケンスの終了時に現れる。本発明者らは、それらの熱測定及び金属組織学的観察によれば、くぼみの直径の位置における最高温度、すなわちＴｍａｘ（ＩＤｉａ）がＡｃ３未満である場合に、ＬＭＥの深い亀裂、すなわち、５０ミクロンより深い亀裂が生じないことを見出した。言い換えれば、Ｔｍａｘ（ＩＤｉａ）がＡｃ３未満などの溶接パラメータを選択すると、深いＬＭＥ亀裂が回避される。この条件は、溶接パラメータの様々な組み合わせによって得ることができるので、そのような組み合わせをより詳細に簡単に定義することは不可能であろう。しかし、Ｉ及びｔＩを低下させ、Ｆ及びＲを増加させると、この結果が得られる傾向がある。
【００５７】
７００℃を超える温度でＬＭＥ亀裂が発生したという観察、くぼみの領域の臨界的外側領域の歪の測定値、及びグリーブル熱シミュレータでこの温度範囲で実施した引張試験における臨界歪の測定値に基づき、本発明者らは、くぼみの深さ（ＩＤｅｐｔｈ）が次式に従う（Ａ）の鋼基材におけるＺｎ溶解度に依存する臨界値（ＩＤｅｐｔｈ）ｍａｘよりも低く保たれた場合に、高成形鋼板（Ａ）においてＬＭＥ亀裂が回避されるか、又は大幅に減少することを見出した。
（ＩＤｅｐｔｈ）≦（ＩＤｅｐｔｈ）ｍａｘ＝１８．６８（Ｚｎｓｏｌ）−５５．１    （１）
Ｚｎｓｏｌは、７５０℃における板（Ａ）の鋼におけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される。
【００５８】
Ｚｎｓｏｌは、以下の連続するステップを含む以下の方法に従って直接測定することができる。
−  被覆鋼板（Ａ）を７５０℃で１７０時間の期間加熱処理するステップ。このステップにより、Ｚｎから鋼基材への拡散を発生させ、Ｚｎ−基材界面で平衡状態に達する。
−  板（Ａ）を５０℃／秒より高い速度で冷却するステップであり、このステップにより周囲温度まで高温の化学勾配を保つことができる。
−  鋼／Ｚｎ又はＺｎ合金コーティング界面から１ミクロンの距離の鋼中のＺｎ含有量を測定するステップ。このＺｎ含有量は、例えば、それ自体知られた技術であるＸ線のエネルギー分散分光分析によって測定することができる。これらの条件において、１ミクロンの距離で測定されたＺｎ含有率が溶解度Ｚｎｓｏｌの値である。
【００５９】
あるいは、Ｚｎｓｏｌは、鋼（Ａ）中に７５０℃で存在するオーステナイトの体積又は表面分率（これら２つの量は同一）と、この温度でのフェライト及びオーステナイトにおけるＺｎ溶解度を考慮に入れて、次式に従って計算することができる。
Ｚｎｓｏｌ=（１−ｆγ）×（Ｚｎα（７５０））＋（ｆγ×Ｚｎγ（７５０））    （２）
ここで、ｆγは、７５０℃で鋼板（Ａ）中に存在するオーステナイトの体積分率であり、且つ０〜１の間であり、Ｚｎα（７５０）及びＺｎγ（７５０）は、それぞれ７５０℃での板（Ａ）の鋼のフェライト及びオーステナイトにおけるＺｎ溶解度であり、重量％で表される。
【００６０】
７５０℃でのフェライトにおけるＺｎ溶解度は、Ｚｎコーティングの存在下で鋼（Ａ）の包晶温度（Ｔｐｅｒ）（すなわち、それを超えると、Ｚｎが飽和した鋼基材が、鋼基材からのＦｅ及び最終的に他の置換元素と合金化した液体Ｚｎと熱力学的平衡にある温度）、及び包晶温度におけるＺｎ溶解度Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）に依存する。
【００６１】
（Ｔｐｅｒ）は次式で決定される。
（Ｔｐｅｒ）＝７８２＋（２．５Ｍｎ）−（７１．１Ｓｉ）−（４３．５Ａｌ）−（５７．３Ｃｒ）    （３）
ここで、（Ｔｐｅｒ）は、℃で表され、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表される。（Ｔｐｅｒ）が７５０℃よりも下であるか否かに応じて、Ｚｎα（７５０）は次式に従って計算できる。
−  （Ｔｐｅｒ）≧７５０℃の場合
【００６２】
【数５】
0006913759.tif 000006
及び
−  （Ｔｐｅｒ）＜７５０℃の場合、
【００６３】
【数６】
0006913759.tif 000007
である。
【００６４】
包晶温度でのフェライトにおけるＺｎ溶解度は、次式に従って計算できる。
Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）＝４５．９−（０．１３Ｍｎ）−（１７．３Ｃ）＋（４．８Ｓｉ2）−（２５．４Ｓｉ）−（１．５３Ａｌ）−（０．７３Ｃｒ）    （６）
ここで、Ｚｎα（Ｔｐｅｒ）は、℃で表され、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒは重量％で表される。
【００６５】
オーステナイトにおけるＺｎ溶解度は次式によって決定される。
【００６６】
【数７】
0006913759.tif 000008
ここで
【００６７】
【数８】
0006913759.tif 000009
であり、Ａｅ１及びＡｅ３は、℃で表され、それぞれ、フェライトからオーステナイトへの変換が始まる及び終了する温度であり、板（Ａ）の鋼製基材において平衡状態で起こる。
【００６８】
Ａｅ１及びＡｅ３は、例えば、膨張測定に基づく通常の技術によって測定され得るか、又は以下の式に従って鋼（Ａ）の組成から計算され得る。
Ａｅ１＝７２５−（４２．１Ｍｎ）＋（２７．３Ｓｉ）＋（９Ａｌ）＋（５Ｃｒ）    （９）
Ａｅ３＝９２３−（３６０Ｃ）−（３４Ｍｎ）＋（３７．６Ｓｉ）＋（１３１．６Ａｌ）−（２４．９Ｃｒ）    （１０）
ここで、Ａｅ１及びＡｅ３は、℃で表され、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｒは重量％で表される。
【００６９】
特定の実施形態では、本発明者らは、本発明の方法が、Ｚｎ又はＺｎ合金コーティングのすぐ下の鋼の局所的組成を考慮に入れて有利に実施されるという証拠を提示した。言い換えれば、本発明者らは、上記式（３）、（６）、（９）及び（１０）におけるＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの公称含有量を考慮するのではなく、Ｚｎの下又はＺｎ合金コーティング下の０〜１００ミクロンの深さにわたって測定したこれらの元素の平均含有量、すなわちＣａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖを考慮することによって、ＬＭＥ亀裂のリスクが最適に低減されるとの証拠を提示した。この実施形態は、特定のレベルの偏析が板の厚さ全体にわたって存在する場合、又は鋼基材に対して実施される熱処理が、コーティングステップの前に表面組成を変化させた場合に特に関連する。したがって、０〜１００ミクロンの間の深さにわたるＣ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ及びＣｒの局所濃度の平均値は、鋼のバルク組成とは異なる可能性があり、ＬＭＥの発生を予測するのにより適切である。本発明者らは、非常に大部分のＬＭＥクラックが０〜１００ミクロンの間の深さを有することを明らかにしたので、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ及びＣｒの平均含有量は、この深さ範囲内で考慮される。これらの平均含有量は、例えばグロー放電発光分光法（ＧＤＯＥＳ）のような、それ自体既知の技術によって測定することができる。
【００７０】
本発明者らの実験によると、本発明者らは、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計が２ｍｍを超える場合、ＬＭＥ発生のリスクが増大するという証拠も示した。したがって、スポット抵抗溶接における平均ＬＭＥ亀裂深さが４０μｍ未満であることを保証するために、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計は３ｍｍ未満でなければならない。平均亀裂深さは、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計が２ｍｍ以下であれば、２０μｍ未満にまで小さくすることもできる。したがって、スポット抵抗溶接における平均ＬＭＥ亀裂深さが４０又は２０μｍ未満であることを保証するために、板（Ａ）及び板（Ｂ）の厚さの合計は、それぞれ３又は２ｍｍを超えてはならない。
【００７１】
特定の実施形態として、高成形性鋼板（Ａ）は、Ｃ≧０．０４％、Ｍｎ≧０．２％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物である組成を有する少なくとも溶融亜鉛めっき鋼板（Ｂ）と共に溶接される。本発明者らが実施した実験によると、鋼板（Ｂ）が鋼（Ａ）よりもＣ及びＭｎ含有量が有意に低い組成を有する鋼である場合、すなわち、鋼（Ｂ）がＣ＜０．０４％及びＭｎ＜０．２％のような組成を有する場合、ＬＭＥの発生及び重大度が増す。理論に束縛されることを望まないが、スポット溶接は、板（Ａ）と板（Ｂ）の間に中間組成を有する溶融域を生成すると考えられる。（Ａ）と（Ｂ）の組成の相違が大きい場合、鋼（Ａ）とナゲットの変態温度は非常に異なり、溶接サイクルの冷却ステップ中に相変態を起こす域もあれば、まだそのような変態を起こしていない非常に近い域もあることを意味する。体積変化を伴って相変態が起こるので、このような状況は、液体金属脆化の観点から有害である過渡応力の増加を生じると考えられる。したがって、ＬＭＥを軽減する観点から、本発明で実施される組成を考慮すると、低いＣ（Ｃ＜０．０４％）及び低いＭｎ（Ｍｎ＜０．２％）を有する組成が鋼（Ｂ）に備わることを避けることが好ましい。
【実施例】
【００７２】
本発明を以下の実施例によって例示するが、これらは決して限定的なものではない。
【００７３】
［実施例１］
ＳＡ、ＳＢ及びＳＣと呼ばれる３枚の鋼板を準備した。重量％で表されるこれらの鋼の組成を表1に示し、組成の残部は鉄及び製鋼から生じる不可避元素である。残留元素又は不可避元素のうち、これらの鋼では、Ｓ含有量は０．００３％未満であり、Ｐ含有量は０．０１４％未満である。これらの板は、厚さ１６μｍの電気めっきＺｎコーティングで被覆されている。
【００７４】
上記式（２〜１０）に従って計算された７５０℃でのＺｎ溶解度Ｚｎｓｏｌも、２００９年１０月に発行されたＩＳＯ規格ＩＳＯ  ６８９２−１に従って測定された鋼の引張機械的特性（ＵＴＳ：極限引張強度、ＴＥＬ：全伸び）と共に表1に示す。鋼板ＳＡ〜ＳＢの厚さは１ｍｍ、鋼板ＳＣの厚さは１．２ｍｍである。
【００７５】
【表１】
0006913759.tif 000010
【００７６】
先端径６ｍｍ、交流５０Ｈｚの電極を用いて３５０ｄａＮの力で鋼板を抵抗スポット溶接した。抵抗溶接の強度及び持続時間に応じて、種々くぼみ深さが得られた。例えば鋼（ＳＡ）の場合、溶接条件ＳＡ１、ＳＡ２、ＳＡ３・・・により異なるくぼみ深さを得ることが可能になる。
【００７７】
抵抗スポット溶接の強度は、ＩＳＯ規格１４２７３に従った引張重ね剪断試験によって測定した。界面破損が観察されない場合、試験結果を良好とみなす。
【００７８】
その後、抑制剤を含む希ＨＣｌ溶液中で溶接部を酸洗いし、亜鉛コーティングを除去し、切断し、研磨して、２．５〜１００倍の倍率で、液体金属脆化による亀裂の最終的な存在を決定し、測定した。亀裂の深さは１０個の溶接部で測定し、１つの溶接面当たりの平均亀裂深さを導き出した。平均亀裂深さは２０μｍ未満であることが望ましい。
【００７９】
観察結果を、上記式（１）による（ＩＤｅｐｔｈｍａｘ）の計算値と共に表２に示す。
【００８０】
【表２】
0006913759.tif 000011
【００８１】
［実施例２］
実施例１の鋼板ＳＣを鋼ＳＤに抵抗スポット溶接して組み立て、ＳＤの組成を表３に示し、残部は鉄及び製鋼から生じる不可避的不純物である。
【００８２】
【表３】
0006913759.tif 000012
【００８３】
鋼ＳＤは、１２ミクロンのＺｎコーティングを有する０．８ｍｍ又は１．９ｍｍの異なる厚さの溶融亜鉛めっき鋼板の形で提供した。このようにして、合計厚さ２又は３．１ｍｍの抵抗スポット溶接を製造した。鋼板ＳＣのスポット溶接部の表面の平均亀裂深さは、実施例1で説明したのと同じ方法で決定した。
【００８４】
【表４】
0006913759.tif 000013
【００８５】
このように合計厚さを３ｍｍ未満又は２ｍｍ未満に減少させることにより、平均亀裂深さが減少したスポット溶接部を製造することが可能になる。
【００８６】
［実施例３］
１０ｋＮの空気圧ジャックと６４ｋＶＡの電力変圧器を備えた抵抗スポット溶接機に、溶接電極の垂直変位を記録できるセンサを装備した。溶接作業前後の電極位置の相違は、くぼみ深さ（ＩＤｅｐｔｈ）に相当する。これと並行して、高速度カメラを設置し、溶接作業中の電極の位置を記録する指標とするために溶接電極上の印を作成した。溶接部自体上で測定したくぼみの値と比較した後、２つの方法（センサー及び高速度カメラ）は（ＩＤｅｐｔｈ）の値を正確に提供することができることが示された。
【００８７】
実施例１で説明した条件において、鋼ＳＢを準備し、（ｉＤｅｐｔｈ）がこの鋼組成に従った最大くぼみ深さＩＤｅｐｔｈｍａｘを上回るか、又はそれを下回る値に達した時に停止した溶接サイクルで溶接した。結果を表４に示す。
【００８８】
【表５】
0006913759.tif 000014
【００８９】
このように、電極変位は、溶接作業を停止しなければならないことを示す入力信号として、それによって溶接品質を保証するために用いることができる。
【００９０】
［実施例４］
ＩｎＳｂ検出器を備えた赤外線カメラを用いて、電極のすぐ周辺、すなわち、くぼみ直径（ＩＤｉａ）の位置における板の表面の温度を測定した。溶接サイクル中、電流が止まると温度は冷却前に最高Ｔｍａｘ（ＩＤｉａ）まで上昇する。したがって、測定された温度Ｔｍａｘ（ＩＤｉａ）と鋼のＡｃ３温度を比較することができる。種々のくぼみ深さを得るために、異なるパラメータを用いて、実施例１で言及した鋼ＳＡ〜ＳＢについて試験を実施した。５０μｍより深い、ＬＭＥによるコーナー亀裂の存在を評価した。鋼ＳＡ及びＳＢについて、Ａｃ３の値はそれぞれ９３０℃及び９６５℃である。
【００９１】
【表６】
0006913759.tif 000015
【００９２】
このようにＴｍａｘ（ＩＤｉａ）がＡｃ３より小さいなどの溶接パラメータを選択すると、深いＬＭＥコーナー亀裂が回避されることが観察される。
【００９３】
［実施例５］
被覆されていない状態の鋼ＳＣを、１００ミクロンの深さ内のその表面において組成の変化を生じるように加熱し、その後実施例１のものと同一のコーティングを得るように電気めっきによってＺｎ被覆した。Ｚｎコーティング下０〜１００ミクロンの間の深さにわたる、亜鉛下のＣａｖ、Ｍｎａｖ、Ｓｉａｖ、Ａｌａｖ及びＣｒａｖの平均含有量を、グロー放電発光分光分析で測定した。この被覆鋼板を、表２の条件ＳＣ３と同様の条件ＳＣ４で溶接した。
【００９４】
１つのスポット溶接部当たりの、深さが１００μｍを超える亀裂の平均数を測定した。これらの結果を、鋼板Ｃの公称組成、又はＺｎコーティング下の０〜１００ミクロンの間の深さにわたる平均組成のいずれかを考慮に入れて、上記式（１〜１０）に従った（ＩＤｅｐｔｈｍａｘ）の計算値と共に表６に示す。
【００９５】
【表７】
0006913759.tif 000016
【００９６】
ＳＣ３及びＳＣ４の試験は、同じ公称組成のＳＣ鋼で実施された。最大くぼみ深さの計算のためにこれらの試験に鋼ＳＣの公称組成のみを使用することは、試験結果が同じであとうという予測につながるであろう。しかし、ＳＣ４試験では、ＳＣ３試験と比較して大きな亀裂の数が大幅に減少している。このことは、鋼の表面が組成変化した場合、最大くぼみ深さは、バルク鋼組成からではなく、１００ミクロンの深さにわたる平均組成から計算しなければならないことを示す。
【００９７】
［実施例６］
表１の鋼ＳＣの組成を有する厚さ１．６ｍｍの２枚のＺｎ被覆鋼板を抵抗スポット溶接し、溶接部ＳＣ４を作製した。
【００９８】
さらに、１．６ｍｍ厚の鋼板ＳＣを、表３の組成を有する１．６ｍｍ厚の鋼板ＳＤと溶接し、溶接部ＳＣ５を作製した。２つの溶接部の亀裂数を表7に示す。
【００９９】
【表８】
0006913759.tif 000017
【０１００】
鋼板ＳＤは、Ｃ及びＭｎが非常に低いので、鋼ＳＣとＳＤの間のＣ及びＭｎの組成差が大きく、亀裂形成のリスクが高くなる。
【０１０１】
これに対して、均質溶接部ＳＣ４では、亀裂の数が減少する。
【０１０２】
したがって、その高い機械的特性のために、本発明に従って製造された成形性高強度鋼から作られた抵抗スポット溶接部は、自動車の構造部品又は安全部品の製造のために有利に使用することができる。