JP7741466B2 - 溶接継手 - Google Patents

Description

本発明は溶接継手に関する。

近年、自動車、家電製品、建材等の様々な分野で使用される鋼板について高強度化が進められている。例えば、自動車分野においては、燃費向上のために車体の軽量化を目的として、高強度鋼板の使用が増加している。

特に自動車分野においては、亜鉛系めっきを施した鋼板をスポット溶接した溶接継手を用いることがある。亜鉛系めっきを施した鋼板、特に高強度の鋼板の溶接では、例えば特許文献１に記載されているように、液体金属脆化（ＬＭＥ）割れによる溶接性の低下が問題となる場合がある。ＬＭＥ割れは、溶接時に鋼板の表層部がオーステナイトに変態し、その粒界に侵入した溶融亜鉛が鋼板を脆化させ、さらに溶接時に引張応力が鋼板に加わることによって、生じるものと考えられる。

なお、特許文献２は、ＬＭＥ割れを抑制して溶接性を改善した鋼板として、鋼板の表層部に、粒径２０ｎｍ以上のＳｉ酸化物粒子が３０００～６０００個／ｍｍ²の個数密度で
、適切な粒径分布で存在する鋼板を開示している。

国際公開第２０１９／１１６５３１号 国際公開第２０２０／２１８５７５号

本発明は、製造時の耐ＬＭＥ性が良好な溶接継手を提供することを課題とする。

溶接継手製造時の耐ＬＭＥ向上に関しては種々の検討がされている。これに対して、本発明では、溶接継手を構成する鋼板の表層において、Ｂを濃化させることが好ましいことを見出した。鋼板の表層でＢを濃化させるためには、焼鈍において、鋼板の表面で外部酸化を進行させずに、鋼板の表層で、鋼板の内部に向かって酸化が進行する内部酸化を進行させることが有効であることを見出した。本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］重ね合わされた複数の鋼板、前記複数の鋼板を接合するナゲット、前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部、前記熱影響部の外側の領域である非熱影響部、並びに前記圧接部の周囲に形成されたセパレーション部を備える溶接継手であって、前記複数の鋼板のうち、少なくとも、最も外側に配置された１枚の鋼板が板厚中心におけるビッカース硬さが２４０Ｈｖ以上である高強度鋼板であり、前記高強度鋼板の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．７～３．０％、Ｍｎ：０．１～５．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０～２．０％、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｔｉ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｂ：０～０．２０００％、Ｖ：０～０．１５％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．１０００％、Ｍｇ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１００％、及びＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、前記圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、フェライト相の面積率が９０％以上である高フェライト層が、前記高強度鋼板の表面から前記高強度鋼板の厚さ方向に５μｍ以上の厚さで存在し、前記圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において求められる深さ５０μｍの位置のＢ強度の２倍以上のＢ強度となるＢ濃化部が、前記高強度鋼板の表面から１．０μｍ以上の厚さで存在することを特徴とする溶接継手。

［２］前記高強度鋼板が、前記高強度鋼板の片面又は両面に形成された、Ｚｎを含有するめっき層を備えることを特徴とする前記［１］の溶接継手。

［３］前記非熱影響部において、鋼板表面から厚さ方向へのＧＤＳ測定における深さｘ（μｍ）での発光強度Ｂｘ、深さ１５０μｍでの発光強度Ｂ１５０がＢｘ／Ｂ１５０≧５…（１）を満たす深さが１．５μｍ以上であることを特徴とする前記［１］又は［２］の溶接継手。

［４］前記非熱影響部において、鋼板表面から厚さ方向へのＧＤＳ測定における、深さ５μｍ以下の範囲におけるＢの発光強度の最大値Ｂｍａｘ、深さ１５０μｍでの発光強度Ｂ１５０がＢｍａｘ／Ｂ１５０≧８…（２）を満たすことを特徴とする前記［３］の溶接継手。

［５］前記高フェライト層の厚さが１０μｍ以上であることを特徴とする前記［１］～［４］のいずれかの溶接継手。

本発明によれば、製造時の耐ＬＭＥ性が良好な溶接継手を得ることができる。

本発明の溶接継手を構成する鋼板の表層部における高フェライト層の組織写真の一例である。 本発明の溶接継手を構成する鋼板の表層部におけるＢ濃化部のＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定結果の一例である。 実施例における耐ＬＭＥ性評価において対象とした割れの位置を説明する図である。

以下、本発明の一実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。はじめに、本実施形態において、溶接継手の製造時の耐ＬＭＥ性を向上させる概略を説明する。

めっき鋼板をスポット溶接すると、めっきが溶融するとともに、鋼板の表層部が加熱されて鋼板組織がオーステナイトに変態する。その際、オーステナイトの粒界に沿って溶融めっきが鋼板組織内に侵入することで結晶粒界が脆化する。このため鋼板に応力が加わると結晶粒界においてＬＭＥ割れが生じやすい。特に溶接時に引張応力が鋼板に加わるため、ＬＭＥが生じやすいと考えられる。本発明者らは耐ＬＭＥ性を向上させる方法として、Ｂ（以下「ホウ素」又は「ボロン」ということもある）を活用する発想に至った。具体的には、表層組織のＦｅ粒界（オーステナイト粒界又はフェライト粒界）にＢを偏析させることにより、溶融亜鉛のＦｅ粒界への侵入を抑制し、ＬＭＥの発生を抑制する発想に至った。

一般的にＢ含有鋼においては、特にオーステナイト温度域に加熱した場合に、表面近くのＢ量が減少する脱ボロン現象が知られている。その結果、一般的にＢ含有鋼において、鋼表層でのＢの濃度は鋼板中心部に比べ低下する。本実施形態においては、鋼板を焼鈍する際に鋼板の表層で結晶粒界に進行しやすい内部酸化を鋼板の内部方向に向かって起こす。これにより鋼板の表層内に内部酸化層が形成されるため、特に耐ＬＭＥ性を劣化するＳｉを内部酸化層に酸化物として固定することが可能となる。さらに、内部酸化により形成された酸化物が、加熱によって鋼板中から表層に拡散したＢを取り込むことで、脱ボロン現象が抑制される。このように通常のＢ含有鋼とは逆に、鋼の表層にＢが濃化した領域を形成することで、これらが複合された効果により溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性が向上する。

通常、焼鈍のように鋼板を加熱する場合には、鋼板表面で酸化物（スケール）が形成される外部酸化が生じる。本実施形態は、あらかじめ鋼板の表層にひずみを付与することで材料内部への酸素の拡散を促進し、適切な露点で焼鈍を施すことによって外部酸化を進行させずに、内部酸化を進行させることができるという知見に基づきなされたものである。

以下、本実施形態について、詳細に説明する。

《溶接継手》
本実施形態の溶接継手は、重ね合わされた複数の鋼板、前記複数の鋼板を接合するナゲット、前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部、前記熱影響部の外側の領域である非熱影響部、並びに前記圧接部の周囲に形成されたセパレーション部を備える。ここで「熱影響部」とは、溶接熱によって組織、冶金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない鋼板の部分のことであり、「非熱影響部」は、熱影響部以外の部分のことである。

［高強度鋼板］
前記複数の鋼板のうち、少なくとも、最も外側に配置された１枚の鋼板は高強度鋼板である。本発明は、強度の高い鋼板をスポット溶接する際に生じるＬＭＥ割れを抑制することを課題とする。ＬＭＥ割れは高強度鋼板で生じる。本実施形態の溶接継手は、溶接継手製造時のＬＭＥ割れを抑制する効果があり、特に、溶接部の肩部の割れを抑制するのに有効である。ここで、高強度鋼板とは、溶接継手の非熱影響部である位置で、１／２深さの位置におけるビッカース硬さが２４０Ｈｖ以上の鋼板をいうものとする。また、「肩部」とは、スポット溶接時に電極により形成されたくぼみの淵の傾斜部分をいう。

鋼板の硬さは、溶接継手を構成する鋼板の非熱影響部である位置で、１／２深さの位置で測定する。硬さ測定はＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して行う。測定荷重は２００ｇｆとする。溶接継手を構成する鋼板の板厚中心におけるビッカース硬さは２６０Ｈｖ以上、２８０Ｈｖ以上、３００Ｈｖ以上であってもよい。

本実施形態の溶接継手においては、溶接継手を構成する鋼板のうち、少なくとも、最も外側に配置された１枚の鋼板が上述の高強度鋼板であれば、他の鋼板は、一般的な市販の鋼板でもよい。もちろん、すべての鋼板が上述の高強度鋼板であってもよい。溶接継手を製造する際には、スポット溶接において溶接電極を接触させる面の少なくとも一方が、以下に説明する高強度鋼板となる。

［高強度鋼板の化学成分］
以下、高強度鋼板の化学成分について説明する。以下、高強度鋼板の化学成分に関する「％」は「質量％」を意味するものとする。また、化学成分における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。

（Ｃ：０．０５～０．４０％）
Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保する元素である。本実施形態が対象とする２４０Ｈｖ以上の硬さを得るため、Ｃの含有量は０．０５％以上とする。溶接性を考慮して、Ｃの含有量は０．４０％以下とする。Ｃの含有量は、０．０８％以上、０．１０％以上、又は０．１５％以上であってよい。Ｃの含有量は０．３７％以下、０．３５％以下、又は０．３０％以下であってよい。

（Ｓｉ：０．７～３．０％）
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼板製造時の焼鈍工程において、脱炭、フェライト安定化を促す元素であり、また、内部酸化により、脱ボロン現象を抑止する元素である。また、鋼の耐食性を向上させる元素でもある。これにより、鋼板の表層に、後述する高フェライト層及びＢ濃化部を形成する。この効果を得るために、Ｓｉの含有量を０．７％以上とする。Ｓｉの含有量が多すぎると、Ｓｉは一般的に、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性を低下させる元素であるため、後述するＢ分布の効果が阻害され、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性向上の効果が小さくなる。この点を考慮して、Ｓｉの含有量は３．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、０．８％以上、０．９％以上、又は１．０％以上であってよい。Ｓｉの含有量は２．５％以下、２．０％以下、又は１．５％以下であってよい。

従来、鋼中にＳｉを添加することは、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性を低下させることが知られていたが、本発明者らの検討の結果、従来の知見とは反対に、Ｓｉを多量に含有させることで、溶接継手製造時の耐ＬＭＥが向上することが知見された。これは、後述するＢの含有と製造方法により、表層部がフェライト中心の組織となり、また、表層部にＢが濃化しＦｅ粒界に偏析して存在するためと考えられる。

（Ｍｎ：０．１～５．０％）
Ｍｎ（マンガン）は、硬質組織を得ることで鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。また、Ｓｉと同様に、内部酸化により脱ボロン現象を抑止する元素でもある。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量の下限は０．１％とする。また、Ｍｎ偏析による加工性の低下を考慮して、Ｍｎの含有量は５．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、０．５％以上、１．０％以上、又は１．５％以上であってよい。Ｍｎの含有量は、４．５％以下、４．０％以下、又は３．５％以下であってよい。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０～２．０％）
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶し、フェライト安定化と脱炭を促す元素であり、これにより溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性を向上させることができるので、必要に応じて含有させてよい。ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ₂Ｏ₃等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味し、Ａｌの分析過程で生じる、ろ紙上の不溶解残渣を控除して測定したＡｌとして求められる。ｓｏｌ．Ａｌの含有は必須ではなく、ｓｏｌ．Ａｌの含有量の下限は０である。含有の効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．１％以上、０．２％以上、又は０．３％以上であってよい。ｓｏｌ．Ａｌの含有量が多すぎると、高露点焼鈍を施しても、外部酸化が進み鋼板の表層に酸化物（スケール）が形成され、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性が低下する。この点を考慮して、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は２．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は１．５％以下、１．２％以下、又は１．０％以下であってよい。

（Ｐ：０．０３００％以下）
Ｐ（リン）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が０．０３００％超では溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｐの含有量は０．０３００％以下とする。Ｐの含有量は、０．０２００％以下、０．０１００％以下、又は０．００５０％以下であってよい。Ｐは含有されないことが好ましく、Ｐの含有量の下限は０である。脱燐コストの観点から、Ｐの含有量は０％超、又は０．０００１％以上であってよい。

（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓ（硫黄）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｓの含有量が０．０３００％超では溶接性が低下し、さらに、ＭｎＳの析出量が増加して曲げ性等の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｓの含有量は０．０３００％以下とする。Ｓの含有量は、０．０１００％以下、０．００５０％以下、又は０．００２０％以下であってよい。Ｓは含有されないことが好ましく、Ｓの含有量の下限は０である。脱硫コストの観点から、Ｓの含有量は０％超、又は０．０００１％以上であってよい。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎ（窒素）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｎの含有量が０．０１００％超では溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であってよい。Ｎは含有されないことが好ましく、Ｎの含有量の下限は０である。製造コストの観点からＮの含有量は０％超又は０．００１０％以上であってよい。

（Ｂ：０．０００５～０．００５０％）
Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高めて強度の向上に寄与し、また粒界に偏析して粒界を強化して靭性を向上させる元素である。さらに、本実施形態の鋼板においては、鋼板の表層に濃化し、Ｆｅ粒界に偏析して存在する。この効果を得るために、Ｂの含有量は０．０００５％以上とする。靭性及び溶接性の観点から、Ｂの含有量は０．００５０％以下とする。Ｂの含有量は、０．０００６％以上、０．０００８％以上、０．００１０％以上であってよい。Ｂの含有量は、０．００４０％以下、０．００３０％以下、０．００２０％以下であってよい。

一般的に、鋼表層では脱ボロン現象により、Ｂの濃度は鋼板中心部に比べ低下する。本実施形態においては、後述する製造方法により、焼鈍工程で鋼板内部に向かう内部酸化を進行させることにより酸化物でＢを取り込み、脱ボロン現象を抑制し、鋼の表層で、後述する濃度分布を形成する。このＦｅ粒界に偏析するＢが、溶接継手製造時のＬＭＥを抑制するものと考えられる。

（Ｔｉ：０．００１０～０．１０００％）
Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして鋼の冷却中に析出し、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｔｉの含有量は０．００１０％以上とする。過剰に含有すると粗大なＴｉＮが生成して靭性が損なわれるおそれがあるため、Ｔｉの含有量は０．１０００％以下とする。Ｔｉの含有量は、０．００２０％以上、０．００３０％以上、０．００４０％以上、０．００８０％以上、０．０１１０％以上、又は０．０１３０％以上であってよい。Ｔｉの含有量は、０．０９００％以下、０．０８００％以下、０．０６００％以下、０．０５００％以下、又は０．０４００％以下であってもよい。

（Ｎｂ：０～０．２０００％）
Ｎｂ（ニオブ）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＮｂの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００４％以上、又は０．００１０％以上であってよい。靭性を確保する観点から、Ｎｂの含有量は、０．２０００％以下とする。Ｎｂの含有量は０．１５００％以下、０．１０００％以下、０．０６００％以下、０．０４００％以下、０．０２００％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下、又は０．００２０％以下であってよい。

（Ｖ：０～０．１５％）
Ｖ（バナジウム）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＶの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＶの含有量は、０．００１％以上、０．００２％以上、０．００３％以上、０．００５％以上、０．００６％以上、０．００８％以上、又は０．０１％以上であってよい。靭性を確保する観点から、Ｖの含有量は、０．１５％以下とする。Ｖの含有量は、０．１４％以下、０．１３％以下、０．１２％以下、０．１０％以下、０．０８％以下、０．０５％以下、０．０４％以下、０．０３％以下、又は０．０２％以下であってよい。

（Ｃｒ：０～２．００％）
Ｃｒ（クロム）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＣｒの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＣｒの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．０７％以上、又は０．１０％以上であってよい。Ｃｒを過剰に含有するとＣｒ炭化物が多量に形成し、逆に焼入れ性が損なわれるおそれがあるため、Ｃｒの含有量は２．００％以下とする。Ｃｒの含有量は、１．８０％以下、１．５０％以下、１．２０％以下、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、又は０．２０％以下であってよい。

（Ｎｉ：０～２．００％）
Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＮｉの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０４％以上、又は０．０５％以上であってよい。Ｎｉの過剰な添加はコストが上昇するため、Ｎｉの含有量は２．００％以下とする。Ｎｉの含有量は、１．８０％以下、１．５０％以下、１．２０％以下、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．４０％以下、０．２０％以下、又は０．１５％以下であってよい。

（Ｃｕ：０～２．００％）
Ｃｕ（銅）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＣｕの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、又は０．０７％以上であってよい。靭性低下や鋳造後のスラブの割れや溶接性の低下を抑制する観点から、Ｃｕの含有量は２．００％以下とする。Ｃｕの含有量は１．８０％以下、１．５０％以下、１．２０％以下、１．００％以下、０．８０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１５％以下であってよい。

（Ｍｏ：０～１．００％）
Ｍｏ（モリブデン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＭｏの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、又は０．０６％以上であってよい。靭性の低下を抑制する観点から、Ｍｏの含有量は１．００％以下とする。Ｍｏの含有量は、０．８０％以下、０．６０％以下、０．４０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、又は０．１５％以下であってよい。

（Ｗ：０～１．００％）
Ｗ（タングステン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＷの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＷの含有量は、０．００１％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０３％以上であってよい。靭性の低下を抑制する観点から、Ｗの含有量は１．００％以下とする。Ｗの含有量は、０．８０％以下、０．６０％以下、０．４０％以下、０．３０％以下、０．２０％以下、０．１５％以下、又は０．１０％以下であってよい。

（Ｃａ：０～０．１０００％）
Ｃａ（カルシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＣａの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００２０％以上、０．００４０％以上、０．００６０％以上、又は０．００７０％以上であってよい。Ｃａを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合があるため、Ｃａの含有量は０．１０００％以下とする。Ｃａの含有量は、０．０８００％以下、０．０６００％以下、０．０５００％以下、０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０２００％以下であってよい。

（Ｍｇ：０～０．１００％）
Ｍｇ（マグネシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＭｇの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＭｇの含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上、０．００４％以上、０．００８％以上、０．０１０％以上、又は０．０１５％以上であってよい。Ｍｇを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合があるため、Ｍｇの含有量は０．１００％以下とする。Ｍｇの含有量は、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０７０％以下、０．０５０％以下、０．０４０％以下、又は０．０３０％以下であってよい。

（Ｚｒ：０～０．１００％）
Ｚｒ（ジルコニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＺｒの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＺｒの含有量は、０．００１％以上、０．０３％以上、０．００５％以上、０．０８％以上、又は０．０１０％以上であってよい。Ｚｒを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合があるため、Ｚｒの含有量は０．１００％以下とする。Ｚｒの含有量は、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０６０％以下、０．０５０％以下、０．０４０％以下、又は０．０３０％以下であってよい。

（Ｈｆ：０～０．１０％）
Ｈｆ（ハフニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＨｆの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＨｆの含有量は、０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上であってよい。Ｈｆを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合があるため、Ｈｆの含有量は０．１０％以下、０．０８％以下、０．０６％以下、０．０５％以下、０．０４％以下、０．０３％以下、又は０．０２％以下であってよい。

（ＲＥＭ：０～０．１００％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。必須の元素ではないのでＲＥＭの含有量の下限は０である。この効果は微量の含有でも得られるが、含有させる場合のＲＥＭの含有量は、０．０００１％以上、０．００５％以上、又は０．００１％以上であってよい。ＲＥＭを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合があるため、ＲＥＭの含有量は０．１００％以下とする。ＲＥＭの含有量は、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０６０％以下、０．０５０％以下、０．０４０％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下、０．０１０％以下、又は０．００５％以下であってよい。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をいう。ＲＥＭは通常ミッシュメタルとして添加される。

（残部）
本実施形態に係る溶接継手を構成する鋼板において、上記化学成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る溶接継手の製造時の耐ＬＭＥ性に悪影響を与えない、すなわち、本実施形態の鋼板に求められる耐ＬＭＥ性が得られる範囲で含有されるものを意味する。具体的な元素として、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられる。不純物として含まれるＯの含有量は、例えば、０．０５００％以下、０．０３００％以下、０．０２００％以下、又は０．０１００％以下であってよい。ただし、製造コストの観点から、Ｏの含有量は、０．００００１％以上、０．００００５％以上、又は０．０００１％以上であってよい。

（化学成分の分析方法）
鋼板の化学成分の分析は、当業者に公知の元素分析法を用いればよく、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により行われる。ただし、Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎについては不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定するとよい。Ｏについては、不活性ガス中融解-赤外線吸収法を用いる。これらの分析は、鋼
板からＪＩＳ Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法で採取したサンプルで行えばよい。

［高フェライト層］
本実施形態の溶接継手を構成する高強度鋼板においては、圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、高フェライト層が、高強度鋼板の表面から高強度鋼板の厚さ方向に５μｍ以上の厚さで存在する。ここで、高フェライト層とは、フェライト相の面積率が９０％以上である組織をいうものとする。また、圧接部の端部から外側に５０μｍの位置は、「熱影響部」とみなしてよい。本実施形態の溶接継手は、溶接継手製造時に溶接熱の影響を受けた熱影響部においても鋼板製造時に形成された高フェライト層が存在する点に特徴がある。

図１に、本実施形態の溶接継手を構成する高強度鋼板の、圧接部の端部から外側に５０μｍの位置における表層付近のＳＥＭによる組織写真の一例を示す。図１は鋼板の厚さ方向の断面であり、上側が鋼板表面である。図１に示すように、本実施形態の溶接継手においては、溶接による熱影響部において、鋼板の表面側に、フェライト相の面積率が９０％以上である高フェライト層１が存在する。この層に、後述するＢ濃化部が存在することにより、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性が向上する。

高フェライト層の厚さが５μｍ以上となれば耐ＬＭＥ性向上の効果は得られるので、その厚さの上限は特に限定されない。例えば、１００μｍ以下、８０μｍ以下、６０μｍ以下、４０μｍ以下であってよい。高フェライト層の厚さは耐ＬＭＥ性の観点からは厚い方が好ましく、８μｍ以上が好ましく、１０μｍ以上、１２μｍ以上、１５μｍ以上、２０μｍ以上、２５μｍ以上がより好ましい。

高フェライト層における、フェライト以外の組織は限定されない。例えば、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトのいずれか１種以上とすることができる。

高フェライト層の厚さは、鋼板の板厚断面をナイタールエッチングし、倍率１０００倍でＳＥＭ観察することで、その組織形態からマルテンサイト、ベイナイト等、セメンタイトを比較的多く含む硬質組織と、フェライトを区別し、求める。高フェライト層の厚さは、板厚方向に垂直な方向に５００μｍの範囲を測定範囲とし、板厚方向に垂直な方向に１０００μｍの間隔を空けて、５つの測定範囲で測定し、その平均値とする。ここで、フェライトの面積率は、上記の板厚断面で観察して求められる面積率のことをいう。厚さ方向の途中の局所的な箇所を観察した場合に、例えばフェライトの面積率が９０％未満となるような箇所があっても、表面から５μｍまでの深さの板厚断面において、フェライトの面積率が９０％以上であれば問題ない。

フェライト面積率は、鋼板の圧延方向と直交する板厚方向の断面を切出し、鏡面研磨後、ナイタール液により鋼組織を現出し、電界放射型走査型電子顕微鏡を用いて二次電子像を撮影し、求める。観察位置は板厚の表面又はめっき層と鋼板の界面から５００μｍの範囲とし、等間隔で５視野を観察する。得られた組織写真について、ポイントカウンティング法によって各組織の分率を算出する。より具体的には、まず、組織写真上に等間隔の格子を描く。次に、各格子点における組織が焼戻しマルテンサイト、パーライト、フェライト、フレッシュマルテンサイト若しくは残留オーステナイト、又はベイナイトのいずれに該当するかを判断する。各組織に該当する格子点数を求め、総格子点数で除することにより、各組織の分率を測定できる。総格子点数が多いほど面積率を正確に求めることができる。本実施形態では、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。

焼戻しマルテンサイト、パーライト、フェライト、フレッシュマルテンサイト若しくは残留オーステナイト、又はベイナイトの判断基準を示す。粒内に下部組織（ラス境界、ブロック境界）を有し、かつ、炭化物が複数のバリアントを持って析出している領域を焼戻しマルテンサイトと判断する。また、セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が小さく、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイト又は残留オーステナイトと判断する。上記のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。簡易的には、フェライトとそれ以外の組織に区別すれば、フェライト相の面積率は求めることができる。

フェライトはオーステナイトと比べてＬＭＥ感受性の低い組織であり、高フェライト層が鋼板の表層に存在することにより、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性が向上する。本実施形態においては、後述のＢ濃化部の存在により、さらに耐ＬＭＥ性を向上させる。

［Ｂ濃化部］
本実施形態の溶接継手を構成する高強度鋼板においては、圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、Ｂ濃化部が、高強度鋼板の表面から高強度鋼板の厚さ方向に１．０μｍ以上の厚さで存在する。ここで、Ｂ濃化部とは、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ（Time-of-Flight
Secondary Ion Mass Spectrometry）測定において求められるＢ強度が、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において求められる深さ５０μｍの位置のＢ強度の２倍以上となる部位をいうものとする。図２に、ＴＯＦ－ＳＩＭＳによる測定結果の一例を示す。図２は、溶接継手において２枚の鋼板が重なる部分のＣ断面の測定結果であり、上下方向が鋼板の厚さ方向である。図２の測定結果は明るいほどＢ濃度が高いことを示す。中央付近の暗い部分が２枚の鋼板の隙間である。図２の測定結果から、鋼板の表面付近において、Ｂ濃度が高くなっていることが分かる。

ＴＯＦ－ＳＩＭＳによる分析は、装置として、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ（ＩＯＮ－ＴＯＦ社製）を用いて、一次イオン：Ｂｉ₃ ²⁺、加圧電圧：２５ｋＶ、測定面積：５０μｍ角の条件
で測定される。測定は、高強度鋼板表面のＢ濃化部と、表面からの深さが５０μｍの位置が測定されるよう、高強度鋼板の厚さ方向に視野を移動して行う。

Ｂ濃化部は、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性の観点からは厚いほうがよく、厚さは２．０μｍ以上が好ましく、３．０μｍ以上、４．０μｍ以上、５．０μｍ以上がより好ましい。

本実施形態の溶接継手においては、このように溶接継手を構成する鋼板の表層で濃化したＢがＦｅ粒界に偏析し、Ｚｎの侵入を抑止することにより、溶接継手製造時のＬＭＥを抑制するものと考えられる。このような表層のＢ分布は、前述の化学成分を有する溶鋼から、後述の製造方法によって鋼板を製造することにより得ることができる。

［めっき層］
本実施形態の溶接継手を構成する高強度鋼板は、表面にＺｎを含有するめっき層を備えてもよい。めっき層は高強度鋼板の片面のみに形成されてもよく、両面に形成されてもよい、また、めっき層は面の一部にのみ形成されてもよい。

めっき層は、Ｚｎを含有するものであれば特に制限されない。一例として、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－（０．３～１．５）％Ａｌ、Ｚｎ－４．５％Ａｌ、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ－１０％Ｆｅ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、Ｚｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉ、Ｚｎ－１１％Ｎｉ、Ｚｎ－１５％Ｍｇ、Ｚｎ－２０％Ａｌ－７％Ｍｇ、Ｚｎ－３０％Ａｌ－１０％Ｍｇが挙げられる。

めっき層の化学成分は、鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定することができる。

めっき層の厚さは、例えば３～５０μｍであってよい。また、めっき層の付着量は、特に限定されないが、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ²であってよい。本実施形態
において、めっき層の付着量は、鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、めっき層酸洗剥離前後の重量変化から決定される。インヒビターを加えた酸溶液として、例えば、０．０６質量％インヒビター（朝日化学工業社製、イビット７１０Ｋ）を加えた１０％塩酸溶液を用いてよい。めっき層を除去した後の母材鋼板は水洗、乾燥する。

めっき層の厚さは、５μｍ以上、７μｍ以上、１０μｍ以上であってよい。めっき層の厚さは、４５μｍ以下、４０μｍ以下、３５μｍ以下、３０μｍ以下であってよい。めっき層の付着量は、片面当たり、１５ｇ／ｍ²以上、２０ｇ／ｍ²以上、２５ｇ／ｍ²以上、
３０ｇ／ｍ²以上であってよい。めっき層の付着量は、片面当たり１６０ｇ／ｍ²以下、１４０ｇ／ｍ²以下、１２０ｇ／ｍ²以下、１００ｇ／ｍ²以下であってよい。

溶接継手が、上述の高強度鋼板ではない一般的な鋼板等を含む場合、高強度鋼板ではない鋼板が、上述のめっき層を有してもよい。

なお、本実施形態の溶接継手は、溶接継手を構成する鋼板、特に、最も外側に配置された高強度鋼板がめっきを備えていない場合であっても、製造時の耐ＬＭＥ性向上の効果を奏する。溶融した亜鉛が存在しない場合にはＬＭＥ割れが生じることはないが、例えば、亜鉛めっきを備えた鋼板をスポット溶接した溶接電極を用いて、めっきが施されていない鋼板を溶接した場合、溶接電極に付着しためっきが溶融し、めっきが施されていない鋼板に移ることによりＬＭＥ割れが発生することがある。本実施形態の溶接継手によれば、そのような場合であっても、表層に濃化されたＢによって溶融亜鉛のＦｅ粒界への侵入を抑止できるので、溶接継手製造時のＬＭＥ割れを抑制する効果を奏する。したがって、本実施形態の溶接継手において、めっきは、必須の構成要素ではない。

［表層のＢ分布］
本実施形態の溶接継手においては、溶接継手を構成する鋼板、特に、高強度鋼板の非熱影響部において、鋼板の厚さ方向へのＧＤＳ（高周波グロー放電発光分析）測定において、以下の式（１）を満たす深さが、鋼板の表面から１．５μｍ以上であることが好ましい。

Ｂｘ／Ｂ１５０≧５ …（１）

上記式（１）において、Ｂｘは、鋼板とめっき層の界面から鋼板の厚み方向に深さｘ（μｍ）離れた点における発光強度を表す。また、Ｂ１５０は、鋼板とめっき層の界面から
鋼板の厚み方向に深さ１５０μｍにおける発光強度を表す。なお本実施形態における「厚み方向」とは、鋼板とめっき層の界面に対し垂直な方向をいう。鋼板とめっき層の界面から鋼板の厚み方向に離れた点とは、鋼板厚みの中心方向に向かって離れた点である。

上記の式（１）の左辺は、深さｘにおけるＢ濃度の、深さ１５０μｍにおけるＢ濃度に対する比率を示す。すなわちＢｘ／Ｂ１５０≧５は、深さｘにおけるＢ濃度が深さ１５０μｍにおけるＢ濃度の５倍以上であることを意味する。深さ１５０μｍにおけるＢ濃度は、鋼板の板厚中心におけるＢ濃度とみなしてよく、Ｂｘ／Ｂ１５０≧５は、深さｘにおいてＢが濃化していることを意味する。式（１）を満たす深さが鋼板の表面から１．５μｍ以上とは、鋼板の表面から、鋼板の厚さ方向に１．５μｍ以上の深さまでの範囲で式（１）を満たすとの意味であり、鋼板の厚さ方向に１．５μｍ以上の深さまでの範囲でＢが濃化していることを意味する。

本実施形態における鋼板の表面、鋼板とめっき層の界面は、以下のようにして定める。まず、ＧＤＳ測定でめっき鋼板の厚み方向におけるＦｅ含有量を測定する。このＦｅ含有量が最も高い値を鋼板のＦｅ含有量とする。この鋼板のＦｅ含有量の５％のＦｅ含有量となる地点を「鋼板の表面」と規定する。鋼板の表面にめっき層が形成されている場合は、鋼板とめっき層の界面を、鋼板の表面とみなし、ＧＤＳ測定の深さの起点とする。「鋼板とめっき層の界面」は、ＧＤＳ測定で求めたＦｅ含有量が、鋼板のＦｅ含有量の９３％となる地点と規定する。

上述のように鋼板の表層でＢが濃化することによって、表層組織のＦｅ粒界にＢが偏析する。これにより、スポット溶接時に溶融亜鉛がＦｅ粒界に侵入することを抑制し、溶接継手製造時のＬＭＥの発生をより抑制することができる。

（ＧＤＳの測定方法）
Ｂｘ、Ｂ１５０は、ＧＤＳにより、対象とする鋼板の表面をＡｒ雰囲気にし、電圧をかけてグロープラズマを発生させた状態で、鋼板表面をスパッタリングさせながら深さ方向に分析する方法を用いる。そして、グロープラズマ中で原子が励起されて発せられる元素特有の発光スペクトル波長から、材料に含まれる元素を同定し、同定した元素の発光強度を見積もる。

深さ方向のデータは、スパッタ時間から見積もることができる。具体的には、あらかじめ標準サンプルを用いてスパッタ時間とスパッタ深さとの関係を求めておくことで、スパッタ時間をスパッタ深さに変換できる。したがって、スパッタ時間から変換したスパッタ深さを、材料の表面からの深さと定義できる。スパッタ時間は、少なくともスパッタ深さが１５０μｍを上回るように設定する。

ＧＤＳ測定は板厚方向に５回行い、これらの平均値をＢ濃度とする。測定条件は、以下のとおりとする。ｘ（μｍ）深さ、１５０μｍ深さに相当するＢ濃度がそれぞれＢｘ、Ｂ１５０である。

装置：高周波グロー放電発光分析装置（ＬＥＣＯジャパン合同会社製、型番「ＧＤＳ８５０Ａ」
Ａｒガス圧力： ０．３ＭＰａ
アノード径：４ｍｍφ
ＲＦ出力：３０Ｗ
計測時間：２００～１５００秒

ＬＭＥの発生を抑制する効果を得るために、Ｂｘ／Ｂ１５０≧５．０を満たす深さは、１．５μｍ以上であることが好ましい。耐ＬＭＥ性の観点からは、Ｂｘ／Ｂ１５０は大きい方がより好ましく、１．６μｍ以上、１．８μｍ以上、２．０μｍ以上、２．５μｍ以上、又は３．０μｍ以上であってよい。Ｂｘ／Ｂ１５０は深さｘにおけるＢ濃度の、深さ１５０μｍにおけるＢ濃度に対する比率あるから、Ｂｘ／Ｂ１５０≧５．０を満たす深さは、１５０μｍ未満である。Ｂｘ／Ｂ１５０≧５．０を満たす深さが深くても耐ＬＭＥ性は低下しないが、Ｂｘ／Ｂ１５０≧５．０を満たす深さは、１００．０μｍ以下、５０．０μｍ以下、３０．０μｍ以下、２０．０μｍ以下、又は１０．０μｍ以下であってもよい。

本実施形態の溶接継手においては、このように溶接継手を構成する鋼板の表層で濃化したＢがＦｅ粒界に偏析する。これにより、スポット溶接時に溶融亜鉛がＦｅ粒界に侵入を抑制し、溶接継手製造時のＬＭＥを抑制するものと考えられる。このような表層のＢ分布は、前述の化学成分を有する溶鋼から、後述の製造方法によって鋼板を製造することにより得ることができる。

＜５．０μｍ深さまでの範囲におけるＢ濃化＞
本実施形態の溶接継手を構成する鋼板においては、上述のＧＤＳ測定において、さらに、以下の式（２）を満たすことが好ましい。

Ｂｍａｘ／Ｂ１５０≧８ …（２）

上記式（２）において、Ｂｍａｘは、鋼板の表面から５．０μｍの深さまでの範囲におけるＢの発光強度の最大値を表す。

式（２）の左辺は、鋼板の表面から５．０μｍの深さまでの範囲におけるＢの発光強度の最大値の、深さ１５０μｍにおけるＢ濃度に対する比率を示す。すなわちＢｍａｘ／Ｂ１５０≧８は、鋼板の表面から５．０μｍの深さまでの範囲において、最もＢが濃化した位置におけるＢ濃度が、深さ１５０μｍにおけるＢ濃度の８倍以上であることを意味する。深さ１５０μｍにおけるＢ濃度は、鋼板のＢ板厚中心濃度とみなしてよく、Ｂｍａｘ／Ｂ１５０≧８は、鋼板の表面から５．０μｍの深さまで、すなわち、表面の近傍において、Ｂの濃化が大きいことを意味する。

Ｂｍａｘ／Ｂ１５０は耐ＬＭＥ性の観点からは大きい方が好ましく、１０以上が好ましく、１２以上、１４以上、１６以上がより好ましい。

式（２）を満たすことは、本実施形態の鋼板において必須ではなく、式（２）を満たさなくても、式（１）を満たせば、良好な耐ＬＭＥ性を得ることができる。式（２）を満たすような表層のＢ分布とすることで、鋼の表層でより大きく濃化したＢがＦｅ粒界に偏析し、溶融亜鉛が侵入することを抑止できるので、ＬＭＥを抑制の効果を、より大きく得ることができる。

［板厚］
本発明の溶接継手を構成する鋼板の板厚は、特に限定されない。例えば、０．６～３．２ｍｍとすることができる。板厚は、０．８ｍｍ以上、又は１．０ｍｍ以上であってよい。板厚は、３．０ｍｍ以下、２．８ｍｍ以下、２．６ｍｍ以下、２．５ｍｍ以下、２．４ｍｍ以下、２．２ｍｍ以下、２．０ｍｍ以下、又は１．８ｍｍ以下であってよい。

《鋼板の製造方法》
次に、本実施形態の溶接継手を構成する鋼板の製造方法について説明する。

本実施形態に係る溶接継手を構成する鋼板は、化学成分を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成する鋳造工程、鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程、熱延鋼板を巻取る巻取工程、巻取後の熱延鋼板を酸洗する酸洗工程、酸洗後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、及び冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程、を備える製造方法によって得ることができる。代替的に、熱延工程後に熱延鋼板を巻取らず、酸洗してそのまま冷延を行ってもよい。

［鋳造工程］
鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。

［熱延工程］
鋳造により得られた鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００～１２５０℃であればよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよい。例えば、仕上圧延の終了温度は９００～１０５０℃、仕上圧延の圧下率は１０～５０％であってよい。

［巻取工程］
熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜変更すればよく、例えば５００～８００℃であればよい。巻取る前又は巻取った後に巻戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取は行わずに熱延工程後に熱延鋼板を酸洗して後述する冷延を行うこともできる。

［酸洗工程］
熱間圧延後の鋼板に酸洗を施す。本実施形態の溶接継手を構成する鋼板の製造方法においては、後の焼鈍工程において鋼板の表層にＢを濃化させる目的で、酸洗後の鋼板表面の凹凸を制御する。具体的には、凹凸が、ＪＩＳ Ｂ０６０１：２０１３で定義される算術平均高さであるＲａで１．５μｍ以上とする。この条件は、鋼板表面に、ある程度の凹凸が存在することを意味する。凹凸が小さいと、鋼板の表層に付与されるひずみが小さくなるので、後述する高露点での焼鈍によっても内部酸化が進行しなくなり、鋼板の表層へのＢの濃化が進行しなくなる。

凹凸のＲａは大きいほど好ましく、２．０μｍ以上が好ましく、２．５μｍ以上、３．０μｍ以上、３．５μｍ以上がより好ましい。

酸洗後の鋼板表面の凹凸は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、表層部側の表面においてランダムに１０か所を選び、それぞれの箇所において表面プロファイルを接触式表面粗さ計によって測定し、それらの箇所における表面粗さを算術平均した算術平均粗さＲａとして求められる。酸洗後の鋼板表面の凹凸は常に測定する必要はなく、所望の凹凸が形成される酸洗条件が定まった後は、凹凸の測定は省略してもよい。

鋼板の表面の粗さは酸洗条件によって変化するので、上記の凹凸が得られるように適宜調整すればよい。例えば、２０～９５℃の温度の１～１０質量％の塩酸溶液を用いて、３０～２００秒未満の酸洗時間で酸洗を行えばよい。

酸洗後の鋼板表面がこのような凹凸を備え、後の冷延工程でこの凹凸を圧延して鋼の表層にひずみを付与することによって、その後の焼鈍工程で鋼板の表層のＢの濃化が促進される。

［冷延工程］
熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷延工程では、上述の酸洗工程で付与した凹凸を圧延して押しつぶすことによって、鋼板の表層にひずみを付与する。そのため、冷間圧延に用いるロールは、表面の粗さが小さいものが好ましく、ロールの表面粗さは、Ｒａで１．０μｍ以下が好ましい。ロールの表面粗さは、Ｒａで０．８μｍ以下、０．６μｍ以下、又は０．５μｍ以下であってよい。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよく、例えば、２０～８０％であればよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却すればよい。

冷延工程で熱延鋼板の表面の凹凸が圧延されることにより鋼板の表層にひずみが付与され、それによって、その後の焼鈍工程で鋼板の表層のＢの濃化が促進される。

［焼鈍工程］
冷延工程の後、得られた冷延鋼板に、以下の高露点焼鈍を施す。本実施形態の鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、焼鈍工程で、鋼板の表面で外部酸化を進行させずに、鋼板の表層で、鋼板の内部に向かって酸化が進行する、内部酸化を進行させる。

本実施形態の焼鈍工程においては、上述の工程により表層にひずみが付与された鋼板を、高露点で保持する。具体的には、焼鈍工程の保持温度は、内部酸化を進行し、Ｂの濃化を促進するために、７６０～９００℃とし、保持温度での保持時間は、０～３６０秒間とする。保持温度は７７０℃以上、７８０℃以上、又は７９０℃以上であってよい。保持温度は８９０℃以下、８８０℃以下、又は８７０℃以下であってよい。保持時間は、１０秒以上、３０秒以上、５０秒以上、又は６０秒以上であってよい。保持時間は、３３０秒以下、３００秒以下、２７０秒以下、２４０秒以下、又は２００秒以下であってよい。

焼鈍における雰囲気は非酸化性雰囲気が好ましく、例えば、Ｎ₂－２～４ｖｏｌ％Ｈ₂とすることができる。雰囲気の酸素濃度は５０ｐｐｍ以下が好ましく、３０ｐｐｍ以下、２０ｐｐｍ以下、又は１０ｐｐｍ以下であってよい。このような条件とすることで、めっき表面の酸化を抑制しつつ、内部酸化を進行させることができる。保持温度までの昇温速度は、特に限定されない。昇温速度は、例えば、１～１０℃／秒であってよい。昇温速度が１℃／秒未満であると、制御温度まで昇温するのに時間がかかりすぎ、めっき層の表面の酸化物が厚くなるおそれがある。一方、昇温速度が１０℃／秒超であると、内部酸化が十分に進行せず、鋼板表層に付与したひずみが十分開放されずＢ濃化が不十分になるおそれがある。これらの観点から、昇温速度は、２℃／秒以上、３℃／秒以上、又は４℃／秒以上であってよい。昇温速度は、９℃／秒以下、８℃／秒以下、又は７℃／秒以下であってよい。

本実施形態の溶接継手を構成する鋼板に製造方法における焼鈍工程においては、昇温の前半と後半で雰囲気の露点を変更する。具体的には、室温から制御温度までの露点と、制御温度から保持時間までの露点を異なるものとする。

制御温度は露点の変更温度であり、４５０～５５０℃とする。室温から制御温度まで昇温するまでの間においては、焼鈍雰囲気の露点を－４０℃以上、－２０℃以下とする。制御温度から保持温度までの間においては、焼鈍雰囲気の露点を－２０℃超、２０℃以下とする。

制御温度が４５０℃未満であると、低温で露点が上がるため、低温で内部酸化が進行し、鋼板表層に付与したひずみが開放され、制御温度から保持温度までの間に、脱ボロン現象を抑制するために十分な内部酸化が生じなくなる。制御温度が５５０℃超であると、高温で内部酸化が進行するよりも前に鋼板表層に付与したひずみが開放され、脱ボロン現象を抑制するために十分な内部酸化が生じなくなる。

室温から制御温度まで昇温するまでの間の露点が－４０℃未満であると、ＳｉやＭｎが外部酸化し、制御温度から保持温度までの間の内部酸化が進行しなくなるおそれがある。室温から制御温度まで昇温するまでの間の露点が－２０℃超であると、低温で内部酸化が進行するため、鋼板の表層に付与したひずみが開放される。その結果、制御温度から保持温度までの間に脱ボロン現象を抑制するための内部酸化が起きなくなるおそれがある。

同様に、制御温度から保持温度までの間の露点が－２０℃以下であると、脱ボロン現象を抑制するための内部酸化が十分に進行しなくなるおそれがある。制御温度から保持温度までの間の露点が２０℃超であると、外部酸化が進行し、脱ボロン現象を抑制するための内部酸化が十分に進行しなくなるおそれがある。

さらに、制御温度から保持温度までの間の露点は、室温から制御温度まで昇温するまでの間の露点よりも、１０℃以上高くする。これにより、内部酸化を進行させ、Ｂの濃化を促進することができる。

Ｂの濃化を好適に行う観点から、制御温度は４６０℃以上、４７０℃以上、又は４８０℃以上であってよい。制御温度は５４０℃以下、５３０℃以下、又は５２０℃以下であってよい。内部酸化とＢの濃化を好適に行う観点から、室温から制御温度まで昇温するまでの間の露点は、－３８℃以上、－３７℃以上、又は－３５℃以上であってよい。室温から制御温度まで昇温するまでの間の露点は、１８℃以下、１７℃以下、又は１５℃以下であってよい。制御温度から保持温度までの露点は、－１８℃以上、－１７℃以上、又は－１５℃以上であってよい。制御温度から保持温度までの露点は、１８℃以下、１７℃以下、又は１５℃以下であってよい。

上述の方法により鋼板の表層にひずみが付与された状態で、焼鈍工程において制御温度以上において露点を上昇させることによって、鋼板の表層で内部酸化が急激に進行し、鋼板の内部に形成された酸化物にＢが取り込まれることによって鋼板の表層においてＢが濃化し、Ｆｅ粒界にＢが偏析し、前述したような表層のＢの濃度分布が得られる。

焼鈍は、１～２０ＭＰａの張力をかけた状態で行う。焼鈍時に張力をかけると鋼板にひずみをより効果的に導入することが可能となり、表層のＢ濃化が促進される。

［めっき処理工程］
上述のように製造した鋼板を用いて、めっき処理工程を備える製造方法により、めっき鋼板を製造してもよい。めっき処理は、当業者に公知の方法に従って行えばよい。めっき処理は、例えば、溶融めっき法により行ってもよく、電気めっき法、蒸着めっき法、溶射、コールドスプレー法により行ってもよい。好ましくは、めっき処理は溶融めっき法により行われる。めっき処理工程の条件は、所望のめっき層の化学成分、厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。

［合金化処理工程］
めっき処理工程の後に、公知の合金化処理を行い、合金化めっきとしてもよい。合金化処理工程の条件は、所望のめっき層の化学成分、厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。

［スポット溶接工程］
上述した鋼板を複数枚重ね合わせ、スポット溶接し、溶接継手を得る。鋼板は同種のものであっても、化学成分等が異なるものであってもよい。少なくとも、最も外側に配置された１枚の鋼板が上述の高強度鋼板であれば、他の鋼板は、一般的な市販の鋼板でもよい。

スポット溶接の条件は特に限定されない。例えば、ドームラジアス型の先端直径８ｍｍの溶接電極を用いて、加圧力５．０ｋＮ、通電時間１．２秒、通電電流１２ｋＡでスポット溶接を行うことができる。

本発明に係る溶接継手は、製造時のＬＭＥ割れが抑制されるため、自動車、家電製品、建材等の広い分野において好適に使用することができる。特に自動車分野で使用されるのが好ましい。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。はじめに、各実施例の溶接継手の製造に用いた鋼板の製造方法について説明する。

＜実施例Ｎｏ．１＞
溶鋼を高炉で溶製し、連続鋳造で鋳造して表１のＮｏ．１に記載の化学成分を有する鋼片を得た。得られた鋼片を１２００℃に加熱し、仕上圧延の終了温度を９５０℃、仕上圧延の圧下率を３０％として熱間圧延を施し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を巻取温度６５０℃で巻取った。

巻取後の鋼板に対して、４０℃の５質量％の塩酸溶液を用いて、４０秒間の酸洗を施した。酸洗を施した後、圧下率５０％で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。冷延鋼板の板厚は１．６ｍｍとした。

その後、保持温度８００℃、保持時間０秒として、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内においてＮ₂－４ｖｏｌ％Ｈ₂ガス雰囲気で焼鈍処理を行い、鋼板試料を作製した。焼鈍時の昇温速度は、５．０℃／秒とした。焼鈍雰囲気の露点は、制御温度を５００℃とし、室温から制御温度までの間は－２０℃、制御温度から保持温度までは－１０℃とした。また、焼鈍処理は、１５ＭＰａの張力をかけた状態で行った。なお、保持時間０秒とは、８００℃まで昇温した後、直ちに降温を開始したことを意味する。

＜実施例Ｎｏ．２～３２＞
化学成分を表１に記載のもの、焼鈍処理条件、めっき種を表２に記載したものとした他は実施例１と同様の条件で、鋼板を作製した。意味する。表２中のめっき種は、「ａ」は４５０℃の溶融亜鉛めっき浴（Ｚｎ－０．１４％Ａｌ）に３秒間浸漬した後、１００ｍｍ／秒で引き抜き、Ｎ₂ワイピングガスによりめっき付着量を５０ｇ／ｍ²に制御し、その後、５２０℃、３０秒で合金化処理を施したもの、「ｂ」は溶融亜鉛めっきで、「ａ」における合金化処理を省略したもの、「ｃ」は、溶融亜鉛めっきで、「ａ」におけるめっき浴をＺｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇとし、合金化処理を省略したものを意味する。

（酸洗後の凹凸）
鋼板を製造する際に、酸洗後の熱延鋼板に対して、表面の凹凸を測定した。表面の凹凸は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、表層部側の表面においてランダムに１０か所を選び、それぞれの箇所において表面プロファイルを接触式表面粗さ計によって測定し、それらの箇所における表面粗さを算術平均した算術平均粗さＲａとして求めた。熱延鋼板の表面の凹凸を表２に示す。

各実施例で得られた鋼板を２枚重ね合わせ、ドームラジアス型の先端直径８ｍｍの溶接電極を用いて、打角５°、加圧力５．０ｋＮ、通電時間１．２秒、及び通電電流１２ｋＡにてスポット溶接を行い、溶接継手を製造し、熱影響部、非熱影響部の組織、及び製造時の耐ＬＭＥ性を評価した。

（鋼板の硬さ）
溶接継手のスポット溶接部の外端から５ｍｍ以上離れた距離にある非熱影響部において、鋼板の硬さを測定した。鋼板の硬さは鋼板の１／２深さの位置で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して行った。測定荷重は２００ｇｆとした。硬さは以下のように評価した。評価Ａ以上であれば、硬さは良好であると判断した。

評価ＡＡＡ： ３８０Ｈｖ以上
評価ＡＡ ： ３００Ｈｖ以上、３８０Ｈｖ未満
評価Ａ ： ２４０Ｈｖ以上、３００Ｈｖ未満
評価Ｂ ： ２４０Ｈｖ未満

（高フェライト層）
溶接継手の圧接部の端部から外側に５０μｍの位置から２５ｍｍ×１５ｍｍに切断した試料を採取し、ナイタールエッチングを施し、各試料のＴ断面について、ＳＥＭで観察し、フェライト面積率が９０％以上である高フェライト層の厚さを測定した。厚さはＴ方向に５００μｍの範囲で、等間隔で５点測定し、その平均値とした。ここで、「厚さ」の起点は、めっきが施されていない鋼板では鋼板の表面、めっきが施された鋼板では、めっき層と鋼板の界面であり、ＳＥＭ像より決定した。

（Ｂ濃化部）
溶接継手の圧接部の端部から外側に５０μｍの位置から３０ｍｍ×３０ｍｍに切断した試料を採取し、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において、Ｂ濃化部の厚さを測定した。Ｂ濃化部は、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において求められるＢ強度が、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において求められる深さ５０μｍの位置のＢ強度の２倍以上となる部位とした。ＴＯＦ－ＳＩＭＳによる分析は、装置として、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ（ＩＯＮ－ＴＯＦ社製）を用いて、一次イオン：Ｂｉ₃ ²⁺、加圧電圧：２５ｋＶ、測定面積：５０μｍ角の条件で測定した。測定は、
高強度鋼板表面のＢ濃化部と、表面からの深さが５０μｍの位置が測定されるよう、高強度鋼板の厚さ方向に視野を移動して行った。

（非熱影響部の鋼板表層のＢ分布）
非熱影響部における鋼板鋼表層のＢ分布について、以下のとおり評価した。

各溶接継手の非熱影響部から５０ｍｍ×５０ｍｍのサイズに切断した試料を用いて、ＧＤＳを行った。ＧＤＳ測定は板厚方向に５回行い、これらの平均値をＢ濃度とした。測定条件は、以下のとおりとした。ｘ（μｍ）深さ、１５０μｍ深さに相当するＢ濃度がそれぞれＢｘ、Ｂ１５０である。

装置：高周波グロー放電発光分析装置（ＬＥＣＯジャパン合同会社製、型番「ＧＤＳ８５０Ａ」
Ａｒガス圧力： ０．３ＭＰａ
アノード径：４ｍｍφ
ＲＦ出力：３０Ｗ
計測時間：２００～１５００秒

求められたＢｘから、式（１）：Ｂｘ／Ｂ１５０≧５．０を満たす深さ、及び式（２）の左辺：Ｂｍａｘ／Ｂ１５０の値を求めた。

（溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性）
各鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板から５０ｍｍ×１００ｍｍのサイズに切断した試料を２枚採取し、これら２枚の試料に対して、ドームラジアス型の先端直径８ｍｍの溶接電極を用いて、打角５°、加圧力５．０ｋＮ、通電時間１．２秒、及び通電電流１２ｋＡにてスポット溶接を行い、溶接継手を製造した。なお、めっきを施していない鋼板を用いて溶接継手を製造する際には、直前に、亜鉛を含むめっきを施した鋼板のスポット溶接を１０回以上行った溶接電極を用いた。

図３を参照して、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性の評価について説明する。耐ＬＭＥ性は２枚の鋼板１１を重ねあわせてスポット溶接を行い形成された溶接部１２の肩部１４に生じたＬＭＥ亀裂（肩部の割れ２１）の長さで評価した。肩部とは、スポット溶接により生じたくぼみ１３の淵の傾斜部分をいう。肩部の割れ２１の長さにより、評価は以下のとおりとした。本実施例では、評価Ａ以上であれば、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に優れていると判断した。

評価ＡＡＡ： ０μｍ
評価ＡＡ ： ０μｍ超、５０μｍ未満
評価Ａ ： ５０μｍ以上、１６０μｍ未満
評価Ｂ ： １６０μｍ以上

各評価の結果を表３に示す。

Ｎｏ．１～２２は発明例であり、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に優れていることが確認できた。

Ｎｏ．２３は、鋼板のＳｉの含有量が低い。そのため、鋼板製造時の焼鈍工程において、脱炭と内部酸化が十分に進行せず、高フェライト層が薄くなり、また、脱ボロン現象が抑止できず、Ｂ濃化部が形成されなかった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２４は、鋼板のＳｉの含有量が多い。そのため、高フェライト層、Ｂ濃化部が形成されても、ＬＭＥを抑制することができなかった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２５は、鋼板製造時の焼鈍工程において、前半の露点が低かった。そのため、ＳｉやＭｎが外部酸化し、焼鈍工程の後半で内部酸化が進行せず、高フェライト層が薄くなり、また、Ｂ濃化部が形成されなかった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２６は、鋼板製造時の焼鈍工程において、前半の露点が高かった。そのため、焼鈍工程の前半の低温で内部酸化が進行し、鋼板の表層に付与したひずみが開放され、制御温度から保持温度までの間に内部酸化が生じず、脱ボロン現象が抑止できず、高フェライト層、Ｂ濃化部が薄くなった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２７は、鋼板製造時の焼鈍工程において、後半の露点が低かった。そのため、脱ボロン現象を抑制するための内部酸化が十分に進行せず、高フェライト層、Ｂ濃化部が薄くなった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２８は、鋼板製造時の焼鈍工程において、後半の露点が高かった。そのため、外部酸化が進行し、脱ボロン現象を抑制するための内部酸化が十分に進行せず、高フェライト層が薄くなり、Ｂ濃化部が形成されなかった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．２９は、制御温度が低かった。そのため、低温で露点が上がり、低温で内部酸化が進行し、鋼板表層に付与したひずみが開放され、制御温度から保持温度までの間に、脱ボロン現象を抑制するために十分な内部酸化が生じず、高フェライト層、Ｂ濃化部が薄くなった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．３０は、制御温度が高かった。そのため、高温で内部酸化が進行するよりも前に鋼板表層に付与したひずみが開放され、脱ボロン現象を抑制するために十分な内部酸化が生じず、Ｂ濃化部が薄くなった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．３１は、焼鈍温度が低かった。そのため、内部酸化、Ｂ濃化が十分に進行せず、高フェライト層が薄くなり、また、Ｂ濃化部が形成されなかった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

Ｎｏ．３２は、鋼板製造時の酸洗後の鋼板表面の凹凸が小さい。そのため、鋼板の表層に十分なひずみが付与されず、高露点焼鈍によっても鋼板の表層にＢが濃化せず、Ｂ濃化部が薄くなった。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣った。

１ 高フェライト層
１１ 鋼板
１２ 溶接部
１３ くぼみ
１４ 肩部
２１ 肩部の割れ

Claims (5)

1. 重ね合わされた複数の鋼板、
   前記複数の鋼板を接合するナゲット、
   前記ナゲットの周囲に形成された圧接部及び熱影響部を有するスポット溶接部、
   前記熱影響部の外側の領域である非熱影響部、並びに
   前記圧接部の周囲に形成されたセパレーション部
   を備える溶接継手であって、
   前記複数の鋼板のうち、少なくとも、最も外側に配置された１枚の鋼板が板厚中心におけるビッカース硬さが２４０Ｈｖ以上である高強度鋼板であり、
   前記高強度鋼板の化学成分が、質量％で、
   Ｃ ：０．０５～０．４０％、
   Ｓｉ：０．７～３．０％、
   Ｍｎ：０．１～５．０％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０～２．０％、
   Ｐ ：０．０３００％以下、
   Ｓ ：０．０３００％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｂ ：０．０００５～０．００５０％、
   Ｔｉ：０．００１０～０．１０００％、
   Ｎｂ：０～０．２０００％、
   Ｖ ：０～０．１５％、
   Ｃｒ：０～２．００％、
   Ｎｉ：０～２．００％、
   Ｃｕ：０～２．００％、
   Ｍｏ：０～１．００％、
   Ｗ ：０～１．００％、
   Ｃａ：０～０．１０００％、
   Ｍｇ：０～０．１００％、
   Ｚｒ：０～０．１００％、
   Ｈｆ：０～０．１００％、及び
   ＲＥＭ：０～０．１００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
   前記圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、フェライト相の面積率が９０％以上である高フェライト層が、前記高強度鋼板の表面から前記高強度鋼板の厚さ方向に５μｍ以上の厚さで存在し、
   前記圧接部の端部から外側に５０μｍの位置において、ＴＯＦ－ＳＩＭＳ測定において求められる深さ５０μｍの位置のＢ強度の２倍以上のＢ強度となるＢ濃化部が、前記高強度鋼板の表面から１．０μｍ以上の厚さで存在する
   ことを特徴とする溶接継手。
2. 前記高強度鋼板が、前記高強度鋼板の片面又は両面に形成された、Ｚｎを含有するめっき層を備えることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
3. 前記非熱影響部において、鋼板表面から厚さ方向へのＧＤＳ測定における深さｘ（μｍ）での発光強度Ｂｘ、深さ１５０μｍでの発光強度Ｂ１５０が
   Ｂｘ／Ｂ１５０≧５ …（１）
   を満たす深さが１．５μｍ以上である
   ことを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接継手。
4. 前記非熱影響部において、鋼板表面から厚さ方向へのＧＤＳ測定における、深さ５μｍ以下の範囲におけるＢの発光強度の最大値Ｂｍａｘ、深さ１５０μｍでの発光強度Ｂ１５０が
   Ｂｍａｘ／Ｂ１５０≧８ …（２）
   を満たすことを特徴とする請求項３に記載の溶接継手。
5. 前記高フェライト層の厚さが１０μｍ以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接継手。