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WO2025018310A1 - 溶接継手及び自動車部材の接合構造 - Google Patents

溶接継手及び自動車部材の接合構造 Download PDF

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Publication number
WO2025018310A1
WO2025018310A1 PCT/JP2024/025325 JP2024025325W WO2025018310A1 WO 2025018310 A1 WO2025018310 A1 WO 2025018310A1 JP 2024025325 W JP2024025325 W JP 2024025325W WO 2025018310 A1 WO2025018310 A1 WO 2025018310A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
steel
welded joint
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/025325
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
敬之 古川
卓哉 光延
隆志 大毛
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2025534043A priority Critical patent/JPWO2025018310A1/ja
Publication of WO2025018310A1 publication Critical patent/WO2025018310A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Pending legal-status Critical Current

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/16—Resistance welding; Severing by resistance heating taking account of the properties of the material to be welded
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a welded joint and a joining structure of an automobile component. More specifically, the present invention relates to a welded joint that prevents LME cracking during manufacturing, and a joining structure of an automobile component.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having an improved weldability by suppressing LME cracking, in which Si oxide particles having a particle size of 20 nm or more are present in a surface layer of the steel sheet at a number density of 3,000 to 6,000 particles/ mm2 with an appropriate particle size distribution.
  • the objective of the present invention is to provide a welded joint that suppresses LME cracking during manufacturing.
  • the inventors have thoroughly investigated means for solving the above problems. As a result, they have found that by applying distortion to a steel sheet before annealing using a projectile under appropriate conditions to create an appropriate surface condition, and then performing high dew point annealing, the surface layer of the steel sheet is decarburized and a layer with a high ferrite fraction in which the ferrite is randomly oriented is formed, making it possible to suppress LME.
  • the present invention was developed based on the above findings and through further investigation, and its gist is as follows:
  • a welded joint comprising a plurality of overlapping steel plates and a spot weld portion joining the plurality of steel plates, the spot weld portion having a nugget, an indentation portion pressed down by an electrode, and a weld shoulder portion which is the peripheral portion of the indentation portion, one or more of the plurality of steel plates being a plated steel plate having a plating layer containing Zn formed at least on a surface corresponding to the overlapping surface of the plurality of steel plates, and one or more of the plurality of steel plates constituting the overlapping surface being a high-strength steel plate having a hardness of 200 Hv or more in a first region which is a surface region located 5 mm or more away from the outer end of the nugget toward the outside of the nugget in the direction in which the plate surface of the steel plate extends, and the high-strength steel plate having a chemical composition, in mass %, of C: 0.05-0.40%, Si: 0.5-3.0%, Mn
  • the high-strength steel plate has a surface roughness Ra of more than 3.0 ⁇ m, a depth at which the C concentration is 0.02% or less in a plate thickness direction from the surface of the high-strength steel plate is 8 ⁇ m or more, and an oblique incidence angle of 1° with respect to the surface of the high-strength steel plate is 1°.
  • the thickness of a layer having an area ratio of ferrite of 90% or more in the plate thickness direction from the surface of the high-strength steel plate is 15 ⁇ m or more, provided that, in the case where the steel plate is a plated steel plate, the surface of the steel plate is the interface between the steel plate and the plated layer of the
  • a joining structure for automobile components in which any one of the welded joints (1) to (5) is used to join the automobile components when the multiple steel plates are used as automobile components.
  • the present invention makes it possible to obtain welded joints that suppress LME cracking during manufacturing.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating an example of a welded joint of the present invention.
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of the results of grazing incidence X-ray diffraction measurement when the ferrite phase is randomly oriented and when it is not randomly oriented. 1 is an example of a SEM micrograph of a structure near the surface layer located 0 to 100 ⁇ m away from the weld shoulder of a welded joint of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the positions of cracks targeted in the LME resistance evaluation in the examples.
  • LME cracking is caused, for example, during spot welding, when the metal structure of a steel sheet is heated and transformed into austenite, and molten zinc produced by melting the plating penetrates into the grain boundaries of the austenite in the surface layer of the steel sheet.
  • the molten zinc that penetrates into the austenite grain boundaries embrittles the steel sheet, and is further caused by the tensile stress applied to the steel sheet during welding.
  • the inventors of the present invention came up with the idea of utilizing the metal structure of the surface layer of the steel sheet that constitutes the welded joint as a method for improving LME resistance.
  • the surface layer of the steel sheet has a metal structure mainly composed of a ferrite phase with a low C concentration and low LME sensitivity, and the ferrite phase is randomly oriented to suppress the occurrence of LME.
  • LME resistance means a property in which LME cracking is suppressed in a steel sheet
  • LME sensitivity means a property in which LME cracking is likely to occur in a steel sheet.
  • the random orientation of the ferrite phase means that the characteristics of the ferrite grain boundaries are averaged as a whole. In other words, it means that the crystal orientation of each ferrite particle in the ferrite phase is randomly oriented.
  • the random orientation of the crystal orientation of the ferrite particles prevents the grain boundaries oriented in a specific direction from being unevenly distributed and connected continuously or intermittently. It is believed that LME cracking occurs when Zn from the plating invades grain boundaries where the grain boundary energy is locally low. In other words, if there are continuous grain boundaries where the grain boundary energy is locally low, Zn from the plating will concentrate there, making LME cracking more likely to occur.
  • the random orientation of the ferrite phase is expressed by the following conditional formula.
  • a steel sheet that satisfies the following conditional formula means that the ferrite phase is randomly oriented.
  • the diffraction intensity corresponding to the (110) plane is I(110)
  • the diffraction intensity corresponding to the (200) plane is I(200)
  • the diffraction intensity corresponding to the (211) plane is I(211), 0.45 ⁇ I(110)/(I(110)+I(200)+I(211)) ⁇ 0.90
  • the cold-rolled steel plate is strained and then annealed at a high dew point. This promotes decarburization and makes it easier to form a ferrite phase on the steel plate surface. Furthermore, the present invention was made based on the discovery that the orientation of the ferrite phase can be randomized by controlling the temperature at which humidification begins.
  • the present invention will be described in detail below. First, the welded joint of the present invention will be described with reference to FIG. 1.
  • the welded joint of the present invention includes a plurality of overlapping steel sheets 1 and a spot welded portion 2 that joins the plurality of steel sheets.
  • the spot welded portion 2 has an indentation portion 3, a welded shoulder portion 4, and a nugget 5 formed on the surface of the steel sheet 1 pressed down by an electrode.
  • the welded shoulder portion 4 is the peripheral portion of the indentation portion 3, and refers to the inclined portion from the edge of the indentation portion 3 to the outer end 4a of the welded shoulder.
  • a pressure welded portion 6 is formed around the nugget 5, where two steel sheets 1 are pressure welded.
  • the first region 21 is a surface region (non-heat-affected zone) that is 5 mm or more away from the outer end of the nugget toward the outside of the nugget in the direction in which the sheet surface of the steel sheet spreads
  • the second region 22 is a surface region (heat-affected zone) that is 0 to 100 ⁇ m from the outer end of the welded shoulder.
  • the plurality of steel sheets may include both plated steel sheets and non-plated steel sheets that are not plated. It may also include both high-strength steel plates and relatively low-strength steel plates.
  • the plated steel sheet includes a base steel sheet and a plated layer.
  • the plated layer contains Zn and is formed on at least a surface corresponding to the overlapping surfaces of the plurality of steel sheets.
  • the plated layer may be formed on a surface other than the surface corresponding to the overlapping surfaces of the steel sheets.
  • the chemical composition of the plating layer can be determined by dissolving the plating layer in an acid solution containing an inhibitor that suppresses corrosion of the steel sheet, and measuring the resulting solution using ICP (inductively coupled plasma) emission spectroscopy.
  • an acid solution containing an inhibitor for dissolving the plating layer for example, a 10% by mass hydrochloric acid solution containing 0.06% by mass inhibitor (Ibit 710K, manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) can be used.
  • the thickness of the plating layer may be, for example, 3 to 50 ⁇ m.
  • the coating weight of the plating layer is not particularly limited, but may be, for example, 10 to 170 g/ m2 per side. In the present invention, the coating weight of the plating layer is determined from the change in weight before and after removal of the plating layer.
  • the plating layer is dissolved in an acid solution containing an inhibitor that suppresses corrosion of the base steel sheet, and the coating weight is determined from the change in weight before and after the plating layer is peeled off by pickling. After the plating layer is removed, the base steel sheet is washed with water and dried.
  • High-strength steel plate At least one of the plurality of steel plates is a high-strength steel plate.
  • "high strength” means that the hardness in the first region is 200 Hv or more.
  • the hardness of the steel plate is measured at a position that is the first region of the steel plate constituting the welded joint, at a position of 1/2 depth.
  • the hardness measurement is performed in accordance with JIS Z 2244:2009.
  • the measurement load is 200 gf.
  • the hardness in the first region may be 240 Hv or more, 270 Hv or more, or 340 Hv or more.
  • the one or more plated steel sheets and the one or more high-strength steel sheets may each be different steel sheets, or may be the same high-strength zinc-plated steel sheet that is high-strength and has been zinc-plated.
  • LME cracking occurs when molten zinc plating is present on the surface of a high-strength steel sheet during welding. For example, when considering a welded joint consisting of two steel sheets, if at least one of the two steel sheets is high strength and zinc plating is present on the overlapping surface, LME cracking may occur. In addition, even if one sheet is a relatively low-strength zinc-plated steel sheet and the other is a high-strength non-plated steel sheet, molten zinc plating is present on the overlapping surface of the steel sheets during welding, and the molten zinc plating comes into contact with the high-strength non-plated steel sheet, so LME cracking may occur.
  • the welded joint of the present invention suppresses LME cracking during manufacturing even in such cases, so it can also include a welded joint consisting of one sheet of zinc-plated steel with a relatively low strength and the other sheet of high-strength non-plated steel.
  • the welded joint of the present invention may include a welded joint in which one side is made of a relatively low-strength uncoated steel sheet and the other side is made of a high-strength zinc-coated steel sheet, or a welded joint in which one side is made of a relatively low-strength zinc-coated steel sheet and the other side is made of a high-strength zinc-coated steel sheet, or a welded joint in which both sides are made of high-strength zinc-coated steel sheets.
  • the thickness of the steel plate constituting the welded joint of the present invention is not particularly limited. For example, it can be 0.1 to 3.2 mm.
  • the thickness may be 0.2 mm or more, 0.4 mm or more, or 0.6 mm or more.
  • the thickness may be 3.0 mm or less, 2.5 mm or less, 2.0 mm or less, or 1.8 mm or less.
  • the above-mentioned high-strength steel plate has the chemical composition described below.
  • “%” regarding the chemical composition means “mass %”.
  • the numerical range expressed by "to” means a range including the numerical values written before and after "to” as the lower and upper limits.
  • C (C: 0.05-0.40%)
  • C (carbon) is an element that ensures the strength of steel, and the C content is set to 0.05% or more.
  • the C content is 0.40% or less.
  • the C content may be 0.08% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more. It may be 37% or less, 0.35% or less, or 0.30% or less.
  • Silicon (Si: 0.5-3.0%) is an element that promotes ferrite stabilization and decarburization. By including silicon, decarburization advances in the surface layer and the ferrite in the surface layer is stabilized by the pretreatment and heat treatment described below. By increasing the Si content, the LME resistance during the production of welded joints is improved. To obtain this effect, the Si content is set to 0.5% or more. If the Si content is too high, high dew point annealing is required.
  • the Si content is set to 3.0% or less.
  • the Si content may be 0.6% or more, 0.7% or more, or 0.8% or more.
  • Si Content may be 2.5% or less, 2.0% or less, or 1.5% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is set to 0.1% or more.
  • the Mn content is set to 5.0% or less.
  • the Mn content is set to 0.5% or more, 1.0% or more, or 1.5% or more.
  • the Mn content may be 4.5% or less, 4.0% or less, or 3.5% or less.
  • Al (aluminum) is an element that, like Si, promotes ferrite stabilization and decarburization by dissolving in steel.
  • Sol. Al is not in the form of oxides such as Al2O3 .
  • Acid-soluble Al means Al that is soluble in acid, and is calculated as the Al content measured after excluding the insoluble residue on the filter paper that is generated during the analysis of Al. However, since the role of sol. Al can be achieved by including Si, sol. Al is not essential, and the lower limit of the content of sol. Al is 0%. If the content of sol.
  • the content of sol. Al is set to 3.0% or less.
  • the content of sol. Al is set to 0.1% or more, 0.3% or more, or 0.5% or more. It's okay. sol.
  • the Al content may be 2.0% or less, 1.5% or less, or 1.0% or less.
  • Si and sol. Al are elements that reduce LME resistance when added in excess, so the total content of Si and sol. Al is preferably 1.8% or less.
  • the total content of Si and sol. Al may be 1.7% or less, 1.6% or less, or 1.5% or less.
  • P 0.0300% or less
  • P (phosphorus) is an impurity generally contained in steel. If the P content exceeds 0.0300%, there is a risk of reduced weldability. Therefore, the P content is set to 0.0300% or less.
  • the P content may be 0.0200% or less, 0.0100% or less, or 0.0050% or less. It is preferable that no P is contained, and the lower limit of the P content is 0%. From the viewpoint of cost, the P content may be more than 0%, 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • S sulfur
  • S is an impurity generally contained in steel. If the S content exceeds 0.0300%, the weldability decreases, and further, the amount of MnS precipitated increases, which reduces workability such as bendability. Therefore, the S content is set to 0.0300% or less.
  • the S content may be set to 0.0100% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less. It is preferable that no S is contained, and the lower limit of the content of S is 0%. From the viewpoint of desulfurization costs, the content of S may be more than 0%, 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity generally contained in steel. If the N content exceeds 0.0100%, there is a risk of reduced weldability. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content may be 0.0080% or less, 0.0050% or less, or 0.0030% or less. It is preferable that N is not contained, and the lower limit of the N content is 0%. Manufacturing cost From this viewpoint, the N content may be more than 0%, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • O oxygen
  • oxygen is an element that forms oxides and reduces the workability of steel sheets. If the O content is too high, excessive oxides are generated, and the workability of the steel sheet is reduced. Therefore, the O content is set to 0.0030% or less.
  • the O content may be 0.0026% or less, 0.0024% or less, 0.0020% or less, or 0.0018% or less. It is preferable that O is not contained, and the lower limit of the O content is 0%. From the viewpoint of production cost, the O content may be more than 0%, 0.0005% or more, or 0.0010% or more. good.
  • B (boron) is an element that improves hardenability, contributes to improving strength, and segregates at grain boundaries to strengthen the grain boundaries and improve toughness, so it may be contained as necessary. Since B is not an essential element, the lower limit of the B content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of B, but if B is contained, the B content is preferably 0.0001% or more. In order to ensure sufficient toughness, the B content is set to 0.0100% or less. The B content is set to 0.0002% or more, 0.0003% or more, or 0.0005% or more. The B content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, 0.0040% or less, or 0.0020% or less.
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • the Ti content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Ti, but when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.0001% or more. The Ti content may be 0.0005% or more.
  • coarse TiN may be generated, which may impair toughness, so the Ti content is set to 0.1500% or less. It may be 0.1000% or less, 0.0500% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less.
  • Niobium (Nb) is an element that contributes to improving strength by improving hardenability, and may be contained as necessary. Since it is not an essential element, the lower limit of the Nb content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Nb, but when Nb is added, the Nb content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, from the viewpoint of ensuring sufficient toughness, the Nb content is set to 0.1500% or less. The Nb content is set to 0.1000% or less, 0.0600% or less, 0.0200% or less. It may be the following:
  • V Vanadium
  • V is an element that contributes to improving strength by improving hardenability, and therefore may be contained as necessary. Since it is not an essential element, the lower limit of the V content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of V, but when V is contained, the V content is preferably 0.001% or more. On the other hand, from the viewpoint of ensuring sufficient toughness, the V content is set to 0.150% or less. % or less, and may be 0.020% or less.
  • Cr 0-2.00% Cr (chromium) is effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel, so it may be contained as necessary. Since it is not an essential element, the lower limit of the Cr content is This effect can be obtained even with a small amount of Cr, but when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Cr content is excessive, a large amount of Cr carbide is formed, which may adversely affect the hardenability. Therefore, the Cr content is set to 2.00% or more, and 0.10% or more. The Cr content may be 1.80% or less, 1.50% or less, 0.50% or less, or 0.20% or less.
  • Ni 0-2.00%
  • Ni nickel
  • the lower limit of the Ni content is This effect can be obtained even with a small amount of Ni, but when Ni is contained, the Ni content is preferably 0.001% or more.
  • the Ni content may be 1.80% or more, or 0.02% or more, or 0.05% or more.
  • the Ni content is set to 2.00% or less. % or less, 1.50% or less, 0.50% or less, or 0.20% or less.
  • Cu (copper) is effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel, so it may be contained as necessary. Since it is not an essential element, the lower limit of the Cu content is This effect can be obtained even with a small amount of Cu, but when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing deterioration of toughness and cracking of the slab after casting, the Cu content is set to 2.0000% or less. The Cu content is set to 1.8000% or less. It may be 1.5000% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less.
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • the Mo content may be 0.02% or more, or 0.03% or more.
  • the Mo content is 1.00% or less.
  • the Mo content is 0.80% or less, It may be 0.60% or less, or 0.20% or less.
  • W 0-1.000%) W (tungsten) is effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel, so it may be contained as necessary. Since it is not an essential element, the lower limit of the W content is This effect can be obtained even with a small amount of W, but when W is contained, the W content is preferably 0.001% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing a decrease in toughness, the W content is set to 1.000% or less. . 300% or less, 0.100% or less, or 0.020% or less.
  • Ca (Ca: 0-0.1000%)
  • Ca (calcium) is an element that contributes to inclusion control, particularly to finely dispersing inclusions, and has the effect of increasing toughness, so it may be contained as necessary.
  • the lower limit of the Ca content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Ca included, but when Ca is included, the Ca content is preferably 0.0001% or more. However, if the Ca content is excessive, deterioration of the surface properties may become evident, so the Ca content is set to 0.1000% or less. may be 0.0800% or less, 0.0500% or less, 0.0300% or less, 0.0100% or less, or 0.0010% or less.
  • Mg manganesium
  • Mg is an element that contributes to inclusion control, particularly to finely dispersing inclusions, and has the effect of increasing toughness, so it may be contained as necessary. Since it is not an essential element, Mg The lower limit of the Mg content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Mg, but when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0001% or more. The Mg content may be 0.0005% or more, or 0.0008% or more. On the other hand, if the Mg content is excessive, deterioration of the surface properties may become evident, so the Mg content is set to 0.100% or less. The amount may be 0.090% or less, 0.080% or less, 0.030% or less, 0.010% or less, 0.002% or less.
  • Zr zirconium
  • Zr zirconium
  • the lower limit of the Zr content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Zr, but when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.001% or more. However, if the Zr content is excessive, deterioration of the surface properties may become evident, so the Zr content is set to 0.100% or less. may be 0.050% or less, 0.030% or less.
  • Hf (hafnium) is an element that contributes to inclusion control, particularly to finely dispersing inclusions, and has the effect of increasing toughness, so it may be contained as necessary.
  • the lower limit of the Hf content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of Hf content, but when Hf is contained, the Hf content is preferably 0.0001% or more.
  • the Hf content may be 0.0003% or more, or 0.0005% or more.
  • the Hf content is set to 0.100% or less.
  • the amount may be 0.050% or less, 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, 0.002% or less.
  • REM 0-0.1000%
  • REM rare earth elements
  • the lower limit of the REM content is 0%. This effect can be obtained even with a small amount of REM content, but when REM is contained, the REM content is preferably 0.0001% or more.
  • the REM content may be 0.0003% or more, or 0.0005% or more.
  • the REM content is set to 0.1000% or less.
  • the content may be 0.0500% or less, 0.0300% or less, 0.0100% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal. REM refers to elements that belong to the lanthanide series. REM are usually added as misch metals.
  • the remainder other than the above chemical components consists of Fe and impurities.
  • the remainder may be Fe and impurities, that is, the remainder may consist only of Fe and impurities.
  • impurities refer to components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when industrially manufacturing steel plate, and that do not adversely affect LME cracking during the manufacturing of the welded joint according to the present invention.
  • Analysis of the chemical components of steel plate may be performed using elemental analysis methods known to those skilled in the art, for example, inductively coupled plasma mass spectrometry (ICP-MS).
  • ICP-MS inductively coupled plasma mass spectrometry
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O may be measured using the inert gas fusion-infrared absorption method.
  • the high-strength steel plate constituting the welded joint according to the present invention may have a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the present invention suppresses LME that occurs when welding high-strength steel plates, i.e., steel plates with high tensile strength and hardness, to manufacture a welded joint.
  • the welded joint according to the present invention can suppress LME even when using a steel plate with a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but may be, for example, 2000 MPa or less from the viewpoint of ensuring toughness.
  • the tensile strength is measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece whose longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction and the plate thickness direction, in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the tensile strength may be 980 MPa or more, 1180 MPa or more.
  • the surface layer of the steel sheet means a layered region having a depth from the surface of the steel sheet (sheet surface of the steel sheet) to a specified distance in the sheet thickness direction of the steel sheet.
  • the surface of the steel sheet means the surface of the steel sheet (sheet surface) excluding the plating.
  • the specified distance in the sheet thickness direction can be the longer (deeper) length (depth) of either "the depth where the C concentration of the surface layer is 0.02% or less" or "the depth where the area ratio of the ferrite phase is 90% or more" described later.
  • the interface between the plating layer and the base steel sheet when the high-strength steel sheet has a plating layer, and the surface roughness Ra of the high-strength steel sheet when the high-strength steel sheet does not have a plating layer is more than 3.0 ⁇ m in terms of arithmetic mean height Ra defined in JIS B0601:2013.
  • the roughness may be 3.5 ⁇ m or more in terms of Ra.
  • the roughness of the interface when the high-strength steel sheet has a plating layer is the surface roughness Ra of the steel sheet measured after removing the plating.
  • the plating layer is removed by dissolving the plating layer in an acid solution to which an inhibitor that suppresses corrosion of the base steel sheet has been added, as in the measurement of the coating weight described above.
  • the surface roughness Ra when measuring the surface roughness Ra, 10 measurement points are randomly selected on the surface of the steel plate in accordance with JIS B 0601:2013 so that the distance between each measurement point is 1 mm or more.
  • the surface profile at each measurement point is measured using a laser microscope (for example, Keyence's "VK-X3000"). Specifically, an image is taken at a magnification of 20 times using a laser microscope, and the arithmetic mean roughness (Ra) at each measurement point is calculated using a reference length of 2000 ⁇ m in the image taken.
  • the arithmetic mean value of the arithmetic mean roughness (Ra) at each measurement point is defined as the "surface roughness Ra".
  • the depth at which the C concentration measured by GDS (glow discharge spectroscopy) is 0.02% or less is 3 ⁇ m or more in the sheet thickness direction from the steel sheet surface.
  • the starting point in the depth direction is the interface between the plating layer and the base steel sheet when the high-strength steel sheet has a plating layer, and the surface of the high-strength steel sheet when the high-strength steel sheet does not have a plating layer.
  • Such a surface structure (metal structure at the surface of the steel plate) can be obtained as a decarburized layer produced by setting the chemical composition of the steel plate as described above and carrying out the pretreatment and annealing described below.
  • the depth where the C concentration is 0.02% or less is 8 ⁇ m or more, this contributes to improving LME resistance, so there is no particular upper limit to the depth where the C concentration is 0.02% or less.
  • the depth where the C concentration is 0.02% or less may be, for example, 50 ⁇ m or less, 40 ⁇ m or less, or 30 ⁇ m or less.
  • the depth where the C concentration is 0.02% or less is preferably 10 ⁇ m or more, more preferably 12 ⁇ m or more, and even more preferably 15 ⁇ m or more, or 20 ⁇ m or more.
  • GDS measurements are performed at five measurement points in the plate thickness direction, and the arithmetic mean value of the depth of the area where the C concentration is 0.02% or less at each measurement point is taken as the depth where the C concentration in the surface layer is 0.02% or less.
  • the five measurement points are randomly selected so that there is an interval of 5 mm or more between each measurement point on the steel plate surface.
  • the measurement conditions are as follows. Naturally, measurement results can be obtained even if the measurement device, etc., are not exactly as follows, but if there is a difference in the measurement results, the steel plate according to the present invention is identified by the measurement results according to the following conditions.
  • the value of the middle part of the conditional formula, "I(110)/(I(110)+I(200)+I(211))" is preferably 0.85 or less, more preferably 0.80 or less, and even more preferably 0.75 or less.
  • I(110)/(I(200)+I(211)) is preferably 0.50 or more.
  • the conditional formula means that the ferrite phase is randomly oriented. When the ferrite phase is completely randomly oriented, the value of the middle part is 0.67.
  • grazing incidence X-ray diffraction also called grazing incidence XRD, low angle incidence XRD, or tilted XRD
  • grazing incidence X-ray diffraction is a measurement technique in which the angle of incidence of the incident X-rays is set small, and the detector is scanned (the detection angle is changed) while maintaining the angle of incidence.
  • the angle of incidence of the X-rays is fixed at 1° to detect the orientation of ferrite in the surface layer of the steel sheet.
  • the angle of incidence is the angle between the surface of the sample (steel sheet) and the direction of incidence of the incident X-rays.
  • the plating layer is removed before measurement.
  • the plating layer is removed by dissolving the plating layer in an acid solution to which an inhibitor that suppresses corrosion of the base steel sheet has been added, as in the above-mentioned measurement of the coating amount.
  • Figure 2 shows examples of the results of oblique incidence XRD analysis when the ferrite phase is randomized (b) and not (a).
  • (a) is the result of oblique incidence XRD analysis of a normal (conventional) steel plate, and it can be seen that it is oriented in the (110) direction. Therefore, the value of the middle part of the conditional equation "I(110)/(I(110)+I(200)+I(211))" is relatively large at 0.91.
  • (b) is the result of oblique incidence XRD analysis of a steel plate that constitutes a welded joint of the present invention, and the orientation in the (110) direction is smaller than in (a). Therefore, the value of the middle part of the conditional equation "I(110)/(I(110)+I(200)+I(211))" is relatively small at 0.58.
  • a layer having an area ratio of ferrite of 90% or more in the second region, has a thickness of 15 ⁇ m or more in the thickness direction of the base steel plate starting from the interface between the plating layer and the base steel plate.
  • the thickness of the high ferrite layer is 15 ⁇ m or more, it contributes to suppressing LME during the production of welded joints, so there is no particular upper limit on its thickness.
  • the thickness of the high ferrite layer may be, for example, 100 ⁇ m or less, 80 ⁇ m or less, 60 ⁇ m or less, or 40 ⁇ m or less.
  • the thickness of the high ferrite layer is preferably 20 ⁇ m or more.
  • the structure other than ferrite in the high ferrite layer is not limited.
  • it can be one or more of martensite, bainite, and cementite.
  • the thickness of the high ferrite layer is measured by analyzing the secondary electron image by SEM observation of the observation cross section, which is mechanically polished to a mirror finish and then etched with nital.
  • a field emission scanning electron microscope e.g., JSM 7000F manufactured by JEOL Ltd., acceleration voltage: 15 kV
  • the observation field ranges from the surface of the steel sheet (sheet surface) to a depth of 500 ⁇ m in the sheet thickness direction (vertical direction of the observation cross section) and a width range of 600 ⁇ m in the direction perpendicular to the sheet thickness direction (horizontal direction of the observation cross section).
  • observation cross section Five observation fields are observed with an SEM so that the observation fields are spaced 1000 ⁇ m or more apart in the direction perpendicular to the sheet thickness direction (horizontal direction of the observation cross section), and a secondary electron image is obtained.
  • the observation resolution is 1280 ⁇ 960 pixels.
  • the surface of the steel sheet (sheet surface) is the surface of the steel sheet excluding the plating.
  • the ferrite fraction is calculated for the five secondary electron images obtained using the point counting method. More specifically, a grid with equal spacing is first drawn on the secondary electron image. Next, the number of grid points at each grid point where the structure is ferrite is found and divided by the total number of grid points to measure the ferrite fraction. The greater the total number of grid points, the more accurately the area ratio can be calculated. In the present invention, the grid spacing is 2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m, and the total number of grid points is 1,500 points.
  • an area with relatively low brightness and no visible substructure can be determined as ferrite.
  • substructure means a transformed structure formed inside the old austenite phase such as laths or blocks.
  • ferrite is observed as an area with relatively low brightness and a relatively monotonous spread of brightness and color tone.
  • there is no need to distinguish metal structures other than ferrite but the discrimination criteria in the secondary electron image of tempered martensite, pearlite, ferrite, fresh martensite or retained austenite, or bainite are shown below.
  • An area that has a substructure (lath boundary, block boundary) within the grain and where carbides are precipitated with multiple variants is determined as tempered martensite.
  • an area where cementite is precipitated in a lamellar form is determined as pearlite.
  • An area with high brightness and where the substructure is not revealed by etching is determined as fresh martensite or retained austenite.
  • An area that does not fall into any of the above categories is determined as bainite.
  • the area ratio of the ferrite phase can be calculated by distinguishing between ferrite and other structures.
  • Figure 3 shows an example of a SEM micrograph of the surface layer of a steel plate that constitutes a welded joint of the present invention, located 0 to 100 ⁇ m away from the weld shoulder.
  • the white areas are ferrite. It can be seen that the surface layer is mainly composed of ferrite.
  • Ferrite has low susceptibility to LME.
  • the surface structure of the steel plate is mainly composed of ferrite.
  • Such a surface structure can be obtained by setting the chemical composition of the steel plate as described above and carrying out the pretreatment process and annealing process described below.
  • the depth at which the C concentration is 0.02% or less in the GDS measurement and the thickness at which the ferrite area ratio is 90% or more are the starting points at the interface between the base steel sheet and the plating layer.
  • the high-strength steel plate constituting the welded joint according to the present invention can be obtained by a manufacturing method including, for example, a casting process in which molten steel with adjusted chemical composition is cast to form a steel billet, a hot rolling process in which the steel billet is hot rolled to obtain a hot-rolled steel plate, a coiling process in which the hot-rolled steel plate is coiled, a cold rolling process in which the coiled hot-rolled steel plate is cold rolled to obtain a cold-rolled steel plate, a pretreatment process in which the cold-rolled steel plate is pretreated (grit blasted), and an annealing process in which the pretreated cold-rolled steel plate is annealed.
  • the hot-rolled steel plate may not be coiled after the hot rolling process, but may be pickled and then cold-rolled as is.
  • the conditions for the casting process are not particularly limited. For example, after melting in a blast furnace or an electric furnace, various secondary smelting processes may be carried out, and then casting may be carried out by a method such as ordinary continuous casting or casting by an ingot method.
  • the steel slab obtained by casting can be hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling step is performed by reheating the cast steel slab directly or after cooling once, and then hot rolling it.
  • the heating temperature of the steel slab may be, for example, 1100 to 1250°C.
  • rough rolling and finish rolling are usually performed.
  • the temperature and reduction rate of each rolling may be appropriately changed depending on the desired metal structure and plate thickness.
  • the finishing temperature of the finish rolling may be 900 to 1050°C, and the reduction rate of the finish rolling may be 10 to 50%.
  • the hot-rolled steel sheet can be coiled at a predetermined temperature.
  • the coiling temperature may be appropriately changed depending on the desired metal structure, etc., and may be, for example, 500 to 800°C.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to a predetermined heat treatment by recoiling before or after coiling. Alternatively, the hot-rolled steel sheet may be pickled after the hot rolling step without performing the coiling step, and then cold rolling, which will be described later.
  • the hot-rolled steel sheet After pickling or the like is performed on the hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction in the cold rolling may be appropriately changed depending on the desired metal structure and sheet thickness, and may be, for example, 20 to 80%.
  • the steel sheet After the cold rolling process, the steel sheet may be cooled to room temperature, for example, by air cooling.
  • the pretreatment includes carrying out a grit blasting treatment in which angular shot materials are shot onto the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the shot materials that can be used are not particularly limited, but for example, polygonal steel grits having an average particle size of 100 to 500 ⁇ m can be used.
  • An example of such grit is TGD-30 manufactured by WINOA IKK JAPAN.
  • the amount of grit shot is preferably 5 to 400 kg/m 2. This allows strain to be introduced into the surface layer of the steel sheet while increasing the surface roughness Ra.
  • decarburization is promoted in the annealing process described later, and a structure with stable ferrite can be efficiently formed in the surface layer of the steel sheet.
  • the projection amount per unit time and unit area at a projection amount of 400 kg/m 2 is 4.0 ⁇ 10 ⁇ 4 kg/(mm 2 ⁇ min).
  • the steel sheet to which strain is imparted by the grit blasting treatment is subjected to an annealing process including holding the steel sheet at a predetermined temperature and a high dew point.
  • the heating rate to the predetermined holding temperature is not particularly limited, and may be 1 to 10°C/sec.
  • the dew point is controlled by humidification control from 300°C or more and less than 600°C, preferably from 450 to 550°C. That is, the dew point (humidification) control start temperature is 300°C or more and less than 600°C, preferably within 450 to 550°C.
  • the dew point without dew point (humidification) control is usually less than -30°C.
  • the dew point (high dew point) during annealing is -30 to 20°C in order to promote decarburization.
  • the dew point (high dew point) during annealing is preferably -10°C or more.
  • the dew point during annealing is preferably 5°C or less.
  • the predetermined holding temperature (maximum heating temperature) in the annealing step is 750 to 900°C, preferably 770 to 870°C, in order to promote decarburization.
  • the holding time at the holding temperature (maximum heating temperature) in the annealing step is 20 to 300 seconds, preferably 50 to 200 seconds.
  • the atmosphere is preferably a non-oxidizing atmosphere, and can be, for example, N2 -1 to 10 vol% H2 or N2 -2 to 4 vol% H2 .
  • dew point, holding temperature, and holding time it is possible to promote decarburization, reduce the C concentration in the surface layer, and appropriately control the ferrite phase fraction. Furthermore, by setting the dew point (humidification) control start temperature in the above range, decarburization of the surface layer of the steel plate is promoted. At the same time, internal oxidation of Si and Mn progresses rapidly, and internal oxides are rapidly formed. The internal oxides formed function as nucleation sites, resulting in randomization of the orientation of the ferrite phase. If the dew point (humidification) control start temperature is too low, external oxidation progresses and internal oxidation of Si and Mn does not progress, making it difficult to randomize the orientation of the ferrite phase.
  • Annealing is performed under tension of, for example, 1 to 20 MPa. Applying tension during annealing makes it possible to introduce strain into the steel sheet more effectively, promoting decarburization of the surface layer.
  • the plated steel sheet constituting the welded joint according to the present invention can be obtained by performing a plating process for forming a plating layer containing Zn on the surface of the steel sheet.
  • the plating layer may be formed on the high-strength steel sheet produced as described above.
  • the plating process may be carried out according to a method known to those skilled in the art.
  • the plating process may be carried out, for example, by hot-dip plating or by electroplating.
  • the plating process is carried out by hot-dip plating.
  • the plating process conditions may be appropriately set in consideration of the chemical components, thickness, and deposition amount of the desired plating layer.
  • a known alloying process may be carried out to form alloy plating.
  • spot welding process A plurality of the above-mentioned steel plates are stacked and spot-welded to obtain a welded joint.
  • the conditions for spot welding are not particularly limited.
  • spot welding can be performed using a dome radius type welding electrode having a tip diameter of 5 to 10 mm, with a pressure of 1.0 to 5.0 kN, a current flow time of 0.2 to 1.2 seconds, and a current flow of 6 to 14 kA.
  • the welded joint according to the present invention is suitable for use in a wide range of fields, including automobiles, home appliances, and building materials, because it suppresses LME cracking during manufacturing.
  • it can be used in the automobile field as a joining structure for joining automobile components.
  • the obtained steel slab was heated to 1200°C and hot-rolled with a finish rolling end temperature of 950°C and a finish rolling reduction of 30% to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was coiled at a coiling temperature of 650°C, pickled, and then cold-rolled with a reduction of 50% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet had a thickness of 1.6 mm.
  • the surface of the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to grit blasting treatment by blasting with a blasting amount of 5 kg/m 2 using TGD-30 manufactured by WINOA IKK JAPAN Co., Ltd.
  • the surface roughness Ra of the cold-rolled steel sheet after the grit blasting treatment was 3.3 ⁇ m.
  • the cold-rolled steel sheet that had been subjected to the grit blasting was subjected to an annealing treatment in which the temperature was raised to 500°C at a rate of 6.0°C/sec in a N2-4 % H2 gas atmosphere in a furnace with an oxygen concentration of 20 ppm or less, and then the temperature was raised to 800°C at a rate of 2.0°C/sec and held for 40 seconds.
  • dew point control was started so that the dew point became 0°C from 300°C.
  • the annealing treatment was performed with the steel sheet under tension of 5.0 MPa.
  • the annealed steel sheet was immersed in a hot-dip galvanizing bath (Zn-0.14%Al) at 450°C for 3 seconds, and then pulled out at 100 mm/sec, and the coating weight was controlled to 50 g/ m2 with N2 wiping gas. Thereafter, an alloying treatment was performed at 520°C for 30 seconds to obtain a galvannealed steel sheet.
  • a hot-dip galvanizing bath Zn-0.14%Al
  • the obtained galvannealed steel sheet was stacked one by one with the same type of steel sheet as the mating material, and spot welding was performed using a dome radius type welding electrode with a tip diameter of 8 mm at an impact angle of 2°, a pressure of 4.0 kN, a current time of 0.8 seconds, and a current of 12 kA to produce a welded joint, and the LME resistance during production was evaluated.
  • the steel sheet produced in the examples is also referred to as the "example steel sheet”
  • the steel sheet combined when producing the welded joint is also referred to as the "mate steel sheet.”
  • the steel sheets or plated steel sheets were prepared under the same conditions as in Example 1, except that the chemical composition of the steel sheets was as shown in Table 1 or Table 2, the conditions of the pretreatment process, the conditions of the annealing process were as shown in Table 3, and the plating conditions were as shown in Table 4. Note that in Test No. 32, the grit blasting process was omitted, and in Test No. 35, instead of the grit blasting process, surface treatment was performed by grinding using a brush.
  • the plating types in Table 4 are "a” for alloyed hot-dip galvanizing, "b” for hot-dip galvanizing with the alloying process omitted in Example 1, "c” for a plating bath of Zn-1.5%Al-1.5%Mg with the alloying process omitted, and "non-plated” for a cold-rolled steel sheet that was not plated.
  • the welded joints were produced under the same welding conditions as in Test No. 1, in combination with the steel sheets listed in the mating material in Table 4.
  • the "same type" of mating material indicates that the same type of steel sheet as in the examples was used as the mating material steel sheet.
  • non-plated same type indicates that the same type of steel sheet as in the example was used as the mating steel sheet, but was not plated;
  • GA same type indicates that the same type of steel sheet as the steel sheet with the corresponding test number (Test No.) was used as the mating steel sheet, but was plated with alloyed zinc;
  • GI270IF indicates that a commercially available hot-dip galvanized steel sheet with a tensile strength of 270 MPa was used as the mating steel sheet;
  • GA590 indicates that a commercially available hot-dip galvanized steel sheet with a tensile strength of 590 MPa was used as the mating steel sheet.
  • Grade AA 3.5 ⁇ m or more Grade A: More than 3.0 ⁇ m, less than 3.5 ⁇ m Grade B: 3.0 ⁇ m or less
  • the hardness of the example steel plate was measured in the first region of the welded joint by the above-mentioned method.
  • the hardness of the steel plate was measured at a position of 1/2 depth of the example steel plate in accordance with JIS Z 2244:2009.
  • the measurement load was 200 gf.
  • the hardness was evaluated as follows.
  • Rating AAA 340Hv or more Rating AA: 270Hv or more, less than 340Hv Rating A: 200Hv or more, less than 270Hv
  • the surface roughness Ra of the unplated steel sheets and the exposed base steel sheets after removing the plating were measured in the same manner as before annealing.
  • the plating was removed by dissolving the plating layer in a 10 mass% hydrochloric acid solution containing 0.06 mass% inhibitor (Ibit 710K, manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) that suppresses corrosion of the base steel sheets.
  • a sample cut to 30 mm x 30 mm was taken from the first region of the welded joint, and five GDS measurements were performed in the plate thickness direction using the method described above to determine the depth at which the C concentration was 0.02% or less.
  • the "C ⁇ 0.02% depth” in Table 4 is the average depth at which the C concentration was 0.02% or less, determined by five GDS measurements.
  • the plating layer was dissolved in a 10 mass% hydrochloric acid solution containing 0.06 mass% inhibitor (Ibit 710K, manufactured by Asahi Chemical Industry Co., Ltd.) that inhibits corrosion of the base steel sheet, as described above, and the plating layer was removed, and then the oblique incidence X-ray diffraction intensity was measured.
  • Ibit 710K 0.06 mass% inhibitor
  • Samples cut to 25 mm x 15 mm were taken from the second region of the welded joint, and were subjected to nital etching.
  • the T-section of each sample was observed with an SEM to measure the thickness of the layer with an area ratio of ferrite phase of 90% or more (high ferrite layer).
  • the thickness was measured at five equally spaced points within a range of 500 ⁇ m in the T-direction, and the average value was calculated.
  • the starting point of the "thickness" is the surface of the steel sheet for unplated steel sheets, and the starting point is the interface between the plating layer and the base steel sheet for plated steel sheets.
  • LME resistance With reference to FIG. 4, the evaluation method of LME resistance will be described.
  • the LME resistance was evaluated by the length of the LME crack (crack 11 immediately outside the pressure welded portion) that occurred immediately outside the pressure welded portion 2 formed by overlapping two steel plates 1 and spot welding.
  • the two steel plates 1 are the steel plates with each test number (Test No.) and their mating steel plates.
  • the immediately outside the pressure welded portion of the welded portion refers to the outer part of the pressure welded portion 6, which is the part pressure welded by spot welding on the overlapping surface of the two steel plates, and refers to the position in the vicinity of the pressure welded portion 6 (within a range of about 1 mm from the end of the pressure welded portion 6 to the outside).
  • the crack length of the crack 11 immediately outside the pressure welded portion was evaluated.
  • the spot welding test was performed three times, and the crack 11 immediately outside the pressure welded portion with the longest crack length was evaluated.
  • the evaluation criteria were as follows. In this example, if the evaluation was A or higher (i.e., evaluation A, AA, AAA), it was determined that the LME resistance was excellent.
  • Grade AA More than 0 ⁇ m, less than 60 ⁇ m Grade A: 60 ⁇ m or more, less than 120 ⁇ m Grade B: 120 ⁇ m or more
  • Test Nos. 1 to 25 and 37 to 55 are examples of the present invention and had high LME resistance.
  • Test No. 35 instead of grit blasting, pretreatment was performed by grinding with a brush, so no strain was introduced into the surface layer. This is thought to have reduced the thickness where the ferrite phase was 90% or more. It is also thought that internal oxidation of Si and Mn did not progress, and the orientation of the ferrite phase did not become random. As a result, the LME suppression during the production of the welded joint was inferior.
  • the dew point control start temperature in the annealing process was low, which is thought to have caused external oxidation to progress, preventing decarburization and resulting in a shallow depth at which the C concentration was 0.02% or less in the GDS measurement. It is also thought that internal oxidation of Si and Mn did not progress, preventing randomization of the orientation of the ferrite phase. As a result, the welded joint had poor LME resistance when manufactured.
  • the present invention makes it possible to provide a welded joint that suppresses LME during manufacturing, and the welded joint can be used in applications such as automobiles, home appliances, and building materials, particularly automobiles. Therefore, the present invention has extremely high industrial applicability.

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Abstract

本発明は製造時のＬＭＥを抑制した溶接継手を提供することを課題とする。　本発明の溶接継手は、複数の鋼板とスポット溶接部とを備える溶接継手であって、複数の鋼板のうち１枚以上はめっき鋼板であり、また、複数の鋼板のうち１枚以上は所定の化学成分を有する高強度鋼板であり、高強度鋼板の第１領域（非熱影響部）においては、表面粗さＲａが３．０μｍ超であり、Ｃ濃度が０．０２％以下であるの表面から深さが８μｍ以上であり、高強度鋼板の表面に対する入射角１°の斜入射Ｘ線回折において、（１１０）面に相当する回折強度をＩ(110)、（２００）面に相当する回折強度をＩ(200)、（２１１）面に相当する回折強度をＩ(211)とした場合に、０．４５≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．９０を満たし、一方、第２領域（熱影響部）においては、フェライトの面積率が９０％以上である表面層の厚さが１５μｍ以上のものである。

Description

溶接継手及び自動車部材の接合構造
　本発明は、溶接継手及び自動車部材の接合構造に関する。より具体的には、本発明は、製造時のＬＭＥ割れを抑止した溶接継手、及び自動車部材の接合構造に関する。
　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、高強度鋼板をスポット溶接した溶接継手の使用が増加している。
　亜鉛系めっきを施した鋼板、特に高強度の（引張強さ、硬さが大きい）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）割れにより溶接性が低下する場合がある。
　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
　溶接継手の製造時のＬＭＥ割れの発生を抑制するために、例えば、溶接の際に、めっき層に含まれるＺｎ等が、金属組織がオーステナイト変態した鋼板中へ侵入することを抑制することが有効である。この点においては、改善の余地がある。
　本発明は、このような実情に鑑み、製造時のＬＭＥ割れを抑制した溶接継手を提供することを課題とするものである。
　本発明者らは、前記課題を解決するための手段を鋭意検討した。その結果、焼鈍前の鋼板に適切な条件で投射材によりひずみを付与して適切な表面状態とし、高露点焼鈍を施すことにより、鋼板表層が脱炭され、さらにフェライトがランダム配向したフェライト分率の高い層が形成され、その結果、ＬＭＥを抑制することが可能となることを見出した。
　本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めてなされたものであり、そ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と、前記複数の鋼板を接合するスポット溶接部と、を備える溶接継手であって、前記スポット溶接部は、ナゲット、電極により圧下されたインデンテーション部、及び前記インデンテーション部の周縁部である溶接肩部を有し、前記複数の鋼板のうち１枚以上の鋼板は、少なくとも前記複数の鋼板の重ね合わせ面に相当する表面に形成されたＺｎを含有するめっき層を備えるめっき鋼板であり、前記複数の鋼板のうち、前記重ね合わせ面を構成する１枚以上の鋼板は前記ナゲットの外端から前記鋼板の板面が拡がる方向において前記ナゲットの外側に向けて５ｍｍ以上離れた表層領域である第１領域における硬さが２００Ｈｖ以上である高強度鋼板であり、前記高強度鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：０．１～５．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０～３．０％、Ｐ：０．０３００％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｂ：０～０．０１００％、Ｔｉ：０～０．１５００％、Ｎｂ：０～０．１５０％、Ｖ：０～０．１５０％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．１０００％、Ｍｇ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１００％、ＲＥＭ：０～０．１０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記第１領域において、前記高強度鋼板の表面粗さＲａが３．０μｍ超であり、前記高強度鋼板の表面から板厚方向において、Ｃ濃度が０．０２％以下である深さが８μｍ以上であり、前記高強度鋼板の表面に対する入射角１°の斜入射Ｘ線回折において、（１１０）面に相当する回折強度をＩ(110)、（２００）面に相当する回折強度をＩ(200)、（２１１）面に相当する回折強度をＩ(211)とした場合に、０．４５≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．９０を満たし、かつ、前記高強度鋼板の、前記溶接肩部から前記高強度鋼板の板面が拡がる方向において前記スポット溶接部の外側に向けて０～１００μｍの距離にある表層領域である第２領域において、前記高強度鋼板の表面から板厚方向において、フェライトの面積率が９０％以上である層の厚さが１５μｍ以上である、ただし、前記鋼板が前記めっき鋼板である場合には、前記鋼板の表面は、前記めっき鋼板の鋼板とめっき層との界面とする、ことを特徴とする溶接継手。
　（２）前記第１領域において、０．５０≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．７５を満たすことを特徴とする前記（１）の溶接継手。
　（３）前記第１領域において、Ｃ濃度が０．０２％以下である深さが１５μｍ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）前記第１領域において、前記表面粗さＲａで３．５μｍ以上であることを特徴とする前記（１）～（３）のいずれか溶接継手。
　（５）前記第２領域において、前記フェライトの面積率が９０％以下である層の厚さが２０μｍ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。
　（６）前記（１）～（５）のいずれかの溶接継手が、前記複数の鋼板が自動車部材として用いられる場合に、前記自動車部材を接合するものである、自動車部材の接合構造。
　本発明によれば、製造時のＬＭＥ割れを抑制した溶接継手を得ることができる。
本発明の溶接継手の一例を説明する図である。 フェライト相がランダム配向している場合としていない場合の斜入射Ｘ線回折測定結果の一例を示す図である。 本発明の溶接継手の溶接肩部から０～１００μｍの距離にある表層付近のＳＥＭによる組織写真の一例である。 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、本発明について説明する。本発明は、以下の形態に限定されるものではない。はじめに、本発明において耐ＬＭＥ性を向上させる概略を説明する。
　ＬＭＥ割れは、例えばスポット溶接の際に、鋼板の金属組織が加熱されてオーステナイトに変態し、鋼板の表層部におけるオーステナイトの粒界に、めっきが溶融することにより生じた溶融亜鉛が侵入することに起因する。オーステナイト粒界に侵入した溶融亜鉛は鋼板を脆化させ、さらに溶接の際に鋼板に引張応力が加わることによって、生じるものと考えられる。本発明者らは耐ＬＭＥ性を向上させる方法として、溶接継手を構成する鋼板の表層部の金属組織を活用する発想に至った。具体的には、鋼板の表層の組織をＣ濃度が低く、ＬＭＥ感受性が低いフェライト相を主体とする金属組織とし、さらに、フェライト相をランダム配向させることにより、ＬＭＥの発生を抑制することである。ここで、本明細書において、「耐ＬＭＥ性」とは、鋼板においてＬＭＥ割れが抑制される特性を意味し、「ＬＭＥ感受性」とは、鋼板においてＬＭＥ割れが生じやすい特性を意味する。
　フェライト相がランダム配向しているとは、すなわち、フェライト粒界の特徴が全体として平均化されていることを意味する。言い換えると、フェライト相の各フェライト粒子の結晶方位がランダムに配向していることを意味する。フェライト粒子の結晶方位がランダムに配向していることにより、特定方向に配向した粒界が偏在し、連続的又は断続的に連なることが抑制される。ＬＭＥ割れは、粒界エネルギーが局所的に低くなっている粒界へ、めっきからのＺｎが集中的に侵入することにより生じると考えられる。つまり、粒界エネルギーが局所的に低くなっている粒界が連続して存在すると、そこにめっきからのＺｎが集中し、ＬＭＥ割れが生じやすくなると考えられる。粒界の特徴が全体として平均化されることによって、粒界エネルギーが局所的に低くなっている粒界が連続的に繋がることがなくなり、めっきからのＺｎが局所的に集中することが抑制され、その結果、溶接継手製造時のＬＭＥを抑制できるものと考えられる。
　本発明において、フェライト相がランダム配向していることを、下記条件式により表現する。すなわち、下記条件式を満たす鋼板は、フェライト相がランダム配向していることを意味する。
　（条件式）
　鋼板表面に対する入射角１°の斜入射Ｘ線回折において、（１１０）面に相当する回折強度をＩ(110)、（２００）面に相当する回折強度をＩ(200)、（２１１）面に相当する回折強度をＩ(211)とした場合に、
　　０．４５≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．９０
　溶接継手を構成する鋼板を上述のような構成とするために、本発明においては、溶接継手を構成する鋼板を製造する際に、冷間圧延後の鋼板にひずみを付与し、その後、高露点で焼鈍を行う。これにより、脱炭を促進し、鋼板表面にフェライト相を形成しやすくする。さらに、この際に、加湿を開始する温度を制御することによって、フェライト相の配向をランダム化できることを見出した知見に基づき、本発明はなされたものである。
　以下、本発明について詳細に説明する。はじめに、図１を参照して、本発明の溶接継手を説明する。本発明の溶接継手は、重ね合わされた複数の鋼板１、複数の鋼板を接合するスポット溶接部２を備える。スポット溶接部２は、電極により圧下された鋼板１の表面に形成されたインデンテーション部３、溶接肩部４、及びナゲット５を有する。溶接肩部４とは、インデンテーション部３の周縁部であり、インデンテーション部３の淵から、溶接肩部の外端４ａまでの傾斜部分をいう。ナゲット５の周囲には、２枚の鋼板１が圧接された圧接部６が形成される。第１領域２１は、ナゲットの外端から鋼板の板面が拡がる方向においてナゲットの外側に向けて５ｍｍ以上離れた表層領域（非熱影響部）であり、第２領域２２は、溶接肩部の外端から０～１００μｍの表層領域（熱影響部）である。複数の鋼板には、めっき鋼板、めっきを施されていない非めっき鋼板の両方が含まれ得る。また、高強度鋼板、比較的低強度の鋼板の両方が含まれ得る。
　［めっき鋼板］
　複数の鋼板のうち１枚以上は、めっき鋼板である。めっき鋼板は、母材鋼板及びめっき層を備える。めっき層はＺｎを含有し、かつ、少なくとも複数の鋼板の重ね合わせ面に相当する面に形成される。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、Ｚｎ－０．５％Ａｌ、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、Ｚｎ－２０％Ａｌ－７％Ｍｇ、Ｚｎ－３０％Ａｌ－１０％Ｍｇが挙げられる。めっき層は、鋼板の重ね合わせ面に相当する面以外にも形成されていてよい。
　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。めっき層を溶解するための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質量％塩酸溶液を用いてよい。
　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。本発明において、めっき層の付着量は、めっき層除去前後の重量変化から決定される。母材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。めっき層を除去した後の母材鋼板は水洗、乾燥する。
　［高強度鋼板］
　複数の鋼板のうち１枚以上は、高強度鋼板である。ここで、「高強度」とは、第１領域における硬さが２００Ｈｖ以上であることを意味するものとする。鋼板の硬さは、溶接継手を構成する鋼板の第１領域である位置で、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。第１領域における硬さは、２４０Ｈｖ以上、２７０Ｈｖ以上、３４０Ｈｖ以上であってよい。
　ここで、上述の１枚以上のめっき鋼板と１枚以上の高強度鋼板は、それぞれ別の鋼板であってもよいし、高強度であり、かつ、亜鉛めっきが施された、同一の１枚の高強度亜鉛めっき鋼板であってもよい。
　ＬＭＥ割れは、溶接時に高強度の鋼板の表面に溶融した亜鉛めっきが存在するときに生じるものである。例えば２枚の鋼板から構成される溶接継手を考えると、２枚の鋼板のうち、少なくとも一方が高強度であり、重ね合わせ面に亜鉛めっきが存在すれば、ＬＭＥ割れが生じる可能性がある。他に、例えば、一方が比較的低強度の亜鉛めっき鋼板、一方が高強度の非めっき鋼板の場合であっても、溶接時には鋼板の重ね合わせ面に溶融した亜鉛めっきが存在し、溶融した亜鉛めっきは高強度の非めっき鋼板にも接することとなるから、ＬＭＥ割れが生じる可能性がある。本発明の溶接継手はこのような場合も製造時のＬＭＥ割れを抑制したものであるから、一方が比較的低強度の亜鉛めっき鋼板、一方が高強度の非めっき鋼板からなるような溶接継手も含まれ得る。その他、一方が比較的低強度の非めっき鋼板、一方が高強度の亜鉛めっき鋼板からなるような溶接継手、又は、一方が比較的低強度の亜鉛めっき鋼板、一方が高強度の亜鉛めっき鋼板からなるような溶接継手、あるいは、双方が高強度の亜鉛めっき鋼板からなるような溶接継手等も、本発明の溶接継手に含まれ得る。
　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、０．１～３．２ｍｍとすることができる。板厚は、０．２ｍｍ以上、０．４ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上であってよい。板厚は、３．０ｍｍ以下、２．５ｍｍ以下、２．０ｍｍ以下、１．８ｍｍ以下であってよい。
　［化学成分］
　本発明の溶接継手を構成する鋼板のうち、上述の高強度鋼板は、以下に説明する化学成分を有する。以下、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り、Ｃの含有量は０．０５％以上とする。後述する表層のＣ濃度が高くなりすぎないように、また、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、０．１５％以上であってよい。Ｃの含有量は０．３７％以下、０．３５％以下、０．３０％以下であってよい。
　（Ｓｉ：０．５～３．０％）
　Ｓｉ（ケイ素）は、フェライト安定化と脱炭を促す元素である。Ｓｉが含有されることにより、後述する前処理、熱処理により、表層部で脱炭が進み、かつ、表層部のフェライトが安定化することによって、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性が向上する。この効果を得るために、Ｓｉの含有量を０．５％以上とする。Ｓｉ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、反対に最表面での脱炭が抑制され、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、０．６％以上、０．７％以上、０．８％以上であってよい。Ｓｉの含有量は２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下であってよい。
　（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。鋼の強度を考慮して、Ｍｎの含有量は０．１％以上とする。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、１．５％以上であってよい。Ｍｎの含有量は、４．５％以下、４．０％以下、３．５％以下であってよい。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０～３．０％）
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶することで、Ｓｉと同様に、フェライト安定化と脱炭を促す元素である。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。本発明の溶接継手を構成する鋼板においては、ｓｏｌ．Ａｌの役割はＳｉを含有させることでも得られるので、ｓｏｌ．Ａｌは必須ではなく、ｓｏｌ．Ａｌの含有量の下限は０％である。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、反対に最表面での脱炭が抑制され、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、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は３．０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．１％以上、０．３％以上、０．５％以上であってよい。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は２．０％以下、１．５％以下、１．０％以下であってよい。
　Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌは、上述のとおり、過剰に添加すると耐ＬＭＥ性を低下させる元素でもあるので、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計値が１．８％以下であることが好ましい。Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計は１．７％以下、１．６％以下、１．５％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、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、０．０００１％以上、０．０００５％以上であってもよい。
　（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、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、０．０００１％以上、０．０００５％以上であってもよい。
　（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、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、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってよい。
　（Ｏ：０．００３０％以下 ）
　Ｏ（酸素）は、酸化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。Ｏの含有量が多すぎると、酸化物が過剰に生成する等して、鋼板の加工性が低下しやすい。したがって、Ｏの含有量は０．００３０％以下とする。Ｏの含有量は０．００２６％以下、０．００２４％以下、０．００２０％以下、０．００１８％以下であってもよい。Ｏは含有されないことが好ましく、Ｏの含有量の下限は０％である。製造コストの観点からＯの含有量は０％超、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってもよい。
　（Ｂ：０～０．０１００％）
　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ため、必要に応じて含有していてもよい。必須の元素ではないのでＢ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Ｂの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。また、十分な靭性を確保する観点から、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。Ｂの含有量は、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上であってよい。Ｂの含有量は、０．００８０％以下、０．００６０％以下、０．００４０％以下、０．００２０％以下であってよい。
　（Ｔｉ：０～０．１５００％）
　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ため、必要に応じて含有していてもよい。必須の元素ではないのでＴｉ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Ｔｉの含有量は、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔｉの含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上であってよい。一方、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０．１５００％以下とする。Ｔｉの含有量は、０．１０００％以下、０．０５００％以下、０．００５０％以下、０．００２０％以下であってよい。
　（Ｎｂ：０～０．１５００％）
　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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、０．０００５％以上、０．００１０％以上であってよい。一方、十分な靭性を確保する観点から、Ｎｂの含有量は、０．１５００％以下とする。Ｎｂの含有量は０．１０００％以下、０．０６００％以下、０．０２００％以下であってよい。
　（Ｖ：０～０．１５０％）
　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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｖの含有量は、０．００３％以上、０．００５％以上、０．００８％以上であってよい。一方、十分な靭性を確保する観点から、Ｖの含有量は、０．１５０％以下とする。Ｖの含有量は、０．１００％以下、０．０６０％以下、０．０２０％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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１０％以上であってよい。一方、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、０．５０％以下、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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｎｉの含有量は０．０１％以上、０．０２％以上、０．０５％以上であってよい。一方、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、０．５０％以下、０．２０％以下であってよい。
　（Ｃｕ：０～２．００００％）
　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いてもよい。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、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｕの含有量は０．０００２％以上、０．０００５％以上であってよい。一方、靭性低下や鋳造後のスラブの割れを抑制する観点から、Ｃｕの含有量は２．００００％以下とする。Ｃｕの含有量は、１．８０００％以下、１．５０００％以下、０．００５０％以下、０．００２０％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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｍｏの含有量は、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上であってよい。一方、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、０．２０％以下であってよい。
　（Ｗ：０～１．０００％）
　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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｗの含有量は０．００２％以上、０．００３％以上であってよい。一方、靭性の低下を抑制する観点から、Ｗの含有量は１．０００％以下とする。Ｗの含有量は０．８００％以下、０．６００％以下、０．３００％以下、０．１００％以下、０．０２０％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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｃａの含有量は０．０００２％以上、０．０００３％以上であってよい。一方、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、０．０５００％以下、０．０３００％以下、０．０１００％以下、０．００１０％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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上、０．０００８％以上であってよい。一方、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、０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００２％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いてもよい。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％以上であることが好ましい。Ｚｒの含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上であってよい。一方、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、０．０５０％以下、０．０３０％以下であってよい。
　（Ｈｆ：０～０．１００％）
　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いてもよい。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、０．０００１％以上であることが好ましい。Ｈｆの含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上であってよい。一方、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０．１００％以下とする。Ｈｆの含有量は、０．０５０％以下、０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下、０．００２％以下であってよい。
　（ＲＥＭ：０～０．１０００％）
　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いてもよい。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％以上であることが好ましい。ＲＥＭの含有量は、０．０００３％以上、０．０００５％以上であってよい。一方、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０．１０００％以下とする。ＲＥＭの含有量は、０．０５００％以下、０．０３００％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下、０．００２０％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。
　本発明に係る溶接継手を構成する高強度鋼板において、上記化学成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。本発明に係る鋼板において、残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい、すなわち、残部は、Ｆｅ及び不純物のみからなるものであってもよい。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、本発明に係る溶接継手製造時のＬＭＥ割れに悪影響を与えないものを意味する。
　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。
　［引張強さ］
　本発明に係る溶接継手を構成する高強度鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ以上であってよい。本発明は、高強度の鋼板、すなわち、引張強さ、硬さが大きい鋼板を溶接し溶接継手を製造する際に発生するＬＭＥを抑制するものである。本発明に係る溶接継手は引張強さが７８０ＭＰａ以上の鋼板を用いてもＬＭＥを抑制することが可能である。引張強さの上限は特に限定されないが、靭性確保の観点から例えば２０００ＭＰａ以下であってよい。引張強さの測定は、圧延方向及び板厚方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して行う。引張強さは、９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ以上であってもよい。
　次に、溶接継手の組織について説明する。なお、ここで、鋼板の表層部とは、鋼板（鋼板の板面）の表面から鋼板の板厚方向に所定距離までの深さを有する層状の領域を意味する。めっき鋼板の場合には、鋼板（鋼板の板面）の表面は、めっきを除く鋼板（の板面）の表面を意味する。なお、板厚方向における所定距離は、後述する「表層のＣ濃度が０．０２％以下である深さ」又は「フェライト相の面積率が９０％以上である層の深さ」のうち、長い（深い）方の長さ（深さ）とすることができる。
　＜第１領域の特性＞
　［めっき層と母材鋼板との界面、又は鋼板の表面粗さＲａ］
　本発明の溶接継手を構成する高強度鋼板は、第１領域において、高強度鋼板がめっき層を備える場合はめっき層と母材鋼板との界面、高強度鋼板がめっき層を備えない場合は高強度鋼板の表面粗さＲａが、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２０１３で定義される算術平均高さＲａで３．０μｍ超である。粗さは、Ｒａで３．５μｍ以上であってよい。高強度鋼板がめっき層を備える場合の界面の粗さは、めっきを除去して測定した鋼板の表面粗さＲａとする。めっき層の除去は、前述の付着量の測定と同様に、母材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することで行う。
　本発明においては、表面粗さＲａを測定するに際して、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して、鋼板の表面において、ランダムに、各測定箇所どうしの間隔が１ｍｍ以上となるように１０個の測定箇所を選ぶ。それぞれの測定箇所において表面プロファイルをレーザー顕微鏡（例えば、Ｋｅｙｅｎｃｅ社製「ＶＫ－Ｘ３０００」）によって測定する。具体的には、レーザー顕微鏡を用いて、倍率２０倍で撮影し、撮影した画像において、基準長さ２０００μｍとして、それぞれの測定箇所における算術平均粗さ（Ｒａ）を求める。それぞれの測定箇所において求めた１０点の算術平均粗さ（Ｒａ）の算術平均値を「表面粗さＲａ」とする。
　［表層のＣ濃度が０．０２％以下である深さ］
　本発明の溶接継手を構成する高強度鋼板においては、鋼板表面から板厚方向において、ＧＤＳ（グロー放電分光分析）で測定したＣ濃度が０．０２％以下である深さが３μｍ以上である。深さ方向の起点は、高強度鋼板がめっき層を備える場合はめっき層と母材鋼板との界面、高強度鋼板がめっき層を備えない場合は高強度鋼板の表面とする。
　ＬＭＥの感受性はＣ濃度が低くなると低下するので、表層のＣ濃度を低くすることで耐ＬＭＥ性が向上する。また、Ｃはオーステナイト安定化元素であるので、これが少ないことにより、ＬＭＥ感受性の低い層が安定化する。
　このような表層組織（鋼板の表層における金属組織）は、鋼板の化学成分を前述のとおりとし、後述する前処理、及び焼鈍を施すことにより生成される脱炭層として得ることができる。
　Ｃ濃度が０．０２％以下である深さが８μｍ以上であれば耐ＬＭＥ性向上に寄与するので、Ｃ濃度が０．０２％以下である深さの上限は特に限定されない。Ｃ濃度が０．０２％以下である深さは、例えば、５０μｍ以下、４０μｍ以下、３０μｍ以下であってよい。Ｃ濃度が０．０２％以下である深さは、好ましくは、１０μｍ以上、より好ましくは１２μｍ以上、さらに好ましくは１５μｍ以上、２０μｍ以上である。
　ＧＤＳ測定は板厚方向に５つの測定点で行い、各測定点において、Ｃ濃度が０．０２％以下である領域の深さの算術平均値を、表層のＣ濃度が０．０２％以下である深さとする。５つの測定点は、鋼板表面の各測定点どうしが５ｍｍ以上の間隔を有するようにランダムに決定する。測定条件は、以下のとおりとする。当然ながら、例えば測定装置等、以下の条件通りでなくとも測定結果は得られるが、当該測定結果に差異が生じる場合には、以下の条件のとおりによる測定結果によって本発明に係る鋼板は特定される。
　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
　［斜入射Ｘ線回折（ＸＲＤ）によるフェライト相の回折強度比］
　本発明の溶接継手を構成する高強度鋼板においては、鋼板表面に対する入射角１°の斜入射Ｘ線回折において、（１１０）面に相当する回折強度をＩ(110)、（２００）面に相当する回折強度をＩ(200)、（２１１）面に相当する回折強度をＩ(211)とした場合に、
　　０．４５≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．９０
の条件式を満たす。
　条件式の中辺「Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）」の値は０．８５以下であることが好ましく、０．８０以下がより好ましく、０．７５以下がさらに好ましい。また、Ｉ(110)／（Ｉ(200)＋Ｉ(211)）は０．５０以上であることが好ましい。条件式は、フェライト相がランダム配向していることを意味する。フェライト相が完全にランダムに配向している場合、中辺の値は０．６７である。
　ここで、斜入射Ｘ線回折（斜入射ＸＲＤ、低角入射ＸＲＤ、傾斜ＸＲＤともいう）は、入射Ｘ線の入射角度を小さく設定し、当該入射角度を維持したまま、検出器のみをスキャンさせる（検出角度を変化させる）測定手法である。これにより、試料の表層部の数μｍ程度の深さまでの結晶粒子の配向性の情報を効率よく検出することができる。本発明においては、Ｘ線の入射角度を１°に固定して、鋼板の表層部におけるフェライトの配向性を検出する。なお、入射角度は、試料（鋼板）の表面と、入射Ｘ線の入射方向とがなす角度である。なお、高強度鋼板がめっき層を備える場合は、めっき層を除去して測定する。めっき層の除去は、前述の付着量の測定と同様に、母材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することで行う。
　図２に、フェライト相がランダム化している場合（ｂ）と、していない場合（ａ）の、斜入射ＸＲＤ解析の結果の例を示す。（ａ）は、通常（従来）の鋼板における斜入射ＸＲＤ解析の結果であり、（１１０）方向へ配向した状態にあることが判る。そのため、条件式の中辺「Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）」の値は０．９１と相対的に大きくなる。（ｂ）は、本発明の溶接継手を構成する鋼板における斜入射ＸＲＤ解析の結果であり、（ａ）と比較して（１１０）方向への配向が小さくなっている。そのため、条件式の中辺「Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）」の値は０．５８と相対的に小さくなる。
　＜第２領域の特性＞
　［高フェライト層（フェライトの面積率が９０％以上である層）の厚さ］
　本発明の溶接継手を構成する高強度鋼板においては、第２領域において、めっき層と母材鋼板との界面を起点とした母材鋼板の厚さ方向に、フェライトの面積率が９０％以上である層（以下「高フェライト層」という）の厚さが１５μｍ以上である。
　高フェライト層の厚さが１５μｍ以上であれば溶接継手製造時のＬＭＥ抑制に寄与するので、その厚さの上限は特に限定されない。高フェライト層の厚さは、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、好ましくは２０μｍ以上である。
　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、鋼板の板厚断面を機械研磨により鏡面仕上げした後、ナイタールエッチングした観察断面を、ＳＥＭ観察により二次電子像を解析することにより測定する。ＳＥＭ観察には、電界放射型走査型電子顕微鏡（例えば、日本電子社製「ＪＳＭ　７０００Ｆ」、加速電圧：１５ｋＶ）を用いる。観察断面において、鋼板（板面）の表面から板厚方向（観察断面の縦方向）に５００μｍの深さまでの深さ範囲、板厚方向に直交する方向（観察断面の横方向）に６００μｍの幅範囲を観察視野とする。当該観察断面において、板厚方向に直交する方向（観察断面の横方向）に、観察視野どうしが１０００μｍ以上の間隔を有するように５つの観察視野についてＳＥＭ観察し、二次電子像を得る。観察解像度は１２８０×９６０ピクセルとする。なお、めっき鋼板の場合、鋼板（板面）の表面は、めっきを除いた鋼板の表面である。
　得られた５つの二次電子像について、ポイントカウンティング法によってフェライトの分率を算出する。より具体的には、まず、二次電子像上に等間隔の格子を描画する。次に、格子の各格子点における組織がフェライトである格子点の数を求め、総格子点数で除することにより、フェライトの分率を測定する。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。本発明においては、格子間隔は２μｍ×２μｍとし、総格子点数は１５００点とする。
　二次電子像において、輝度が相対的に小さく、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ことができる。ここで、下部組織 とは、ラスやブロック等の旧オーステナイト相の内部に形成された変態組織を意味する。二次電子像において、フェライトは、輝度が相対的に低く、比較的輝度や色調が単調な広がりを有する領域として観察される。本発明において、フェライト以外の金属組織については、特段判別する必要はないが、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、又はベイナイトの二次電子像における判別基準を以下に示す。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。
　図３に、本発明の溶接継手を構成する鋼板の、溶接肩部から０～１００μｍの距離にある表層付近のＳＥＭによる組織写真の一例を示す。図３の組織写真中、白色の部分がフェライトである。表層付近がフェライトを主体とした組織となっていることが確認できる。
　フェライトはＬＭＥ感受性が低い。鋼板の表層組織が、フェライトを主体とする組織であると、溶接継手製造時のＬＭＥ抑制の観点から好ましい。このような表層組織は、鋼板の化学成分を前述のとおりとし、後述する前処理工程、及び焼鈍工程を施すことにより得ることができる。
　鋼板がめっき層を有する場合、ＧＤＳ測定でＣ濃度が０．０２％以下である深さ、フェライト面積率９０％以上である厚さの起点は、母材鋼板とめっき層の界面である。
　《製造方法》
　次に、本発明に係る溶接継手の製造方法について説明する。はじめに、溶接継手を構成する高強度鋼板の製造方法を説明する。
　本発明に係る溶接継手を構成する高強度鋼板は、例えば、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、巻取った熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、冷延鋼板に対して前処理（グリットブラスト処理）する前処理工程、及び前処理した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、巻取工程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。
　＜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。
　＜前処理工程＞
　前述したような鋼板の表層の組織を得るためには、所定の前処理を行い、その後、焼鈍を行う必要がある。
　前処理は、角状の投射材を用いて、冷延鋼板に表面に投射するグリットブラスト処理を施すことを含む。使用できる投射材は特に限定されないが、例えば、平均粒径が１００～５００μｍである多角形状の鋼グリットを用いることができる。このようなグリットとして、例えば、ＷＩＮＯＡ　ＩＫＫ　ＪＡＰＡＮ社製のＴＧＤ－３０が挙げられる。グリットの投射量は５～４００ｋｇ／ｍ2であるとよい。これにより、表面粗さＲａを大きくしつつ、鋼板の表層部にひずみを導入することができる。このようなグリットブラスト処理を行うことで、後述する焼鈍工程において、脱炭が促進され、フェライトが安定した組織を効率的に鋼板の表層に形成することができる。投射量が多いほど、耐ＬＭＥ性向上の効果は大きくなるが、一定の投射量、例えば４００ｋｇ／ｍ2を超えると、効果は飽和する。なお、投射量４００ｋｇ／ｍ2の水準の単位時間・単位面積当たりは４．０×１０-4ｋｇ／（ｍｍ2・ｍｉｎ）である。
　＜焼鈍工程＞
　前処理工程を行った冷延鋼板に焼鈍を施す。
　本発明においては、グリットブラスト処理によりひずみを付与された鋼板を、所定の温度かつ高露点で保持することを含む焼鈍工程を施す。所定の保持温度までの昇温速度は、特に限定されず、１～１０℃／秒で行えばよい。露点の制御は、３００℃以上６００℃未満からの加湿制御、好ましくは４５０～５５０℃から加湿制御とする。すなわち、露点（加湿）制御開始温度は３００℃以上６００℃未満であり、好ましくは４５０～５５０℃内である。露点（加湿）制御しなかった場合の露点は、通常－３０℃未満である。焼鈍時の露点（高露点）は、脱炭を促進するために、－３０～２０℃とする。焼鈍時の露点（高露点）は、好ましくは－１０℃以上である。また、焼鈍時の露点は、好ましくは、５℃以下である。焼鈍工程における所定の保持温度（最高加熱温度）は、脱炭を促進するために、７５０～９００℃とし、好ましくは７７０～８７０℃である。焼鈍工程の保持温度（最高加熱温度）での保持時間は、２０～３００秒間とし、好ましくは５０～２００秒間である。また、雰囲気は、非酸化性雰囲気が好ましく、例えば、Ｎ2－１～１０ｖｏｌ％Ｈ2、Ｎ2－２～４ｖｏｌ％Ｈ2とすることができる。
　露点、保持温度、保持時間を上記のような範囲にすることで、脱炭を促進し、表層のＣ濃度を低下させ、フェライト相分率を適切に制御することができる。さらに、露点（加湿）制御開始温度を上記のような範囲とすることによって、鋼板の表層部の脱炭が促進される。あわせて、ＳｉやＭｎの内部酸化が急激に進み、内部酸化物が急激に形成され、形成された内部酸化物が核生成サイトとして機能し、その結果、フェライト相の配向がランダム化する。露点（加湿）制御開始温度が低すぎると、外部酸化が進み、ＳｉやＭｎの内部酸化が進行しなくなるので、フェライト相の配向がランダム化しにくくなる。
　焼鈍は、例えば１～２０ＭＰａの張力（テンション）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、表層の脱炭が促進される。
　上述した各工程を行うことにより、鋼板の表層部において脱炭が促進され、鋼板の表層部がランダム配向したフェライト相を主体とした組織である高強度鋼板を得ることができる。
　＜めっき鋼板の製造方法＞
　本発明に係る溶接継手を構成するめっき鋼板は、鋼板の表面上にＺｎを含むめっき層を形成するめっき処理を行うことで得ることができる。上述のように製造した高強度鋼板にめっき層を形成してもよい。
　＜めっき処理工程＞
　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、溶融めっきにより行ってもよく、電気めっき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により行われる。めっき処理の条件は、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。めっき処理工程の後、公知の合金化処理工程を行い、合金化めっきとしてもよい。
　＜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。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５～１０ｍｍの溶接電極を用いて、加圧力１．０～５．０ｋＮ、通電時間０．２～１．２秒、通電電流６～１４ｋＡ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。特に自動車分野において自動車部材を接合する接合構造として好適に使用することができる。
　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。
　＜試験Ｎｏ．１＞
　表１の試験Ｎｏ．１に記載の化学成分に調整した溶鋼を高炉で溶製し、連続鋳造で鋳造して鋼片を得た。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℃で巻取り、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。
　次に、得られた冷延鋼板の表面に、投射材としてＷＩＮＯＡ　ＩＫＫ　ＪＡＰＡＮ社製のＴＧＤ－３０を用い、投射量５ｋｇ／ｍ2で投射するグリットブラスト処理を施した。グリットブラスト処理後の冷延鋼板の表面粗さＲａを３．３μｍとした。
　続いて、グリットブラストを施した冷延鋼板を、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内においてＮ2－４％Ｈ2ガス雰囲気で、５００℃まで昇温速度６．０℃／秒で昇温し、さらに、８００℃まで昇温速度２．０℃／秒で昇温して、４０秒保持する焼鈍処理を施した。このとき、３００℃から露点が０℃となるよう、露点の制御を開始した。焼鈍処理は、鋼板に５．０ＭＰａの張力をかけた状態で行った。
　さらに、焼鈍後の鋼板を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に制御した。その後、５２０℃、３０秒で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、相手材として同種の鋼板を１枚ずつ重ね合わせ、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２°、加圧力４．０ｋＮ、通電時間０．８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、製造時の耐ＬＭＥ性を評価した。なお、以下、実施例において作製した鋼板を「実施例鋼板」、溶接継手製造の際に組み合わせた鋼板を「相手材鋼板」ともいう。
　＜試験Ｎｏ．２～５５＞
　鋼板の化学成分を表１又は表２に記載したもの、前処理工程の条件、焼鈍工程の条件を表３に記載したもの、めっき条件を表４に記載したものとした他は実施例１と同様の条件で、鋼板又はめっき鋼板を作製した。なお、試験Ｎｏ．３２はグリットブラスト処理を省略し、試験Ｎｏ．３５では、グリットブラスト処理に代えて、ブラシを用いた研削による表面処理を行った。表４中のめっき種は、「ａ」は合金化溶融亜鉛めっき、「ｂ」は溶融亜鉛めっきで、実施例１における合金化処理を省略したもの、「ｃ」は、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、「非めっき」は、めっき処理を施していない冷延鋼板を意味する。溶接継手の製造は、表４の相手材に記載の鋼板との組み合わせで、試験Ｎｏ．１と同様の溶接条件で行った。相手材の「同種」は相手材鋼板として実施例と同種の鋼板を用いたことを示す。また、「非めっき同種」は、相手材鋼板として実施例と同種の鋼板でめっきを施さなかった鋼板、「ＧＡ同種」は当該試験番号（試験Ｎｏ．）の鋼板と同種の鋼板に合金化亜鉛めっきを施した鋼板を用いたことを示す。また、「ＧＩ２７０ＩＦ」は、相手材鋼板として引張強さが２７０ＭＰａである市販の溶融亜鉛めっき鋼板、「ＧＡ５９０」は、相手材鋼板として引張強さが５９０ＭＰａである市販の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を用いたことを示す。
　（前処理後表面粗さ）
　表３に記載の「前処理後表面粗さ」は、前処理工程の後、焼鈍工程の前に、鋼板の表面粗さＲａを、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して測定したものである。
　評価ＡＡ：　３．５μｍ以上
　評価Ａ　：　３．０μｍ超、３．５μｍ未満
　評価Ｂ　：　３．０μｍ以下
　スポット溶接を行い製造された溶接継手に対して、以下の評価を行った。
　（第１領域）
　前述の方法で、溶接継手の第１領域において、実施例鋼板の硬さを測定した。鋼板の硬さは実施例鋼板の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ＡＡＡ：　３４０Ｈｖ以上
　評価ＡＡ　：　２７０Ｈｖ以上、３４０Ｈｖ未満
　評価Ａ　　：　２００Ｈｖ以上、２７０Ｈｖ未満
　また、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、めっきを除去し、露出した母材鋼板の表面粗さＲａを、焼鈍前と同様の方法で測定した。めっきの除去は、母材鋼板の腐食を抑制する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質量％塩酸溶液にめっき層を溶解することで行った。
　また、溶接継手の第１領域から３０ｍｍ×３０ｍｍに切断した試料を採取し、前述の方法で、板厚方向に５回のＧＤＳ測定を行い、Ｃ濃度が０．０２％以下である深さを求めた。表４中の「Ｃ≦０．０２％深さ」は、５回のＧＤＳ測定により求めたＣ濃度が０．０２％以下である深さの平均値である。
　また、２０ｍｍ×２０ｍｍに切断した試料を採取し、Ｘ線の入射角を１°とし、（１１０）面の鋼板表面からの入射角１°の斜入射Ｘ線回折強度Ｉ(110)、（２００）面の鋼板表面からの入射角１°の斜入射Ｘ線回折強度Ｉ(200)、（２１１）面の鋼板表面からの入射角１°の斜入射Ｘ線回折強度Ｉ(211)を測定した。表４中の「斜入射ＸＲＤ」は、Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）の値を意味する。めっきが施された鋼板では、前述と同様に、母材鋼板の腐食を抑制する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質量％塩酸溶液にめっき層を溶解し、めっき層を除去した後、斜入射Ｘ線回折強度の測定を行った。
　（第２領域）
　溶接継手の第２領域から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、フェライト相の面積率が９０％以上の層（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、めっき層と母材鋼板の界面である。
　（耐ＬＭＥ性）
　図４を参照して 、耐ＬＭＥ性の評価方法について説明する。耐ＬＭＥ性は２枚の鋼板１を重ね合わせてスポット溶接を行い、形成されたスポット溶接部２の圧接部直外に生じたＬＭＥ亀裂（圧接部直外の割れ１１）の長さで評価した。２枚の鋼板１とは、各試験番号（試験Ｎｏ．）の鋼板とその相手材鋼板である。溶接部の圧接部直外とは、２枚の鋼板の重ね合わせ面において、スポット溶接により圧接された部分である圧接部６の外側の部分であって、圧接部６の近傍（圧接部６端部から外側へ１ｍｍ程度までの範囲）の位置をいう。圧接部直外の割れ１１について、割れの長さを評価した。なお、スポット溶接による試験は、３回行い、圧接部直外の割れ１１の割れの長さが最も長いものを評価した。評価基準は以下のとおりとした。本実施例では、評価Ａ以上（すなわち、評価Ａ、ＡＡ、ＡＡＡ）であれば、耐ＬＭＥ性に優れていると判断した。
　評価ＡＡＡ：　０μｍ
　評価ＡＡ　：　０μｍ超、６０μｍ未満
　評価Ａ　　：　６０μｍ以上、１２０μｍ未満
　評価Ｂ　　：　１２０μｍ以上
　各評価の結果を表４に示す。
　試験Ｎｏ．１～２５、３７～５５は本発明の実施例であり、高い耐ＬＭＥ性を有していた。
　試験Ｎｏ．３２ではグリットブラスト処理を行わなかったため、表層にひずみが導入されていない。そのため、鋼板の焼鈍時に脱炭が促進されず、ＧＤＳ測定でＣ濃度が０．０２％以下である深さが浅くなり、フェライト相が９０％以上である厚さが小さくなったと考えられる。また、ＳｉやＭｎの内部酸化が進まず、フェライト相の配向がランダム化しなかったと考えられる。その結果、溶接継手製造時のＬＭＥ抑制に劣るものとなった。
　試験Ｎｏ．３５ではグリットブラスト処理に代えて、ブラシを用いた研削による前処理を行ったため、表層にひずみが導入されなかった。そのため、フェライト相が９０％以上である厚さが小さくなったと考えられる。また、ＳｉやＭｎの内部酸化が進まず、フェライト相の配向がランダム化しなかったと考えられる。その結果、溶接継手製造時のＬＭＥ抑制に劣るものとなった。
　試験Ｎｏ．３６では焼鈍工程における露点制御開始温度が低かったため、外部酸化が進行し、脱炭が進まず、ＧＤＳ測定でＣ濃度が０．０２％以下である深さが浅くなったと考えられる。また、ＳｉやＭｎの内部酸化が進まず、フェライト相の配向がランダム化しなかったと考えられる。その結果、溶接継手製造時の耐ＬＭＥ性に劣るものとなった。
　本発明によれば、製造時のＬＭＥを抑制した溶接継手を提供することが可能となり、当該溶接継手は自動車、家電製品、建材等の用途、特に自動車用に好適に用いることができる。したがって、本発明は産業上の利用可能性が極めて高い発明である。
　１　　鋼板
　２　　スポット溶接部
　３　　インデンテーション部
　４　　溶接肩部
　４ａ　溶接肩部の外端
　５　　ナゲット
　６　　圧接部
　１１　圧接部直外の割れ
　２１　第１領域
　２２　第２領域

Claims (6)

  1. 　重ね合わされた複数の鋼板と、
    　前記複数の鋼板を接合するスポット溶接部と、
    を備える溶接継手であって、
    　前記スポット溶接部は、ナゲット、電極により圧下されたインデンテーション部、及び前記インデンテーション部の周縁部である溶接肩部を有し、
    　前記複数の鋼板のうち１枚以上の鋼板は、少なくとも前記複数の鋼板の重ね合わせ面に相当する表面に形成されたＺｎを含有するめっき層を備えるめっき鋼板であり、
    　前記複数の鋼板のうち、前記重ね合わせ面を構成する１枚以上の鋼板は前記ナゲットの外端から前記鋼板の板面が拡がる方向において前記ナゲットの外側に向けて５ｍｍ以上離れた表層領域である第１領域における硬さが２００Ｈｖ以上である高強度鋼板であり、
    　前記高強度鋼板は、化学成分が、質量％で、
    　　Ｃ：０．０５～０．４０％、
    　　Ｓｉ：０．５～３．０％、
    　　Ｍｎ：０．１～５．０％、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０～３．０％、
    　　Ｐ：０．０３００％以下、
    　　Ｓ：０．０３００％以下、
    　　Ｎ：０．０１００％以下、
    　　Ｂ：０～０．０１００％、
    　　Ｔｉ：０～０．１５００％、
    　　Ｎｂ：０～０．１５０％、
    　　Ｖ：０～０．１５０％、
    　　Ｃｒ：０～２．００％、
    　　Ｎｉ：０～２．００％、
    　　Ｃｕ：０～２．００００％、
    　　Ｍｏ：０～１．００％、
    　　Ｗ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．１０００％、
    　　Ｍｇ：０～０．１００％、
    　　Ｚｒ：０～０．１００％、
    　　Ｈｆ：０～０．１００％、
    　　ＲＥＭ：０～０．１０００％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記第１領域において、
    　前記高強度鋼板の表面粗さＲａが３．０μｍ超であり、
    　前記高強度鋼板の表面から板厚方向において、Ｃ濃度が０．０２％以下である深さが８μｍ以上であり、
    　前記高強度鋼板の表面に対する入射角１°の斜入射Ｘ線回折において、（１１０）面に相当する回折強度をＩ(110)、（２００）面に相当する回折強度をＩ(200)、（２１１）面に相当する回折強度をＩ(211)とした場合に、
    　　０．４５≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．９０を満たし、
    かつ、
    　前記高強度鋼板の、前記溶接肩部から前記高強度鋼板の板面が拡がる方向において前記スポット溶接部の外側に向けて０～１００μｍの距離にある表層領域である第２領域において、
    　前記高強度鋼板の表面から板厚方向において、フェライトの面積率が９０％以上である層の厚さが１５μｍ以上である、
    　ただし、前記鋼板が前記めっき鋼板である場合には、前記鋼板の表面は、前記めっき鋼板の鋼板とめっき層との界面とする、
    ことを特徴とする溶接継手。
  2. 　前記第１領域において、０．５０≦Ｉ(110)／（Ｉ(110)＋Ｉ(200)＋Ｉ(211)）≦０．７５を満たすことを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  3. 　前記第１領域においてＣ濃度が０．０２％以下である深さが１５μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  4. 　前記第１領域において、前記表面粗さＲａで３．５μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  5. 　前記第２領域において、前記フェライトの面積率が９０％以下である層の厚さが２０μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の溶接継手が、前記複数の鋼板が自動車部材として用いられる場合に、前記自動車部材を接合するものである、自動車部材の接合構造。
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