点焊部件的制作方法

本发明涉及具有将包含锌系镀覆钢板的多张钢板进行电阻点焊(以下，也存在称为点焊的情况。)而形成的点焊部的点焊部件，主要涉及汽车用钢板中使用的点焊部件。

背景技术：

在汽车、家电、建材等领域中，作为原料钢板使用被赋予了防锈性的表面处理钢板，尤其使用防锈性优异的熔融锌镀覆钢板、合金化熔融锌镀覆钢板。

通常，熔融锌镀覆钢板使用以下的方法制造。首先，对钢坯实施热轧、冷轧以制成薄钢板，或对钢坯实施热轧、冷轧并进一步实施热处理以制成薄钢板，制成母材钢板。对于母材钢板而言，在前处理工序中对钢板表面进行脱脂和/或酸洗而进行清洗，或者，在省略前处理工序而在预热炉内将钢板表面的油分燃烧除去后，通过在非氧化性气氛中或还原性气氛中加热而进行再结晶退火。之后，在非氧化性气氛中或还原性气氛中将钢板冷却至适合于镀覆的温度，并将钢板在不与大气接触的情况下浸渍在熔融锌浴中。由此，钢板表面被镀锌，制得熔融锌镀覆钢板。另外，合金化熔融锌镀覆钢板通过在熔融镀锌后将钢板在合金化炉内进行热处理而制得。作为在钢板表面成膜锌系镀层的技术，除了熔融镀锌法以外，存在使用电镀锌、pvd法的成膜技术。

近年来，在汽车领域中，在使原料钢板高性能化的同时促进轻量化。作为原料钢板，具有防锈性的高强度熔融锌镀覆钢板、电镀锌钢板及高强度合金化熔融锌镀覆钢板的使用增加。另一方面，在将这些锌镀覆钢板作为原料钢板使用的情况下，存在以下的问题。

通常，在汽车车身的组装、部件的安装中主要使用点焊。但是，在包含锌系镀覆钢板的板组的点焊中，存在焊接部发生开裂的问题。其被认为是在焊接工艺中，钢板表面的低熔点金属镀覆层液相化并浸入钢板的晶界而使晶界强度下降、导致开裂，即，由所谓液体金属脆性引起。已知在该点焊时发生的开裂在电极与钢板相接触的面、钢板彼此相接触的面等上发生。

例如，在非专利文献1、2中，报告了下述现象：在包含锌镀覆钢板的高强度钢板的电阻点焊中，在钢板间的重叠面存在锌镀层且存在电极倾角(日文：打角)的情况下，在钢板间发生开裂(即，钢板彼此相接触的面上的开裂)。针对这样的钢板间的开裂，在非专利文献3中报告了通过增加焊接时的保持时间而抑制开裂的内容。

另外，例如，在专利文献1中，公开了下述技术：在包含锌系镀层高强度钢板的点焊中，通过在点焊前将焊接部附近的镀覆层除去来抑制焊接部位的开裂。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特愿2016-562041号

非专利文献

非专利文献1：▲高▼岛等、“超高张力的电阻点焊接头中的lme开裂抑止技术的开发(第1报)(超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるlme割れ抑止技術の開発(第1報))”、焊接学会全国大会演讲概要平成29年度春季全国大会、p16(2017)

非专利文献2：泽西等、“超高张力的电阻点焊接头中的lme开裂抑止技术的开发(第2报)(超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるlme割れ抑止技術の開発(第2報))”、焊接学会全国大会演讲概要平成29年度春季全国大会、p18(2017)

非专利文献3：谷口等、“超高张力的电阻点焊接头中的lme开裂抑止技术的开发(第3报)(超ハイテンの抵抗スポット溶接継手におけるlme割れ抑止技術の開発(第3報))”、焊接学会全国大会演讲概要平成29年度春季全国大会、p20(2017)

技术实现要素：

发明要解决的课题

但是，在非专利文献3记载的技术中，为了防止点焊部开裂而需要增加保持时间，使焊接部件的生产率降低。

在专利文献1记载的技术中，为了防止点焊部开裂，需要在镀层成膜后部分地将镀覆层除去的工序，导致成本升高。另外，使用专利文献1的技术，即使能够抑制点焊部发生开裂，也存在因镀覆层的除去而导致焊接部的耐腐蚀性劣化的新的可能。

本发明是鉴于该情况提出的，目的在于提供一种即使在对包含锌系镀覆钢板的多张钢板进行点焊的情况下，也能抑制点焊部的开裂且确保耐腐蚀性的点焊部件。

用于解决课题的手段

本申请的发明人着眼于即使是在包含锌系镀覆钢板的多张钢板的点焊中也存在点焊部发生开裂的情况和未发生开裂的情况这一点，对解决上述课题的焊接部件进行了深入调查。

具体来说，对具有多种锌系镀覆层的高强度锌系镀覆钢板实施点焊，从所得到的点焊部的剖面组织调查有无开裂。与此同时，通过耐腐蚀性试验对点焊部的耐腐蚀性进行评价。其结果发现，即使是包含锌系镀覆钢板的钢板的点焊，也能够通过对点焊后的点焊部附近的镀层组织进行控制而制得抑制开裂、确保耐腐蚀性的高强度锌镀覆钢板的点焊部件。

本发明是基于上述见解提出的，其要旨如下。

[1]点焊部件，其具有由一对电极夹持将多张钢板重叠而成的板组并进行点焊而形成的点焊部，

所述多张钢板中的至少1张是拉伸强度为780mpa以上的高强度锌系镀覆钢板，且该高强度锌系镀覆钢板的镀层中的al含量为0.5质量％以上，

所述点焊部的塑性金属环区端部的外侧的热冲击区域在所述高强度锌系镀覆钢板的母材钢板与所述镀层的界面上具有包含平均厚度为0.3μm以上的feal合金层和在该feal合金层之上形成的平均厚度为2.0μm以上的锌系镀覆层的镀覆层。

[2]在上述[1]所述的点焊部件中，所述镀层中的al含量满足式(1)。

[feal合金层的平均厚度]≥0.8×ln[al含量]+0.2(1)

其中，ln表示自然对数，[feal合金层的平均厚度]为feal合金层的平均厚度(μm)，[al含量]为al含量(质量％)。

[3]在上述[1]或[2]所述的点焊部件中，所述镀覆层还具有fe含量为5质量％以下的zn富集相(η)。

[4]在上述[1]～[3]中任一项所述的点焊部件中，所述zn富集相(η)相对于基底面沿(001)面取向。

[5]在上述[1]～[4]中任一项所述的点焊部件中，所述高强度锌系镀覆钢板的成分组成以质量％计含有

c：0.01～0.22％、

si：0.02～2.00％、

mn：1.0～4.0％、

p：0.060％以下、

s：0.01％以下。

[6]在上述[5]所述的点焊部件中，所述高强度锌系镀覆钢板的成分组成以质量％计还含有从

nb：0.002～0.100％、

ti：0.002～0.100％、

b：0.0002～0.0050％

中选择的1种或2种以上。

需要说明的是，在本发明中，“高强度”是指拉伸强度为780mpa以上的钢板。在本发明中，“锌系镀覆钢板”是通过例如熔融镀覆法、电镀法、蒸镀法、喷镀法等各种制造方法在钢板上被覆有锌系镀层的钢板的总称。另外，锌系镀覆钢板包含未实施合金化处理的熔融锌镀覆钢板(gi)和实施了合金化处理的合金化熔融锌镀覆钢板(ga)中的任意。作为锌系镀层例示了熔融锌镀层、合金化熔融锌镀层、熔融锌-铝合金镀层、熔融锌-铝-镁合金镀层、电镀锌、电镀锌-镍合金镀层等，但不限于此，包含锌的已知的全部锌系镀层均能够应用。

发明的效果

根据本发明，即使是针对将包含至少1张锌系镀覆钢板的多张钢板重叠而成的板组进行的点焊，也能够得到抑制点焊部的开裂且确保耐腐蚀性的高强度锌系镀覆钢板的点焊部件。

附图说明

图1是说明本发明一实施方式中的点焊部件的点焊部及其周围的钢板间的重叠面的构成的剖视图。

图2是说明本发明一实施方式中的点焊部件的点焊部的剖视图。

图3是示出塑性金属环区端部中的镀层中的al含量(质量％)与feal合金层厚度(μm)的关系的曲线图。

具体实施方式

以下，说明本发明的点焊部件。需要说明的是，本发明不限定于该实施方式。在以下的说明中，高强度熔融锌系镀覆钢板的成分组成的各元素的含量、镀覆层的成分组成的各元素的含量的单位均为“质量％”，只要没有特别说明，简单以“％”表示。

首先，说明本发明中最重要的点焊后的点焊部2的镀覆层5的结构。图1及图2是说明本发明一实施方式中的点焊部件的点焊部2及其周围的钢板间的重叠面的剖视图，是将包含焊接部位的板厚方向的截面示意性示出的图。需要说明的是，在各图中示出将2张钢板重叠而成的板组点焊得到的点焊部件的一例。在图1中，省略钢板1的镀层的图示。图2是将图1的点焊部的截面的一侧(在纸面上为左侧)放大的图。

在此，将本发明的点焊部件中的点焊部2的截面如下定义。如图1所示，在将各钢板1重叠而成的面6(钢板对合面)以单点划线表示时，将钢板对合面6与焊接热影响部(haz)2c侧的塑性金属环区2b的端部重叠的点设为a点。在以下的说明中，将该a点称为塑性金属环区端部a。在本发明中，将从塑性金属环区端部a起的外侧方向(远离熔核2a的方向)的焊接热影响部2c内的区域设为热冲击区域。将位于该热冲击区域的外侧且不受焊接时的输入热量的影响的母材部分设为正常区域。另外，在钢板对合面6处相对的各钢板1的间隙称为板间。

本发明的点焊部件具有对将多张钢板1重叠而成的板组进行由一对电极夹持并加压、通电的点焊而形成的点焊部2(以下，称为焊接部。)。多张钢板1中的至少1张为具有后述的成分组成的高强度锌系镀覆钢板。

本发明的点焊部件中的焊接部2的截面成为图2所示的镀覆层5的结构。具体来说，焊接部2的截面在从塑性金属环区端部a起的焊接热影响部2c内的区域(热冲击区域)中，在高强度锌系镀覆钢板1的母材钢板与镀层的界面上具有平均厚度为0.3μm以上的feal合金层3和在该feal合金层3之上形成有平均厚度为2.0μm以上的锌系镀覆层4的镀覆层5。

另外，镀层中的al含量(即，图2所示的正常区域中的、高强度锌系镀覆钢板1的镀层1b中的al含量)与feal合金层3可满足以下的式(1)所示的关系。

[feal合金层的平均厚度]≥0.8×ln[al含量]+0.2(1)

其中，ln表示自然对数，[feal合金层的平均厚度]为feal合金层的平均厚度(μm)，[al含量]为al含量(质量％)。

另外，镀覆层5可还具有fe含量为5质量％以下的zn富集相(η)。

另外，zn富集相(η)可相对于基底面沿(001)面取向。

在本发明中，观察从塑性金属环区端部a向外侧方向分离0.2mm的区域，规定该区域的镀覆层5的结构。

需要说明的是，如图2所示，正常区域中的镀层1b(即，图2所示的母材钢板1a上的锌系镀层1b)与热冲击区域中的锌系镀覆层4(即，图2所示的feal合金层3上的锌系镀覆层4)不同。在存在于上述热冲击区域中的锌系镀覆层4中，存在从熔核2a、塑性金属环区2b的区域排出的zn镀层等。正常区域的镀层1b是指母材钢板1a(高强度锌系镀覆钢板1)上的镀层1b，为与点焊前的镀层相同的状态。

在此，为了便于说明，仅在锌系镀覆钢板1(图2的下侧的钢板1)中示出上述镀覆层5的结构，但如后所述，针对与锌系镀覆钢板重叠的钢板的钢板对合面6，在两侧的钢板表面(即，上侧的钢板表面和下侧的钢板表面)形成有feal合金层3。

高强度锌系镀覆钢板的镀层中的al含量：0.5质量％以上

如后文所述，利用焊接时的输入热量来在钢板(高强度锌系镀覆钢板1)与该钢板的镀层的界面上形成高熔点的feal金属间化合物相(feal合金层3)是本发明的重要特征之一。但是，若作为母材钢板的高强度锌系镀覆钢板1的镀层中的al含量低于0.5质量％，则难以稳定地形成足够量的feal合金层3。其结果，zn局部地向母材钢板的侵入变得容易，无法充分获得防止开裂的效果。由此，镀层1b(即，图2所示的正常区域的镀层1b)中的al含量为0.5质量％以上。优选为1.0质量％以上。更加优选为5.0质量％以上。

镀层1b中的al含量的上限没有特别规定，但从涂装后耐腐蚀性提高的观点出发，优选为10.0质量％以下。更加优选为7.0质量％以下。

需要说明的是，本发明中，镀层1b中的al含量的测定能够使用后述实施例中记载的方法测定。

热冲击区域的feal合金层的平均厚度：0.3μm以上

本申请的发明人使用在多种条件下形成的焊接部件调查焊接部2的板间的开裂行为。调查的结果，在板间(参照图2)未发生开裂的焊接部件的热冲击区域(焊接热影响部2c内的位于塑性金属环区端部a的外侧的区域)中，发现形成有平均厚度为0.3μm以上的feal合金层3。板间未发生开裂的理由推定为通过在高强度锌系镀覆钢板1(在图2所示的例子中为下侧的钢板1)与该钢板的镀层的界面上形成高熔点的feal合金层3，从而对液化的zn向钢板中的侵入造成阻碍、抑制晶界脆化。由此，热冲击区域的feal合金层3的平均厚度为0.3μm以上。优选平均厚度为0.9μm以上。更加优选为1.4μm以上。

热冲击区域的feal合金层3的平均厚度的上限没有特别规定。优选为5.0μm以下。

在此，feal合金层3是指含有fe：30质量％以上及al：30质量％以上的金属间化合物相。

需要说明的是，feal合金层3的平均厚度是指使用后述的方法测定热冲击区域中的钢板板厚方向的feal合金层3的多个厚度并将其测定值取平均得到的值。在本发明中，feal合金层的测定能够使用后述实施例中记载的方法测定。另外，上述板间的开裂是指在图2的塑性金属环区2b或热冲击区域中发生的开裂。

在本发明中，如上所述，在高强度锌系镀覆钢板1的母材钢板与该钢板的镀层的界面上形成高熔点的feal合金层3是重要的。因而，使用图3的曲线图，说明镀层中的al含量(正常区域的镀层1b中的al含量)(质量％)与热冲击区域中的feal合金层3的平均厚度(μm)的关系。

如图3的曲线图所示，发现了下述指数函数那样的相关关系：直至正常区域的镀层中的al含量达到10.0质量％左右为止，热冲击区域中形成的feal合金层的平均厚度与al含量的增加相伴而急剧增加，当为10.0质量％以上时，则feal合金层的平均厚度平缓渐进。因此，与作为通常的zn镀覆钢板的ga(例如0.13％al浴)、gi(例如0.19％al浴)相比，通过使本发明中使用的高强度锌系镀覆钢板的镀层中的al含量微量增加，从而由焊接时的输入热量引起的feal合金层的形成急剧变化，有望实现由feal合金层引起的向母材钢板的zn侵入抑制效果、即提高耐lme特性。需要说明的是，在图3示出的算式中，y表示feal合金层的平均厚度(μm)，x表示正常区域的镀层中的al含量(质量％)。

feal合金层3上的锌系镀覆层4的平均厚度：2.0μm以上

与上述开裂行为同样地，本申请的发明人使用在多种条件下形成的焊接部件，对焊接部2的板间的耐腐蚀性进行评价。其结果，在板间的耐腐蚀性良好的焊接部件中，在feal合金层3之上发现了2.0μm以上的平均厚度的锌系镀覆层。其被认为是通过由zn产生的牺牲防腐蚀作用而使得焊接部的耐腐蚀性提高。由此，热冲击区域的feal合金层3上的锌系镀覆层4的平均厚度为2.0μm以上。优选锌系镀覆层4的平均厚度为2.5μm以上，更加优选锌系镀覆层4的平均厚度为3.0μm以上。

热冲击区域的feal合金层3上的锌系镀覆层4的平均厚度的上限没有特别规定。优选为9.5μm以下。

需要说明的是，在本发明中，上述锌系镀覆层的测定能够使用后述实施例中记载的方法测定。

焊接后的feal合金层的平均厚度(优选条件)

就本发明的焊接部件而言，热冲击区域中的feal合金层3的平均厚度能够满足式(1)的关系。

[feal合金层的平均厚度]≥0.8×ln[al含量]+0.2(1)

其中，ln表示自然对数。

通过使焊接前的镀层1b中的al含量增加以满足式(1)，从而能够调节为能够更有效地抑制向母材钢板的zn侵入抑制效果的feal合金层3的厚度。由此，能够进一步提高点焊部的开裂抑制、即耐lme特性。

fe含量为5质量％以下的zn富集相(η)(优选条件)

根据上述评价结果，在耐腐蚀性特别好的焊接部件中，在上述热冲击区域的镀层组织的基础上，还发现在焊接部2周围的板间存在fe含量为5质量％以下的zn富集相(η)。这里所说的焊接部2的周围是指热冲击区域部分。该zn富集相(η)是通过点焊时的升温而从熔核2a或塑性金属环区2b的内部气化或流动的zn镀层。需要说明的是，虽未图示，但zn富集相(η)形成在锌系镀覆层4之上。

通常，在点焊时，由于高强度锌系镀覆钢板1与该钢板1的镀层1b(zn镀层)反应，因此镀层中的fe含量增加。但是，在耐腐蚀性良好的焊接部件中，热冲击区域中的zn镀层(zn富集相)中的fe含量为5质量％以下。其原因被推定为是合金化反应被在镀层与钢板的界面上形成的高熔点的feal合金层3阻隔的结果，是因被扫出的zn镀层的锌的纯度高、故而fe含量相对减少引起的。由此，使在热冲击区域中的焊接部2周围的板间存在的zn富集相中的fe含量为5质量％以下。

zn富集相中的fe含量的下限没有特别规定。优选为0.5质量％以上。

需要说明的是，在本发明中，上述zn富集相中的fe含量能够使用后述实施例中记载的方法测定。

zn富集相(η)相对于基底面沿(001)面取向(优选条件)

根据上述评价结果，在表现特别优异的耐腐蚀性的焊接部件中，发现上述zn富集相(η)沿(001)面取向的倾向。基于被扫出的zn的取向率来改善耐腐蚀性的机理虽尚不明确，但推定为(001)面是相对于基盘平行的面，在zn的牺牲防腐蚀性的基础上发挥阻隔性。

在η相的生长取向随机且完全没有取向性的情况下，zn的取向率为0.1，随着从0.1增大而取向性增加。

需要说明的是，在本发明中，上述zn富集相(η)的(001)面的取向率的测定能够使用后述实施例中记载的方法测定。在本发明中，在使用该方法测定的取向率的值为0.15以上的情况下，zn富集相(η)相对于基底面具有(001)面的取向性。

如以上说明，具有上述镀覆层的结构的焊接部2的点焊部件能够获得兼顾开裂抑止和耐腐蚀性确保的效果。

接下来，说明本发明的点焊部件所使用的高强度锌系镀覆钢板的成分组织的限定理由。

在本发明中，针对将多张钢板重叠而成的板组中的至少1张，使用高强度锌系镀覆钢板。高强度锌系镀覆钢板的成分组成以质量％计含有c：0.01～0.22％、si：0.02～2.00％、mn：1.0～4.0％、p：0.060％以下，s：0.01％以下。

c：0.01～0.22％

c为通过作为钢组织形成马氏体等而使强度提高的元素。因此，为了获得本发明中作为目的的拉伸强度，需要c量为0.01％以上。另一方面，若c量超过0.22％，则点焊部的韧性劣化。因此，c量为0.01～0.22％。c量优选为0.02％以上，优选为0.18％以下。

si：0.02～2.00％

si是对于使钢强化以获得良好材质而言有效的元素。因此，为了获得该效果，si量需要为0.02％以上。另一方面，若si量超过2.00％，则会导致镀覆性劣化。因此，si量为0.02～2.00％。si量优选为0.3％以上，并优选为1.5％以下。

mn：1.0～4.0％

mn为对于钢的高强度化而言有效的元素。为了确保机械特性、强度，需要含有1.0％以上的mn。另一方面，若mn量超过4.0％，则退火时的表面富集化增加，很难确保镀层密合性。因此，mn量为1.0～4.0％。mn量优选为1.2％以上，并优选3.0％以下。

p：0.060％以下

p为有助于铁素体强化的元素，通过适量添加来提高强度与延展性的均衡性。但是，若p量超过0.060％，则由于与铸造时p向奥氏体晶界的偏析相伴的晶界脆化，通过局部延展性的劣化而使得强度与延展性的均衡性下降。因此，p量为0.060％以下。优选为0.005～0.020％以下。

s：0.01％以下

s成为mns等夹杂物而成为耐冲击性劣化、沿着焊接部的金属流动开裂的原因。因此，从优选尽可能减少的观点出发，s量为0.01％以下。另外，为了确保良好的延伸凸缘性，优选s量为0.005％以下。

上述成分(基本成分)以外的余量可以是fe及不可避免的杂质。

另外，在本发明中，除了上述基本成分以外，为了进一步改善钢板的特性，可以根据需要适当含有以下说明的成分。

从nb：0.002～0.100％、ti：0.002～0.100％、b：0.0002～0.0050％中选择的1种或2种以上

nb及ti均为通过含有0.002％以上而有效地有助于钢的析出强化的元素。但是，若nb及ti分别超过0.100％，则存在形状冻结性下降的可能。因此，在根据需要含有nb及ti的情况下，nb及ti分别为0.002～0.100％。更加优选分别为0.010％以上、并设未0.080％以下。

b具有抑制从奥氏体晶界生成铁素体及铁素体生长的作用。因此，优选含有0.0002％以上的b。另一方面，过量地含有b大大损害成型性。因此，在根据需要含有b的情况下，b量为0.0002～0.0050％。更加优选分别为0.0010％以上且为0.0030％以下。

需要说明的是，在本发明中，重叠的多个钢板既可以将多张同种钢板重叠，也可以将多张异种钢板重叠。各钢板的板厚既可以相同也可以不同。另外，也可以将具有镀覆层的表面处理钢板彼此重叠。

例如，在如图1所示形成为2张钢板的板组并使这2张钢板为高强度锌系镀覆钢板的情况下，虽省略图示，但上述热冲击区域的镀层组织形成在钢板对合面的两侧的钢板表面。焊接中的该镀层熔融，在钢板对合面的两侧的钢板表面形成feal合金层3，从而能够获得与上述效果相同的效果。

另外，例如，在形成为锌系镀覆钢板和非锌系镀覆钢板(冷轧钢板)的2张钢板的板组的情况下，也能够获得上述效果。即，不仅是具有al添加的zn镀层的超高张力(冷轧钢板)，在以焊接部2的钢板对合面相接触的任意的高张力表面中，也均能够通过使焊接中的该镀层熔融并在钢板对合面的两侧的钢板表面形成feal合金层3，从而获得与上述效果相同的效果。

另外，例如，在使3张钢板为板组的情况下，也能够同样地获得上述效果。即使在作为一例将锌系镀覆钢板/冷轧钢板/锌系镀覆钢板依次重叠并进行点焊、形成焊接部的情况下、在作为其他例子将冷轧钢板/冷轧钢板/锌系镀覆钢板依次重叠并进行点焊、形成焊接部的情况下，也在冷轧钢板与锌系镀覆钢板的钢板对合面的两侧的钢板表面形成上述热冲击区域的镀层组织。通过在该钢板表面形成feal合金层3，从而能够获得与上述效果相同的效果。

接下来，说明具有上述镀层结构的焊接部2的本发明的焊接部件的优选的制造方法的一例。需要说明的是，该制造方法中的焊接条件并非限定于这一例。

在本发明中，将包含1张以上的高强度锌系镀覆钢板的合计2张以上的钢板重叠而成的板组通过电阻点焊接合。在此，说明通过针对将2张钢板重叠而成的板组使用一对电极加压并在规定的焊接条件下通电、接合而形成图2所示的焊接部2的电阻点焊方法。

首先，将配置在下侧的钢板1与配置在上侧的钢板1重叠。在此，使下侧的钢板为上述高强度锌系镀覆钢板。

接下来，使用配置在下侧的电极及配置在上侧的电极夹持板组，一边进行加压一边控制为以下所示的优选的焊接条件而进行通电。由此，能够在钢板的重叠面的板间形成上述镀层结构的焊接部2。

＜焊接条件＞

·电极的倾角：超过0°且为10°以下

在倾角为0°的情况下，不会出现上述本发明的课题。因此，倾角超过0°。另一方面，从防止焊接时的板偏移的观点出发，优选倾角为10°以下。

·加压力：3.0～5.0kn

在加压力低于为3.0kn的情况下，难以确保熔核直径。另一方面，若超过5.0kn，则点焊机的负荷大。由此，加压力为3.0～5.0kn。

·通电模式

本发明的效果通常在批量生产的单级通电中得以呈现，但其并非特别限定通电模式。例如，在为了控制熔核组织、确保强度而应用两级通电、脉冲通电的情况下，也能够获得本发明的效果。

实施例

以下，使用实施例说明本发明的作用及效果。需要说明的是，下述的实施例并非限定本发明。在要旨构成的范围内对构成进行变更的技术包含在本发明的范围中。

首先，将表1所示的钢组成的钢坯使用加热炉于1250℃加热60分钟，在继续实施热轧至2.8mm后，于530℃进行卷取。接下来，在通过酸洗将黑氧化皮除去后，实施冷轧至1.2mm。一部分的冷轧钢板保持原状使用。除此以外的冷轧钢板之后使用art型cgl实施热处理。接下来，在表2所示的条件(镀层种及al含量)的zn浴中分别实施镀覆处理，制得各高强度熔融锌镀覆钢板。

使用所得到的高强度熔融锌镀覆钢板和冷轧钢板，制成将表2所示的多张钢板重叠而成的板组。多张钢板中的至少1张钢板为高强度熔融锌镀覆钢板。使用c枪中安装的伺服电机加压式且具有直流电源的电阻焊接机夹持板组，按照成为以下所示的焊接条件的方式实施电阻点焊，制得具有图2所示的焊接部2的焊接部件。

＜焊接条件＞

就焊接条件而言，将电极的倾角设为7°，将加压力设为3.5kn。焊接电流模式以使得所得到的熔核直径为3.5√t～5.5√t的范围的方式进行控制。在此，t(mm)为钢板的板厚。另外，夹持钢板的一对电极(下侧的电极和上侧的电极)使用电极形状为dr6(jisdr6φ型)的cu-cr合金电极。

使用所得到的焊接部件，使用以下(1)～(4)所示的方法分别对焊接部2周围的镀覆层5的结构及各种特性进行评价。

(1)热冲击区域的镀覆层5的组织

针对镀覆层5的组织，通过使用扫描型电子显微镜(sem)观察焊接部2的截面，从而分别测定热冲击区域中的feal合金层3的厚度及feal合金层3上的锌系镀覆层4的厚度。具体来说，将焊接部件的焊接部2沿板厚方向切断并对截面进行镜面研磨，使用sem(倍率：5000倍)观察热冲击区域。从塑性金属环区端部a起，沿钢板长度方向(远离熔核2a的方向)以10μm间距分别测定10处的feal合金层3的厚度(μm)及其上的锌系镀覆层4的厚度(μm)，并求出平均值。将其平均值分别作为feal合金层3的厚度、锌系镀覆层4的厚度。需要说明的是，在表2中，将锌系镀覆层4表示为zn镀覆层。

(2)焊接部的板间的扫出zn(zn富集相(η))的组织

使用微型切刀将热冲击区域切断以将焊接部件分解，通过epma分析测定10处的被扫出到钢板间的zn(zn富集相(η))中的fe含量，将其平均值作为fe含量(质量％)。

另外，对于zn富集相(η)的取向而言，根据由掩模直径为100μm的微小部xrd测定(理学株式会社制：rint-rapidii-r、x射线源：co-kα、电压：45kv、电流：160ma)得到的衍射图案计算zn的(001)面的取向率，求出10处的平均值。在该平均值为0.15以上的情况下，判断zn富集相(η)相对于基底面具有(001)面的取向性。

(3)lme开裂评价

在lme开裂评价中，将焊接部件的焊接部2沿板厚方向切断并对截面进行镜面研磨，使用光学显微镜的倍率100倍观察熔核2a的剖面组织，参照下述基准对lme开裂进行评价。在这里，以n＝10进行评价。在本实施例中，将符号◎、○、●的情况评价为良好，将符号△、×的情况评价为差。需要说明的是，符号●、○、◎依次分阶段表示为优异的评价。

◎：无发生开裂的部件

○：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度低于100μm

●：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度为100μm以上且低于300μm

△：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度为300μm以上

×：发生开裂的部件为3个以上

(4)耐腐蚀性评价

在耐腐蚀性的评价中，将焊接部件用于腐蚀试验(sae-j2334)，作为焊接部2的耐腐蚀性，分别测定从塑性金属环区端部a起的外周向的宽度为10mm的圆周范围内的孔深度和红锈面积率并进行评价。需要说明的是，对于孔深度而言，使用千分尺测定任意的100个位置，将其平均值作为平均孔深度。另外，使用该区域的外观照片标记产生红锈的部位，并通过图像二值化处理计算红锈面积率。在此，参照下述基准以n＝10对耐腐蚀性进行评价。在本实施例中，将符号◎、○、●的情况评价为良好，将符号△、×的情况评价为差。需要说明的是，符号●、○、◎依次分阶段表示为优异的评价。

◎：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率低于5％

○：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率为5％以上且低于20％

●：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率为20％以上且低于50％

△：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率50％以上

×：在90个循环中平均孔深度超过300μm

将由以上所得结果一并示于表2。根据表2，本发明范围内的点焊部件均具有期望的耐lme特性及耐腐蚀性。

[表1]

余量为fe及不可避免的杂质

[表2]

*1、◎：无发生开裂的部件

○：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度低于100μm

●：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度为100μm以上且低于300μm

△：发生开裂的部件为2个以下，且开裂的平均深度为300μm以上

×：发生开裂的部件为3个以上

*2、◎：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率低于5％

○：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率为5％以上且低于20％

●：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率为20％以上且低于50％

△：在90个循环中平均孔深度为300μm以下，且红锈面积率50％以上

×：在90个循环中平均孔深度超过300μm

附图标记说明

1钢板

1a母材钢板

1b镀层

2焊接部

2a熔核

2b塑性金属环区

2c焊接热影响部

3feal合金层

4锌系镀覆层

5镀覆层

6钢板重叠面