接合部件及其制造方法与流程

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术1.本发明涉及接合部件及其制造方法。2.本技术基于2020年2月13日提出的日本专利申请特愿2020-022754号主张优先权，在此引用其内容。背景技术：3.在汽车领域中，以最近的环境限制及碰撞安全标准的严格化为背景，为了提高燃油效率和碰撞安全性这两者，正在扩大具有较高抗拉强度的钢板(高强度钢板)的应用。但是，伴随着高强度化，钢板的压力成形性下降，因而难以制造复杂形状的制品。4.具体地讲，伴随着高强度化，出现钢板的延展性下降，在加工成复杂形状时于高加工部位发生断裂的问题。此外，伴随着钢板的高强度化，在加工后的残余应力的作用下，还出现发生回弹及壁翘曲、从而尺寸精度劣化的问题。所以，通过压力成形将具有高强度、特别是780mpa以上的抗拉强度的钢板加工成具有复杂形状的制品是不容易的。如果不是通过压力成形而是通过辊成形，则容易加工高强度的钢板，但其适用对象被限定为在长度方向具有一样的截面的部件。5.于是，近年来，例如正如专利文献1～3中公开的那样，作为对高强度钢板这样的难成形的材料进行压力成形的技术，可以采用热冲压技术。所谓热冲压技术，是指在将供于成形的材料加热后进行成形的热成形技术。6.在该技术中，在将材料加热后进行成形。因此，在成形时，钢材质软，具有良好的成形性。由此，即便是高强度的钢板，也能够高精度地成形为复杂的形状。此外，在热冲压技术中，由于在通过压力加工模具而成形的同时进行淬火，所以成形后的钢构件具有充分的强度。7.例如，根据专利文献1，公开了通过热冲压技术而可得到在成形后具有1400mpa以上的抗拉强度的钢构件。8.近年来，世界各国设定了更高的co2削减目标，各汽车公司在考虑碰撞安全的基础上正在开展降低油耗。汽油车不用说，即使在快速发展的电动车中，不仅要保护乘客免受碰撞的侵害，而且还要保护蓄电池免受碰撞的侵害，此外，为了相应地抵消其重量的增加，作为其材料，要求进一步的高强度化。例如在汽车等所用的钢构件中，需要超过目前作为通过热冲压而成形的钢构件通常使用的强度1.5gpa(1500mpa)的更高强度的热冲压构件。9.但是，大多数金属材料随着高强度化，诸多特性发生劣化，特别是氢脆的敏感性提高。已知在钢构件中，如果抗拉强度达到1.2gpa以上，则氢脆敏感性提高，在先于汽车领域而推进高强度化的螺栓钢中，存在氢脆开裂的事例。因此，在具有超过1.5gpa的抗拉强度的热冲压构件中，有氢脆敏感性进一步提高的顾虑。10.汽车中所用的钢构件在汽车的使用时，存在因钢材腐蚀所发生的氢而产生氢脆开裂的危险。如上所述，特别是在超过1.5gpa的强度区，钢材的氢脆敏感性非常高，因此可以认为通过由轻微腐蚀而产生的微量的氢也可发生氢脆。但是，完全防止钢材腐蚀在汽车设计上是困难的。因此，为了车体的进一步轻量化而将超过1.5gpa的热冲压构件应用于车体，为此需要充分降低氢脆开裂的危险。11.在汽车的使用时，特别令人担心氢脆的部位为点焊区。点焊区特别容易氢脆的理由主要有3点。具体地讲，由于(i)在点焊区腐蚀容易进行、(ii)在焊接尺寸精度差的部件等时在点焊区产生应力、(iii)点焊区那样的熔化凝固的部分的组织粗大而容易脆化，因而使点焊区容易氢脆。也就是说，点焊区的氢脆的主要原因即氢的发生、应力的附加、材料的极限全部处在比母材稳定部更严的条件下。12.如果对上述(i)进行补充，则重叠钢板(或构件)而进行焊接的部位难以周到地进行化学转化处理及涂装，而且如果因尺寸不良而存在间隙，则因局部腐蚀扩展而大量发生氢(间隙腐蚀反应)。13.关于抗拉强度超过1.5gpa的高强度钢材，例如专利文献2中，公开了韧性优异、且抗拉强度为1.8gpa以上的热压成形而成的压力成形品。专利文献3中，公开了一种具有2.0gpa以上的非常高的抗拉强度、进而具有良好的韧性和延展性的钢材。专利文献4中，公开了一种具有1.8gpa以上的较高抗拉强度、进而具有良好的韧性的钢材。专利文献5中，公开了一种具有2.0gpa以上的非常高的抗拉强度、进而具有良好的韧性的钢材。14.但是，在专利文献2～5中，关于耐氢脆性，特别是对于在腐蚀环境中担心脆化的点焊区的氢脆的对策并不充分。因此，专利文献2～5的钢材虽然抗拉强度超过1.5gpa，但是在作为汽车构件的使用中，对于更安全的要求有时还不能充分应对。15.关于具有点焊区的高强度钢材，例如专利文献6～8中，公开了可抑制镀铝钢板的电极污染及焊接粉尘发生的点焊方法。16.但是，无论在哪一篇专利文献中，对于高强度钢材的点焊区的氢脆的对策都不充分，在抗拉强度超过1.5gpa的高强度钢材于汽车构件的应用中，对于更高的安全性的要求有时还不能充分应对。17.现有技术文献18.专利文献19.专利文献1：日本特开2002-102980号公报20.专利文献2：日本特开2012-180594号公报21.专利文献3：日本特开2012-1802号公报22.专利文献4：国际公开第2015/182596号23.专利文献5：国际公开第2015/182591号24.专利文献6：日本特开2006-212649号公报25.专利文献7：日本特开2011-167742号公报26.专利文献8：日本特开2004-2932号公报技术实现要素：27.发明所要解决的问题28.本发明是为解决上述的问题而完成的，其目的是提供腐蚀环境中的耐氢脆性优异的、具有点焊区的接合部件及其制造方法。29.用于解决课题的手段30.本发明将下述的接合部件及其制造方法作为主旨。31.(1)本发明的一方案涉及一种接合部件，其是包含第1钢构件、第2钢构件、及将所述第1钢构件和所述第2钢构件进行接合的点焊区的接合部件，其中，所述第1钢构件包括：钢板基材，其化学组成以质量％计含有c：0.25～0.65％、si：0.10～1.00％、mn：0.30～1.50％、p：0.050％以下、s：0.0100％以下、n：0.010％以下、ti：0.010～0.100％、b：0.0005～0.0100％、mo：0～1.00％、cu：0～1.00％、ni：0～1.00％、cr：0～1.00％、nb：0～0.10％、v：0～1.00％、ca：0～0.010％、al：0～1.00％、sn：0～1.00％、w：0～1.00％、sb：0～1.00％、zr：0～1.00％及rem：0～0.30％，剩余部分包含fe及杂质；和被覆，其形成于所述钢板基材的表面，含有al及fe，厚度为25μm以上；在包含所述点焊区的所述第1钢构件及所述第2钢构件的厚度方向的截面中，在所述点焊区的周围的所述第1钢构件和所述第2钢构件间的间隙中，存在含有al及fe的填充物；所述填充物在所述截面中，截面积为3.0×104μm2以上，且距形成于所述点焊区周围的塑性金属环区(corona bond)的端部为100μm的范围的所述间隙中的填充率为80％以上；所述填充物包括以质量％计含有al：15％以上且低于35％、fe：55％以上且75％以下、si：4％以上且9％以下的第1区域和以质量％计含有al：35％以上且55％以下、fe：40％以上且低于55％、si：1％以上且低于4％的第2区域。32.(2)在上述(1)所述的接合部件中，所述第1钢构件的所述钢板基材的化学组成以质量％计含有mo：0.10～1.00％、cu：0.10～1.00％、ni：0.10～1.00％中的1种以上，所述第1区域也可以以合计含量计进一步含有0.25％以上的mo、cu及ni中的1种以上，所述第2区域也可以以合计含量计进一步含有0.15％以上的mo、cu及ni中的1种以上。33.(3)在上述(2)所述的接合部件中，所述第2区域的费雷特直径的平均也可以设定为30μm以下。34.(4)本发明的另一方案涉及一种接合部件的制造方法，其具备：热处理工序，其通过将被覆钢板以1.0～1000℃/秒的升温速度加热到ac3点～(ac3点+300)℃，按上部临界冷却速度以上冷却到ms点以下而得到钢构件，所述被覆钢板包括：钢板，其化学组成以质量％计含有c：0.25～0.65％、si：0.10～1.00％、mn：0.30～1.50％、p：0.050％以下、s：0.0100％以下、n：0.010％以下、ti：0.010～0.100％、b：0.0005～0.0100％、mo：0～1.00％、cu：0～1.00％、ni：0～1.00％、cr：0～1.00％、nb：0～0.10％、v：0～1.00％、ca：0～0.010％、al：0～1.00％、sn：0～1.00％、w：0～1.00％、sb：0～1.00％、zr：0～1.00％及rem：0～0.30％，剩余部分包含fe及杂质，和被覆，其形成于所述钢板的表面,含有al，附着量为50g/m2以上；以及点焊工序，其通过点焊而将所述热处理工序后的所述钢构件与成为对应材料(opposite material)的第2钢构件接合；在所述点焊工序中，在至少按压通电电极的位置，以空出50μm～500μm的间隔而重叠的方式配置所述钢构件和所述第2钢构件；对于所述钢构件及所述第2钢构件，以打击角(hitting angle)为15度以下、且加压力达到300kgf以上的方式按压所述通电电极，采用50hz或60hz的交流电源，将使通电量逐渐增加的上坡(upslope)施加5个循环以上，然后形成焊点熔核(weld nugget)而进行接合。35.(5)根据上述(4)的接合部件的制造方法，其中，所述钢板的化学组成也可以以质量％计含有mo：0.10～1.00％、cu：0.10～1.00％、ni：0.10～1.00％中的1种以上。36.(6)根据上述(5)所述的接合部件的制造方法，其中，在所述点焊工序中，也可以将800～500℃的平均冷却速度设定为500℃/秒以上。37.发明的效果38.根据本发明的上述方案，能够提供腐蚀环境中的耐氢脆性优异的具有点焊区的接合部件及其制造方法。39.本发明的上述方案的接合部件由于高强度且耐氢脆性优异，所以在用于汽车部件时，有助于提高燃油效率及碰撞安全性。附图说明40.图1是表示本实施方式涉及的接合部件的一个例子的示意图。具体实施方式41.本发明人为了得到具有较高的抗拉强度、且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的具有点焊区的接合部件，就焊接区的组织及作为原材料的钢材对这些特性所产生的影响进行了调査。其结果是，得到了以下的见解。42.通常制造的热冲压构件中所使用的原材料的大部分是在钢板表面实施了耐蚀性优异的镀铝的被覆钢板。如果对该被覆钢板进行热冲压，则加热时表面的镀层中的al和钢板的fe发生合金化反应，可得到具备含al及fe的被覆(以下有时称为al-fe系被覆)的钢构件(被覆钢构件)。通常使用的热冲压后抗拉强度显示1.5gpa左右的钢板的大部分含有0.20质量％左右的c，通过此c来确保热冲压后的强度。通过对该钢构件进行点焊而与别的构件接合，由此可得到接合部件。43.(a)本发明人为了车体的进一步轻量化，对通过提高c含量来得到热冲压后超过1.5gpa(1500mpa)的高强度构件进行了详细研究。其结果是，可知通过将c含量设定为0.25质量％以上，在包含热冲压那样的淬火的热处理后，可得到抗拉强度超过1.5gpa的超高强度。另一方面，担心有伴随着抗拉强度超过1.5gpa的超高强度化，氢脆敏感性增大，因汽车使用时的腐蚀环境中产生的氢而发生氢脆开裂的危险。特别是在采用该被覆钢构件作为接合部件时，由于点焊区一度熔化，所以不能保证由镀铝形成的耐蚀性，担心有氢脆的危险。44.(b)本发明人研究了在由超过1.5gpa的高强度的、具有al-fe系被覆的被覆钢构件形成的接合部件中，通过防止成为脆化起点的点焊区的腐蚀来抑制氢脆的方法。其结果是，发现通过用含有al及fe的合金被覆焊接区的周边可充分防止腐蚀。45.(c)本发明人进一步调查了具有超过1.5gpa的抗拉强度的被覆钢构件的耐氢脆性，发现了耐氢脆性优异的成分设计及组织设计。46.本发明人基于上述的见解，通过防止点焊区的腐蚀，降低侵入氢量及提高钢材的耐氢脆性，开发出了显著改善了腐蚀环境中的耐氢脆性，由抗拉强度超过1.5gpa的高强度的被覆钢构件形成的接合部件。这样的接合部件由于一边具有高强度一边氢脆危险低，所以能够更安全地用于车体。47.以下，对本发明的一个实施方式涉及的接合部件(本实施方式涉及的接合部件)及其制造方法的各要件详细地进行说明。48.(a)接合部件49.本实施方式涉及的接合部件1如图1所示的那样，包含第1钢构件11、第2钢构件12、将所述第1钢构件11和所述第2钢构件12进行接合的点焊区21。该第1钢构件11是具备含有规定的化学组成的钢板基材111和形成于钢板基材111的表面的、含有al及fe的被覆(al-fe系被覆)112的被覆钢构件。50.此外，本实施方式涉及的接合部件1在包含点焊区21的第1钢构件11及第2钢构件12的厚度方向的截面中，在所述点焊区21的周围的、形成于第1钢构件11与所述第2钢构件12之间的间隙g中，存在含有al及fe的填充物31。该填充物31包括以质量％计含有al：15％以上且低于35％、fe：55％以上且75％以下、si：4％以上且9％以下的第1区域和以质量％计含有al：35％以上且55％以下、fe：40％以上且低于55％、si：1％以上且低于4％的第2区域。51.此外，所述填充物31在所述截面中，截面积为3.0×104μm2以上，且距形成于所述点焊区21的周围的塑性金属环区的端部为100μm的范围的所述间隙g中的填充率为80％以上。52.以下分别进行说明。53.(a1)第1钢构件54.如上所述，本实施方式涉及的接合部件1具备的第1钢构件11具有钢板基材111和形成于钢板基材111的表面的含有al及fe的被覆(al-fe系被覆)112。55.如后所述，第1钢构件11可通过对具有钢板基材和al系被覆的被覆钢板进行热冲压等伴有淬火的热处理来得到。56.(a1-1)钢板基材57.本实施方式涉及的接合部件1具备的第1钢构件11的钢板基材111含有规定的化学组成。具体地讲，化学组成以质量％计含有c：0.25～0.65％、si：0.10～1.00％、mn：0.30～1.50％、p：0.050％以下、s：0.0100％以下、n：0.010％以下、ti：0.010～0.100％、b：0.0005～0.0100％、mo：0～1.00％、cu：0～1.00％、ni：0～1.00％、cr：0～1.00％、nb：0～0.10％、v：0～1.00％、ca：0～0.010％、al：0～1.00％、sn：0～1.00％、w：0～1.00％、sb：0～1.00％、zr：0～1.00％及rem：0～0.30％，剩余部分包含fe及杂质。58.各元素的限定理由如下所述。这里，所谓钢板基材111的化学组成，指的是第1钢构件11中的将表面的al-fe系被覆112排除在外的部分(例如距钢板基材的表面为厚度的1/4的位置)的化学组成。以下，有关含量的％只要不特别指出就为质量％。59.c：0.25～0.65％60.c是可提高钢的淬透性、提高热冲压等淬火后得到的钢构件的强度的元素。若c含量低于0.25％，则在淬火后的钢构件中难以确保充分的强度(超过1.5gpa)。所以，将c含量设定为0.25％以上。c含量优选为0.28％以上。61.另一方面，如果c含量超过0.65％，则淬火后的钢构件的强度过于提高，耐氢脆性的下降显著。所以，将c含量设定为0.65％以下。c含量优选为0.60％以下。62.si：0.10～1.00％63.si对于提高钢的淬透性、且稳定地确保淬火后的钢构件的强度是有效的元素。为了得到此效果，需要将si含量设定为0.10％以上。si含量优选为0.35％以上。64.另一方面，如果钢中的si含量超过1.00％，则在热处理(淬火)时，奥氏体相变所需的加热温度显著提高。由此，有时热处理所需的成本上升，或加热时铁素体残留而使钢构件的强度下降。所以，将si含量设定为1.00％以下。si含量优选为0.60％以下。65.mn：0.30～1.50％66.mn对于提高钢的淬透性、且稳定地确保淬火后的强度是非常有效的元素。mn进而也是降低ac3点、促进淬火处理温度的低温化的元素。但是，若mn含量低于0.30％，则其效果并不充分。因此，将mn含量设定为0.30％以上。mn含量优选为0.40％以上。67.另一方面，如果mn含量超过1.50％，则淬火后的钢构件的耐氢脆性劣化。因此将mn含量设定为1.50％以下。mn含量优选为1.30％以下，更优选为1.10％以下。68.p：0.050％以下69.p是使淬火后的钢构件的耐氢脆性降低的元素。特别是，如果p含量超过0.050％，则耐氢脆性的下降显著。所以，将p含量限制在0.050％以下。优选将p含量限制在0.005％以下。70.p含量由于优选较少，所以也可以为0％，但从成本的观点出发，也可以设定为0.001％以上。71.s：0.0100％以下72.s是使淬火后的钢构件的耐氢脆性降低的元素。特别是，如果s含量超过0.0100％，则耐氢脆性的下降显著。所以，将s含量限制在0.0100％以下。优选将s含量限制在0.0050％以下。s含量由于优选较少，所以也可以为0％，但从成本的观点出发，也可以设定为0.0001％以上。73.n：0.010％以下74.n是使淬火后的钢构件的耐氢脆性降低的元素。特别是，如果n含量超过0.010％，则钢中形成粗大的氮化物，耐氢脆性显著下降。所以，将n含量设定为0.010％以下。n含量的下限不需要特别的限定，也可以为0％，但将n含量设定为低于0.0002％将招致炼钢成本增大，经济上是不优选的。因此，可以将n含量设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上。75.ti：0.010～0.100％76.ti是在通过将钢板加热至ac3点以上的温度而实施热处理时，通过在抑制再结晶的同时形成微细的碳化物来抑制晶粒生长，具有使奥氏体晶粒细粒化的作用的元素。因此，通过含有ti，可得到提高钢构件的耐氢脆性的效果。此外，ti还是通过优先与钢中的n结合而抑制由bn的析出造成的b的消耗，促进后述由b带来的提高淬透性的效果的元素。若ti含量低于0.010％，则不能充分得到上述的效果。所以，将ti含量设定为0.010％以上。ti含量优选为0.015％以上。77.另一方面，如果ti含量超过0.100％，则因tic的析出量增加而消耗c，因此淬火后的钢构件的强度降低。所以，将ti含量设定为0.100％以下。ti含量优选为0.080％以下。78.b：0.0005～0.0100％79.b即便是微量，也是具有能戏剧性地提高钢的淬透性的作用的重要元素。此外，b是通过在晶界偏析而强化晶界提高耐氢脆性的元素，是在钢板的加热时抑制奥氏体的晶粒生长的元素。若b含量低于0.0005％，则有时不能充分得到上述的效果。所以，将b含量设定为0.0005％以上。b含量优选为0.0010％以上。80.另一方面，如果b含量超过0.0100％，则大量析出粗大的化合物，使钢构件的耐氢脆性下降。所以，将b含量设定为0.0100％以下。b含量优选为0.0080％以下。81.在本实施方式的接合部件包含的第1钢构件11所具备的钢板基材111的化学组成中，上述元素以外的部分即剩余部分也可以包含fe及杂质，但为了提高钢构件及包含该钢构件的接合部件的各种特性(淬透性、强度、耐氢脆性、脱氧性、耐蚀性等)，进而也可以在以下所示的范围内，含有选自mo、cu、ni、cr、nb、v、ca、al、sn、w、sb、zr及rem中的1种以上的元素。这些元素是任意元素，不一定必须含有，因此下限为0％。82.mo：0～1.00％83.mo对于提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢构件的强度是非常有效的元素。特别是通过与上述b复合含有，可得到提高淬透性的协同效应。此外，mo通过含在形成于点焊区周边的填充物(al-fe系填充物)中，可进一步提高耐蚀性。因此，优选含有。若mo含量低于0.10％，则这些效果并不充分，所以优选将mo含量设定为0.10％以上，更优选设定为0.20％以上。84.另一方面，mo具有使铁碳化物稳定化的作用。如果mo含量超过1.00％，则在钢板的加热时，粗大的铁碳化物熔化残留，有时淬火后的钢构件的耐氢脆性下降。此外，成本增加显著。所以，将含有时的mo含量设定为1.00％以下。mo含量优选为0.80％以下。85.cu：0～1.00％86.cu对于提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢构件的强度是有效的元素。此外，cu还是通过含在后述的形成于点焊区周边的al-fe系填充物中而进一步提高耐蚀性的元素。因此，优选含有。若cu含量低于0.10％，则这些效果并不充分，所以在含有cu时，优选将cu含量设定为0.10％以上。cu含量更优选为0.20％以上。87.另一方面，如果cu含量超过1.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。所以，将含有时的cu含量设定为1.00％以下。cu含量优选为0.80％以下。88.ni：0～1.00％89.ni对于提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢构件的强度是有效的元素。此外，ni还是通过含在形成于点焊区周边的al-fe系填充物中而进一步提高耐蚀性的元素。因此，优选含有。若ni含量低于0.10％，则这些效果并不充分，所以在含有ni时，优选将ni含量设定为0.10％以上。ni含量更优选为0.20％以上。90.另一方面，如果ni含量超过1.00％，则钢构件的极限氢量降低。此外，成本增加显著。所以，将含有ni时的ni含量设定为1.00％以下。ni含量优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。91.cr：0～1.00％92.cr对于提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢构件的强度是有效的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.08％以上。93.另一方面，如果cr含量超过1.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。此外，由于cr具有使铁碳化物稳定化的作用，所以如果cr含量超过1.00％，则在钢板的加热时，粗大的铁碳化物熔化残留，有时淬火后的钢构件的耐氢脆性降低。所以，将含有时的cr含量设定为1.00％以下。cr含量优选为0.80％以下。94.nb：0～0.10％95.nb是具有形成微细的碳化物，通过其晶粒细化效果而提高钢的耐氢脆性的作用的元素。若nb含量低于0.02％，则有时不能充分得到上述效果。所以，为了得到上述效果，优选将nb含量设定为0.02％以上。nb含量更优选为0.03％以上。96.另一方面，如果nb含量超过0.10％，则碳化物粗大化，使钢构件的耐氢脆性降低。所以将含有时的nb含量设定为0.10％以下。nb含量优选为0.08％以下。97.v：0～1.00％98.v是形成微细的碳化物，通过其晶粒细化效果及捕氢效果而提高钢构件的耐氢脆性的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将v含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。99.另一方面，如果v含量超过1.00％，则因上述效果饱和而使经济性下降。所以，将含有时的v含量设定为1.00％以下。100.ca：0～0.010％101.ca是具有使钢中的夹杂物微细化，提高淬火后的钢构件的耐氢脆性的效果的元素。因此，也可以含有。在得到上述效果时，优选将ca含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.002％以上。102.另一方面，如果ca含量超过0.010％，则其效果饱和，而且成本增加。所以，在含有ca时，将ca含量设定为0.010％以下。ca含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。103.al：0～1.00％104.al是通常作为钢的脱氧剂使用的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将al含量设定为0.01％以上。105.另一方面，如果al含量超过1.00％，则因上述效果饱和而使经济性下降。所以，将含有时的al含量设定为1.00％以下。106.sn：0～1.00％107.sn是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将sn含量设定为0.01％以上。108.另一方面，如果sn含量超过1.00％，则晶界强度下降，淬火后的钢构件的耐氢脆性下降。所以，将含有时的sn含量设定为1.00％以下。109.w：0～1.00％110.w对于提高钢的淬透性，稳定地确保淬火后的钢构件的强度是有效的元素。因此，也可以含有。此外，w是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。为了得到上述效果，将w含量设定为0.01％以上。111.另一方面，如果w含量超过1.00％，则因上述效果饱和而使经济性下降。所以，将含有时的w含量设定为1.00％以下。112.sb：0～1.00％113.sb是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将sb含量设定为0.01％以上。114.另一方面，如果sb含量超过1.00％，则晶界强度下降，淬火后的钢构件的耐氢脆性下降。所以，将含有时的sb含量设定为1.00％以下。115.zr：0～1.00％116.zr是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将zr含量设定为0.01％以上。117.另一方面，如果zr含量超过1.00％，则晶界强度下降，淬火后的钢构件的耐氢脆性下降。所以，将含有时的zr含量设定为1.00％以下。118.rem：0～0.30％119.rem是与ca同样具有使钢中的夹杂物微细化，提高淬火后的钢构件的耐氢脆性的效果的元素。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将rem含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。120.另一方面，如果rem含量超过0.30％，则其效果饱和，而且成本增加。所以，将含有时的rem含量设定为0.30％以下。rem含量优选为0.20％以下。121.这里，rem指的是sc、y及la、nd等镧系元素的合计17种元素，rem的含量意味着这些元素的合计含量。rem例如使用fe-si-rem合金添加到钢水中，在该合金中，例如可含有la、nd、ce、pr。122.在本实施方式的接合部件包含的第1钢构件11所具备的钢板基材111的化学组成中，上述元素以外的部分即剩余部分包含fe及杂质。123.这里，所谓“杂质”，为工业化制造钢板时，通过矿石、废料等原料、制造工序中的种种原因而混入的成分，意味着是在不对本实施方式涉及的接合部件的特性产生不良影响的范围内被允许的成分。124.钢板基材111的化学组成可通过以下的方法求出。125.该化学组成可采用如下的方法来得到：在钢板基材111的板厚方向，从距表面为板厚的1/4的位置，通过icp等通常的方法进行元素分析，将由此得到的含量进行平均。126.钢板基材111的内部组织127.本实施方式涉及的接合部件1含有的第1钢构件11所具备的钢板基材111的内部组织(金属组织)是以高强度的马氏体为主体的组织。按面积分数计优选70％以上为马氏体。更优选80％以上为马氏体。马氏体也可以为100％。128.钢板基材111的内部组织作为马氏体以外的剩余部分，也可以含有残余奥氏体、贝氏体、铁素体及珠光体中的1种以上。马氏体中不仅包含初生马氏体而且还包含回火马氏体及自回火马氏体。所谓自回火马氏体，是不进行用于回火的热处理，而是在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是在伴随着马氏体相变的自发热的作用下，所发生的马氏体被当场回火而生成的组织。129.钢板基材111的内部组织可通过以下方法进行判断。130.马氏体(包括回火马氏体、自回火马氏体)的面积分数可通过透射式电子显微镜(tem)及附属于tem的电子束衍射装置来测定。从钢构件的板宽1/4部(沿宽度方向距宽度方向端部为板宽的1/4的位置)且钢板基材111的板厚1/4部(沿板厚方向距表面为板厚的1/4的位置)切取测定试样，作为tem观察用薄膜试样。薄膜试样为从与轧制方向正交的方向的截面切取的试样。此外，tem观察的范围按面积计设定为400μm2的范围。通过薄膜试样的电子束的衍射图谱，可区别体心立方晶格即马氏体及贝氏体和面心立方晶格的残余奥氏体。而且，通过衍射图谱发现马氏体及贝氏体中的铁碳化物(fe3c)，通过观察其析出形态，可分别测定马氏体、贝氏体的组织分数。具体地讲，如果析出形态为3个方向析出，则判断为马氏体，如果是1个方向的限定析出，则判断为贝氏体。通过tem测定的马氏体及贝氏体各自的组织分数能以面积％进行测定，但本实施方式的钢构件由于金属组织具有各向同性，所以能够将面积分数的值直接置换为体积分数。为了判别马氏体和贝氏体而观察碳化物，但在本实施方式中，规定碳化物不包含在组织的体积分数中。131.在作为剩余部分组织存在铁素体或珠光体时，容易通过光学显微镜或扫描式电子显微镜来确认。具体地讲，从钢构件的板宽1/4部且钢板基材的板厚1/4部切取测定试样，作为观察用试样。试样为从与轧制方向正交的方向的截面切取的试样。此外，将显微镜的观察范围按面积设定为40000μm2的范围。将切取的试样机械研磨，继续进行镜面抛光。接着，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使铁素体及珠光体现出，通过对其进行显微镜观察，确认铁素体或珠光体的存在。将铁素体和渗碳体交替呈层状排列的组织作为珠光体，判别为渗碳体呈粒状析出的贝氏体。132.(a1-2)被覆133.本实施方式涉及的接合部件具备的第1钢构件11在上述的钢板基材111的表面上，具有含al及fe的被覆(al-fe系被覆)112。在本实施方式中，al-fe系被覆是以al及fe为主体的被覆，优选合计含有70质量％以上的al和fe。此外，也可将al-fe系被覆称为被膜、合金化镀层、金属间化合物层。al-fe系被覆除al、fe以外，也可以进一步含有si、mg、ca、sr、ni、cu、mo、mn、cr、c、nb、ti、b、v、sn、w、sb、zr、rem、zn，剩余部分为杂质。134.al-fe系被覆的厚度优选为25μm以上。al-fe系被覆的厚度的上限并没有特别的限定，也可以设定为100μm以下。135.al-fe系被覆的化学组成及厚度能够采用截面的扫描式电子显微镜观察及电子探针显微分析器(epma)来求出。进行10个视场的观察，采用其平均值作为被覆的化学组成及厚度。136.(a2)第2钢构件137.在本实施方式涉及的接合部件1中，经由点焊区21而与第1钢构件11接合的第2钢构件12在点焊区21的耐氢脆性的观点方面，并没有特别的限定。但是，当考虑到接合部件1的耐蚀性等时，优选为与上述的第1钢构件11同样的具有al-fe系被覆的被覆钢构件。138.(a3)焊接区139.本实施方式涉及的接合部件1具有通过点焊形成的接合部(点焊区21)，通过点焊区21而将第1钢构件11和第2钢构件12接合。点焊区21包含通过点焊而形成的熔核(nugget)。在熔核的周围，有时形成塑性金属环区(固相接合的环状部分)。本实施方式涉及的接合部件1的点焊区21的熔核的尺寸并没有特别的限定，但在将板厚定义为t(mm)时，在与板面平行的方向上优选为以上。140.(a4)填充物141.本实施方式涉及的接合部件1在上述的点焊区21的周边具有含al及fe的填充物31。也就是说，在包含点焊区21的第1钢构件11及第2钢构件12的厚度方向的截面中，在所述点焊区21的周围(例如距熔核的端部、或在形成有塑性金属环区时距塑性金属环区的端部为100μm以下的范围的位置)的第1钢构件11与所述第2钢构件12之间，存在含有al及fe的填充物31。142.本实施方式涉及的接合部件1如后述那样，以空出50μm～500μm的间隔而重叠的方式配置第1钢构件11和第2钢构件12，对于所述第1钢构件11及所述第2钢构件12，以打击角为15度以下、且加压力达到300kgf以上的方式按压通电电极，通过点焊而进行接合。因此，在本实施方式涉及的接合部件1中，如图1所示的那样，尽管在点焊区21接合第1钢构件11和第2钢构件12，但是在其周围，在第1钢构件11与第2钢构件12之间存在间隙g。通过填充物31填埋间隙，能够抑制点焊区21的腐蚀，提高耐氢脆性。填充物31为了抑制点焊区21的腐蚀，需要以填充第1钢构件11和第2钢构件12的间隙g的方式存在。填充物31的截面积为3.0×104μm2以上，且距形成于点焊区周围的塑性金属环区的端部为100μm的范围的间隙中的填充率为80％以上是必要的。填充率优选为90％以上，也可以为100％。在截面积小、或填充率小的情况下，不能充分抑制点焊区的腐蚀。填充物31只要在包含点焊区21的第1钢构件11及第2钢构件12的厚度方向的至少1个截面中，如上所述那样填充第1钢构件11和第2钢构件12间的间隙g，就可得到效果，但如果在所有的截面中如上述那样填充间隙g，则可进一步提高效果，因此是优选的。143.所述填充物31由具有两种化学组成的区域构成。144.第1区域的化学组成以质量％计，含有al：15％以上且低于35％、fe：55％以上且75％以下、si：4％以上且9％以下。也可以根据需要，进一步含有mo、cu、ni，在此种情况下，优选将mo、cu、ni的合计含量设定为0.25质量％以上。145.第2区域的化学组成以质量％计，含有al：35％以上且55％以下、fe：40％以上且低于55％、si：1％以上且低于4％。也可以根据需要，进一步含有mo、cu、ni，在此种情况下，优选将mo、cu、ni的合计含量设定为0.15％质量以上。146.这样的填充物可通过对上述的钢构件(第1钢构件11、第2钢构件12)进行后述的焊接来得到。147.作为第1区域及第2区域的化学组成的剩余部分，也可以含有含在钢板基材及被覆中的其它化学成分。148.此外，优选在填充物31中微细地分散有第2区域。在此种情况下，耐蚀性进一步提高。作为其理由，可以认为如下：149.第2区域与第1区域相比al含量更高，从而与第1区域相比牺牲阳极防蚀的作用效果较高。因此在填充物被腐蚀时，第2区域与第1区域相比优先被腐蚀。通过第2区域以微细的网格状组织分散在填充物内，使优先被腐蚀的面积扩大。因此第2区域在填充物内越微细地分散，则填充物的防腐效果越提高。150.第2区域具体地讲，优选以费雷特直径(feret diameter)的平均为30μm以下的微细尺寸分散。由于第2区域以网格状分散，所以其形状是多样的。因此第2区域按费雷特直径规定其尺寸。关于第2区域的尺寸的测定方法，为了便于说明，请容后叙述。151.关于填充物31的截面积及填充率，可按以下方法求出。152.以在接合部件1中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，在截面中，求出填充物的面积。切取的方法例如按照jis z3139：2009。在相同焊接条件下切取5个以上试样，求出截面积，将其平均值作为填充物的截面积。153.此外，在从截面中的压接部(塑性金属环区)的终端朝间隙部到100μm的范围内，求出填充物在除钢构件以外的区域中所占的比例。在相同焊接条件下切取5个以上试样，求出比例，将其最小值作为填充物的填充率。154.含在填充物31中的al、fe、si、mo、cu、ni的含量可通过以下方法求出。155.以在接合部件1中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面。对该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像，对构成填充物的对比度不同的两种组织，采用电子探针显微分析器(epma)，进行点的元素分析(束直径1μm以下)，由此能够求出含在填充物中的al、fe、si、mo、cu、ni的含量。在测定时，分别对因较多含有重元素即fe而看起来明亮的第1区域和其以外的第2区域的两种组织进行10点的分析，将其平均值作为含在填充物中的al、fe、si、mo、cu、ni的含量。156.含在填充物31中的第2区域的尺寸可按以下方法求出。157.以在接合部件1中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面。对该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像。如上所述，第2区域可通过对比度来判断。此外，第2区域的尺寸可定义为用水平方向的平行线夹着第2区域的平行线间的距离(水平费雷特直径)和用垂直方向的平行线夹着第2区域的平行线间的距离(垂直费雷特直径)的平均值。所谓水平方向为接合部件的长度方向，所谓垂直方向为与长度方向垂直的板厚方向。158.在本实施方式涉及的接合部件中，第2区域大多具有被第1区域围住的岛状的形态。在测定时，测定15个被第1区域围住的岛状的第2区域的尺寸，将其平均值作为含在填充物中的第2区域的尺寸。159.(a5)接合部件的特性160.本实施方式涉及的接合部件1通过如上述那样地控制填充物31，减低腐蚀因子对点焊区21的侵入，从而防止腐蚀。此外，本实施方式涉及的接合部件1为抗拉强度超过1.5gpa的高强度，且腐蚀环境中的耐氢脆性优异。161.在本实施方式中，腐蚀环境中的耐氢脆性可通过接合部件的实际使用环境中的曝露试验或基于cct(复合循环试验)的加速腐蚀试验进行评价。例如可按照jaso标准m609、m610的规定进行cct，根据点焊区没有断裂的循环数进行评价。162.接合部件1的形状并没有特别的限定。也就是说，第1钢构件11及/或第2钢构件12可以是平板，也可以是成形体。被热成形的被覆钢构件大多是成形体，但在本实施方式中，将为成形体时和为平板时都包括在内而称为“被覆钢构件”。此外，被覆钢构件也可以是强度因部位不同而不同的定制特性材料(tailored property materials)。163.(b)成为原材料的被覆钢板164.接着，对本实施方式涉及的接合部件包含的第1钢构件(被覆钢构件)的成为原材料的被覆钢板(以下有时称为本实施方式涉及的被覆钢板)进行说明。通过使用以下说明的被覆钢板作为第1钢构件11的原材料而进行热处理，能够得到第1钢构件。该被覆钢板也可以作为第2钢构件12的原材料使用。165.本实施方式涉及的被覆钢板具有包含规定的化学组成的钢板和形成于钢板表面的含有al的被覆(al系被覆)。166.(b1)钢板的化学组成167.构成本实施方式涉及的被覆钢板的钢板的化学组成的范围与上述第1钢构件11中的钢板基材111的化学组成相同，其限定理由也相同。这里，所谓钢板的化学组成，指的是在被覆钢板中，除表面的al系被覆、及al系被覆和钢板的边界区域以外的部分的化学组成。例如，可通过以沿板厚方向距钢板表面为板厚的1/4的位置作为代表位置，在该位置用icp等通常的方法进行元素分析来得到。168.(b2)被覆169.本实施方式涉及的被覆钢板在钢板表面具有含al的被覆(以下称为al系被覆)。所谓al系被覆，为以al为主体的被覆，优选含有40％以上的al。al系被覆也称为被膜、镀层。al系被覆除al以外，也可以进一步含有si、mg、ca、sr、ti、zn、sb、sn、ni、cu、co、in、bi、rem，剩余部分为杂质。一般来讲大多含有10％左右的si。170.al系被覆的种类并没有限定。例如为通过热浸镀、电镀、喷镀等形成的被覆。171.al系被覆的附着量优选为50g/m2以上。al系被覆的附着量的上限并没有特别的限定，也可以将附着量设定为150g/m2以下。172.被覆的化学组成及厚度与第1钢构件的被覆同样，可采用截面的扫描式电子显微镜观察及电子探针显微分析器(epma)来求出。173.(b3)钢板的内部组织174.本实施方式涉及的被覆钢板具备的钢板的内部组织(金属组织)并没有限定，但大多为铁素体或珠光体。在后述的制造方法的条件内，有时也含有贝氏体或马氏体、残余奥氏体。上述马氏体也包括回火马氏体及自回火马氏体。所谓自回火马氏体，是不进行用于回火的热处理而在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是在伴随着马氏体相变的发热的作用下，所产生的马氏体被当场回火而生成的。所谓钢板的内部组织，是除上述边界部以外的钢板的组织。175.钢板的内部组织可用与上述的钢板基材的内部组织同样的方法进行判断。176.(c)接合部件的制造方法177.接着，对本实施方式涉及的接合部件1的制造方法进行说明。178.本实施方式涉及的接合部件1可在通过对上述那样的本实施方式涉及的被覆钢板进行后述的热处理而形成钢构件后，通过点焊接合包括该钢构件的多个钢构件来得到。179.以下，对各工序进行说明。180.《热处理工序》181.热处理例如按照如下的条件来进行：将通过上述方法得到的被覆钢板以1.0～1000℃/秒的升温速度加热到ac3点～(ac3点+300)℃，按上部临界冷却速度以上冷却到ms点以下。182.如果升温速度低于1.0℃/秒，则热处理的生产率降低，因此是不优选的。另一方面，如果升温速度超过1000℃/秒，则成为混晶组织，极限氢量降低，因此是不优选的。183.此外，如果热处理温度低于ac3点，则冷却后铁素体残存，强度不足，因此是不优选的。另一方面，如果热处理温度超过ac3点+300℃，则组织粗粒化，极限氢量降低，因此是不优选的。184.所谓上部临界冷却速度，是在组织中不使铁素体及珠光体析出，通过使奥氏体过冷而生成马氏体的最小的冷却速度，如果以低于上部临界冷却速度的冷却速度进行冷却，则生成铁素体及珠光体，从而使强度不足。185.在加热时，也可以在加热温度的±10℃以内的范围内，进行1～300秒钟的保持。186.此外，冷却后，为了调整钢构件的强度，也可以进行100～600℃左右的温度范围内的回火处理。187.ac3点、ms点及上部临界冷却速度可按以下方法测定。188.从具有与本实施方式涉及的被覆钢板所具备的钢板相同的化学组成的钢板上，切取宽30mm、长200mm的长条试验片，将该试验片在氮气氛中以10℃/秒的升温速度加热到1000℃，在该温度下保持5分钟后，按多种冷却速度冷却到室温。冷却速度的设定可从1℃/秒到100℃/秒，按10℃/秒的间隔设定。通过测定此时的加热中的试验片的热膨胀变化来测定ac3点。189.此外，在按上述的冷却速度进行了冷却的各个试验片中，将没有产生铁素体相的析出的最小的冷却速度作为上部临界冷却速度。测定按上部临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却中的热膨胀变化，将此时的相变开始温度作为ms点。190.这里，在上述一连串的热处理时，在加热至ac3点～(ac3点+300)℃的温度区域后，至冷却到ms点的期间，即在实施按上部临界冷却速度以上进行冷却的工序的同时，也可以实施热冲压那样的热成形。作为热成形，可列举出弯曲加工、拉深成形、鼓凸成形、扩孔成形及凸缘成形等。此外，只要具备在成形的同时或其后立即对钢板进行冷却的手段，也可以在压力成形以外的成形法、例如辊成形中应用本发明。如果按照上述的热过程，则也可以实施反复热成形。191.如前所述，在本实施方式中，在“接合部件1”的第1钢构件11、第2钢构件12中，通过热成形而成为成形体的、只通过实施热处理而成为平板的情况都包括在内。192.此外，作为第1钢构件11，通过对成为原材料的被覆钢板的一部分进行热成形或热处理，也可得到具有强度不同的区域的被覆钢构件。193.上述一连串的热处理能够通过任意的方法来实施，例如，也可以通过高频加热或通电加热、红外线加热、炉加热来实施。冷却也可以通过水冷、模具冷却等来实施。194.《点焊工序》195.在点焊工序中，在至少按压通电电极的位置，以中间设有50μm～500μm的间隙方式配置经过上述热处理的被覆钢构件(第1钢构件)和成为焊接对应材料的钢构件(第2钢构件)，对于被覆钢构件和成为焊接对应材料的钢构件，以打击角为15度以下、且加压力达到300kgf以上的方式按压通电电极，在采用50hz或60hz的交流电源，将使通电量逐渐增加的上坡施加5个循环以上后，通过形成焊接熔核而将被覆钢构件和焊接对应材料接合。点焊方法及其装置、电极并没有限定，例如只要采用jis z3001-6：2013、jis c9305：2011、jis c9304：1999中记载的内容即可。如果是单相交流式，则为50hz或60hz，电极采用前端直径为6mm以上的电极，焊接时间优选为10个循环以上。196.此外，在对填充物中的第2区域的分布状态进行控制时，优选控制点焊的冷却条件。197.以下，对各条件进行说明。198.被覆钢构件与成为对应材料的钢构件的间隔：50μm～500μm199.在接合部件的点焊中，通过使表层的al-fe被覆熔化，向焊接区的周边吐出而形成填充物。如果不事先在至少按压通电电极的位置，在被覆钢构件与焊接对应材料之间设置50μm以上的间隙，则熔化的al-fe合金向焊接区周边的吐出停滞，有时填充物的截面积低于3.0×104μm2，因此是不优选的。200.另一方面，若间隔超过500μm，则有时填充物的填充率低于80％，因此是不优选的。201.打击角15度以下202.所谓通电电极的打击角，为通电电极和被覆钢板的接触角度，将通电电极的轴方向与平行于被覆钢板表面的方向呈垂直的角度设定为0，表示由此的偏移。如果打击角超过15度，则熔化的al-fe合金向焊接区周边的吐出不均匀，不能在焊接区周边均匀形成填充物，有时填充率低于80％，因此是不优选的。在此种情况下，不能充分防止腐蚀，腐蚀环境中的耐氢脆性降低，因此是不优选的。打击角优选为10度以下。203.加压力300kgf以上204.通过对焊接电极间进行加压，al-fe系被覆与焊接对应材料接触，被覆的al-fe系合金与接触面积相对应地向焊接区的周边吐出。如果加压力低于300kgf，则被覆钢板中的al-fe系被覆和焊接对应材料的接触面积不足，因而不能向焊接区周边吐出足够量的al-fe系合金，有时点焊区的周围的填充物的截面积低于3.0×104μm2，因此是不优选的。加压力优选为400kgf以上。205.上坡(upslope)：5个循环以上206.所谓上坡，是直到使钢板基材熔化而形成熔核的电流的到达循环，在此期间被覆钢板表层的al-fe系被覆熔化，向焊接区的周边吐出。如果上坡低于5个循环，则表层al-fe合金急剧熔化，由于进入到熔核内，因而有时使含在填充物的第1区域或第2区域中的al、si、mo、cu、ni的量不足，因此是不优选的。207.点焊的冷却速度：800～500℃的平均冷却速度为500℃/秒以上208.点焊的冷却时(形成熔核后的冷却时)通过提高冷却速度，使第2区域在填充物中微细分散，因此是优选的。可以认为其原因在于：在焊接时向焊接区的周边吐出的填充物(成为填充物的熔融物)被冷却时，如果冷却速度为500℃/秒以上，则促进较多地含有fe、凝固点较高的第1区域的优先凝固，通过将第2区域分割而能抑制凝聚粗大化。209.例如，通过将电极的保持时间设定为5个循环以上，向钢板彼此的间隙中直接流入冷却介质(压缩空气或冷却水)而促进冷却，从而得到上述的冷却速度。为了得到上述的冷却速度，电极的保持循环数特别优选为5个循环以上。保持循环数越多越好，但考虑到制造效率，优选为10个循环以下。210.如果冷却速度过快，则产生焊接熔核及填充物的缺陷(缩孔)，基于此点优选为5000℃/秒以下。211.点焊的冷却速度可按以下方法求出。在被覆钢构件与焊接对应材料之间，在距焊接中心为10mm以内的位置熔敷r型热电偶，测定焊接时的温度变化。在本实施方式中，将进行填充物的凝固的、温度比较稳定的800～500℃的平均冷却速度作为点焊的冷却速度。212.(d)被覆钢板的制造方法213.适合作为本实施方式涉及的接合部件所包含的第1钢构件的原材料的被覆钢板例如可通过采用包括以下所示的工序的制造方法来制造。214.制造方法215.(i)熔炼具有上述化学组成的钢，然后通过铸造制造板坯的板坯准备工序216.(ii)通过对所得到的板坯实施热轧而形成热轧钢板的热轧工序217.(iii)卷取热轧钢板的卷取工序218.(iv)根据需要对卷取工序后的热轧钢板进行退火的热轧板退火工序219.(v)根据需要对卷取工序后或热轧板退火工序后的热轧钢板进行除鳞，进行冷轧而形成冷轧钢板的冷轧工序220.(vi)根据需要对热轧钢板或冷轧钢板进行退火而形成退火钢板的退火工序221.(vii)对热轧钢板、冷轧钢板或退火钢板实施al系被覆而形成被覆钢板的被覆工序222.以下，对各工序进行说明。223.《板坯准备工序》224.在板坯准备工序中，熔炼具有上述的化学组成的钢，通过铸造制造供于热轧的板坯。例如，能够使用通过用转炉或电炉等熔炼上述化学组成的钢水，并用连续铸造法制造的板坯。也可以取代连续铸造法而采用铸锭法、薄板坯铸造法等。225.《热轧》226.在热轧工序中，对板坯进行加热，在进行了粗轧后，根据需要进行除鳞，最后进行精轧。热轧条件并没有限定。227.《卷取工序》228.在卷取工序中，例如在800℃以下的温度区域卷取热轧后的热轧钢板。如果卷取温度超过800℃，则在几乎没有进行相变之内卷取，在卷材内进行相变，因此有时卷材形状变得不良。229.《热轧板退火工序》230.在热轧板退火工序中，对热轧钢板例如于氮80体积％以上的气氛或大气气氛中在450～800℃实施5小时以上的退火。热轧板退火不一定必须进行，但通过热轧板退火，可使热轧钢板软质化，能够减低下道工序即冷轧工序中的载荷，因此是优选的。231.《冷轧工序》232.在冷轧工序中，对热轧板退火工序后的热轧钢板(在不进行热轧板退火工序时对卷取工序后的热轧钢板)进行除鳞，然后通过冷轧而形成冷轧钢板。除鳞及冷轧不一定必须进行，但在进行冷轧时，从确保良好的平坦性的观点出发，优选将冷轧中的累积压下率设定为30％以上。另一方面，为了避免轧制载荷变得过大，优选将冷轧中的累积压下率设定为80％以下。233.除鳞的方法并没有特别的限定，但优选设定为酸洗。此外，在进行酸洗时，作为条件，优选通过盐酸酸洗或硫酸酸洗只除去铁氧化皮。234.《退火工序》235.在被覆前的退火工序中，对热轧钢板或冷轧钢板在700～950℃的温度区域实施退火。被覆前的退火不一定必须进行，但通过退火工序，可使冷轧钢板软质化，在下道工序即镀覆工序中通板变得容易，因此是优选的。236.《被覆工序》237.在被覆工序中，通过实施al系被覆，在钢板(卷取工序后的热轧钢板、热轧板退火工序后的热轧钢板、冷轧工序后的冷轧钢板或退火工序后的退火钢板)的表面形成al系被覆，形成被覆钢板。al系被覆的方法并没有特别的限定，以热浸镀法为代表可采用电镀法、真空蒸镀法、包覆法、喷镀法等。工业上最普及的方法是热浸镀法。238.在进行热浸镀时，镀浴中除al以外大多作为杂质混入fe。此外，只要含有70％以上的al，除上述的元素以外，也就可以进一步在镀浴中含有si、ni、mg、ti、zn、sb、sn、cu、co、in、bi、ca、混合稀土等。239.在进行热浸镀时，也可以在将退火工序后的退火钢板冷却到室温后再次进行升温，然后进行镀覆，也可以在退火后冷却至镀浴温度附近的650～750℃，暂且不冷却到室温而进行热浸镀。240.关于al系被覆的预处理及后处理并没有特别的限定，可进行预涂或溶剂涂布、合金化处理、调质轧制等。作为合金化处理，例如可在450～800℃进行退火。此外，作为后热处理，调质轧制对于形状调整等是有用的，例如可进行0.1～0.5％的压下。241.实施例242.以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。243.首先，在制造被覆钢板、被覆钢构件及接合部件时，熔炼具有表1所示的化学成分的钢，得到热轧用的板坯。[0244][0245]《实施例1》[0246]对所得到的板坯实施热轧，在800℃以下的温度下卷取，形成厚度2.7mm的热轧钢板。对热轧后的热轧钢板实施冷轧，形成厚度1.6mm的冷轧钢板。对冷轧钢板实施镀铝，得到具有al系被覆的被覆钢板。[0247]被覆钢板的钢板沿板厚方向距表面为板厚的1/4的位置的化学组成与板坯的化学组成相同。[0248]按表2a、表2d、表2g中所示的升温速度、加热温度对被覆钢板进行加热，在加热温度的±10℃以内的范围保持60秒钟，按表2a、表2d、表2g中所示的平均冷却速度实施冷却到ms点以下的热处理，从而得到被覆钢构件。[0249]被覆钢构件的钢板基材沿板厚方向距表面为板厚的1/4的位置的化学组成与板坯的化学组成相同。[0250]切取所得到的被覆钢构件，按以下方法进行sem观察、拉伸试验，评价al-fe系被覆的厚度、抗拉强度。表2a、表2d、表2g中示出了评价结果。[0251]《al-fe系被覆的厚度》[0252]避开钢构件的端部，切取测定试样，用扫描式电子显微镜在10个视场观察截面，测定al-fe系被覆的厚度，将其平均值作为al-fe系被覆的厚度。[0253]《抗拉强度》[0254]拉伸试验按照astm标准e8的规定来实施。在将被覆钢构件的均热部位(距端部为50mm以上的部位)磨削到1.2mm厚后，以试验方向与轧制方向平行的方式，采集astm标准e8的半尺寸板状试验片(平行部长：32mm、平行部板宽：6.25mm)。然后，以3mm/min的应变速度进行室温拉伸试验，测定抗拉强度(最大强度)。在本实施例中，将具有超过1500mpa的抗拉强度的情况评价为具有较高的强度。[0255]按表2a、表2d、表2g中示出的点焊条件：间隙、打击角、加压力、上坡、冷却速度焊接钢构件，从而得到接合部件。在本实施例中，焊接对应材料也设定为相同的钢构件。熔核直径为5.1～6.3mm。焊机为单相交流式(60hz电源)，按焊接时间20个循环施加达到上述熔核直径的电流。电极采用前端径8mmφ、圆顶放射形、氧化铝弥散铜制的电极。[0256]在所得到的接合部件中，采用以下方法评价了填充物的截面积、填充率、al、fe、si、mo、cu、ni的含量、cct中的耐断裂。表2b、表2c、表2e、表2f、表2h、表2i中示出了评价结果。[0257]《填充物的截面积》[0258]以在接合部件中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，在截面中，求出填充物的面积。在相同的焊接条件下切取5个以上试样，求出截面积，将其平均值作为填充物的截面积。[0259]《填充率》[0260]以在接合部件中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，在朝间隙部距截面中的压接部(塑性金属环区)的终端为100μm的范围内，求出填充物在除钢构件以外的区域中所占的比例。在相同的焊接条件下切取5个试样以上，求出比例，将其最小值作为填充物的填充率。[0261]《填充物中的fe、al、si、mo、cu、ni的含量》[0262]以在接合部件中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，对于该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像，对对比度不同的两种组织采用电子探针显微分析器(epma)，在10个点进行点的元素分析(束直径1μm以下)，将其平均值作为含在填充物中的al、fe、si、mo、cu、ni的含量。[0263]《填充物中的第2区域的尺寸》[0264]以在接合部件中能够观察点焊区(熔核及塑性金属环区)和填充物的截面的方式，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，对于该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像，对对比度不同的两种组织，测定了被第1区域围住的岛状的第2区域的尺寸。这里所谓第2区域的尺寸，定义为用水平方向的平行线夹持第2区域的平行线间的距离(水平费雷特直径)和用垂直方向的平行线夹持第2区域的平行线间的距离(垂直费雷特直径)的平均值。所谓水平方向为接合部件的长度方向，所谓垂直方向为与长度方向垂直的板厚方向。测定时，测定15个被第1区域围住的岛状的第2区域的尺寸，将其平均值作为含在填充物中的第2区域的尺寸。[0265]《基于cct的断裂循环》[0266]对于腐蚀环境中的耐氢脆性，通过基于cct(复合循环试验)的加速腐蚀试验进行了评价。具体地讲，从接合部件上以点焊区为中心采集长100mm、宽50mm的试样，按照jaso标准m609、m610的规定进行cct，根据点焊区无断裂的循环次数进行了评价。cct实施到360个循环，对于到360个循环没有断裂的试样，切取通过焊接点的中心位置的垂直截面，测定填充物的截面积在试验前后的减少率，当该减少率为10％以下时，评价为相对于腐蚀环境尤其优异。[0267][0268][0269][0270][0271][0272][0273][0274][0275][0276]如表2a～表2i所示，满足本发明范围的发明例b1～b67，组织、特性都为良好的结果，但没有满足本发明范围的比较例b1～b26，因化学组成或填充物的形成不充分，使强度(成为原材料的钢构件的强度)、耐氢脆性中的至少1项较差。此外，在填充物含有mo、cu、ni的情况下，相对于腐蚀环境尤其优异。[0277]产业上的可利用性[0278]根据本发明，可得到腐蚀环境中的耐氢脆性优异的具有点焊区的高强度的接合部件。本发明的接合部件特别适合作为汽车的骨架部件使用。本发明的钢构件由于高强度且耐氢脆性优异，所以在用于汽车部件时，有助于提高燃油效率及碰撞安全性。[0279]符号说明：[0280]1：接合部件[0281]11：第1钢构件[0282]12：第2钢构件[0283]21：点焊区[0284]31：填充物[0285]111：钢板基材[0286]112：al-fe系被覆[0287]g：间隙









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