CN117813412A - 接合部件以及接合钢板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种接合部件，其包含第1钢构件、第2钢构件以及形成于所述第1钢构件与所述第2钢构件的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部，所述第1钢构件具有钢板基材和形成于所述钢板基材的表面的Al‑Fe系被覆，抗拉强度超过1500MPa，在将所述焊缝金属的与所述接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

Description

接合部件以及接合钢板

技术领域

本发明涉及接合部件及成为其原材料的接合钢板。

本申请基于2021年8月11日提出的日本专利申请特愿2021-131274号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

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。

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轧成形，则容易加工高强度的钢板，但其适用对象被限定于在长度方向具有均匀的截面的部件。

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。

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成形的同时进行淬火，所以成形后的钢构件具有良好的强度。

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。

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。

但是，一般来讲钢构伴随着高强度化，变形能力(deformability)下降。因此，在汽车碰撞时变形集中的部位中，如果在碰撞变形的早期发生断裂，则有时得不到与高强度化相应的耐载荷及碰撞吸收能。此外，大多数金属材料伴随着高强度化，诸多特性发生劣化，变形能力及耐氢脆化特性下降。已知特别是在钢构件中，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。

此外，在将热冲压技术用于钢板时，钢板因被加热至高温而使表面的铁等发生氧化，生成氧化皮(氧化物)。因此，在进行了热冲压加工后，需要进行除去该氧化皮的工序(氧化皮清除工序)，从而使生产率下降。此外，在要求耐蚀性的部件等中，需要在加工后对构件表面进行防锈处理及金属被覆，因此需要表面纯净化工序及表面处理工序，仍然使生产率下降。

作为抑制这样的生产率下降的方法的例子，可以列举出对钢板实施被覆的方法。一般来讲，作为钢板上的被覆，可使用有机系材料及无机系材料等多种材料。其中，对于钢板，从其防蚀性能和钢板生产技术的观点出发，大多应用具有牺牲阳极防蚀作用的锌系镀层。另一方面，热压力加工中的加热温度为了得到淬火效果，大多在比钢的Ac3相变点高的温度下进行。但是，该加热温度高于有机系材料的分解温度及Zn系等金属材料的沸点等。因此，在为了热压力加工而对被覆了有机系材料或Zn系金属材料的钢板进行加热时，钢板表面的镀层蒸发，有时成为表面性状显著劣化的原因。

在回避这样的表面性状劣化时，优选对加热至高温的、要进行热压力加工的钢板被覆例如与有机系材料被覆及Zn系的金属被覆相比沸点较高的Al系的金属。

通过使用实施了Al系金属被覆的钢板即所谓Al镀覆钢板，能够防止在钢板表面上附着氧化皮，不需要氧化皮清除工序等工序，因此生产率得以提高。此外，由于Al系金属被覆还具有防锈效果，因此涂装后的耐蚀性也得以提高。

基于上述的背景，近年来，将碰撞时使变形集中的区域和不使其变形的区域分开制造的钢构件(称为拼接板材(tailored blank material))在车体中的应用正在扩大。特别是将通过焊接对接接合强度或板厚不相同的原料钢板而成的钢构件称为拼焊板材(TWB材：tailor welded blank material)。此外，作为TWB材，为了提高生产率及防止表面性状劣化，一般来讲大多使用具有Al镀层的钢板。

但是，在通过接合具有Al镀层的钢板来制造TWB材时，存在表面的Al于接合部的焊缝金属中熔透而使强度大幅度下降的问题。因此，当通过接合具有Al镀层的钢板来制造TWB材时，大多在将成为接合部的对接部的表面上的Al镀层切削后进行接合。在这种情况下，在接合部的表面上不存在镀层(被覆)。

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的强度区域，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。在上述的TWB材中，接合部根据部位的不同，大多具有与接合的高强度钢板接近的强度，而且在表面上不存在被覆，因此完全防止腐蚀是困难的。因此，为了将超过1.5GPa的热冲压构件应用于车体，从而使车体进一步轻量化，需要采用TWB技术以降低碰撞变形时的早期断裂的危险，进而充分降低接合部中的氢脆开裂的危险。

在接合部中，焊缝金属容易发生氢脆的理由主要有3点。具体地讲，由于(i)大多在焊缝金属的表面不存在被膜而使腐蚀容易进行、此外(ii)接合部为强度或板厚的过渡带碰撞时容易局部施加应力、(iii)因焊缝金属那样的熔化凝固的部分的组织粗大而容易脆化，因而使接合部的焊缝金属容易发生氢脆。也就是说，TWB中的接合部的焊缝金属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苛刻的条件下。

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以上的热压力成形的压力成形品。专利文献3中，公开了一种具有2.0GPa以上的极高的抗拉强度、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以上的极高的抗拉强度、进而具有良好的韧性的钢材。

但是，在专利文献2～5中，关于TWB材的耐氢脆性，特别是对于在腐蚀环境中担心脆化的接合部的焊接线中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，对于更高的安全性的要求有时还不能充分应对。

关于TWB材，例如专利文献6～16中，公开了为了解决接合部的强度下降的课题，在露出部(Al镀层除去部)的形状控制及焊接时，使用含有γ基因元素的填充物及金属粉末等。

但是，无论在哪一个专利文献中，对于TWB材的接合部的焊缝金属中的氢脆化的对策都不充分，在抗拉强度超过1.5GPa的高强度钢材于汽车构件中的应用中，对于更高的安全性的要求有时还不能充分应对。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-102980号公报

专利文献2：日本特开2012-180594号公报

专利文献3：日本特开2012-001802号公报

专利文献4：国际公开第2015/182596号

专利文献5：国际公开第2015/182591号

专利文献6：国际公开第2013/014512号

专利文献7：国际公开第2007/125182号

专利文献8：日本特表2009-534529号公报

专利文献9：国际公开第2015/121074号

专利文献10：国际公开第2017/050711号

专利文献11：日本特表2018-534143号公报

专利文献12：日本特表2017-512137号公报

专利文献13：国际公开第2015/086781号

专利文献14：日本特表2016-531753号公报

专利文献15：国际公开第2019/093440号

专利文献16：国际公开第2020/152887号

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是为解决上述的问题而完成的，其目的在于提供即便是通过焊接对接接合强度或板厚不相同的原料钢板而成的钢构件(TWB材)，也具有耐氢脆性优异的接合部的接合部件以及成为其原材料的接合钢板。

用于解决课题的手段

本发明将通过焊接对接接合强度或板厚不相同的原料钢板而成的钢构件(TWB材)中的下述接合部件以及成为其原材料的接合钢板作为主旨。

[1]本发明的一个方案涉及一种接合部件，其包含第1钢构件、第2钢构件、以及形成于所述第1钢构件与所述第2钢构件的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部，其中，所述第1钢构件具有钢板基材和形成于所述钢板基材的表面的Al-Fe系被覆，抗拉强度超过1500MPa，在将所述焊缝金属的与所述接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

[2]在上述[1]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属的维氏硬度也可以是超过所述第2钢构件的钢板基材的硬度或350Hv中的任一高值的硬度。

[3]在上述[1]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计也可以低于1.00％。

[4]在上述[2]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计也可以低于1.00％。

[5]在上述[3]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的所述平均Cu含量相对于所述平均Al含量之比即Cu/Al也可以为0.15～3.90。

[6]在上述[4]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的所述平均Cu含量相对于所述平均Al含量之比即Cu/Al也可以为0.15～3.90。

[7]在上述[1]～[6]中任一项所述的接合部件中，所述第1钢构件中的所述钢板基材也可以具有如下的化学组成：以质量％计含有C：0.25～0.65％、Si：2.00％以下、Mn：0.15～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Al：1.00％以下、B：0.0005～0.0100％、Cu：0～3.00％、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.10％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质。

[8]在上述[7]所述的接合部件中，在所述第1钢构件的所述钢板基材的所述化学组成中，Cu含量也可以为0.05～3.00％。

[9]在上述[1]～[6]中任一项所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

[10]在上述[7]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

[11]在上述[8]所述的接合部件中，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

[12]在上述[1]～[6]中任一项所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[13]在上述[7]所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[14]在上述[8]所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[15]在上述[9]所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[16]在上述[10]所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[17]在上述[11]所述的接合部件中，所述第2钢构件的抗拉强度也可以为500MPa以上且1500MPa以下。

[18]本发明的另一方案涉及一种接合钢板，其包含第1钢板、第2钢板以及形成于所述第1钢板与所述第2钢板的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部，所述第1钢板具有钢板基材和形成于所述钢板基材的表面的Al系被覆，在将所述焊缝金属的与所述接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

[19]在上述[18]所述的接合钢板中，所述测定面的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计也可以低于1.00％。

[20]在上述[18]或[19]所述的接合钢板中，所述第1钢板中的所述钢板基材也可以具有如下的化学组成：以质量％计含有C：0.25～0.65％、Si：2.00％以下、Mn：0.15～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Al：1.00％以下、B：0.0005～0.0100％、Cu：0～3.00％、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.10％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质。

[21]在上述[20]所述的接合钢板中，在所述第1钢板的所述钢板基材的所述化学组成中，Cu含量也可以为0.05～3.00％。

[22]在上述[18]或[19]所述的接合钢板中，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

[23]在上述[20]所述的接合钢板中，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

[24]在上述[21]所述的接合钢板中，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量也可以为1.2％以上。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供即便是通过焊接对接接合强度或板厚不相同的原料钢板而成的钢构件(TWB材)，也具有耐氢脆性优异的接合部的接合部件以及成为其原材料的接合钢板。

本发明的上述方案涉及的接合部件由于具有高强度且耐氢脆性优异，因此当用于汽车部件时，有助于提高燃油效率及碰撞安全性。

附图说明

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。

图2是表示本实施方式涉及的接合钢板的一个例子的示意图。

具体实施方式

本发明人就通过焊接对接接合强度或板厚不相同的原料钢板而成的钢构件(TWB材)而言，为了得到至少一部分具有高的抗拉强度、且具有耐氢脆性优异的接合部的接合部件，就接合部的焊缝金属的组织以及成为原材料的钢板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。

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铝镀层(Al镀层)的被覆钢板。如果对该被覆钢板进行热冲压，则在加热时表面的镀层中的Al与钢板的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)。通常使用的在热冲压后示出1.5GPa左右的抗拉强度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。在将该被覆钢板与其它钢板对接接合后，通过进行热处理，可得到具备Al-Fe系被覆的接合部件。

(a)本发明人为了车体进一步轻量化，对通过提高C含量来得到在热冲压后超过1.5GPa(1500MPa)的高强度部件进行了详细研究。结果得知：通过在供于对接焊的钢板中的至少一方中将C含量设定为0.25质量％以上，可在该部分在包括热冲压那样的淬火的热处理后得到抗拉强度超过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，变形能力下降，碰撞变形时在早期发生断裂的危险。此外，还担心有氢脆敏感性增大、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，在将该Al系被覆钢板彼此间、或者Al系被覆钢板与其它被覆钢板对接接合时，由于大多将成为接合部的对接部表面上的Al的一部分或全部切削掉，因此在被切削的部分上不能保证由铝镀层形成的耐蚀性。因此，尽管在接合部具有接近被接合的钢构件的强度，但是在表面大多不存在被膜，腐蚀容易进行。此外，如上所述，接合部与钢构件相比应力状态、材料极限全部处在苛刻的条件下。因此，担心有在接合部更加氢脆化的危险。

(b)于是，本发明人就在接合部件中通过提高成为脆化起点的接合部的焊缝金属中的耐蚀性来抑制氢脆的方法进行了研究。其结果是，发现通过在焊缝金属含有耐蚀性提高元素即Cu而能够提高耐蚀性，从而抑制氢脆。

(c)本发明人除接合部以外，还调查了具有超过1.5GPa的抗拉强度的被覆钢构件的耐氢脆性，并研究了为确保耐氢脆性而优选的成分设计及组织设计。

本发明人基于上述的见解，通过抑制接合部的焊缝金属中的腐蚀、降低侵入氢量以及提高钢材的耐氢脆性，显著改善了腐蚀环境中的耐氢脆性，由此开发出了具有耐氢脆性优异的接合部和抗拉强度超过1.5GPa的高强度的被覆钢构件的接合部件。这样的接合部件由于一边具有高强度一边氢脆危险低，因此能够更安全地用于车体。

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)以及成为其原材料的接合钢板(本实施方式涉及的接合钢板)的各要件详细地进行说明。

(A)接合部件

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10、第2钢构件20、以及形成于第1钢构件10与第2钢构件20的对接部中并将第1钢构件10与第2钢构件20接合的接合部30。该第1钢构件10是具有由规定的化学组成构成的钢板基材11、和形成于钢板基材11的表面上且含有Al及Fe的被覆(Al-Fe系被覆)12的被覆钢构件。

第2钢构件20具有钢板基材21，也可以具有被覆22。

此外，接合部30包含焊缝金属31和热影响区32。第1钢构件10的Al-Fe系被覆12及/或第2钢构件20的被覆22也可以形成到热影响区32的表面。

此外，本实施方式涉及的接合部件1在将与接合部30的延伸方向(图1中朝纸面里面的方向)正交的板厚方向的截面作为测定面时，该测定面中的焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

以下，分别进行说明。

(A1)第1钢构件

如上所述，本实施方式涉及的接合部件1所具备的第1钢构件10具有：钢板基材11、和形成于钢板基材11的表面上且含有Al及Fe的被覆(Al-Fe系被覆)12。

如后述那样，第1钢构件10可通过对包含被覆钢板的接合钢板进行热冲压等伴有淬火的热处理来得到，所述被覆钢板具有钢板基材和Al系被覆。

(A1-1)钢板基材

[抗拉强度]

本实施方式涉及的接合部件1所具备的第1钢构件10为了应对近年来的高强度化的要求，将其钢板基材11的抗拉强度设定为超过1.5GPa(1500MPa)。抗拉强度的上限没有限定，但由于存在随着强度上升而使变形能力下降及氢脆敏感性上升的顾虑，所以也可以将抗拉强度设定为3000MPa以下。

拉伸试验按照ASTM标准E8的规定实施。从第1钢构件上，以试验片的长度方向与焊接线平行的方式切取试验片，在将两面均等地研磨到1.2mm厚后，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽：6.25mm)。其中，在板厚低于1.2mm的情况下，在将被覆或黑皮(氧化皮)除去后，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片。

然后，在平行部中心处贴装标距长度为5mm的应变仪，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)。

[化学组成]

本实施方式涉及的接合部件1所具备的第1钢构件10的钢板基材11的化学组成没有限定，但在考虑到热处理后确保超过1.5GPa的抗拉强度、同时提高耐氢脆性时，优选如以下设定各元素的含量。

具体地讲，第1钢构件10优选具有如下的化学组成：其以质量％计含有C：0.25～0.65％、Si：2.00％以下、Mn：0.15～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Al：1.00％以下、B：0.0005～0.0100％、Cu：0～3.00％、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.10％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质。

各元素的含量的限定理由如下所述。其中，所谓钢板基材11的化学组成，是指在第1钢构件10中，除去表面上的Al-Fe系被覆12的部分(例如钢板基材的距表面为厚度的1/4的位置)的化学组成。以下，有关含量的％，只要没有特别说明就为质量％。

C：0.25～0.65％

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(通过淬火得到的钢构件)中难以确保充分的强度(超过1.5GPa)。所以，优选将C含量设定为0.25％以上。C含量更优选为0.28％以上。

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，耐氢脆性下降显著。所以，优选将C含量设定为0.65％以下。C含量优更选为0.60％以下。

Si：2.00％以下

如果钢中的Si含量超过2.00％，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，热处理所需的成本增加，或有时加热时残留铁素体而使钢构件的强度下降。所以，优选将Si含量设定为2.00％以下。Si含量更优选为1.00％以下。

Si含量也可以为0％，但Si作为脱氧元素是有效的元素。为了得到此效果，也可以将Si含量设定为0.01％以上，也可以设定为0.10％以上。

此外，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。因此，也可以含有。在得到此效果时，Si含量优选为0.25％以上。

Mn：0.15～3.00％

Mn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。此外，Mn通过含在接合部的焊缝金属中，可进一步提高耐蚀性。若Mn含量低于0.15％，则这些效果并不充分。因此，优选将Mn含量设定为0.15％以上。Mn含量更优选为0.25％以上。

另一方面，如果Mn含量超过3.00％，则淬火后的钢构件的耐氢脆性劣化。因此，优选将Mn含量设定为3.00％以下。Mn含量更优选为2.00％以下，进一步优选为1.30％以下。

P：0.050％以下

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％，则耐氢脆性下降显著。所以，优选将P含量限制在0.050％以下。更优选将P含量限制在0.005％以下。

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。

S：0.0100％以下

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％，则耐氢脆性下降显著。所以，优选将S含量限制在0.0100％以下。更优选将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。

N：0.010％以下

N是使淬火后的钢构件的耐氢脆性下降的元素。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，优选将N含量设定为0.010％以下。更优选将N含量限制在0.006％以下。

N含量的下限不需要特别的限定，也可以为0％，但在将N含量设定为低于0.0002％时招致炼钢成本增加，经济上是不优选的。因此，也可以将N含量设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上，也可以设定为0.001％以上。

O：0.010％以下

O是使淬火后的钢构件的耐氢脆性降低的元素。特别是，如果O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，优选将O含量设定为0.010％以下。更优选将O含量限制在0.006％以下。

O含量的下限不需要特别的限定，也可以为0％，但在将O含量设定为低于0.0002％时招致炼钢成本增加，经济上是不优选的。因此，也可以将O含量设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上，也可以设定为0.001％以上。

Al：1.00％以下

Al是通常作为钢的脱氧剂使用的元素。因此，也可以含有。在得到此效果时，优选将Al含量设定为0.01％以上。

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，优选将含有时的Al含量设定为1.00％以下。Al含量更优选为0.50％以下。

B：0.0005～0.0100％

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。

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，优选将B含量设定为0.0100％以下。B含量更优选为0.0080％以下。

Cu：0～3.00％

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是通过含在接合部的焊缝金属中而提高耐蚀性的元素。因此，优选含有。如果Cu含量低于0.05％，则这些效果并不充分，因此优选将Cu含量设定为0.05％以上。Cu含量更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上，更进一步优选为0.20％以上。但是，淬透性的提高也能够用其它元素替代，此外，也能够通过填丝(filler wire)等向焊缝金属中添加Cu，在这种情况下，钢构件的Cu含量也可以低于0.05％，例如也可以为0％。

另一方面，如果Cu含量超过3.00％，则上述的效果饱和，而且成本增加。所以，优选将含有时的Cu含量设定为3.00％以下。Cu含量更优选为1.50％以下，进一步优选为0.80％以下。

在本实施方式涉及的接合部件1所包含的第1钢构件10具备的钢板基材11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)，也可以进而按下述所示的范围含有选自Ti、Nb、Mo、Cr、Ni、V、Ca、Mg、Sn、W、Sb、Zr及REM中的1种以上的元素。由于这些元素是任选元素，不需要一定含有，因此其下限为0％。

Ti：0～0.100％

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，具有通过在抑制再结晶的同时通过形成微细的碳化物来抑制晶粒生长，从而使奥氏体晶粒细化的作用的元素。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、促进后述的基于B的淬透性提高效果的元素。因此，也可以含有。Ti含量优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。

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下降。所以，优选将Ti含量设定为0.100％以下。Ti含量更优选为0.080％以下。

Nb：0～0.10％

Nb是具有形成微细的碳化物、通过其晶粒细化效果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。

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，优选将Nb含量设定为0.10％以下。Nb含量更优选为0.08％以下。

Mo：0～1.00％

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果。此外，Mo通过含在接合部的焊缝金属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。Mo含量更优选为0.20％以上。

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，优选将含有时的Mo含量设定为1.00％以下。Mo含量更优选为0.80％以下。

Cr：0～1.00％

Cr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。此外，Cr通过含在接合部的焊缝金属中，可进一步提高耐蚀性。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上。Cr含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.08％以上。

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下降。所以，优选将含有时的Cr含量设定为1.00％以下。Cr含量更优选为0.80％以下。

Ni：0～1.00％

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是通过含在接合部的焊缝金属中可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。

另一方面，如果Ni含量超过1.00％，则钢构件的极限氢量下降。此外，成本增加显著。所以，优选将Ni含量设定为1.00％以下。Ni含量更优选为0.25％以下，进一步优选为0.20％以下。

V：0～1.00％

V是形成微细的碳化物、通过其晶粒细化效果及氢捕捉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。V含量更优选为0.10％以上。

另一方面，如果V含量超过1.00％，则上述效果饱和，经济性下降。所以，优选将V含量设定为1.00％以下。V含量更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

Ca：0～0.010％

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。Ca含量更优选为0.002％以上。

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，优选将Ca含量设定为0.010％以下。Ca含量更优选为0.005％以下，进一步优选为0.004％以下。

Mg：0～0.010％

Mg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Mg含量设定为0.001％以上。Mg含量更优选为0.002％以上。

另一方面，如果Mg含量超过0.010％，则其效果饱和，而且成本增加。所以，在含有Mg时，优选将Mg含量设定为0.010％以下。Mg含量更优选为0.005％以下，进一步优选为0.004％以下。

Sn：0～1.00％

Sn是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。此外，通过使Sn含在接合部的焊缝金属中，可进一步提高耐蚀性。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。Sn含量更优选为0.03％以上。

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，优选将Sn含量设定为1.00％以下。Sn含量更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

W：0～1.00％

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。此外，通过使W含在接合部的焊缝金属中，可进一步提高耐蚀性。因此，也可以含有。为了得到上述效果，优选将W含量设定为0.01％以上。W含量更优选为0.03％以上。

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，优选将W含量设定为1.00％以下。W含量更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

Sb：0～1.00％

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。Sb含量更优选为0.03％以上。

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降低。所以，优选将Sb含量设定为1.00％以下。Sb含量更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

Zr：0～1.00％

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。Zr含量更优选为0.03％以上。

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降低。所以，优选将Zr含量设定为1.00％以下。Zr含量更优选为0.80％以下，进一步优选为0.50％以下。

REM：0～0.30％

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，REM含量更优选为0.02％以上。

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，优选将REM含量设定为0.30％以下。REM含量更优选为0.20％以下，进一步优选为0.15％以下。

其中，REM是指Sc、Y及La、Nd等镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。REM例如通过使用Fe-Si-REM合金而添加到钢水中，在该合金中例如可含有La、Nd、Ce及Pr。

在本实施方式的接合部件所包含的第1钢构件10所具备的钢板基体11的化学组成中，上述元素以外的部分即剩余部分为Fe及杂质。

其中，所谓“杂质”，是指在工业化制造钢板时，从矿石、废料等原料中、或因制造工序中的种种原因而混入的成分，是可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容许的成分。

钢板基材11的化学组成可通过以下的方法来求出。

可通过在钢板基体11的板厚的1/4的位置中，将测定部位间的距离隔开1mm以上，通过ICP等普通的方法等间隔地对5处进行元素分析，将所得到的5处的含量平均来得到。

[钢板基材11的金属组织]

关于本实施方式涉及的接合部件1所包含的第1钢构件10具备的钢板基材11的金属组织，为了得到超过1.5GPa的抗拉强度而优选为高强度的马氏体成为主体的组织。马氏体的面积分数优选为70％以上。更优选为80％以上，也可以为100％。

钢板基材11的金属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、铁素体和珠光体中的1种以上。马氏体不仅包括初生马氏体，也包括回火马氏体及自回火马氏体。

钢板基材11的金属组织可按以下方法进行判断。

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。从钢构件的长度方向的1/2部(距长度方向端部为长度方向长度的1/2的位置)、且从宽度1/4部(距宽度方向端部为宽度方向部件宽度的1/4的位置)、并且从钢板基材11的板厚1/4部(距表面为板厚方向板厚的1/4的位置)切取测定试样，作为TEM观察用薄膜试样。将TEM观察的范围按面积设定为400μm²左右的范围，进行TEM观察，鉴定各金属组织，测定其面积。

在金属组织的鉴定时，可通过薄膜试样的电子束的衍射图谱，来区别体心立方晶格的马氏体或贝氏体、和面心立方晶格的残余奥氏体。然后，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而分别区别马氏体及贝氏体。具体地讲，如果析出形态为3方向析出就判断为马氏体(回火马氏体)，如果为1方向的限定析出就判断为贝氏体。当没有发现铁碳化物的析出时也判断为马氏体(初生马氏体)。

通过TEM测定的马氏体及贝氏体各自的组织分数可以面积％进行测定，但本实施方式涉及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成体积分数。为了判别马氏体和贝氏体，可观察碳化物，但本实施方式中，规定组织的体积分数中不包含碳化物。

当作为剩余部分组织存在铁素体或珠光体时，用光学显微镜或扫描式电子显微镜能够容易确认。具体地讲，从钢构件的长度方向的1/2部(距长度方向端部为长度方向长度的1/2的位置)、且从宽度1/4部(距宽度方向端部为宽度方向部件宽度的1/4的位置)切取测定试样，观察钢板基材的板厚方向的截面的板厚1/4部。显微镜的观察范围按面积设定为40000μm²左右的范围。对所切取的试样进行机械研磨，接着进行镜面加工。然后，通过硝酸乙醇腐蚀液进行浸蚀，显出铁素体及珠光体，通过对其进行显微镜观察，可确认铁素体或珠光体的存在。将铁素体和渗碳体交替层状排列的组织作为珠光体，将渗碳体以粒状析出的组织判别为铁素体。

本实施方式涉及的接合部件1所具备的第1钢构件10的钢板基材11的板厚没有限定，例如为0.8～3.2mm。

(A1-2)Al-Fe系被覆

本实施方式涉及的接合部件1所具备的第1钢构件10在上述的钢板基材11的表面上具有含Al及Fe的被覆(Al-Fe系被覆)12。本实施方式中，Al-Fe系被覆是以Al及Fe为主体的被覆，优选含有合计70质量％以上的Al和Fe。此外，Al-Fe系被覆也称为被膜、合金化镀层、金属间化合物层。Al-Fe系被覆除Al、Fe以外，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，剩余部分也可以是杂质。

Al-Fe系被覆的厚度优选为10μm以上。Al-Fe系被覆的厚度的上限没有特别的限定，也可以设定为100μm以下。

优选Al-Fe系被覆12形成在钢板基材11的两方的表面上，但考虑到适用部位，也可以只形成在单面上。

Al-Fe系被覆的厚度可通过截面的扫描式电子显微镜观察来求出。

具体地讲，从钢构件的长度方向的1/2部(距长度方向端部为长度方向长度的1/2的位置)、且从宽度1/4部(距宽度方向端部为宽度方向宽度的1/4的位置)切取测定试样，进行观察。将显微镜的观察范围例如以400倍的放大倍数、按面积设定为40000μm²的范围。对所切取的试样进行机械研磨，接着进行镜面加工。然后，测定任意的10个视场的Al-Fe系被覆的厚度，将其平均值作为Al-Fe系被覆的厚度。

如果通过BSE图像(或者COMP图像)进行观察，则可在Al-Fe系被覆和基体(钢板基材)中确认明确的对比度差。因此，通过测定从最表面到对比度发生变化的位置的厚度，能够测定Al-Fe系被覆的厚度。测定中，在观察照片内等间隔地对20处进行测定，将测定部位间的距离设定为6.5μm。此外，按上述的要领进行5个视场的观察，采用其平均值作为被覆厚度。

此外，Al-Fe系被覆的化学组成能够通过对与上述同样的观察范围，采用电子探针显微分析仪(EPMA)进行点的元素分析(束直径为1μm以下)，来求出Al-Fe系被覆中所含的Al、Fe的含量。在任意10个视场的Al-Fe系被覆中进行合计10点的分析，将其平均值作为Al-Fe系被覆中所含的Al、Fe的含量。即使在含有Al、Fe以外的元素时，也可采用同样的方法求算。

(A2)第2钢构件

在本实施方式涉及的接合部件1中，经由接合部30与第1钢构件10接合的第2钢构件20从接合部30的耐氢脆性的观点出发，没有特别的限定。第2钢构件20的钢板基材也可以具有如下的化学组成：例如为C：0.05～0.65％、Si：2.00％以下、Mn：0.15～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Al：1.00％以下、B：0～0.0100％、Cu：0～3.00％、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.10％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质。

第2钢构件也可以在钢板基材的表面的一部分上具备被覆。被覆例如也可以是以Al-Fe为主体的被覆，也可以是以Zn-Fe为主体的被覆。被覆也可称为被膜、合金化镀层、金属间化合物层。

第2钢构件的钢板基材的抗拉强度没有限定。在将本实施方式涉及的接合部件形成将碰撞时使变形集中的区域和不使其变形的区域分开制作的钢构件的情况下，也可以将第2钢构件的抗拉强度设定为500MPa以上且1500MPa以下、或500MPa以上且1000MPa以下。另一方面，在将整体设定为高强度接合部件的情况下，第2钢构件的抗拉强度也可以与第1钢板同样超过1500MPa。

本实施方式涉及的接合部件1具备的第2钢构件20的钢板基材21的板厚没有限定，例如为0.8～3.2mm。

第2钢构件20的钢板基材21的板厚也可以与第1钢构件10的钢板基材11的板厚相同，也可以不相同。

(A3)接合部

本实施方式涉及的接合部件1通过接合部30(经由接合部)将第1钢构件10与第2钢构件20接合。接合部30通过对接第1钢构件的原材料钢板和第2钢构件的原材料钢板，并通过焊接接合对接部而形成。接合部包含通过焊接热而熔化凝固的焊缝金属及热影响区。

也就是说，接合部30形成在第1钢构件10与第2钢构件20的对接部上，包含焊缝金属31及热影响区32。

接合方法没有限定，但在焊接速度快、可得到强度高的接头这点上，优选的不是摩擦搅拌接合及摩擦压接那样的基于固相接合法及液相固相接合法的钎焊，而是将母材加热至熔点以上的熔焊法。其中，从生产率的观点出发，可以列举出采用高能量密度热源的方法，但与具有伴随加工的电极消耗的等离子弧焊以及大气中射束减衰的电子束焊相比，在不使用电极、且可在大气中进行高速焊接这点上，采用激光焊的接合是优选的。

本实施方式涉及的接合部件1的接合部30的与延伸方向(所谓焊接线的方向)正交的焊缝金属31的宽度方向的尺寸没有特别的限定。但是，如果焊缝金属在成形时与模具接触而滑动，则焊缝金属发生过大的应力，有在焊接区产生裂纹的可能性，因此设定宽度时要考虑到避免出现此现象。宽度方向的尺寸在激光焊时例如为0.5～2.2mm，在等离子弧焊时例如为1.8～7.0mm。

(A3-1)焊缝金属

在构成本实施方式涉及的接合部件1的接合部30的焊缝金属中，在将与接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，在该测定面中，焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。通过在焊缝金属中含有Cu，能够抑制接合部的腐蚀，从而提高接合部的耐氢脆性。因此将焊缝金属中的测定面中的焊缝金属中的平均Cu含量设定为0.03％以上。平均Cu含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上。

另一方面，如果焊缝金属中的平均Cu含量超过3.00％，则效果饱和，成本增加，因此将平均Cu含量设定为3.00％以下。平均Cu含量优选为2.00％以下，更优选为1.00％以下，进一步优选为0.80％以下。

此外，在同样的测定面中，焊缝金属中的平均Al含量以质量％计优选为低于1.00％。如果焊缝金属中所含的平均Al含量高，则在后述的热处理中不能进行淬火，有时焊缝金属的硬度下降。因此优选将平均Al含量设定为低于1.00％。更优选平均Al含量低于0.80％。平均Al含量的下限没有特别的限定，可含有0.01％左右。

此外，在同样的测定面中，优选焊缝金属中以质量％计含有合计含量为1.2％以上的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上。通过在焊缝金属中含有Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上，能够进一步抑制腐蚀，提高耐氢脆性。因此优选在焊缝金属中含有合计含量为1.2％以上的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上。Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的合计含量更优选为1.4％以上。

上述测定面中的上述焊缝金属中的平均Cu含量相对于平均Al含量之比即Cu/Al优选为0.15～3.90。

通过使Cu/Al在上述范围，可在淬火后得到各向同性的均质的组织，可得到稳定地确保焊接区强度的效果。作为其理由，那是因为Cu是奥氏体生成元素，Al是铁素体生成元素，因此Cu/Al成为表示HS加热温度区中的奥氏体区的宽阔度的指标，在为上述范围的Cu/Al的情况下，在HS加热时的900℃前后的温度区中焊缝金属内的组织全部为奥氏体单相，在淬火时可稳定地确保淬透性以及焊缝金属内的组织的强度。由此，即使在对淬火后的焊缝金属内施加外力时，因焊缝金属内的组织为均质，也可防止应力局部地向焊缝金属组织集中，从而使腐蚀环境中成为脆化起点的焊接区中的耐蚀性提高。

接合部30的焊缝金属中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W各自的含量可按以下方法求出。

在接合部件1上，切出接合部的与延伸方向(焊接线)正交的板厚方向的截面。对于该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像，通过对焊缝金属，采用电子探针显微分析仪(EPMA)进行点的元素分析(束直径为1μm以下)，可求出焊缝金属中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。测定时，从背散射电子图像，基于图像浓淡及凹凸形状(与钢板不同，非直线的曲线形状)鉴定焊缝金属，在该焊缝金属内，从焊接中心线的焊缝金属的表面朝背面按均等间隔进行10点的分析，将其平均值作为焊缝金属中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。焊接中心线为截面上连接焊缝金属的宽度方向中心的线(最终凝固位置)。

在按本实施方式制作的对接接头中，在对接焊预定位置的Al系被覆未被完全除去的情况下，在焊缝金属和母材的边界(熔接线)处Al浓化。但是，该Al的浓化程度在本实施方式的范围内，因Al的浓化区域在焊接线方向上不连续，未使接合接头的强度特性劣化，看作为接合部固有的一种特征。

用于发现此特征的测定方法如下所述。首先，切出接合部的与延伸方向(焊接线)正交的板厚方向的截面，对该试样进行镜面研磨，然后用硝酸乙醇腐蚀液进行浸蚀，根据被浸蚀的截面的深浅、或者采用电子探针显微分析仪(EPMA)鉴定焊缝金属和母材的边界。接着，采用电子探针显微分析仪(EPMA)，通过点的元素分析(束直径为1μm以下)，在从钢板的母材(钢板基材)表面沿板厚方向到深度为0.2mm的位置，在深度方向按均等间隔，对沿着焊缝金属和母材的边界、并且在宽度方向Al量最高的地方进行5点测定，将其平均值作为端部的Al含量。在本实施方式中，该端部的平均Al浓度以质量％计为0.10％以上且1.90％以下。

焊缝金属为了在所对接焊的钢板的板组中不在焊缝金属处发生断裂，优选具有高于低强度侧的母材的维氏硬度。也就是说，维氏硬度由于为抗拉强度(MPa单位)的0.3倍左右，所以将高强度侧的第1钢板基材的抗拉强度设定为超过1500MPa，如果假设将所组合的低强度侧的第2钢板基材的抗拉强度设定为1000MPa左右，则在焊缝金属的中心具有超过350Hv的维氏硬度。在本实施方式中，第2钢板基材的抗拉强度不是特别限定的，但为了不在焊缝金属处发生断裂，优选将焊缝金属的维氏硬度设定为超过第2钢板基材的硬度或350Hv中的任一高值的硬度。

焊缝金属的硬度可用以下方法求出。

按与上述相同的方法切出焊缝金属的截面，按照JIS Z2244：2009进行维氏硬度测定。测定时，将试验力设定为98N，在焊缝金属内，从焊接中心线的焊缝金属的表面朝背面按均等间隔进行5点测定，将其平均值作为焊缝金属的硬度。

(A3-2)热影响区

在本实施方式涉及的接合部件1中，在接合部30中，在焊缝金属31的周围形成热影响区32，关于热影响区32没有特别的限定。此外，在通常的观察中，也存在不能与钢板基材(11或12)区分的部分，但即使不加区分也没关系。

(A4)接合部件的特性

本实施方式涉及的接合部件1通过如上述那样控制接合部30的焊缝金属31而使接合部的耐蚀性提高。因此，本实施方式涉及的接合部件1具有至少一部分的抗拉强度超过1.5GPa的高强度，而且接合部的耐氢脆性优异。

在本实施方式中，耐氢脆性可通过接合部件的实际使用环境中的暴露试验及基于CCT(复合循环试验)的腐蚀促进试验进行评价。例如可按照JASO标准M609、M610的规定进行CCT，根据接合部没有断裂的循环数进行评价。

接合部件1的形状没有特别的限定。第1钢构件10及/或第2钢构件20也可以是平板，也可以是成形体。被热成形的钢构件大多情况为成形体，但也将为平板的情况均包括在内而称为“钢构件”。

本实施方式涉及的接合部件1可通过如后述那样对接合钢板进行热处理来得到。

(B)接合钢板

接着，对成为本实施方式涉及的接合部件1的原材料的接合钢板(以下有时称为本实施方式涉及的接合钢板)进行说明。通过使用以下说明的接合钢板作为原材料进行热处理而能够得到接合部件。

如图2所示，本实施方式涉及的接合钢板S1包括：第1钢板S10、第2钢板S20、和形成于所述第1钢板S10与所述第2钢板S20的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部S30。该第1钢板S10是具有由规定的化学组成构成的钢板基材S11、和形成于钢板基材S11的表面上且含有Al的被覆(Al系被覆)S12的被覆钢板。

此外，本实施方式涉及的接合钢板S1在将与接合部S30的延伸方向(焊接线)正交的板厚方向的截面作为测定面时，该测定面的焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

以下，分别进行说明。

(B1)第1钢板

本实施方式涉及的接合钢板S1所具备的第1钢板S10具有钢板基材S11、和形成于钢板基材S11的表面上且含有Al的被覆(Al系被覆)S12。

(B1-1)钢板基材

本实施方式涉及的接合钢板S1所具备的第1钢板S10的钢板基材S11的化学组成的范围与上述第1钢构件10中的钢板基体11的化学组成相同，其限定理由也同样。其中所谓钢板基材S11的化学组成，指的是被覆钢板中将表面的Al系被覆S12除去的部分的化学组成。例如，可通过以距钢板基材S11的表面沿板厚方向为板厚的1/4的位置作为代表位置，用ICP等普通的方法对该位置进行元素分析来得到。

[钢板基材的金属组织]

本实施方式涉及的接合钢板S1所具备的第1钢板S10的钢板基材S11的金属组织没有限定。大多为铁素体或珠光体，但在后述的制造方法的条件内，也有时包含贝氏体或马氏体、残余奥氏体。在上述马氏体中还包含回火或自回火马氏体。

钢板基材S11的金属组织可采用与上述本实施方式涉及的接合部件1中的钢板基材11的金属组织相同的方法进行判断。

(B1-2)Al系被覆

本实施方式涉及的接合钢板S1所具备的第1钢板S10在钢板基材S11的表面上具有含Al的被覆(以下称为Al系被覆)S12。所谓Al系被覆S12，是以Al为主体的被覆，优选含有40质量％以上的Al，更优选为50质量％以上。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及REM中的1种以上，剩余部分也可以为杂质。一般大多含有10质量％左右的Si。

Al系被覆的种类没有限定。例如是通过热浸镀、电镀、喷镀等而形成的被覆。

Al系被覆的附着量优选为25g/m²以上。Al系被覆的附着量的上限没有特别的限定，也可以将附着量设定为150g/m²以下。

此外，在制作接合钢板S1时，如后述那样也可以将焊接预定部分(通过焊接热使钢板熔化的部分)的一部分的被覆除去。因此，在所得到的接合钢板S1的第1钢板S10的表面的一部分中，也可以是Al系被覆S12被除去的状态。

Al系被覆S12的化学组成及厚度与第1钢构件10的Al-Fe系被覆12同样，能够采用截面的扫描式电子显微镜观察以及电子探针显微分析仪(EPMA)来求出。

(B2)第2钢板

在本实施方式涉及的接合钢板中，经由接合部与第1钢板S10接合的第2钢板S20在接合部的耐氢脆性的观点上，没有特别的限定。

第2钢板的钢板基材所具有的化学组成例如含有C：0.05～0.65％、Si：2.00％以下、Mn：0.15～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Al：1.00％以下、B：0～0.0100％、Cu：0～3.00％、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.10％、Mo：0～1.00％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、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。

第2钢板S20也可以在钢板基材S21的表面的一部分上具备被覆S22。被覆S22例如也可以是以Al为主体的被覆，也可以是以Zn为主体的被覆。被覆也称为被膜、镀层。

此外，当是以Al为主体的被覆时，如后述那样，也可以将焊接预定部分(因焊接热使钢板熔化的部分)的一部分被覆除去。因此，在所得到的接合钢板S1的第2钢板S20的表面的一部分中，也可以是将被覆除去的状态。

(B3)接合部

本实施方式涉及的接合钢板S1通过接合部S30而将第1钢板S10与第2钢板S20接合在一起。接合部包含通过焊接而形成的焊缝金属S31、和通过焊接热虽没有熔化但组织发生变化的热影响区(HAZ)S32。

本实施方式涉及的接合钢板S1的接合部沿着第1钢板与第2钢板的对接部而延伸。与该延伸方向(焊接线)正交的焊缝金属S31的宽度方向的尺寸等没有特别的限定。

(B3-1)焊缝金属

本实施方式涉及的接合钢板S1在将与接合部S30的延伸方向(焊接线)正交的板厚方向的截面作为测定面时，测定面中的焊缝金属S31中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

通过在焊缝金属中含有Cu，能够抑制腐蚀，从而提高耐氢脆性。因此，将测定面中的焊缝金属S31中的平均Cu含量设定为0.03％以上。平均Cu含量优选为0.05％以上。

另一方面，如果平均Cu含量超过3.00％，则效果饱和，而且成本增加。因此，将平均Cu含量设定为3.00％以下。平均Cu含量优选为2.00％以下。

此外，如果焊缝金属S31中所含的平均Al含量高，则在后述的热处理中不能进行淬火，有时焊缝金属S31的硬度下降。因此，在同样的测定面中，焊缝金属S31中的平均Al含量优选以质量％计低于1.00％。平均Al含量更优选低于0.80％。但是，只要通过提高焊缝金属中的合金元素量可提高淬透性，即使平均Al含量为1.00％以上，在热处理后也能够确保充分的硬度(强度)。

平均Al含量的下限没有特别的限定，可含有0.01％左右。

此外，在同样的测定面中，在焊缝金属S31中优选以质量％计含有合计含量为1.2％以上的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上。通过在焊缝金属中含有Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W而能够进一步抑制腐蚀，因而提高耐氢脆性。Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的合计含量更优选为1.4％以上。

接合部的焊缝金属S31中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量可按以下方法求出。

为了能够在接合钢板中观察焊缝金属，切出与焊接线正交的板厚方向的截面。对于该试样，采用扫描式电子显微镜取得背散射电子图像，通过对焊缝金属组织，采用电子探针显微分析仪(EPMA)进行点的元素分析(束直径为1μm以下)，可求出焊缝金属中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。测定时，从背散射电子图像，基于图像浓淡及凹凸形状(与钢板不同，非直线的曲线形状)鉴定焊缝金属，在该焊缝金属内从焊接中心线的焊缝金属的表面朝背面按均等间隔进行10点的分析，将其平均值作为焊缝金属中所含的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。

(B3-2)热影响区(HAZ)

在本实施方式涉及的接合钢板S1中，在接合部S30的焊缝金属S31的周围形成热影响区S32，关于热影响区S32没有特别的限定。此外，在通常的观察中，也存在不能与钢板基材(S11或S12)区分的部分，但即使不加区分也没关系。

本实施方式涉及的接合钢板如后述那样可通过焊接接合第1钢板和第2钢板来得到。

(C)Al系被覆钢板

接着，对成为本实施方式涉及的接合钢板S1的第1钢板S10原材料的Al系被覆钢板(以下有时称为本实施方式涉及的Al系被覆钢板)进行说明。

本实施方式涉及的Al系被覆钢板具有：由规定的化学组成构成的钢板基材、和形成于钢板表面上且含有Al的被覆(Al系被覆)。

关于钢板基材、Al系被覆，只要分别与B1-1、B1-2中所述的同样即可。

通过使用该Al系被覆钢板作为第1钢板S10的原材料，并与第2钢板的原材料钢板接合，能够得到本实施方式涉及的接合钢板。

成为第2原材料的钢板没有限定，也可以使用该Al系被覆钢板作为第2钢板S20的原材料。

(D)接合部件的制造方法

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。

本实施方式涉及的接合部件1可通过对上述本实施方式涉及的接合钢板S1进行后述的热处理来得到。

以下，对各工序进行说明。

<热处理工序>

热处理按以下条件进行：将接合钢板例如以1.0～1000℃/秒的平均升温速度加热到Ac3点～(Ac3点+300)℃，然后对第1钢板S10的钢板基材S11按上部临界冷却速度以上的平均冷却速度冷却到Ms点(℃)以下。平均升温速度设定为从升温开始到“目标温度(℃)-20℃”的升温速度的平均值，平均冷却速度设定为从冷却开始到Ms点(℃)的冷却速度的平均值。

如果平均升温速度低于1.0℃/秒，则热处理的生产率下降，因此是不优选的。另一方面，如果平均升温速度超过1000℃/秒，则成为混晶组织，耐氢脆性降低，因此是不优选的。

此外，如果热处理温度低于Ac3点(℃)，则冷却后残存铁素体，使强度不足，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，耐氢脆性降低，因此是不优选的。

加热时，也可以按加热温度的±10℃以内的范围进行1～300秒的保持。

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。

所谓上部临界冷却速度，是在不使铁素体或珠光体向组织中析出的情况下，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，则生成铁素体或珠光体，使强度不足。

Ac3点、Ms点及上部临界冷却速度可按以下方法进行测定。

从具有与本实施方式涉及的接合钢板的第1钢板S10的钢板基材S11相同的化学组成的钢板上，切取宽30mm、长200mm的长条状试验片，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，按多种平均冷却速度冷却到室温。冷却速度的设定从1℃/秒到100℃/秒，可按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。

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进行冷却中的热膨胀变化，将相变开始点作为Ms点。

其中，在上述一连串的热处理时，在加热至Ac3点～(Ac3点+300)℃的温度区后，至冷却到Ms点的期间，即在按上部临界冷却速度以上实施冷却的同时，也可以实施热冲压那样的热成形。作为热成形，可以列举出弯曲加工、深冲成形、鼓凸成形、扩孔成形及凸缘成形等。此外，只要具备在热成形的同时或热成形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轧成形中应用本发明。若按照上述的热过程，也可以实施反复热成形。

如前所述，在本实施方式中，在“接合部件1”的第1钢构件10、第2钢构件20中，都包括在热成形的同时或在热成形后立即通过冷却而成为成形体的构件以及通过只实施热处理而为平板的构件。

上述的一连串的热处理能够通过任意的方法来实施，例如加热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。

(E)接合钢板的制造方法

接着，对本实施方式涉及的接合钢板的制造方法进行说明。

<Al系被覆除去工序>

在接合钢板的制造中，在对接接合钢板时，作为至少一方的钢板(成为第1钢板的钢板)使用Al系被覆钢板。在这种情况下，如果以不除去要焊接的部分的被覆的状态直接焊接，则焊缝金属中的Al含量有可能达到1.00％以上。为了防止发生此现象，优选在接合钢板的制造之前，通过铣刀等机械研磨、刷子及激光烧蚀等将焊接预定部分的被覆除去。

优选通过除去被覆来设定除去后的表面的Al量，以使焊接时固溶于焊缝金属中的平均Al含量低于1.00％。平均Al含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％。

在除去被覆时，只要将焊接预定部分(通过焊接热使钢板熔化的部分)的表面的被覆除去即可，剪切时以塌边残存的被覆不需要除去。此外，当在焊缝金属中熔化少量Al时，HS后的焊接区的耐蚀性提高，因此也可以以残留焊接预定部分中的一部分Al系被覆的方式进行清除。

<焊接方法>

焊接中，为了在热冲压(HS)成形时不在焊缝金属处发生断裂，通过焊接后的冷却对焊缝金属进行充分的淬火是重要的。因此，有必要采用钢板的熔宽(penetration width)窄、且焊后的冷却速度快的焊接方法。作为可进行这样的焊接的焊接方法，适合采用激光焊、电子束焊、等离子弧焊那样的采用能量密度高、能够集中在窄小区域加热(能够进行小孔式焊接)的热源的焊接方法。其中，激光焊是最适合的，工业上除气体激光器即CO₂激光器以外，还可采用固体激光器即YAG激光器、光纤维激光器，但在本实施方式中，激光器种类不特别限定。

以下，对作为焊接方法进行激光焊时的情况进行说明。

<激光焊工序>

在激光焊工序中，对成为第1钢板的钢板和成为第2钢板的钢板进行对接焊。第1钢板和第2钢板的板厚、强度可以分别不相同，也可以相同。焊接时要考虑到焊缝金属的厚度。

<焊缝金属的厚度>

如果焊缝金属的壁厚与钢板基材的板厚相比过薄，则焊接接头部的强度下降。因此，焊缝金属的最薄处的壁厚不能低于钢板基材的板厚(对接的钢板基材的板厚不相同时，薄的一方的板厚)的80％。这与有无使用填丝等填充材料无关，但在不使用填充材料时容易减薄，因此为了避免出现低于80％，优选使用填充材料。

在焊缝金属的壁厚低于钢板基材的板厚的80％的情况下，即使焊缝金属是容易淬火的组成，也担心在热成形时发生焊接区断裂，即使在不断裂的情况下，也担心制品强度的下降。

另一方面，当使用填丝等填充材料而进行焊接时，相对于所焊接的钢板的表面焊道的表背面隆起，通过加厚焊缝金属的壁厚能够确保焊接区的强度。但是，当模具中没有避免焊缝金属的堆高的凹凸时，如果焊缝金属的堆高高度过高，则热成形时在稍微离开堆高的位置处在钢板与模具之间产生空隙，使钢板和模具的接触不良，产生淬火不足的区域。

于是，在模具中没有避免焊缝金属堆高的凹凸的情况下，焊缝金属的表背面以钢板面(钢板板厚不相同时，厚的一方的钢板面)的延长线为基准，比其超过500μm以免向外侧突出。只要突出量为500μm以下，就能够采用模具、特别是直水冷模具(由模具喷出冷却水来冷却钢板的模具)，对钢板进行充分的淬火。

[填充材料的选择]

本实施方式中，在进行激光焊时，为了调整要形成的焊缝金属的化学组成，也可以使用填充材料。作为填充材料，无论是粉末、丝中的哪种形态都可使用，但从成品率的观点出发，适合以丝的形态即填丝供给。

在本实施方式涉及的接合钢板中，如前所述，焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.0％以下，此外，优选焊缝金属中的平均Al含量低于1.00质量％。焊缝金属的化学组成随要焊接的钢板而变化，但在使用填充材料的情况下，随钢板及填充材料以及焊接条件而变化。例如，焊缝金属的化学组成随焊接中使用的钢板基材的板厚、钢板基材的成分、Al系被覆的附着量、Al系被覆的除去状态、对接的钢板的间隔(根部间隙)、填充材料的化学组成、填充材料的供给量(供给速度)等而变化。因此，通过按每个所使用的钢板及焊接条件选择填充材料的成分及供给量等进行焊接，能够得到具有所期望的化学组成的焊缝金属。

在填充材料的规格中，按以下的步骤预先推断填充材料的成分以及供给量，最好采用所推断的成分和供给量，通过实验确认焊缝金属中的平均Cu含量以及平均Al含量。

(i)首先，从将焊接的Al系被覆钢板的板厚、根部间隙和焊接条件(焊接线能量)预先推断焊道形状，从所推断的钢板表背面中的焊道的宽度求出Al系被覆的熔化宽度，基于该熔化宽度和Al系被覆的厚度，从Al系被覆钢板推断在形成焊道的焊缝金属中熔透的Cu量。

然后，从所推断的焊道形状求出熔敷金属量，从将焊接的钢板基材的成分、所用的填充材料(填丝)的组成、焊缝金属中熔透的Cu量推断焊缝金属的成分。

(ii)接着，调查所推断的焊缝金属的成分，判定成分是否适合上述条件，当不适合时，通过变更填充材料(填丝)的组成，判定是否能够适合上述条件，在适合时，变更为该填充材料(填丝)。

(iii)当不适合时，通过变更根部间隙使熔敷金属量增加，按上述(i)的步骤再次推断焊缝金属的成分，判定焊缝金属是否适合上述条件。

[激光焊的其它条件]

作为激光焊的其它条件，可列举出激光功率、激光的束直径、焊接速度、保护气体流量等，但为了不产生焊缝金属中的空隙及咬边(under cut)等，只要以根据当事者的判断适当地选择焊接条件即可。

关于通过激光焊制作焊道时的加工点(钢板表面上)的激光功率没有特别的规定，但如果考虑进行在光束照射部中形成称为小孔的深孔那样的加工效率高的光束焊接，则有必要采用在与束直径之间满足一定关系的功率密度。

功率密度可按钢板表面中的激光束的能量密度(＝激光功率/光束的截面积πr²，r：从光束中心到光束强度达到1/e²的点的距离(半径))定义。其中，e是指自然对数的底数(纳皮尔常数)。

在调整激光功率和束直径时，将功率密度的下限设定为小孔生成所需的5.0×10⁹W/m²，将上限设定为10¹³W/m²，这是钢板的蒸发过度地成为主导而使母材金属消失掉的值。在按这样的功率密度的范围考虑时，将激光功率的范围设定为下限：2kW以上、上限：15kW以下，优选设定为下限：4kW、上限：8kW。

关于束直径，除功率密度以外，在根部间隙大(对接间隙具有余隙)的情况下，还需要考虑到使钢板的端面稳定地熔化。为此，束直径大于根部间隙。在拼焊板材焊接中，由于大多将对接焊时的根部间隙设定为0mm进行焊接，因此将束直径的下限设定为0.1mm。关于上限，由于随着束直径增大，所需的功率密度加大，在实际生产中需要徒劳地增大激光功率，所以将上限设定为1.8mm。优选设定为0.3～0.9mm的范围。

关于焊接速度的下限，从生产效率的观点出发设定为2m/min，上限不需要特别的设定。可是，在以高速进行焊接的情况下，需要增加激光功率，设备费用的增加及运行成本的恶化是不可避免的。于是，优选将上限设定为8m/min以下。

关于保护气体种类，由于保护气体是为了保护照射激光时的加工点中的等离子的冷却及透镜等光学系统而使用的，所以除不活泼性气体即He、Ar以外，在与熔化金属的反应无问题的情况下，也可使用N₂、大气。

关于气体流量，只要根据当事者的判断选择适当的值即可，例如大多采用20～50L/min的范围，但是由于形成气体流路的激光光学系统的结构多种多样，各不相同，因此也并不限定于此范围。

对接焊时的根部间隙在拼焊板材的制作中通常多采用0mm，但为了调整焊缝金属的成分，也可以开至0.1～1.0mm左右，此外，也并不限定于此范围。

(F)Al系被覆钢板的制造方法

适合作为本实施方式涉及的接合部件所包含的第1钢构件的原材料使用的Al系被覆钢板(成为本实施方式涉及的接合钢板所具备的第1钢板的原材料的Al系被覆钢板)例如能够采用包括以下(i)～(vi)所示的工序的制造方法来制造。

(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

(ii)通过对所得到的板坯实施热轧，形成热轧钢板的热轧工序

(iii)根据需要，对卷取后的热轧钢板进行退火的热轧板退火工序(iv)根据需要，对卷取后或热轧板退火工序后的热轧钢板进行氧化皮清除，进行冷轧形成冷轧钢板的冷轧工序

(v)根据需要，对热轧钢板或冷轧钢板进行退火，形成退火钢板的退火工序

(vi)对热轧钢板、冷轧钢板或退火钢板实施Al系被覆，形成Al系被覆钢板的被覆工序

以下，对制造方法中的各工序进行说明。

<板坯准备工序>

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，能够使用用转炉或电炉等熔炼具有上述化学组成(与第1钢构件的钢板基材的化学组成相同的化学组成)的钢水、然后用连续铸造法制造而成的板坯。也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法等代替连续铸造法。

<热轧>

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氧化皮清除，最后进行精轧。热轧条件没有限定。在精轧后的卷取工序中，例如在820℃以下的温度区卷取热轧后的热轧钢板。如果卷取温度超过820℃，则趁着相变几乎没有进行进行卷取，因在卷材内进行相变而有时使卷材形状变得不良。

<热轧板退火工序>

在热轧板退火工序中，例如在氮为80体积％以上的气氛或大气气氛中，在450～800℃对热轧钢板实施5小时以上的退火。热轧板退火不一定必须进行，但通过采用连续式加热炉、间歇式加热炉等的热轧板退火，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。

<冷轧工序>

在冷轧工序中，对热轧板或热轧板退火后的热轧钢板进行氧化皮清除，然后通过进行冷轧而形成冷轧钢板。氧化皮清除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，为了避免轧制载荷过大，优选将冷轧中的累积压下率设定为80％以下。

氧化皮的清除方法没有特别的限定，但优选设定为酸洗。此外，在进行酸洗时，条件可以按公知的范围设定，但优选通过盐酸酸洗或硫酸酸洗仅除去氧化皮。

<退火工序>

在形成被覆之前的退火工序中，在700～950℃的温度区对热轧钢板或冷轧钢板实施退火，形成退火钢板。形成被覆之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，在下道工序即被覆工序中易于穿引，因此是优选的。

<被覆工序>

在被覆工序中，在钢板基材(热轧钢板(也包括热轧板退火后的热轧钢板)、冷轧钢板或退火钢板)的表面上形成Al系被覆，从而形成Al系被覆钢板。Al系被覆的方法没有特别的限定，能够以热浸镀法为代表而采用电镀法、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。

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质量％以上的Al，也可以除上述的元素以外在镀浴中进一步含有Si、Ni、Mg、Ti、Zn、Sb、Sn、Cu、Co、In、Bi、Ca及混合稀土等。

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℃，在暂且不冷却到室温的情况下进行热浸镀。

Al系被覆的预处理及后处理没有特别的限定，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，例如压下率可为0.1～0.5％。

实施例

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。

首先，在制造被覆钢板、接合钢板及接合部件时，熔炼具有表1、表2所示的化学组成的钢，得到热轧用的板坯。

对所得到的板坯中的钢No.A1～A16、a1～a13实施热轧，在800℃以下的温度下卷取，形成厚度为2.7mm的热轧钢板。对热轧后的热轧钢板实施冷轧，形成厚度为1.4～2.3mm的冷轧钢板(钢板基材)。

对所得到的冷轧钢板(钢板基材)实施镀Al，形成具有Al系被覆的被覆钢板(第1钢板)。在被覆工序中，将钢板浸渍在680℃的、以Al为主体并含有Si：10质量％、Fe：2质量％、剩余部分：杂质(合计为5质量％以下)的Al镀浴中，然后冷却到200℃以下进行卷取。在Al系被覆钢板的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。此外，Al系被覆的单位面积重量在25～150g/m²的范围内。

将这些Al系被覆钢板作为第1钢板。

此外，对板坯中的钢No.B1～B6实施热轧，在800℃以下的温度进行卷取，形成厚度为2.7mm的热轧钢板。对热轧后的热轧钢板实施冷轧，形成厚度为0.8～2.0mm的冷轧钢板(钢板基材)。

对所得到的冷轧钢板(钢板基材)的一部分实施镀Al，形成具有Al系被覆的被覆钢板(第2钢板)。在被覆工序中，在将钢板浸渍在680℃的、以Al为主体并含有Si：10％、Fe：2％、剩余部分：杂质(合计为5质量％以下)的Al镀浴中，然后冷却到200℃以下进行卷取。沿Al系被覆钢板的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。此外，Al系被覆的单位面积重量在25～150g/m²的范围内。

此外，对一部分冷轧钢板实施镀Zn，形成具有Zn系被覆的被覆钢板(第2钢板)。在被覆工序，在将钢板浸渍在670℃的以Zn为主体、剩余部分包含杂质的Zn镀浴中，然后冷却到200℃以下，再次升温到600℃进行合金化处理，然后进行卷取。沿Zn系被覆钢板的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。此外，Zn系被覆的单位面积重量在25～150g/m²的范围内。

此外，对一部分冷轧钢板不实施镀覆，用冷轧钢板(钢板基材)原样作为第2钢板。

接着，从这些第1钢板和第2钢板中各选择1种，以各自的面大致平行的方式对接端部，如表4-1～表4-10所示，对一部分钢板除去被覆，然后根据需要采用填充材料，按规定的根部间隙(0.00～0.80mm)进行设定，通过激光焊接合两者，形成接合钢板。

关于Al系被覆除去，从在钢板两面对接接合的钢板端部研磨1.0mm宽，在板厚方向研磨Al系被覆，从残留一部分到全部除去分开制作。

此外，焊接时，当使用填充材料时采用直径为0.9mm的、具有表3所示的化学组成的填丝。

激光焊使用焦距为300mm、聚光点径为0.6mm的聚焦光学系。焊接时的保护采用与激光同轴的保护喷嘴(内径6mm)，将基准距(喷嘴顶端与钢板表面的距离)设定在10mm，按Ar气体流量成为30L/min的条件进行。焊接速度及加工点功率按5m/min及5.5kW设定为固定，根据板厚及根部间隙调整填充材料的供给速度，使焊缝金属的宽度方向尺寸与板厚为同等程度。此外，将焊缝金属的厚度设定为钢板基材的(当钢板板厚不相同时，薄的一方的)板厚的80％以上，且使焊缝金属的表背面以钢板的表背面(当钢板板厚不相同时，厚的一方的)的延长线为基准，不向其外侧突出200μm以上。

表3

在所得到的接合钢板及接合部件中，按上述方法测定了焊缝金属中的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。

接着，将所得到的接合钢板以表4-1～表4-10所示的平均升温速度加热到加热温度，在加热温度的±10℃以内的范围内保持90秒钟，以表4-1～表4-10所示的平均冷却速度冷却到Ms点以下，如此实施热处理，从而得到接合部件。

在所得到的接合部件中，用上述方法测定了焊缝金属中的Cu、Al、Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的含量。

此外，用以下方法，评价了焊缝金属的硬度、第1钢构件和第2钢构件的抗拉强度、CCT中的极限循环。

此外，在形成Al-Fe系被覆(Al和Fe为70质量％以上的被覆)的情况下，测定了其厚度。

[焊缝金属的硬度]

按与上述相同的方法切取焊缝金属的截面，按照JIS Z2244：2009进行了维氏硬度测定。测定时，将试验力设定为98N，在焊缝金属内，从焊接中心线的焊缝金属的表面朝背面按均等间隔进行5点测定，将其平均值作为焊缝金属的硬度。在本实施例中，将具有超过第2钢构件的钢板基材的硬度或350Hv中的任一高值的维氏硬度的情况评价为具有高的硬度，是优选的。

[抗拉强度]

拉伸试验按照ASTM标准E8的规定实施。从接合部件上，以避开端部及焊缝金属、且试验片的长度方向与焊接线平行的方式切取第1钢构件及第2钢构件，在将两面均等地研磨到1.2mm厚后，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽：6.25mm)。在板厚低于1.2mm的情况下，在将被覆或黑皮(氧化皮)除去后，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片。然后，在平行部中心贴装标距长度为5mm的应变仪，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)。本实施例中，只要至少第1钢构件的抗拉强度超过1500MPa，就判断为接合部件具有充分的抗拉强度。

[CCT中的极限循环]

对耐氢脆性通过基于CCT(复合循环试验)的腐蚀促进试验进行了评价。具体地讲，从接合部件上以与焊接线正交、且焊接线成为试验片的长度方向的中心的方式切取宽8mm、长68mm的长条状试验片。然后，在试验片表面的宽度及长度方向的中心处贴装与拉伸试验同样的应变仪(标距长度：5mm)，用4点支承的夹具将试验片弯曲到相当于第1钢构件的抗拉强度的1/2的应变。按照JASO标准M609、M610的规定，与夹具一同对4点弯曲的试验片进行CCT，根据焊接区没有断裂的循环次数进行评价。CCT最长实施到360个循环，将到150个循环也没有断裂的情况作为耐氢脆性优异。

此外，对到360个循环也没有断裂的试验片，测定焊接区中的板厚方向的腐蚀减薄量，评价耐蚀性。具体地讲，在使用在10％柠檬酸氢二铵中添加了缓蚀剂的溶液将试验片的锈除去后，对认为是焊接区的腐蚀最为严重的部位，通过顶端SR(半径)为0.3mm的尖头千分尺在板厚方向进行10点测定，将10点的平均值/腐蚀前的板厚×100的值作为腐蚀减薄量(％)。根据腐蚀减薄量的程度，按A、B、C三级评价耐蚀性。

具体地讲，将腐蚀减薄量低于30％的情况设为A，将为30％以上且低于50％的情况设为B，将为50％以上的情况设为C。

如表4-1～表4-10所示，在满足本发明范围的发明例D1～D128中，接合部件的至少一部分具有超过1.5GPa的抗拉强度，此外，耐氢脆性也优异。此外，特别是Cu/Al在优选的范围内的例子，耐蚀性也优异。

与此相对照，没有满足本发明范围的比较例d1～d30的耐氢脆性及抗拉强度中的至少一项较差。

产业上的可利用性

根据本发明，可得到具有耐氢脆性优异的接合部的、且高强度的接合部件。本发明涉及的接合部件尤其适合作为汽车骨架部件使用。本发明的钢构件由于具有高强度、且耐氢脆性优异，所以当用于汽车部件时，有助于提高燃油效率及碰撞安全性。

符号说明：

1接合部件

10第1钢构件

11钢板基材

12Al-Fe系被覆

20第2钢构件

21钢板基材

22被覆

30接合部

31焊缝金属

32热影响区

S1接合钢板

S10第1钢板

S11钢板基材

S12 Al系被覆

S20第2钢板

S21钢板基材

S22被覆

S30接合部

S31焊缝金属

S32热影响区

Claims (24)

1.一种接合部件，其特征在于，包含：

第1钢构件、

第2钢构件、以及

形成于所述第1钢构件与所述第2钢构件的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部，

所述第1钢构件具有：

钢板基材、以及

形成于所述钢板基材的表面的Al-Fe系被覆，

抗拉强度超过1500MPa，

在将所述焊缝金属的与所述接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

2.根据权利要求1所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属的维氏硬度为超过所述第2钢构件的钢板基材的硬度或350Hv中的任一高值的硬度。

3.根据权利要求1所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计低于1.00％。

4.根据权利要求2所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计低于1.00％。

5.根据权利要求3所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的所述平均Cu含量相对于所述平均Al含量之比即Cu/Al为0.15～3.90。

6.根据权利要求4所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的所述平均Cu含量相对于所述平均Al含量之比即Cu/Al为0.15～3.90。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的接合部件，其特征在于，所述第1钢构件中的所述钢板基材所具有的化学组成以质量％计含有：

C：0.25～0.65％、

Si：2.00％以下、

Mn：0.15～3.00％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.010％以下、

O：0.010％以下、

Al：1.00％以下、

B：0.0005～0.0100％、

Cu：0～3.00％、

Ti：0～0.100％、

Nb：0～0.10％、

Mo：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

V：0～1.00％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Sn：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Sb：0～1.00％、

Zr：0～1.00％、

REM：0～0.30％、以及

剩余部分：Fe及杂质。

8.根据权利要求7所述的接合部件，其特征在于，在所述第1钢构件的所述钢板基材的所述化学组成中，Cu含量为0.05～3.00％。

9.根据权利要求1～6中任一项所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量为1.2％以上。

10.根据权利要求7所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W的1种上的合计含量为1.2％以上。

11.根据权利要求8所述的接合部件，其特征在于，所述测定面中的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量为1.2％以上。

12.根据权利要求1～6中任一项所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

13.根据权利要求7所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

14.根据权利要求8所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

15.根据权利要求9所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

16.根据权利要求10所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

17.根据权利要求11所述的接合部件，其特征在于，所述第2钢构件的抗拉强度为500MPa以上且1500MPa以下。

18.一种接合钢板，其特征在于，包含：

第1钢板、

第2钢板、以及

形成于所述第1钢板与所述第2钢板的对接部且包含焊缝金属及热影响区的接合部，

所述第1钢板具有：

钢板基材、以及

形成于所述钢板基材的表面的Al系被覆，

在将所述焊缝金属的与所述接合部的延伸方向正交的板厚方向的截面作为测定面时，所述测定面中的所述焊缝金属中的平均Cu含量以质量％计为0.03％以上且3.00％以下。

19.根据权利要求18所述的接合钢板，其特征在于，所述测定面的所述焊缝金属中的平均Al含量以质量％计低于1.00％。

20.根据权利要求18或19所述的接合钢板，其特征在于，所述第1钢板中的所述钢板基材所具有的化学组成以质量％计含有：

C：0.25～0.65％、

Si：2.00％以下、

Mn：0.15～3.00％、

P：0.050％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.010％以下、

O：0.010％以下、

Al：1.00％以下、

B：0.0005～0.0100％、

Cu：0～3.00％、

Ti：0～0.100％、

Nb：0～0.10％、

Mo：0～1.00％、

Cr：0～1.00％、

Ni：0～1.00％、

V：0～1.00％、

Ca：0～0.010％、

Mg：0～0.010％、

Sn：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Sb：0～1.00％、

Zr：0～1.00％、

REM：0～0.30％、以及

剩余部分：Fe及杂质。

21.根据权利要求20所述的接合钢板，其特征在于，在所述第1钢板的所述钢板基材的所述化学组成中，Cu含量为0.05～3.00％。

22.根据权利要求18或19所述的接合钢板，其特征在于，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量为1.2％以上。

23.根据权利要求20所述的接合钢板，其特征在于，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量为1.2％以上。

24.根据权利要求21所述的接合钢板，其特征在于，所述测定面的所述焊缝金属中的Mn、Cr、Mo、Ni、Sn及W中的1种以上的合计含量为1.2％以上。