JP2023111034A - 抵抗スポット溶接継手及び抵抗スポット溶接継手の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ＬＭＥ割れが抑制された抵抗スポット溶接継手、およびその製造方法を提供すること。【解決手段】互いに重ね合わされた複数の鋼板と、溶接部と、を備え、前記複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、前記高強度鋼板、または前記高強度鋼板と隣接する鋼板が、亜鉛系めっき層を有するめっき鋼板であり、前記高強度鋼板は、母材の、１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向における、Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖｓｕｒ]と、前記母材の前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖｑ]とが、[Ｈｖｓｕｒ]／[Ｈｖｑ]≦０．８０を満たす、抵抗スポット溶接継手。【選択図】なし

Description

本発明は、抵抗スポット溶接継手及び抵抗スポット溶接継手の製造方法に関する。

自動車を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するとともに、搭乗者の安全性を確保するため、自動車用鋼板として高強度鋼板が使用されている。近年、車体および部品の耐食性を十分に確保するため、自動車用鋼板として、高強度溶融亜鉛めっき鋼板に加えて、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も使用されている。

自動車の車体の組立、及び部品の取付けなどの工程では、主として抵抗スポット溶接が使われている。抵抗スポット溶接とは、重ね合わせた母材を、先端を適正に整形した電極の先端で挟み、比較的小さい部分に電流及び加圧力を集中して局部的に加熱し、同時に電極で加圧して行う抵抗溶接である。

しかしながら、車体および／または部品の組立てのため、亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）同士をスポット溶接したり、冷延鋼板と亜鉛めっき鋼板とを抵抗スポット溶接したりすると、スポット溶接部において、溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）割れと呼ばれる割れが発生することがある。ＬＭＥ割れは、抵抗スポット溶接時に発生する熱で亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼板組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、その状態に引張応力が作用することで生じる割れである。割れが発生する要件は、溶接中に溶融した亜鉛が固体の鋼板と接触すること、及びその部位に引張応力（ひずみ）が働くことである。鋼板が高強度化するほどＬＭＥ割れの感受性は高まる傾向にある。
一方が亜鉛めっきを施していない冷延鋼板であっても、他方が亜鉛めっき鋼板であれば、抵抗スポット溶接する際に、亜鉛めっき鋼板で溶融した亜鉛が冷延鋼板に接することによりＬＭＥ割れが発生することがある。

抵抗スポット溶接によって鋼板を接合して継手（抵抗スポット溶接継手）を作成した場合、ＬＭＥ割れが発生すると、割れが原因となって、溶接に供する鋼板から想定される継手強度に対して、十分な継手強度が得られない。そのため、抵抗スポット溶接継手（抵抗スポット溶接継手を含む部品）には、ＬＭＥ割れを抑制することが求められる。

このような課題に対し、例えば特許文献１には、重ね合わされた複数の鋼板が抵抗溶接されてなる接合構造体であって、前記複数の鋼板の内、少なくとも１枚の前記鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．５３％以上となる化学成分を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上である高張力鋼板であり、前記高張力鋼板は、重ね合わせ面側と溶接電極側の少なくとも一方の表面に形成される亜鉛系めっき層と母材との間、又は、重ね合される亜鉛系めっき鋼板の亜鉛系めっき層と隣り合う重ね合わせ面に脱炭層を有し、前記脱炭層は、５μｍ以上、２００μｍ以下の厚さを有することを特徴とする接合構造体が開示されている。
特許文献１では、脱炭層が存在することで、溶接時に亜鉛系めっき層の溶融した亜鉛が分散してＨＡＺの結晶粒界へ侵入する、亜鉛による脆化が抑制されると開示されている。

また、特許文献２には、溶接部におけるもらいＬＭＥ割れが抑制されており、かつめっき層を除去することなく製造可能なスポット溶接部材が開示されている。特許文献２では、スポット溶接部のコロナボンドの内部における表層Ｚｎ濃度を制御することにより、もらいＬＭＥ割れの発生を抑制できる、と開示されている。

また、特許文献３では、延性、伸びフランジ性、曲げ性および耐ＬＭＥ性に優れ、高い寸法精度で部品を製造することが可能な、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。
特許文献３では、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度を０．４５以下、かつ、表層軟化厚みを５μｍ以上１５０μｍ以下に制御することで、耐ＬＭＥ特性に優れた高強度鋼板を実現することができる、と開示されている。

特開２０２０－８２１０２号公報 特開２０２０－１７９４１３号公報 特許第６７８７５３５号公報

上述のように、特許文献１～３には、耐ＬＭＥ性を向上させる手法が開示されている。しかしながら、本発明者らが検討した結果、特許文献１～３の技術では一定の耐ＬＭＥ性向上効果は得られるものの、その効果については向上の余地があることが分かった。
そのため、本発明では、抵抗スポット溶接される複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、高強度鋼板、または高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と前記母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板である場合を前提として、ＬＭＥ割れが抑制された抵抗スポット溶接継手、およびその製造方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、抵抗スポット溶接継手において、ＬＭＥ割れを抑制する方法について検討を行った。
ＬＭＥ割れの発生は温度や引張応力の大きさに影響される。そのため、ＬＭＥ割れの抑制には、温度や引張応力の上昇をいかに抑制するかが重要である。しかしながら、十分なナゲット径を得るには十分な入熱が必要となるので、温度上昇を抑制するのは困難といえる。そのため、本発明者らは、引張応力の低減について検討を行った。また、ＬＭＥ感受性に着目して検討を行った。その結果、亜鉛系めっき層に接する高強度鋼板の母材において、亜鉛系めっき層に接する表面側の表層部のＭｎ濃度の分布及び硬さの分布を制御することで、ＬＭＥ割れを抑制できることを見出した。

本発明は、上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］互いに重ね合わされた複数の鋼板と、前記複数の鋼板を接合しているナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成されたコロナボンド及び熱影響部、を有する溶接部と、を備え、前記複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、前記高強度鋼板、または前記高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と前記母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板であり、前記高強度鋼板は、母材の、前記亜鉛系めっき層と接する表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向における、Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり、前記母材の前記表面から前記板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす、抵抗スポット溶接継手。
[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
［２］前記高強度鋼板の、前記亜鉛系めっき層と接する母材の表面が、重ね合わされた前記複数の鋼板の重ね面に位置する、［１］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［３］前記ナゲットの中心を通る板厚方向断面の前記コロナボンドにおいて、前記亜鉛系めっき層に占めるη相の割合が２０面積％以下である、［２］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［４］前記ナゲットの中心を通る板厚方向断面において、前記熱影響部の直径が、前記ナゲットの直径の１．５倍以上であり、前記熱影響部には、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物が４０個／１００μｍ^２以上の個数密度で分布している、［３］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［５］前記高強度鋼板が前記めっき鋼板であり、前記亜鉛系めっき層が最も外側の表面になるように前記めっき鋼板が配置された、［１］～［４］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手。
［６］前記最も外側の表面の、前記溶接部の肩部における前記亜鉛系めっき層のη相の割合が、２０面積％以下である、［５］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［７］前記３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（２）式を満たす、［１］～［６］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手。
０．６０≦[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （２）
［８］複数の鋼板を厚み方向に重ねる、重ね合わせ工程と、前記重ね合わせ工程後の前記複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて加圧しながら前記電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成する通電工程と、前記通電工程後、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる電流低下工程と、を有し、前記複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、前記高強度鋼板、または前記高強度鋼板に重ね合わせられる鋼板が、母材と前記母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板であり、前記高強度鋼板は、前記母材の表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、前記１／２０深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり、前記母材の表面から前記板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす、抵抗スポット溶接継手の製造方法。
[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
［９］前記電流低下工程において、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる時間が、４２０ｍｓｅｃ以上となるようにダウンスロープさせる、［８］に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
［１０］前記複数の鋼板の、単位ｍｍでの合計板厚の１／２を、ｔｍと定義し、前記ナゲットの形成が完了した時点での前記電極の間の電流値をＩとしたとき、前記電流低下工程において、前記電極の間の前記電流値を、Ｉ×０．９からＩ×０．３までの範囲内において、単位ｍｓｅｃで２６５×ｔｍ以上、かつ４２０ｍｓｅｃ以上の間、一定値に保持する、［８］または［９］に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
［１１］前記通電工程の前に、さらに、前記通電工程での前記通電よりも小さい電流で通電する予備通電工程を備える、［８］～［１０］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
［１２］前記電流低下工程の後に、さらに、前記ナゲットの形成が完了した時点での加圧力をＰとしたとき、前記電極の間の前記電流値を０にした状態で、２００ｍｓｅｃ以上４００ｍｓｅｃ以下、前記加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する加圧保持工程を備える、［８］～［１１］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。

本発明によれば、ＬＭＥ割れが抑制された抵抗スポット溶接継手、およびその製造方法を提供することができる。

本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手（鋼板が２枚の場合）の断面の一例を示す図である。 鋼板を厚み方向に重ねる、重ね合わせ、対向する一対の電極を用いて加圧しながら電極の間に通電する工程について説明する図である。（本図は加圧直前の段階を示す。）

以下、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手（本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手）及び本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手の製造方法について説明する。
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手は、互いに重ね合わされた複数の鋼板と、前記複数の鋼板を接合しているナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成されたコロナボンド及び熱影響部を有する溶接部と、を備える。複数の鋼板は、２枚でもよいし、３枚以上でもよい。
また、本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、高強度鋼板、または高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と、母材の表面に形成された亜鉛系めっき層と、を有するめっき鋼板である。亜鉛系めっき層については限定されず、亜鉛が含まれた公知のめっき層であればよい。
また、この高強度鋼板は、１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす。
[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、複数の鋼板のうち、全てがめっき鋼板であってもよく、めっき鋼板でない（母材からなる）鋼板（高強度鋼板を含む）が含まれていてもよい。
また、高強度鋼板の、亜鉛系めっき層と接する母材の表面が、重ね合わされた複数の鋼板の重ね面に位置していてもよい。（すなわち、めっき鋼板の亜鉛系めっき層の上に高強度鋼板が重ね合わされている、または、めっき鋼板である高強度鋼板の亜鉛系めっき層の上に別の鋼板が重ね合わせされている場合等。）
また、亜鉛系めっき層が最も外側の表面（最表面）になるようにめっき鋼板が配置されていてもよい。（重ね合わせられる鋼板の最も外側が高強度めっき鋼板であり、亜鉛系めっき層がその外側の面に形成されている場合など。）
また、本実施形態において、亜鉛系めっき層と接する母材の表面とは、亜鉛系めっき鋼板の母材と亜鉛系めっき層との界面、及び、めっき鋼板でない（母材からなる）鋼板の表面であって、隣接するめっき鋼板の亜鉛めっき層と接する表面を意味する。
以下、それぞれについて説明する。ただし、高強度鋼板の規定については、いずれも溶接部を除く位置での規定である。

［互いに重ね合わされた複数の鋼板と、複数の鋼板を接合しているナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成されたコロナボンド及び熱影響部を有する溶接部とを備える］
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手は、複数の鋼板を重ね合わせた上で、対向する一対の電極を用いて加圧しながら、通電してナゲットを形成することで得られる抵抗スポット溶接継手である。すなわち、複数の鋼板は、ナゲットによって接合されている。ナゲットの形成に際しては、通電によって、鋼板の温度が上昇する。温度上昇によって鋼板が溶融した部分は、凝固後、ナゲットとなる。一方、溶融しなかった部分でも、ナゲットの周囲には、鋼板が固相接合されたリング状の部分が生じる。このリング状の部分をコロナボンドと言う。また、コロナボンドの周囲（外側）には、溶接の熱によって影響を受けた部分（熱影響部）が生じる。
すなわち、本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手は、互いに重ね合わされた複数の鋼板と、複数の鋼板を接合しているナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成されたコロナボンド及び熱影響部を有する溶接部とを備える。

ＬＭＥ割れは、抵抗スポット溶接時に発生する熱で亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼板組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、その状態に引張応力が作用することで生じる割れである。割れが発生する要件は、溶接中に溶融した亜鉛が固体の鋼板と接触すること、及びその部位に引張応力（ひずみ）が働くことであり、鋼板が高強度化するほどＬＭＥ割れの感受性は高まる傾向にある。
そのため、本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、高強度鋼板、または高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板であり、この高強度鋼板については、所定のＭｎ濃度分布及び所定の硬さ分布を有する。
引張強さが９８０ＭＰａ未満の鋼板については、以下に示すＭｎ濃度分布、硬さ分布の要件を満足する必要はない。また、高強度鋼板であっても、めっき層を有さず、かつ、重ね合わせされた際に亜鉛系めっき層と接しない場合には、以下に示すＭｎ濃度分布、硬さ分布の要件を満足する必要はない。

［Ｍｎ濃度分布］
ＬＭＥ割れは液体金属が粒界に入って生じる。ＳｉはＬＭＥ感受性を上げる元素として知られ、めっき層に近い鋼板表層部のＳｉの濃化を防止することで、ＬＭＥ割れを抑制できる。しかしながら、定性的には、上記の影響が知られていたものの、Ｓｉについては、製造過程において含有量等の分布を定量評価して制御することが困難であり、ＬＭＥ割れを抑制するためのＳｉ分布の制御については従来提案されていなかった。
これに対し、本発明者らが検討した結果、Ｓｉの分散が、Ｍｎの濃度分布（分散度合い）で評価できることを見出した。これは、Ｓｉの分散度合いが、主に鋳造工程と、焼鈍工程で変化するが、これらの工程では、Ｍｎも同様の挙動を示すことによる。また、互いに重ね合わされた複数の鋼板のうちの１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、高強度鋼板、または高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板である場合、この高強度鋼板において、Ｍｎ濃度分布（分散度合い）を制御することで、ＬＭＥ割れを抑制できることを見出した。具体的には、高強度鋼板の、母材の表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、１／２０深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が質量で０．４０％以下である。
Ｍｎ濃化部とＳｉ濃化部とはほぼ一致することから、Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ超であると、鋼板中にＬＭＥ感受性が高い部分が点在することとなり、鋼板の耐ＬＭＥが低下する。また、同時に、Ｍｎ濃化部が残存して、母材の伸びや靭性が劣化する。Ｍｎ濃化部の平均間隔は、母材性能や耐ＬＭＥ性の安定確保の点で好ましくは２７０μｍ以下である。
一方、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％超であると、Ｓｉの濃化度合いの大きなＳｉ濃化部が形成されており、ＬＭＥ感受性が高まる。（耐ＬＭＥ性が低下する。）残留オーステナイト粒のＭｎ濃度の標準偏差は、同様に母材性能や耐ＬＭＥ性を安定確保するため、好ましくは０．３６％以下である。

上述の通り、ＬＭＥ割れの発生は温度や引張応力の大きさに影響される。そのため、ＬＭＥ割れの抑制には、温度や引張応力の上昇をいかに抑制するかが重要である。しかしながら、十分なナゲット径を得るには十分な入熱が必要となるので、温度上昇を抑制するのは困難といえる。本発明者らは、亜鉛系めっき層と接する高強度鋼板の母材の表面から板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さを、板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さに対して小さくすることで、引張応力によって生じる歪が分散され、ＬＭＥ割れが抑制されることを見出した。
具体的には、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす場合に、ＬＭＥ割れが抑制されることを見出した。
[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
ビッカース硬さの測定位置を３０μｍ深さ位置としたのは、歪の分散のために十分な硬さ低減領域を設けるためである。３０μｍ深さ位置よりも表面側、例えば、２０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、１／４深さ位置のビッカース硬さの０．８０倍以下であっても、３０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、１／４深さ位置のビッカース硬さの０．８０倍超である場合には、硬さの低い領域が薄すぎて、十分に歪を分散できない。

歪の分散の点からは、[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]は低い方が好ましいが、表層部の硬さを必要以上に低くしようとすると、内部のビッカース硬さも低下し、抵抗スポット溶接継手としての強度が低下する。そのため、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（２）式を満たすことが好ましい。
０．６０≦[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （２）

複数の鋼板が３枚以上であり、亜鉛系めっき層を介した重ね面（接合面）が複数ある場合、１／２０深さ位置は複数存在することになる。本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、そのうちの少なくとも１か所において、上記を満足すれば効果が得られるが、全ての１／２０深さ位置において、上記を満足することが好ましい。
同様に、[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]も、少なくとも１か所において、上記を満足すれば効果が得られるが、全ての位置において、上記を満足することが好ましい。

１／２０深さ位置における、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔、及び、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差は以下の方法で求める。ここで、１／２０の深さ位置とは、母材の表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置であるが、測定に際しては、表面から板厚の１／４０の深さ（１／４０厚）の位置～表面から板厚の３／４０の深さ（３／４０厚）の位置までの範囲であればよい。
鋼板の圧延面を研削およびバフ研磨し、１／２０深さ位置の分析面を現出させた分析用サンプルを作製し、ＥＰＭＡでＭｎ分布を調査する。Ｍｎ濃化部の平均間隔は、比較的広い範囲での測定が必要となるため、圧延方向に対する直交方向（板幅方向）上の８ｍｍの線分を１μｍ間隔で連続して測定する。各測定点の濃度は、各測定点から圧延方向に５００μｍの線分上を１μｍ点測定し、その平均値とする。板幅方向に８ｍｍの測定点全体におけるＭｎ濃度の平均値をＭｎａｖｅ、最大をＭｎｍａｘとし、Ｍｎ濃度が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域をＭｎ濃化部とし、Ｍｎ濃化部の間隔の平均を求める。また、各測定点ではＳｉ濃度も測定し、Ｓｉが鋼板の平均Ｓｉ濃度よりも低い領域のＭｎ濃度を残留オーステナイト中のＭｎ濃度とみなし、その標準偏差を求める。

[Ｈｖ_ｓｕｒ]及び[Ｈｖ_ｑ]は、以下の方法で求める。
鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面が測定面となるように断面を埋め込んだサンプルの３０μｍ深さ位置、及び１／４深さ位置において、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準じて、荷重２０ｇの設定でビッカース硬さを３点測定し、それぞれの平均値から、３０μｍ深さ位置におけるビッカース硬さ［Ｈｖ_ｓｕｒ］、及び１／４深さ位置におけるビッカース硬さ[Ｈｖ]を求める。これらから、［Ｈｖ_ｓｕｒ］／［Ｈｖ］を算出することができる。

上述したように、本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、亜鉛系めっき層が重ね面にある場合だけでなく、亜鉛系めっき層が最表面にある場合にも、亜鉛めっき層と接する母材表面を基準として、１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、１／２０深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０質量％以下であり、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、前記（１）式を満たす必要がある。これは、抵抗スポット溶接では、複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて加圧しながら電極の間に通電することにより行うので、重ね面ではない、最表面であっても、電極からの加圧を受けるからである。

複数の鋼板の板厚は限定されないが、自動車部品への適用を考慮すると、それぞれ、０．５ｍｍ～３．０ｍｍであることが好ましい。

上記では、本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手で特に重要な複数の鋼板の溶接部を除く部分について説明したが、溶接部については、以下の通りであることが好ましい。

［コロナボンド］
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、ナゲットの中心を通る板厚方向断面のコロナボンドにおいて、亜鉛系めっき層に占めるη相の割合が２０面積％以下であることが好ましい。亜鉛系めっき層のη相とは、Ｚｎを主体とし、Ｆｅなどの他の元素が固溶状態で含まれている相を意味する。亜鉛系めっき層において、亜鉛を主体とするη相の量が２０面積％以下であれば、抵抗スポット溶接によって、コロナボンドの亜鉛系めっき層において亜鉛と鋼板から拡散するＦｅとが十分に合金化している。この場合、めっき合金層の溶融開始温度が十分に上昇し、通電中に溶融しているＺｎの量を低減することが可能となる。溶接部に引張応力が発生するのは、一般に電極の保持中や解放後といった冷却中である。また入熱が十分大きい条件では通電後期（加熱中）に引張応力が溶接部に発生する場合がある。しかし上記のように、亜鉛系めっき層に占めるη相の割合が２０面積％以下であれば、ＬＭＥ割れの発生に必要な溶融Ｚｎの量が低減されているため、ＬＭＥ割れを抑制できる。
η相の面積率は、より好ましくは１８面積％以下、さらに好ましくは１６面積％以下、一層好ましくは１４面積％以下である。

コロナボンドの亜鉛系めっき層に占めるη相の割合は、以下の方法で求める。
ＳＥＭ－ＥＤＳにより溶接部断面（ナゲットの中心を通る板厚方向断面）におけるコロナボンドのＺｎ、Ｆｅ元素分布像を撮影する。その像におけるη相を、Ｚｎ濃度が９５質量％以上、かつＦｅ濃度が５質量％以下の領域と定義する。この定義を満たす部分とそれ以外の部分を画像解析ソフトにより二値化し、コロナボンド内めっき層に占めるη相の面積率を算出する。測定領域は、例えば横方向に１００μｍ、高さ方向（厚さ方向）に１０μｍの矩形とすればよい。ただし、高さ方向はコロナボンド内の亜鉛系めっき層の厚みに応じて増加させる必要がある。亜鉛系めっき層の厚みが１０μｍを超える場合は測定領域の高さは１０μｍを超える値に設定する。この測定領域の内のη相の面積を、同領域内のＺｎが存在する領域の面積で除することで、η相の面積率が求まる。η相の面積率は、コロナボンドのナゲット中心から離れた側の端部を基準に、その内側、横方向に１００μｍ、高さ方向に例えば１０μｍの矩形の範囲で測定する。

［肩部］
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、亜鉛系めっき層が最表面となる場合、溶接部の肩部における亜鉛系めっき層のη相の量が２０面積％以下であることが好ましい。
溶接の入熱によって亜鉛系めっき層と鋼板との間で合金化が進行すると、先に説明したコロナボンド内だけでなく、電極側（電極と接する面側）の熱影響部内においても、初期の亜鉛系めっき層からＺｎを主体とするη相の割合が減少することとなる。したがって、通常の溶接方法と比較して、より入熱の多い溶接方法を実施することで、亜鉛系めっき層と鋼板との間の合金化をさらに促進させることができるため、電極側の熱影響部内における亜鉛系めっき層のη相の量を２０面積％以下まで低減することが可能となる。本実施形態においては、電極側の熱影響部を代表して溶接部の肩部における亜鉛系めっき層のη相の量が規定される。先に説明したのと同様に、スポット溶接時の入熱によって電極側の亜鉛系めっき層の合金化が進行することで当該亜鉛系めっき層の融点が高くなる。このため、η相の割合が比較的高い場合と比較して、溶融亜鉛の鋼板内部への侵入を抑制又は低減することができ、電極側の表面におけるＬＭＥ割れの抑制効果をさらに高めることが可能となる。ＬＭＥ割れの抑制効果を高める観点からは、肩部における亜鉛系めっき層のη相の量はより小さいことが好ましく、η相は、例えば１８面積％以下又は１５面積％以下であってもよい。

肩部における亜鉛系めっき層のη相の面積率の測定は、以下のようにして行われる。ＳＥＭ－ＥＤＳにより溶接部断面における肩部の外側境界（溶接中の電極加圧を受け電極形状を反映した曲率を持つ部分から、電極が接触しない平坦な部分に急に形状を変化する部位）を中心とした横方向に１００μｍ、高さ方向に１０μｍの矩形の範囲のＺｎ及びＦｅ元素分布像を撮影する。ただし、高さ方向は上記肩部の亜鉛系めっき層の厚みに応じて増加させる必要がある。合計の亜鉛系めっき層の厚みが１０μｍを超える場合は測定領域の高さは１０μｍを超える値に設定する。その像におけるη相を、Ｚｎ濃度が９５質量％以上及びＦｅ濃度が５質量％以下の領域と定義する。この定義を満たす部分とそれ以外の部分を画像解析ソフトにより二値化し、溶接部肩部における亜鉛系めっき層に占めるη相の面積率を算出する。具体的には、この測定領域の内のη相の面積を同領域内のＺｎが存在する領域の面積で除することでη相の面積率が求まる。

［熱影響部］
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手では、ナゲットの中心を通る板厚方向断面において、熱影響部の直径が、ナゲットの直径の１．５倍以上であり、熱影響部には、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物が４０個／１００μｍ^２以上の個数密度で分布していることが好ましい。

熱影響部の直径は以下の方法で求める。
ナゲットの中心を通る板厚方向断面が観察できるようにサンプルを準備し、断面を研磨した後、ピクリン酸水溶液を用いて研磨面を腐食させる。この腐食面を、光学顕微鏡で観察し、目視で、ナゲット、コロナボンド、熱影響部を判定し、それぞれの直径（板厚方向に直交する方向の径）を測定する。

熱影響部の円相当径が０．１μｍ以上の炭化物の個数密度は、以下の方法で求める。
ナゲットの中心を通る板厚方向断面が観察できるようにサンプルを準備し、断面を研磨した後、ピクリン酸水溶液を用いて研磨面を腐食させる。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、この腐食面における熱影響部内の５μｍ×５μｍの領域を１０か所選択して、２０，０００倍の倍率で撮影し、撮影した画像から画像処理装置を用いて個々の炭化物の面積を求め、その値から円相当径を算出することにより求める。そして、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物を特定し、これらの総個数を、撮影した領域の総面積で割って、炭化物の分布密度を算出する。

＜抵抗スポット溶接継手の製造方法＞
上述した本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手を製造することができる製造方法について説明する。
本実施形態に係る抵抗スポット溶接継手の製造方法は、
（Ｉ）複数の鋼板を厚み方向に重ねる、重ね合わせ工程と、
（ＩＩ）前記重ね合わせ工程後の前記複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて加圧しながら前記電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成する通電工程と、
（ＩＩＩ）前記通電工程後、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる電流低下工程と、
を有する。
各工程について、好ましい条件を説明する。説明しない工程、条件については、公知の条件を適用することができる。

［重ね合わせ工程］
重ね合わせ工程では、抵抗スポット溶接に先立って、複数の鋼板を少なくとも一部が厚さ方向に重なるように重ねる。複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、高強度鋼板、または高強度鋼板に重ね合わせられる鋼板が、母材と母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板である。全ての鋼板がめっき鋼板であってもよく、全ての鋼板が高強度鋼板であってもよい。
また、高強度鋼板は、母材の表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、前記１／２０深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０質量％以下であり、前記母材の表面から前記板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす、鋼板とする。
[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
上記特徴は、抵抗スポット溶接継手となった場合にも、溶接部以外の部分については維持される。
高強度鋼板でない、または高強度鋼板であっても、めっき鋼板でなく、かつ、めっき鋼板と接して重ね合わせられる鋼板でない鋼板については限定されず、公知の鋼板を用いることができる。

上記の高強度鋼板は、さらに、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５０％～０．４００％、Ｓｉ：０．０１％～２．５０％、Ｍｎ：１．５０％～３．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％～１．５００％、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５０％～３．００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０％～０．２００％、Ｖ：０％～１．００％、Ｎｂ：０％～０．１００％、Ｃｒ：０％～２．００％、Ｎｉ：０％～１．００％、Ｃｕ：０％～１．００％、Ｃｏ：０％～１．００％、Ｍｏ：０％～１．００％、Ｗ：０％～１．００％、Ｂ：０％～０．０１００％、Ｓｎ：０％～１．００％、Ｓｂ：０％～１．００％、Ｃａ：０％～０．０１００％、Ｍｇ：０％～０．０１００％、Ｃｅ：０％～０．０１００％、Ｚｒ：０％～０．０１００％、Ｌａ：０％～０．０１００％、Ｈｆ：０％～０．０１００％、Ｂｉ：０％～０．０１００％、およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、表面から板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織が、体積分率で、フェライト：０％～５０％、残留オーステナイト：６％～３０％、ベイナイト：５％～６０％、焼き戻しマルテンサイト：５％～５０％、フレッシュマルテンサイト：０％～１０％、パーライト：０％～５％、を含有し、前記表面から板厚の１／４の深さ位置において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比が２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２以下であることが好ましい。
このような化学組成及びミクロ組織を有する鋼板は、プレス成形性に優れ、かつ、プレス部品に成形後に焼き付け塗装を行った後でも靭性に優れるので、自動車部品として好適である。

［通電工程］
通電工程では、重ね合わせ工程後の複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて、加圧しながら電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成する。
通電時間及び電流値は特に限定されず、抵抗スポット溶接によって接合される鋼板の板厚、枚数、及び材質に応じた値を、通常の範囲内で適宜設定すればよい。電流値は、通電開始後すぐに最大値とされてもよく、漸増させて最大値に至らせてもよい。（いわゆるアップスロープ通電。）

また、加圧力も特に限定されず、接合される鋼板の板厚、枚数、及び材質に応じた値を、通常の範囲内で適宜設定すればよい。加圧力は一定とされてもよく、良好なナゲットを形成可能な範囲内で適宜変化させてもよい。ナゲットを形成するために好ましい種々の条件を、適用することができる。また、抵抗スポット溶接装置の精度に起因して、意図せず加圧力が変動することも想定されるが、良好なナゲットを形成可能な範囲内で、このような加圧力の変動も許容される。

［予備通電工程］
前記通電工程の前に、さらに、前記通電工程での前記通電よりも小さい電流で通電する予備通電工程を備えてもよい。この場合、本通電工程の以前にめっき層の合金化が促進されることとなり、さらなるＬＭＥ割れ抑制の効果が得られる。

［電流低下工程］
電流低下工程では、通電工程後、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる。
この工程では、通常の抵抗スポット溶接で行われているように通電によってナゲットを形成した後は、電極の間の電流値をすぐに０まで低下させてもよい。
一方、加圧を維持しながら、電極の間の電流値を０まで低下させる前記時間が、２１サイクル（４２０ｍｓｅｃ）以上（本実施形態では１サイクルは、２０ｍｓｅｃとする）となるようにダウンスロープさせてもよい。このように、電流値を徐々に減少させる（ダウンスロープ制御を行う）場合ことで、電流値を急速に減少させた場合と比較して、冷却中に溶接部に発生する引張応力が低下するほか、ダウンスロープの入熱によってめっき層の合金化が一層進行することとなり、η相の面積率を安定して２０％以下にしやすくなる。

また、電流値を減少させる際に、電流値を一定にする時間を設けてもよい。具体的には、複数の鋼板の、単位ｍｍでの合計板厚の１／２を、ｔｍと定義し、ナゲットの形成が完了した時点、即ち、一般にはｔｍに応じて変化させる通電時間、例えば１０００×ｔｍ（ｍｓｅｃ）（１ｍｍであれば単位を削除して１０００を乗じ、１０００×１（ｍｓｅｃ）となる）の時点、または予備試験で明らかにされたナゲット形成が十分となる時間、での電極の間の電流値をＩとしたとき、電流低下工程において、電極の間の前記電流値を、Ｉ×０．９からＩ×０．３までの範囲内において、単位ｍｓｅｃで２６５×ｔｍ以上、かつ４２０ｍｓｅｃ以上の間、一定値に保持してもよい。
上記のような制御を行うと、溶接部の冷却速度が低下する。また、この場合、電極による抜熱が小さくなり、溶接部からその周囲の鋼板への熱移動が促進される。その結果、溶接部の温度低下の際に、溶接部の収縮は緩やかとなり、その一方で、溶接部の周囲の鋼板１１による溶接部の拘束力は小さくなる。このようなメカニズムにより、電極の間の電流値を減少させる過程で、コロナボンドに導入される引張応力が減少する。
電極の間の電流値を制御すべき期間を、電極の間の電流値がＩ×０．９となってからＩ×０．３まで低下するまでと定めたのは、電極の間の電流値がＩ×０．９のときのコロナボンドの温度がおおむね亜鉛の沸点と一致し、電極の間の電流値がＩ×０．３のときにコロナボンドの温度がおおむね亜鉛の融点と一致すると推定されるからである。すなわち、この推定に基づけば、Ｉ×０．９となってからＩ×０．３まで低下するまでの間が、ＬＭＥ割れを生じさせる溶融亜鉛がナゲットの周囲に存在する期間であるからである。
ただし、保持する時間が４２０秒未満、または、２６５×ｔｍ未満であると、十分な効果が得られない場合がある。

［加圧保持工程］
電流低下工程の後に、さらに、電極の間の前記電流値を０にした状態で、２００ｍｓｅｃ以上４００ｍｓｅｃ以下、加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する加圧保持工程を備えてもよい。
これにより、これにより、液体亜鉛が残存した状態で加圧が解放されて引張応力が導入されることを、一層確実に回避でき、コロナボンドやその外側におけるＬＭＥ割れを抑制することができるので、ＬＭＥ割れの防止を一層確実なものとすることができる。
電極Ａの間の電流値を０にした後で加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する期間の長さを、２００ｍｓｅｃ以上とすることが好ましい。ＬＭＥ割れを抑制する観点からは、保持時間は長いほど好ましいと考えられる。そのため、加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する時間を２６０ｍｓｅｃ以上、又は２８０ｍｓｅｃ以上としてもよい。しかしながら、保持時間を長くし過ぎると、ＬＭＥ割れ抑制効果が飽和する一方で、溶接効率が低下する。さらには、加圧力を０．８×Ｐ以上に維持する時間を４００ｍｓｅｃ超とすると、電極解放後に、電流値を低下させる過程で焼きが入ったナゲットのオートテンパー（自己焼戻し）が進まず、継手強度や耐水素脆化特性が低下する可能性がある。従って、加圧保持工程において加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する時間を４００ｍｓｅｃ以下、３００ｍｓｅｃ以下としてもよい。
以上に加えて、別途後通電工程を行っても良い。

＜素材となる高強度鋼板の製造方法＞
抵抗スポット溶接に供する鋼板のうち、上述した高強度鋼板について、製造方法は限定されないが、例えば以下の方法で製造することができる。
所定の化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する連続鋳造工程と；
前記スラブに８５０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
前記熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；
必要に応じて、前記熱延鋼板に対して圧下率３０％以下で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して焼鈍を施す焼鈍工程と；
前記焼鈍工程後の前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；
を含む鋼板の製造方法。

＜連続鋳造工程＞
連続鋳造工程について好ましい条件の詳細を説明する。
所定の化学組成（途中の工程で実質的には平均化学組成は変化しないので、得たい鋼板の化学組成に応じて調整する）を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、スラブ表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却して、２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下の厚さのスラブに連続鋳造する。

［凝固速度：１００℃／分以上１０００℃／分以下］
連続鋳造工程におけるスラブ表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度は１００℃／分以上１０００℃／分以下とすることが好ましい。この凝固速度が１００℃／分未満では、スラブ表面からスラブ厚の（１／２０）の深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を３００μｍ以下とすることが困難となり、Ｍｎ濃度の標準偏差を０．４０％以下とすることができない場合がある。一方、凝固速度が１０００℃／分超では、スラブの表面割れを誘発する場合がある。

［単位時間当たりの溶鋼鋳込み量：２．０～６．０トン／分］
単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が２．０トン／分未満では、鋳型に供給される熱量が減少し、凝固殻上部の爪長さが長くなるため、スラブ表層へのモールドパウダーの捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量は２．０トン／分以上とすることが好ましい。モールドパウダーは、一般に、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＣａＯの成分系で構成されている。一方、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６．０トン／分超では、溶鋼の流動が大きくなり過ぎて、モールドパウダーの巻き込みによるアルミナ系介在物のスラブ表層への捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６．０トン／分以下とすることが好ましい。

［溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上］
液相線温度と固相線温度との間は凝固の途中過程であるため、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎなどが溶鋼偏析し、その凝固界面でＴｉＮやＡｌＮの析出を開始して成長する。したがって、スラブの表面から５ｍｍの深さ位置の表層部の、液相線温度と固相線温度との間における平均冷却速度が４℃／秒未満では、冷却速度が小さいことで、溶鋼偏析が進行して析出核生成が促進されるとともに析出後の析出物の粒成長も促進されてしまい、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ^２超となる場合がある。したがって、スラブの表面から５ｍｍの深さ位置の表層部の、液相線温度と固相線温度との間の平均冷却速度を４℃／秒以上とすることが好ましい。鋼板表面の析出物の生成を抑制する観点からは、上記平均冷却速度は大きい方が好ましいので、上記平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、冷却速度が過大であるとスラブに割れが生じる可能性があるので、平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましい。

［スラブ厚：２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下］
スラブ厚は２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下とすることが好ましい。スラブ厚が２００ｍｍ未満では、所望の組織を得ることが困難となる。一方、スラブ厚が３００ｍｍ超では、鋼板表面から板厚の（１／２０）の深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直交方向における平均間隔を３００μｍ以下とすることが困難となる。

＜熱間圧延工程＞
［Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度：２～５０℃／分］
本方法では、熱間圧延に先立つスラブ加熱時の、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分に制御される。Ａｃ１直上の二相（オーステナイトとフェライト）温度域はオーステナイトとフェライトとの間で合金元素の分配が特に進みやすい。そのため、スラブを再加熱する際は、上記温度域を２℃／分以上の比較的速い平均速度で加熱する。平均加熱速度が２℃／分を下回ると、加熱途中でオーステナイトとフェライトとの間でＭｎが分配され、Ｍｎ濃度の標準偏差を０．４０％以下とすることが困難となるためである。例えば、上記の平均加熱速度は４℃／分以上であってもよい。
一方、平均加熱速度が５０℃／分を上回るような急速加熱を実施した場合、スラブの厚さ方向における温度分布が不均一となり熱応力が発生する。この場合、スラブの熱変形等の不具合が発生する場合がある。例えば、上記の平均加熱速度は４０℃／分以下、３０℃／分以下、２０℃／分以下もしくは１０℃／分以下であってもよい。
Ａｃ１点は次の式により計算する。下記式における元素記号には当該元素の質量％を代入する。含有しない元素については０（質量％）を代入する。
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ

［スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱される］
Ｍｎ偏析の緩和には、高温での長時間保持が有効となる。Ｍｎは置換型元素であるが故に、その拡散速度は非常に遅く、１２００℃以上の高温に加熱することで初めて拡散が進む。１２００℃以上に加熱され、その温度域に２０分以上保持されることにより、Ｍｎ濃度の標準偏差が低減され、０．４０％以下を達成することが可能となる。

［粗圧延］
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施す。このような粗圧延は、特に限定されないが、１０５０℃以上での総圧下率が６０％以上となるように実施することが好ましい。総圧下率が６０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となるため、熱延鋼板の組織の不均質化につながる場合がある。上記の総圧下率は、例えば、９０％以下であってもよい。

［複数の圧延スタンドによる仕上げ圧延］
仕上げ圧延の条件は、特に限定するものではないが、当業者が一般的に使用する複数の圧延機からなる設備構成において、最終パス出側温度（仕上温度）を８５０℃以上とすることが好ましい。仕上温度が８５０℃未満の場合、加工オーステナイトからの相変態が早まり、冷却中にフェライトなどの高温変態生成相が生じ、全面をラス状組織にできない。その後、６００℃までの平均冷却速度が１０℃/秒以上となるように冷却することが好ましい。

＜巻き取り工程＞
巻き取り工程では、熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取ることが好ましい。巻き取り温度を４５０℃以下とするのは、熱延鋼板のミクロ組織をベイナイトまたはマルテンサイトを主体としたミクロ組織にするためである。４５０℃よりも高い温度で巻き取った場合、ベイナイトを主体としたミクロ組織にならない。また、巻き取り温度を２５℃未満とすることは特殊な設備が必要となる。そのため、巻き取りを２５℃以上とする。

＜冷間圧延工程＞
巻き取り工程後の熱延鋼板に対し、板厚精度の向上や平坦度の改善のため、冷間圧延を施しても構わない。
ただし、圧下率が高すぎる場合、歪が過度に導入され、焼鈍加熱におけるフェライトの再結晶が促進して、ラスに由来する針状組織を維持することができない。そのため、冷間圧延における圧下率は３０％以下とすることが好ましい。また、冷間圧延率の増加に伴い、製品の加工性が劣化することから、圧下率は、より望ましくは１０％以下、更に望ましくは５％以下である。冷間圧延を行わなくてもよいので、圧下率の下限は０％である。

＜焼鈍工程＞
上述の通り、巻き取り工程では、ベイナイトまたはマルテンサイトを主体としたミクロ組織としている。そのため、巻き取り工程後、冷間圧延を施さない熱延鋼板、または冷間圧延の圧下率を３０％以下とした冷間圧延を行った冷延鋼板に、焼鈍工程での熱処理を行う。

［Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却］
巻き取り工程での相変態により、ミクロ組織はベイナイトおよびマルテンサイトを主体としている。そのため、焼鈍工程においてＡｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持することにより、所望のオーステナイト体積分率とすることができる。最高加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満の場合、加熱により逆変態するオーステナイトの体積分率が不十分となり、その後の冷却および均熱処理工程で生成するベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率が所望の範囲を満たすことができない。一方、Ａｃ３（℃）以上の温度まで加熱すると、焼鈍工程で形成したラス状組織が完全に失われてしまうことで、残留オーステナイトのアスペクト比を２．０以上に制御することができなくなる。同温度域での保持時間は、少なくとも１秒必要であり、上限は工業的に現実的な１０００秒とする。

最高加熱温度まで加熱された鋼板は、本開示の範囲の残留オーステナイト体積分率を得るため、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態をさせることが必要となる。このため、最高加熱温度まで加熱された鋼板は、２５０℃以下まで冷却する必要がある。冷却停止温度が２５０℃超では、続く均熱処理工程での保持中にベイナイト変態が十分に進まないことや、当該２５０℃以下への冷却で得られるマルテンサイトの焼き戻しができなくなり、ミクロ組織における所望の体積分率を得ることができない。

［最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）が－１．１≦ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）≦－０．０７を満足する］
鋼板表層を脱炭する場合には、焼鈍工程における酸素ポテンシャルｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）を高くする。酸素ポテンシャルが－１．１未満では酸素ポテンシャルが不十分となり脱Ｃが進まず、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]を十分小さくできない（表層を軟質化できない）。一方、酸素ポテンシャルが－０．０７よりも高くなると、鉄自体の酸化が始まり製品とならないのでこれを上限とする。ｌｏｇ（ＰＨ_２Ｏ／ＰＨ_２）は、最高加熱温度に昇温する前から前記範囲となっていても良い。

＜均熱処理工程＞
均熱処理工程では、焼鈍工程後の熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して、所定の体積分率のベイナイトおよび残留オーステナイトを得るために、第二焼鈍工程で２５０℃以下まで冷却された鋼板を、加熱し、２６０～４５０℃の温度域で保持することが好ましい。当該温度域で保持することで、ベイナイト変態により排出された炭素原子が未変態オーステナイトへ濃縮して当該未変態オーステナイトの安定性が向上することで、所望の残留オーステナイト量を確保することができる。均熱処理工程の保持温度が２６０℃よりも低い場合、ベイナイト変態の進行が遅くなり、最終的にベイナイトの体積分率だけでなく残留オーステナイト体積分率も不十分となる。一方、４５０℃よりも高温で保持した場合、ベイナイトの強度が低下するだけでなく、オーステナイト中に炭化物が生成し、オーステナイト中のＣ濃度が低下することで、最終的に冷却した際に残留オーステナイトの体積分率が不足する。同温度域での保持時間は、少なくとも１０秒は必要であり、これよりも短い場合にはベイナイト変態が不十分となる。また、１０００秒間超保持することは工業的に困難なためこれを上限とする。
均熱処理工程における保持後の冷却については限定されない。

［めっき工程］
高強度鋼板をめっき層とする場合、鋼板をめっき浴に浸漬するめっき工程を、さらに備えても良い。めっき工程は、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程であることが好ましい。溶融亜鉛めっき層を形成する場合、溶融亜鉛めっき浴への浸漬は、均熱処理工程の前の焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中に施しても、または、均熱処理工程の後に施しても良い。この時の鋼板温度が鋼板性能に及ぼす影響は小さいが、鋼板温度とめっき浴温度の差が大きすぎると、めっき浴温度が変化してしまい操業に支障をきたす場合がある。そのため、めっき浴温度－２０℃～めっき浴温度＋２０℃の範囲に鋼板を再加熱または冷却する工程を設けることが望ましい。溶融亜鉛めっきは常法に従えて行えばよい。例えば、めっき浴温は４４０～４７０℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８～０．２質量％含有し、残部がＺｎであるめっき浴が好ましいが、その他、不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂを含有してもよい。また、めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、片面あたり２５～７５ｇ／ｍ^２が好ましい。

＜実施例１＞
表１に記載の引張強さを有し、表面（両面）に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板（鋼板Ｎｏ．ａ～ｃ及びＡ）を準備した。めっき層の目付量は、４５ｇ／ｍ^２とした。

これらの鋼板の、同種２枚を重ね合わせ、鋼板の重ね合わせ部に対し、対向する一対の電極を用いて加圧しながら電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成した。ナゲット形成後は、種々の方法で電流値が０になるまで低下させ、電極の間の電流値を０にした状態で、表２に示す時間、加圧力を０．８×Ｐ以上に保持した。ナゲット形成に際し、２枚の鋼板はそれぞれ略水平に配置し、一対の電極はこの鋼板を挟むように配置した。鋼板の上に配された電極を可動電極とし、鋼板の下に配された電極を固定電極とし、上方の電極を下方の電極に向けて移動させることにより、鋼板を加圧した。
通電（本通電）の開始にあたっては、電流値を瞬間的に所定値まで上昇させ、その後ナゲット完成まで電流値を一定に維持した。本通電条件は、表２に示す通りとした。
また、試験Ｎｏ．１～４、６については、本通電の前に表２の条件で予備通電を行った。
試験Ｎｏ．７については、本通電完了後、加圧しながら電流値を０まで低下させる途中で、電流値が７．２ｋＡとなった段階で２００ｍｓｅｃの間、電流値が一定となるように保持を行った。
試験Ｎｏ．８については、本通電完了後、加圧しながら、一旦通電しない時間を８０ｍｓｅｃ設けた後、電流値が７．２ｋＡで２００ｍｓｅｃの間保持を行い、その後、電流値を０まで低下させた。
試験Ｎｏ．９では、本通電完了後、加圧しながら電極の間の電流値を０まで低下させる時間が、３０サイクル（６００ｍｓｅｃ）となるようにダウンスロープさせた。
その他の溶接条件は以下に示す通りとした。
・溶接機：サーボ加圧定置式溶接機 単相交流（周波数５０ｋＨｚ）
・電極：ドームラジアス（ＤＲ）Ｃｒ－Ｃｕ
・電極先端の形状：φ６ｍｍ Ｒ４０ｍｍ
・通電および保持の間の加圧力Ｐ：４ｋＮ
・ナゲットの形成が完了した時点での電流値Ｉ：８ｋＡ
（５．５～６．５ｍｍのナゲットを形成する条件）
・本通電（ナゲットを形成する際）の通電時間：１８サイクル（３６０ｍｓ）
・保持時間：５サイクル（１００ｍｓ）または１５サイクル（３００ｍｓ）
・打角：５°
・クリアランス：０．３ｍｍ
ここで、打角とは、可動電極の軸方向と、鋼板の表面に垂直な方向とがなす角度である。クリアランスとは、鋼板表面と電極の間隔のことであり、ここでは、溶接前の下側電極の先端と鋼板表面が最も近接している個所の間隔で定義する。打角及びクリアランスは抵抗スポット溶接の外乱要素であり、ＬＭＥ割れを生じさせる要因である。打角及びクリアランスを上記の条件に設定することにより、ＬＭＥ割れが生じやすいようにした。加圧力は、ナゲット形成後、上記の期間において保持した。
上記の条件で、１条件につき２０回ずつ抵抗スポット溶接を実施（２０カ所にナゲットを形成）し、抵抗スポット溶接継手を作成した。

得られた抵抗スポット溶接継手の高強度鋼板の、１／２０深さ位置における、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔、１／２０深さ位置における残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差、及び、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とは、供した鋼板と同等であるため、測定を省略した。

＜耐ＬＭＥ性＞
得られた抵抗スポット溶接継手の、２０カ所それぞれについて、ナゲットの中心を通り鋼板表面に垂直な面で切断し、断面（板厚方向断面）を適宜調製し、光学顕微鏡で重ね面側および電極と接した面（最表面）の両方の割れ有無を確認した。割れが一か所でもあればその条件は割れ有りと判定した。
２０カ所の抵抗スポット溶接部を観察し、合計の割れ条件数が４以下であれば、耐ＬＭＥ性に優れると判断した。

＜η相の割合（面積率）＞
上述した方法で、コロナボンドにおける亜鉛系めっき層（めっき合金層）に占めるη相の割合、及び、重ね合わされた複数の鋼板の最も外側の表面の、溶接部の肩部における亜鉛系めっき層（めっき合金層）中のη相の割合を測定した。

表１、表２から分かるように、１／２０深さ位置における、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔、１／２０深さ位置における残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差、及び、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]との比が、本発明範囲にある例（Ｎｏ．５～１０）では、耐ＬＭＥ性が優れていた。
また、コロナボンド及び溶接部の肩部における亜鉛系めっき層のη相の割合が２０面積％以下の場合には、耐ＬＭＥ性がさらに優れていた。

＜実施例２＞
表３に記載の引張強さが９８０ＭＰａ未満であり、表面（両面）に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された鋼板（鋼板Ｎｏ．ａ－２）及び引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、表面にめっき層を有しない高強度鋼板（鋼板Ｎｏ．Ａ－２）を準備した。
これらの鋼板を、表４に示すような組み合わせで、２枚、または３枚重ね合わせ、鋼板の重ね合わせ部に対し、対向する一対の電極を用いて加圧しながら電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成した。ナゲット形成後は、種々の方法で電流値が０になるまで低下させ、電極の間の電流値を０にした状態で、１００ｍｓｅｃの間、加圧力を０．８×Ｐ以上に保持した。ナゲット形成に際し、２枚の鋼板はそれぞれ略水平に配置し、一対の電極はこの鋼板を挟むように配置した。鋼板の上に配された電極を可動電極とし、鋼板の下に配された電極を固定電極とし、上方の電極を下方の電極に向けて移動させることにより、鋼板を加圧した。
通電（本通電）の開始にあたっては、電流値を瞬間的に所定値まで上昇させ、その後ナゲット完成まで電流値を一定に維持した。本通電条件は、表４に示す通りとした。また、試験Ｎｏ．１２については、本通電完了後、加圧しながら電流値を０まで低下する途中で、電流値が７．２ｋＡとなった段階で２００秒間、電流値が一定となるように保持を行った。
その他の溶接条件は実施例１と同じとした。

＜η相の割合（面積率）＞
上述した方法で、コロナボンドにおける亜鉛系めっき層に占めるη相の割合を測定した。

＜耐ＬＭＥ性＞
得られた抵抗スポット溶接継手の、２０カ所それぞれについて、ナゲットの中心を通り鋼板表面に垂直な面で切断し、断面（板厚方向断面）を適宜調製し、光学顕微鏡で鋼板重ね面側および電極に接した面の両方の割れ有無を確認した。割れが一か所でもあればその条件は割れ有りと判定した。
２０カ所の抵抗スポット溶接部を観察し、合計の割れ数が４以下であれば、耐ＬＭＥ性に優れると判断した。

表３、表４から分かるように、高強度鋼板が、亜鉛めっき層と接する母材の表面を基準として、１／２０深さ位置における、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔、１／２０深さ位置における残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差、及び、３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]との比が、本発明に範囲あれば、その他の鋼板との組み合わせの場合であっても、優れた耐ＬＭＥ性が得られる。

１ 抵抗スポット溶接継手
１１ 鋼板（母材）
１１’ 高強度鋼板（母材）
１２ 亜鉛系めっき層
１３ ナゲット
１４ コロナボンド
１５ 重ね面（重ね合わせ面）
１６ 熱影響部（ＨＡＺ）
１７ 溶接部
Ａ 電極

Claims (12)

1. 互いに重ね合わされた複数の鋼板と、
   前記複数の鋼板を接合しているナゲット、並びに、前記ナゲットの周囲に形成されたコロナボンド及び熱影響部、を有する溶接部と、
   を備え、
   前記複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、
   前記高強度鋼板、または前記高強度鋼板と隣接する鋼板が、母材と前記母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板であり、
   前記高強度鋼板は、母材の、前記亜鉛系めっき層と接する表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向における、Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、かつ、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり、
   前記母材の前記表面から前記板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす、
   ことを特徴とする、抵抗スポット溶接継手。
   [Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
2. 前記高強度鋼板の、前記亜鉛系めっき層と接する母材の表面が、重ね合わされた前記複数の鋼板の重ね面に位置する、
   ことを特徴とする、請求項１に記載の抵抗スポット溶接継手。
3. 前記ナゲットの中心を通る板厚方向断面の前記コロナボンドにおいて、前記亜鉛系めっき層に占めるη相の割合が２０面積％以下である、
   ことを特徴とする、請求項２に記載の抵抗スポット溶接継手。
4. 前記ナゲットの中心を通る板厚方向断面において、前記熱影響部の直径が、前記ナゲットの直径の１．５倍以上であり、前記熱影響部には、円相当径が０．１μｍ以上の炭化物が４０個／１００μｍ^２以上の個数密度で分布している、
   ことを特徴とする、請求項３に記載の抵抗スポット溶接継手。
5. 前記高強度鋼板が前記めっき鋼板であり、前記亜鉛系めっき層が最も外側の表面になるように前記めっき鋼板が配置された、
   ことを特徴とする、請求項１～４のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接継手。
6. 前記最も外側の表面の、前記溶接部の肩部における前記亜鉛系めっき層のη相の割合が、２０面積％以下である、
   ことを特徴とする、請求項５に記載の抵抗スポット溶接継手。
7. 前記３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（２）式を満たす、
   ことを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接継手。
   ０．６０≦[Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （２）
8. 複数の鋼板を厚み方向に重ねる、重ね合わせ工程と、
   前記重ね合わせ工程後の前記複数の鋼板を、対向する一対の電極を用いて加圧しながら前記電極の間に通電することにより、ナゲット及びコロナボンドを形成する通電工程と、
   前記通電工程後、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる電流低下工程と、
   を有し、
   前記複数の鋼板のうち１枚以上が、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であり、
   前記高強度鋼板、または前記高強度鋼板に重ね合わせられる鋼板が、母材と前記母材の表面に形成された亜鉛系めっき層とを有するめっき鋼板であり、
   前記高強度鋼板は、
   前記母材の表面から板厚方向に板厚の１／２０の位置である１／２０深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、
   前記１／２０深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下であり、
   前記母材の表面から前記板厚方向に３０μｍの位置である３０μｍ深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｓｕｒ]と、前記母材の表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置である１／４深さ位置でのビッカース硬さ[Ｈｖ_ｑ]とが、下記（１）式を満たす、
   ことを特徴とする、抵抗スポット溶接継手の製造方法。
   [Ｈｖ_ｓｕｒ]／[Ｈｖ_ｑ]≦０．８０ （１）
9. 前記電流低下工程において、前記加圧を維持しながら、前記電極の間の電流値を０まで低下させる時間が、４２０ｍｓｅｃ以上となるようにダウンスロープさせる、
   ことを特徴とする、請求項８に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
10. 前記複数の鋼板の、単位ｍｍでの合計板厚の１／２を、ｔｍと定義し、前記ナゲットの形成が完了した時点での前記電極の間の電流値をＩとしたとき、
    前記電流低下工程において、前記電極の間の前記電流値を、Ｉ×０．９からＩ×０．３までの範囲内において、単位ｍｓｅｃで２６５×ｔｍ以上、かつ４２０ｍｓｅｃ以上の間、一定値に保持する、
    ことを特徴とする、請求項８または９に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
11. 前記通電工程の前に、さらに、前記通電工程での前記通電よりも小さい電流で通電する予備通電工程を備える、
    ことを特徴とする、請求項８～１０のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
12. 前記電流低下工程の後に、さらに、
    前記ナゲットの形成が完了した時点での加圧力をＰとしたとき、前記電極の間の前記電流値を０にした状態で、２００ｍｓｅｃ以上４００ｍｓｅｃ以下、前記加圧力を０．８×Ｐ以上に保持する加圧保持工程を備える、
    ことを特徴とする、請求項８～１１のいずれか一項に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。

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