JP7480929B1 - 抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法 - Google Patents

Abstract

抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法の提供を目的とする。本発明は、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接継手であって、高強度鋼板が特定の成分組成を有し、抵抗スポット溶接部の熱影響部内の第１領域の平均硬さＨｖが、ナゲット中心部の硬さＨｖｍに対して０．８５×Ｈｖｍ＞Ｈｖの関係を満たし、かつ、第１領域における粒径１００ｎｍ以上の炭化物の平均個数密度が、鋼板断面５μｍ2当たり１０個以上である。

Description

本発明は、抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法に関する。

近年、自動車車体には、燃費改善のための軽量化および衝突安全性の確保の観点から、種々の高強度鋼板（ハイテンとも称する）の適用が進められている。また、自動車の組み立てラインにおいては、部材の接合方法として主に抵抗スポット溶接が用いられている。

鋼板の高強度化に伴い、ナゲットおよびＨＡＺが脆化した組織となりやすいことから、溶接部の水素脆化感受性が高くなる。さらに、抵抗スポット溶接では、鋼板表面の防錆油やめっき層などの影響により抵抗スポット溶接部に水素が取り込まれることから、高強度鋼板を用いた抵抗スポット溶接継手では、遅れ破壊が生じやすくなる。

抵抗スポット溶接部の品質を評価する指標として、疲労強度が挙げられる。疲労強度は、鋼板の高強度化に伴って増加するものではない。鋼板の高強度化に伴う高合金化によってナゲットがより硬くなることに起因して、疲労強度は低下する。さらには、抵抗スポット溶接部に低荷重が複数回かかることから、ナゲットの硬さ以外にも、熱影響部あるいはナゲット端部からシートセパレーションまでの硬度、靭性および組織が疲労強度に影響を与えると考えられる。

そこで、本発明では、シートセパレーション近傍の領域に着目し、耐遅れ破壊特性および疲労強度を向上する技術について検討した。

上記の問題を解決する技術として、例えば特許文献１～３が挙げられる。
特許文献１には、高強度鋼板のスポット溶接方法として、引張強さが７５０～１８５０ＭＰａであり、かつ、各々の板厚が０．８～３．６ｍｍであるとともに、炭素当量が０．２２～０．５５質量％の範囲である少なくとも１枚の高強度鋼板を用いて、所定の関係式を満たす加圧力、電流値および通電時間で溶接通電と後通電を行い、次いで電極保持を行うことによって、十字引張強度、疲労強度および耐遅れ破壊性等を向上することが記載されている。

特許文献２には、炭素を０．１５質量％以上含み、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板を用いて、ナゲットを形成する第１通電工程、第１通電工程に続いて無通電とする冷却工程、冷却工程に続いてナゲットを軟化させる第２通電工程の３工程に分けて、スポット溶接工程を行うスポット溶接方法が開示されている。

特許文献３には、第一加圧力Ｆ_１（ｋＮ）で加圧しながら第一電流Ｉ_１（ｋＡ）で通電をすることによりナゲット部を形成する主通電工程と、引き続き第二電流Ｉ_２（ｋＡ）で通電時間ｔ_ａ（ｍｓ）の間通電してナゲット部を冷却する後通電工程とを有し、この後通電工程が、後通電工程開始から加圧遅れ時間ｔ_ｂ（ｍｓ）の間第一加圧力Ｆ_１（ｋＮ）を維持する第一加圧工程と、第一加圧工程に引き続き第二加圧力Ｆ_２（ｋＮ）で加圧する第二加圧工程とを有する抵抗スポット溶接方法が開示されている。

特許第６１９４７６５号公報 特許第６１０７９３９号公報 特許第６３１５１６１号公報

特許文献１では、極短時間の冷却のため、上記の高炭素当量の鋼板では疲労強度を向上させることはできない。そして、特許文献１は、スポット溶接部の靭性向上と引張残留応力の低減が可能になることを記載するだけであり、そのメカニズムについては不明瞭である。これに対し、後述する本発明によれば、板隙部（すなわちシートセパレーション部）の硬さを軟化させることで応力を緩和するメカニズムを利用する技術であることから、特許文献１とは技術的思想が異なると言える。

特許文献２では、第２通電工程において、第１通電工程で形成されたマルテンサイト組織を焼戻して焼戻しマルテンサイトとすることにより、ナゲットを軟化させている。すなわち、特許文献２ではナゲット内部の組織を焼戻しているのに対し、後述する本発明によればナゲット内部の組織は焼戻されず、硬化した組織としている。このことから、両者の技術的思想は異なると言える。

特許文献３では、主通電工程と後通電工程を組み合わせることで溶接金属中に取り込まれる水素量を低減させ、更に散りの発生によるナゲットの減縮を抑制している。しかし、特許文献３の後通電工程は通電してナゲット部を冷却する工程であり、通電工程中に保持時間を除いた冷却工程を含んでいないことから、シートセパレーション近傍の領域の硬度を低下（すなわち軟化）することはできない。これに対し、後述する本発明は、シートセパレーション近傍の領域を軟化することで鋼中に入る水素を抑制するものである。このことから、両者の技術的思想が異なると言える。

そして、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板、特に引張強度が７８０ＭＰａ以上かつＣ含有量が０．０５～０．６質量％の高強度鋼板を、単通電のみで溶接する抵抗スポット溶接方法では、脆化したナゲットおよびＨＡＺとなりやすいことからＨＡＺに高い残留応力が残り、遅れ破壊が生じる問題がある。更に、疲労強度も向上しない問題もある。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、耐遅れ破壊特性および疲労強度を向上させた、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接継手およびその抵抗スポット溶接方法を提供することを目的とする。

本発明では、上記課題を解決するために、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む板組を用いて、耐遅れ破壊特性の低下メカニズムおよび疲労強度の向上方法について、鋭意検討した。

上述のように、鋼板の高強度化が進むにつれ、耐遅れ破壊特性は低下する。遅れ破壊が生じる原因は、破壊起点となるナゲット端部の硬さ、更にはナゲット端部に存在する偏析や介在物の影響が考えられる。それらの原因を回避するためには、ナゲット端部の硬化を防ぐこと、およびナゲット端部の残留応力を減らすことが有効である。

具体的には、本検討により、シートセパレーション近傍の特定の領域の硬度を低下させることによって、耐遅れ破壊特性を向上させることができることが明らかになった。この理由として、シートセパレーション近傍の硬度を軟化させることで、ナゲット端部からシートセパレーションまでの領域における残留応力が低減し、これにより、遅れ破壊が生じにくくなることが挙げられる。

さらに、シートセパレーシ近傍の硬度を軟化させることにより、疲労強度も向上させることが可能であることが明らかになった。この理由として、上記と同様に、シートセパレーション近傍の硬度を下げることにより、ナゲット端部からシートセパレーシまでの領域における残留応力が低減することが挙げられる。

すなわち、シートセパレーション近傍の特定の領域の硬度を下げることにより、ナゲット端部からシートセパレーションまでの領域における残留応力が低減し、その結果、耐遅れ破壊特性が向上し、さらには疲労強度が向上することを知見した。

本発明は、上記の知見に立脚するものであり、以下を要旨とするものである。
［１］ 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する抵抗スポット溶接継手であって、
前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．６％、
Ｓｉ：０．１～２．０％、
Ｍｎ：１．５～４．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００１～０．０１０％、および
Ｏ：０．０３％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
前記抵抗スポット溶接部は、
シートセパレーション端部を中心点とした正方形の線分の長さをＬ（ｍｍ）、前記高強度鋼板のうち板厚が最小となる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）とし、前記線分の長さが前記板厚に対して式（１）を満たす範囲で囲まれた熱影響部内の前記正方形の領域を第１領域としたとき、
前記第１領域の平均硬さＨｖが、ナゲット中心部の硬さＨｖｍに対して式（２）を満たし、
かつ、前記第１領域における、粒径が１００ｎｍ以上である炭化物の平均個数密度が、鋼板断面５μｍ²当たり１０個以上である、
抵抗スポット溶接継手。
０．５×ｔ≧Ｌ …（１）
０．８５×Ｈｖｍ＞Ｈｖ …（２）
［２］ 前記高強度鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．８％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０８０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ａｌ：２．０％以下、および
Ｃａ：０．００５％以下
から選択される１種または２種以上を含有する、［１］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［３］ 前記高強度鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する、［１］または［２］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［４］ ［１］～［３］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接方法であって、
少なくとも１枚の前記高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせて抵抗スポット溶接で接合するに際し、
前記抵抗スポット溶接として、
電流値Ｉ₁（ｋＡ）で通電してナゲットを形成する主通電工程と、
式（３）に示す冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）の間、無通電状態を保持する第１冷却過程と、
次いで、式（４）に示す電流値Ｉ₂（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ₂（ｍｓ）の間、通電する第１昇温過程と、
次いで、式（６）に示す冷却時間ｔ_c2（ｍｓ）の間、無通電状態を保持する第２冷却過程と、
次いで、式（７）に示す電流値Ｉ₃（ｋＡ）で、式（８）に示す通電時間ｔ₃（ｍｓ）の間、通電する第２昇温過程とを行う、焼戻し後熱処理工程と、
を有する、抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接方法。
８００ ≦ ｔ_c1 …（３）
１．０１×Ｉ₁ ≦ Ｉ₂ ≦ １．４×Ｉ₁ …（４）
１００ ＜ ｔ₂ ≦ ５００ …（５）
０ ＜ ｔ_c2 ≦３００ …（６）
Ｉ₂ ＜ Ｉ₃ ≦ １．５×Ｉ₂ …（７）
０ ＜ ｔ₃ ＜ ５００ …（８）

本発明によれば、高強度鋼板を含む複数の鋼板が溶接された抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接部における、ナゲット端部の硬化を防ぐとともに、ナゲット端部からシートセパレーションまでの領域の残留応力を減らすことができる。これにより、抵抗スポット溶接継手の耐遅れ破壊特性および疲労強度を向上させることができるため、産業上格段の効果を奏する。

図１は、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接部周辺を模式的に示す断面図である。 図２は、図１に示す抵抗スポット溶接継手における、シートセパレーションを含む周辺領域の一例を模式的に示す断面図である。 図３は、図１に示す抵抗スポット溶接継手における、シートセパレーションを含む周辺領域の他の例を模式的に示す断面図である。 図４は、本発明における第１領域の平均硬度（Ｈｖ）の求め方の一例を説明する図である。 図５は、本発明の抵抗スポット溶接方法の一例を説明する断面図である。 図６は、本発明の抵抗スポット溶接方法の通電パターンの一例を説明する図である。

以下、本発明について説明する。なお、本発明は、この実施形態に限定されない。

〔抵抗スポット溶接継手〕
まず、図１～図３を参照して、本発明の抵抗スポット溶接継手を説明する。図１～図３には、一例として、本発明の抵抗スポット溶接継手における抵抗スポット溶接部およびその周辺の板厚方向断面図を示す。図１～３に示す例では、重ね合わせる鋼板の枚数を２枚としている。

本発明は、重ね合わせた複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する抵抗スポット溶接継手（以下、「溶接継手」と称する）である。重ね合わせる鋼板には、後述する高強度鋼板を少なくとも１枚以上含む。上記した複数の鋼板の枚数は特に限定されず、２枚以上であればよい。なお、上記した複数の鋼板の枚数の上限は特に規定しないが、４枚以下とすることが好ましい。

図１は、２枚の鋼板を重ね合わせて抵抗スポット溶接した溶接継手であり、下側に配置される鋼板１および／または上側に配置される鋼板２に高強度鋼板を用いる。図１に示す例では、上側の鋼板２に高強度鋼板を用いるものとする。なお、後述するように高強度鋼板にめっき層を有する場合もあるが、図１では鋼板表面のめっき層の図示を省略している。鋼板１、２の鋼板合わせ面（すなわち重ね面）７には、以下に説明する抵抗スポット溶接部１０が形成される。

[抵抗スポット溶接部]
本発明の溶接継手における、抵抗スポット溶接部について詳細に説明する。図１に示すように、溶接継手の抵抗スポット溶接部（以下、「溶接部」と称する）は、ナゲット３と、該ナゲット３を囲むように形成された熱影響部（ＨＡＺ）６とを有する。該熱影響部６内の外周縁領域から母材部にかけてシートセパレーション８が存在する。

本発明では、シートセパレーション近傍の特定領域における組織および特性を次のように規定する。

図１に示すように、溶接部１０のシートセパレーション８の端部を中心点とした正方形の線分長さをＬ（ｍｍ）、高強度鋼板（図１に示す例では、上側の鋼板２）の板厚をｔ（ｍｍ）とし、該線分の長さ（Ｌ）が該高強度鋼板の板厚（ｔ）に対して式（１）を満たす範囲で囲まれた熱影響部６内の該正方形の領域を第１領域とする。
該第１領域の平均硬さ（Ｈｖ）が、ナゲット３の中心部の硬さ（Ｈｖｍ）に対して式（２）を満たし、かつ、該第１領域における、粒径が１００ｎｍ以上である炭化物の平均個数密度が、鋼板断面５μｍ²当たり１０個以上とする。
０．５×ｔ≧Ｌ …（１）
０．８５×Ｈｖｍ＞Ｈｖ …（２）

ここで、「第１領域」とは、中心点Ａを原点として上方向および下方向へ等間隔に離れた位置で、かつ、鋼板合わせ面７に水平な線分Ｌ１およびＬ２と、中心点Ａを原点として右方向および左方向へ等間隔に離れた位置で、かつ、鋼板合わせ面７に垂直な線分Ｌ３およびＬ４とで囲まれた正方形の領域である（図２、３を参照）。また、「シートセパレーション８の端部」とは、熱影響部６側に位置するシートセパレーション８の一端を指す。シートセパレーション端部は、図２の例に示すように、コの字型の形状、あるいは、図３の例に示すように、Ｖの字型の形状となる場合もある。また、「中心点」とは、シートセパレーション端部と鋼板合わせ面７との交点（図１に示す点Ａ）を指す。

「高強度鋼板の板厚（ｔ）」とは、最小の板厚を指す。例えば、板厚の異なる高強度鋼板を２枚以上重ね合わせた場合には、板厚が最小となる当該高強度鋼板の板厚をｔとする。

ナゲット中心から熱影響部にかけては、硬度の変化が生じる。また、ナゲットおよび熱影響部の大きさは、板厚によっても変化する。そのため、式（１）の関係を満たさない場合、意図しない位置（すなわち、意図しない領域）での硬度測定となってしまう可能性がある。したがって、上記線分の長さ（Ｌ）は、（０．５×ｔ）ｍｍ以下とする。本発明の実施例に記載の試験を実施する理由から、第１領域の線分の長さ（Ｌ）は、０ｍｍ超えとすることが好ましく、１．０ｍｍ以上とすることがより好ましい。

本発明の第１領域は、ナゲット端部から離れた個所に設けられる。これは、き裂が進展する際に最初にき裂が進展する箇所であり、疲労強度、遅れ破壊等のき裂が進展する際に影響が大きい箇所だからである。

本発明では、以下に説明するように、第１領域が適切に焼戻されることにより、耐遅れ破壊特性および疲労強度が向上する。

［硬さの比］
第１領域の平均硬さ（Ｈｖ）が、ナゲット中心部の硬さＨｖｍに対して式（２）を満たすことが重要である。式（２）を満たさない場合、第１領域の残留応力を低減させることができず、その結果、遅れ破壊が発生しやすくなる。したがって、第１領域の平均硬さは、ナゲット中心部の硬さの０．８５倍未満とする。好ましくは、第１領域の平均硬さはナゲット中心部の硬さの０．８０倍以下とする。

なお、第１領域の平均硬さの上限値は特に規定しない。しかし、焼戻しが適切に行われる観点から、第１領域の平均硬さは、ナゲット中心部の硬さの０．５０倍以上とすることが好ましく、ナゲット中心部の硬さの０．５５倍以上とすることがより好ましい。

上記の各硬さとは、ＪＩＳＺ２２４４（２０２０年）に準拠して測定したビッカース硬さを指す。

上記の「第１領域の平均硬さ（Ｈｖ）」は次の方法で測定できる。具体的には、後述の実施例に記載する測定方法のとおり、鋼板合わせ面７から高強度鋼板側の板厚方向に０．２ｍｍごとに離間した位置で、かつ、鋼板合わせ面７と平行となる直線上を、０．２ｍｍの間隔で計測する。測定領域は、第１領域の線分Ｌ３から線分Ｌ４までの範囲とする。この測定領域内における硬さの平均値を求めて、「第１領域の平均硬さ」とする。

例えば、図１に示すように上側の鋼板２に高強度鋼板を用いた場合には、鋼板合わせ面７から鋼板２側の板厚方向に０．２ｍｍ上方の位置での上記測定領域内を計測することになる。

また例えば、図示は省略するが、上側および下側の鋼板１、２の両方に高強度鋼板を用いた場合には、低強度（低い引張強度）となる高強度鋼板側で、上述と同様の方法で測定する。

また、「ナゲット中心部の硬さ（Ｈｖｍ）」とは、ナゲット３内の中心位置の硬さを指す。具体的には、後述の実施例に記載する測定方法のとおり、鋼板合わせ面７上の位置で、かつ、ナゲット３の中心位置での硬さを計測し、得られた値を「ナゲット中心部の硬さ」とする。

［第１領域の炭化物］
本発明では、焼戻しを示す指標として、第１領域における炭化物の平均個数密度を規定する。具体的には、第１領域における粒径が１００ｎｍ以上の炭化物の平均個数密度は、鋼板断面５μｍ²当たり１０個以上である。なお、後述の実施例において図４を用いて説明するように、本発明では、第１領域における、５μｍ角の視野の少なくとも１か所で上記炭化物の平均個数密度を満たしていれば、後述の作用効果が得られる。

上記炭化物の粒径を１００ｎｍ以上とする理由は、焼戻しが十分に進行することで粗大な炭化物が生成していることを確認するためである。しかし、炭化物の粒径が大きくなると焼戻しで発生する炭化物以外の析出物である可能性があるため、炭化物の粒径は５００ｎｍ以下とすることが好ましい。

また、第１領域は、鋼板断面における５μｍ角の視野において、上記粒径の炭化物の平均個数密度が１０個未満では、焼戻しが不十分である。その結果、第１領域近傍の残留応力が高くなり、き裂が溶接部に侵入しやすくなるため、耐遅れ破壊特性および疲労強度が低下する。したがって、上記平均個数密度は、鋼板断面５μｍ²当たり１０個以上とする。上記平均個数密度は、より好ましくは鋼板断面５μｍ²当たり１５個以上とする。なお、特に、上記平均個数密度の上限は規定しない。ただし、炭化物の粒径を考慮すると、上記平均個数密度は、鋼板断面５μｍ²当たり４５０個以下とすることが好ましく、鋼板断面５μｍ²当たり４００個以下とすることがより好ましく、鋼板断面５μｍ²当たり２００個以下とすることがさらに好ましい。

なお、本発明において、炭化物の粒径、炭化物の平均個数密度は、後述する実施例に記載の方法で、測定することができる。

［第１領域の組織］（好適条件）
第１領域の硬さが上記硬さの比を満たすためには、この第１領域における組織が焼戻しマルテンサイト組織を有するように制御することが望ましい。これにより、ナゲット端部からシートセパレーションにかけた残留応力をより有効に低減することができる。このような作用効果を得る観点から、第１領域の焼戻しマルテンサイトは、第１領域全体に対する面積率で５０％以上とすることが好ましい。第１領域の焼戻しマルテンサイトは、より好ましくは面積率で５５％以上とする。

なお、第１領域の焼戻しマルテンサイトの上限は特に規定しない。上述のように、第１領域の組織が面積率で１００％の焼戻しマルテンサイトからなる場合であっても、残留応力の低減の効果を見込めるためである。第１領域の焼戻しマルテンサイトは、好ましくは１００％以下とし、より好ましくは９８％以下とする。

第１領域における焼戻しマルテンサイト以外の残部組織は、マルテンサイトおよび／またはフェライトとなる。ただし、焼戻しマルテンサイト以外の組織（残部組織）の面積率が多いと、残留応力の低減を実現することが困難となる。このような理由から、上記残部組織の合計面積率は、５０％以下とすることが好ましく、４５％以下とすることがより好ましく、４０％以下とすることがさらに好ましく、３０％以下とすることがさらに一層好ましい。なお、上記残部組織の合計面積率は、０％であってもよい。

なお、本発明では、焼戻しを示す指標である「炭化物の平均個数密度」を適切に制御することで、焼戻しマルテンサイトが上述の面積率の範囲内にあると、判断することができる。

図示は省略するが、３枚以上の鋼板を溶接した場合、第１領域は鋼板合わせ面ごとに存在する。鋼板合わせ面における各第１領域の少なくとも１つが、上述の組織および特性を有していれば、本発明の効果を得ることができる。

[高強度鋼板]
本発明の溶接継手における、高強度鋼板の母材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、成分組成の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を指すものとする。

Ｃ：０．０５～０．６％
Ｃは鋼の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、鋼の強度が低くなり、引張強度７８０ＭＰa以上の鋼板を製作することは極めて困難である。一方、Ｃ含有量が０．６％を超えると、鋼板の強度は高くなるものの、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マイクロボイドが増加する。また、溶接継手ではナゲットとその周辺のＨＡＺが過度に硬化し、脆化も進むため、疲労強度を向上させることは困難である。更に、脆化した溶融部はき裂が入りやすくなるため、遅れ破壊しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．６％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。Ｃ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４５％以下である。

Ｓｉ：０．１～２．０％
Ｓｉ含有量が０．１％以上であると、鋼の強化に有効に作用する。また、Ｓｉはフェライトフォーマー元素であることから、ナゲット端部のフェライトの生成に優位に働く。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、鋼は強化されるものの、靱性に悪影響を与えることがある。そのため、Ｓｉ含有量は０．１～２．０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上である。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下である。

Ｍｎ：１．５～４．０％
Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、本発明のように溶接部の長時間の冷却を行わずとも、溶接継手は高い疲労強度を得ることができる。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると、溶接部の脆化あるいは脆化に伴う割れが顕著に現れるため、疲労強度および耐遅れ破壊特性を向上させることは困難である。そのため、Ｍｎ含有量は１．５～４．０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．０％以上である。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは２．９％以下である。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは不可避的不純物であるが、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、溶接部のナゲット端に強偏析が現れるため継手強度を向上させることは困難である。そのため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減はコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、粒界に偏析して鋼を脆化させる元素である。Ｓは、不可避的に含まれる元素である。さらに、Ｓは、硫化物と鋼板の局部変形能を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減はコストの増加を招くので、Ｓ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１～０．０１０％
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。Ｎは、不可避的に含まれる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．００１～０．０１０％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。

Ｏ：０．０３％以下
Ｏ（酸素）は非金属介在物を生成することにより、鋼の清浄度、靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０３％以下とする。Ｏ含有量は０．０２％以下とすることが好ましい。また、Ｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

本発明に用いる高強度鋼板は、上記各元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

本発明では、上記成分組成が高強度鋼板の基本の成分組成である。本発明では、上記成分組成に加え、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＡｌおよびＣａから選択される１種または２種以上の元素を加えることができる。なお、必要に応じて含有できるので、これらの元素は０％であってもよい。

Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与することができる元素である。しかし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、多量に添加すると靭性が劣化する。このため、これらの元素を含有する場合、それぞれ、Ｃｕ含有量は０．８％以下とし、Ｎｉ含有量は１．０％以下とし、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．６％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性の向上により強度を向上させることができる元素である。しかし、Ｃｒは１．０％を超えて過剰に含有すると、ＨＡＺの靱性が劣化する恐れがある。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。

Ｎｂ：０．０８０％以下
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成することで抵抗スポット溶接後の十字引張強度および耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上含有させることが望ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するだけでなく、靭性を著しく損ねる。このことから、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７０％以下とし、さらに好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。

Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、析出硬化により組織制御をして鋼を強化することができる元素である。しかし、Ｖは、多量に添加するとＨＡＺ靱性の劣化につながる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。

Ｔｉ：０．２０％以下
Ｔｉは、焼入れ性を改善して鋼を強化することができる元素である。しかし、Ｔｉは、多量に添加すると炭化物を形成し、その析出硬化によって靭性が著しく劣化する。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上とし、より好ましくは０．００４％以上とする。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を改善して鋼を強化することができる元素である。このため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上とする。しかし、Ｂを多量に添加しても、上記効果は飽和することから、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とし、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。

Ａｌ：２．０％以下
Ａｌは、オーステナイト細粒化のための組織制御をすることができる元素であるが、多量に添加すると靭性が劣化する。このため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは１．５％以下とし、さらに好ましくは１．３％以下とし、さらに一層好ましくは１．２％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、鋼の加工性向上に寄与することができる元素である。しかし、Ｃａを多量に添加すると靭性が劣化する。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００４％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。

上記した成分組成を有する高強度鋼板は、引張強度を７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。高強度鋼板の引張強度は、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上とする。上述のように、特に母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上の場合、疲労強度および耐遅れ破壊特性が低下する恐れがある。本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であっても、シートセパレーション近傍の特定の領域の硬度を下げることにより、ナゲット端部からシートセパレーションまでの領域における残留応力が低減する。これにより、溶接部は疲労強度および耐遅れ破壊特性の低下を抑制できる。なお、引張強度が７８０ＭＰａ未満の高強度鋼板でも、当然に上記の効果は得られる。

［高強度鋼板のめっき種］
本発明の高強度鋼板は、亜鉛めっき処理を施して、鋼板表面に亜鉛めっき層を有する鋼板（すなわち亜鉛めっき鋼板）であっても、上記の効果を得ることができる。亜鉛めっき層とは、亜鉛を主成分とするめっき層を指す。亜鉛を主成分とするめっき層には、例えば、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、Ｚｎ－Ａｌめっき層およびＺｎ－Ｎｉ層等が含まれる。また、本発明の高強度鋼板は、上記の亜鉛めっき処理を施した後に合金化処理を施して、母材表面に合金化亜鉛めっき層を有する合金化亜鉛めっき鋼板であってもよい。

なお、本発明において重ね合わせる鋼板は、同種の鋼板を複数枚重ねてもよく、あるいは異種の鋼板を複数枚重ねてもよい。鋼板表面に亜鉛めっき層を有する鋼板（ここでは亜鉛めっき鋼板）と鋼板表面に亜鉛めっき層を有さない鋼板（ここでは冷延鋼板）とを重ね合わせてもよい。各鋼板の板厚は同じでも異なっていても何ら問題はない。一般的な自動車用鋼板を対象とする観点から、例えば鋼板の板厚は０．４ｍｍ～２．２ｍｍとすることが好ましい。

〔抵抗スポット溶接方法〕
次に、上記した溶接部を有する本発明の溶接継手を製造するための抵抗スポット溶接方法の一実施形態について説明する。

本発明の溶接継手は、少なくとも１枚の上記高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、１対の溶接電極で加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接によって製造できる。

例えば、図５に示すように、２枚の鋼板１、２を重ね合わせて板組とする。ついで、板組の下側および上側に配置される一対の溶接電極４、５で該板組を挟持し、加圧しながら所定の溶接条件に制御して通電を行う。これにより、鋼板合わせ面７となる板間を接合することによって上記の溶接部を形成することができる（図１～３を参照）。なお、高強度冷延鋼板と高強度亜鉛めっき鋼板とを重ね合わせて板組とする場合、該高強度亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層を有する面が高強度冷延鋼板と対向するように複数の鋼板を重ね合わせればよい。

本発明では、溶接電極４、５で挟持した重ね合わせた鋼板１、２を通電する工程として、図６に示すように、主通電工程と焼戻し後熱処理工程を有する。また、焼戻し後熱処理工程は、第１冷却過程、第１昇温過程、第２冷却過程および第２昇温過程を有する。以下に、本発明の各工程について詳細に説明する。

＜主通電工程＞
主通電工程とは、鋼板１、２の鋼板合わせ面７を溶融して必要サイズのナゲット３を形成する工程である（図５を参照）。主通電工程では、電流値Ｉ₁（ｋＡ）で通電してナゲットを形成する。

自動車鋼板の抵抗スポット溶接部（溶接部）に採用されるナゲット径は、３．０√ｔ_sheet～６．０√ｔ_sheet（ここで、ｔ_sheet（ｍｍ）は板厚である）が一般的である。本発明では、この数値範囲を「目標のナゲット径（ｍｍ）」とする。本発明の主通電工程では、目標のナゲット径となるナゲット３を得られればよく、ナゲット３を形成するための通電条件および加圧条件は特に限定しない。

上記「ｔ_sheet（ｍｍ）板厚である」における「ｔ_sheet」とは、板組に用いた鋼板のうち、最も板厚が最小となる鋼板の板厚を指す。

重ね合わせる鋼板に本発明の高強度鋼板を用い、鋼板合わせ面に目標のナゲット径となるナゲット３を安定して形成する観点からは、主通電工程の通電条件および加圧条件を次のように制御することが好ましい。

主通電工程の電流値Ｉ₁（ｋＡ）は、好ましくは３．０ｋＡ～８．０ｋＡとする。電流値Ｉ₁が小さすぎると目標のナゲット径を安定的に得られない。一方、電流値Ｉ₁が大きすぎると、ナゲット径が大きくなりすぎる可能性、あるいは、鋼板の溶融度合いが大きくなり、散りとして溶けた溶接部が板間より外に出てしまい、ナゲット径が小さくなる可能性がある。このような理由から電流値Ｉ₁は３．０ｋＡ～８．０ｋＡとする。電流値Ｉ₁は、より好ましくは３．５ｋＡ以上とする。電流値Ｉ₁は、より好ましくは７．５ｋＡ以下とする。

主通電工程の通電時間ｔ₁（ｍｓ）は、好ましくは１２０ｍｓ～４００ｍｓとする。これは、電流値Ｉ₁と同様に、安定的に目標のナゲット径となるナゲット３を形成するための時間である。通電時間ｔ₁が１２０ｍｓ未満では、ナゲットが生成しにくくなることが懸念される。一方、通電時間ｔ₁が４００ｍｓを超えると、形成されるナゲット径が目標のナゲット径に比べて大きくなる可能性と、施工性の低下とが懸念される。通電時間ｔ₁は、好ましくは２００ｍｓ以上とする。通電時間ｔ₁は、好ましくは３００ｍｓ以下とする。しかしながら、必要とするナゲット径が得られれば、通電時間ｔ₁は上記数値範囲に対して短く設定し、あるいは長く設定することができる。

主通電工程での加圧条件は、好ましくは加圧力を２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力が大き過ぎると通電径が拡大するため、ナゲット径の確保が難しくなりやすい。一方、加圧力が小さ過ぎると、通電径が小さくなり、散りが発生しやすくなる。このような理由から加圧力は２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力は、より好ましくは３．０ｋＮ以上とし、より好ましくは６．５ｋＮ以下とする。加圧力は、使用する装置能力によって制限される場合がある。必要とするナゲット径が得られる加圧力であれば、加圧力は上記数値範囲に対して低く設定し、あるいは高く設定することができる。

＜焼戻し後熱処理工程＞
焼戻し後熱処理工程とは、主通電工程で形成された溶接部における第１領域を焼戻し、遅れ破壊が発生する際の残留応力を低下させるための後熱処理の工程である。具体的には、焼戻しによって第１領域の組織が焼戻しマルテンサイトとなるように、効果的に焼き戻す工程である。焼戻し後熱処理工程では、主通電工程後、溶接部に対して第１冷却過程、第１昇温過程、第２冷却過程および第２昇温過程をこの順に施す。第１領域の焼戻しによりナゲット端部からシートセパレーションまでの領域における残留応力を低減させるためには、焼戻し後熱処理工程における各過程の溶接条件を次のように制御することが重要である。

［第１冷却過程］
まず、主通電工程後、ナゲット端部がマルテンサイト変態を生じる温度まで下げるための冷却を行う。この過程を第１冷却過程と称する。この第１冷却過程では、後述の焼戻しの効果を十分に得るために、式（３）に示す冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）の間、無通電状態を保持することで溶接部を冷却する。
８００ ≦ ｔ_c1 …（３）

第１冷却過程の冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）が８００ｍｓ未満の場合、マルテンサイト変態が十分に起こらず、マルテンサイトが現出しないことによってオーステナイトが残存したままの組織となる。これにより、後続の過程（具体的には、第１昇温過程、第２冷却過程、第２昇温過程）を行っても、そのままオーステナイトが残存し、最終的にはマルテンサイト組織（すなわち、焼入れままマルテンサイト組織）となる。その結果、第１領域は脆化した組織となるため、耐遅れ破壊特性が向上しない。したがって、冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）は８００ｍｓ以上とする。冷却時間ｔ_c1は、好ましくは８５０ｍｓ以上とし、より好ましくは９００ｍｓ以上とし、さらに好ましくは１０００ｍｓ以上とする。第１冷却過程では、その後の昇温過程において炭化物をより生成させ、上記の炭化物の平均個数密度を高めるために、Ｍｓ点以下での十分なマルテンサイト変態を行う。

第１冷却過程の冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）の上限は、特に限定しない。本発明で対象とする鋼板は自動車用鋼板であることから、溶接時間が長いと施行効率の低下が生じる。そのため、冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）は、好ましくは２２００ｍｓ以下とし、より好ましくは２０００ｍｓ以下とする。

［第１昇温過程］
第１冷却過程に続いて、第１昇温過程を行う。第１昇温過程では、前の過程での冷却によってマルテンサイトとなった組織を焼戻すために、適切な温度域に昇温する通電（すなわち後通電）を行う。上記の「適切な温度域」とは、第１領域の硬さを軟化させるための焼戻し温度域を指す。

具体的には、第１昇温過程では、式（４）に示す電流値Ｉ₂（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ₂（ｍｓ）の間、溶接部を通電する。
１．０１×Ｉ₁ ≦ Ｉ₂ ≦ １．４×Ｉ₁ …（４）
１００ ＜ ｔ₂ ≦ ５００ …（５）

通常、テンパー通電はナゲット端部近傍を焼戻すために本通電より低い電流値で焼戻しを行う。しかしながら、本発明では、ナゲットから離れた位置にある第１領域を焼戻すために高温での後通電を施す。ここで第１領域を焼戻すための適切な温度すなわちＡc₁点以上の温度まで短時間で急速に温度上昇させることが、特に重要である。これにより、第１領域の組織を焼戻しマルテンサイトとし、効果的に焼戻すことができる。

この過程での電流値Ｉ₂が低過ぎると焼戻しの効果が薄れてしまう。一方、この過程での電流値Ｉ₂が高過ぎるとＡc₃点を超えるために、ナゲット端部の組織を焼戻しマルテンサイトとすることができない。あるいは、散りが発生してしまい、溶融金属が外に出てしまうことで必要なナゲット径を得られない場合がある。

このような理由から、第１昇温過程の電流値Ｉ₂（ｋＡ）は、式（４）の関係を満たすものとする。第１昇温過程の電流値Ｉ₂が（１．０１×Ｉ₁）（ｋＡ）未満の場合、Ａc₁点未満の温度となり、ナゲット端部を効果的に焼戻すことができない。電流値Ｉ₂は、好ましくは（１．１２×Ｉ₁）（ｋＡ）以上とする。

一方、第１昇温過程の電流値Ｉ₂が、（１．４×Ｉ₁）（ｋＡ）を超える場合、Ａc₃点を超えてしまう可能性が高く、後続の過程において再度オーステナイト変態し、最終的にマルテンサイト組織となることで脆化する。その結果、ナゲット端部の靭性を得られない。電流値Ｉ₂は、好ましくは（１．３５×Ｉ₁）（ｋＡ）以下とする。

上述のように、第１昇温過程は、短時間で急速に温度を上げるため、第１昇温過程の通電時間ｔ₂（ｍｓ）は、式（５）を満たすものとする。通電時間ｔ₂は、好ましくは１２０ｍｓ以上とする。通電時間ｔ₂は、好ましくは４００ｍｓ以下とする。

このように適切な温度範囲で後熱することで焼戻しが促進され、炭化物の平均個数密度を増加させることができ、結果として硬さも低下する。そのため、ナゲット中心部に対する硬さ比も小さくなる。

［第２冷却過程］
第１昇温過程に続いて、第２冷却過程を行う。

第１領域は、上述の第１昇温過程での昇温によって焼戻しマルテンサイト組織となるが、この第１昇温過程のみでは焼戻し時間が短いために第１領域の一部の組織にオーステナイトが残存する。しかし、これを回避するために、そのまま後通電時間を延長したり、冷却過程を設けることなく後通電を施すと、該後通電時に散りが発生する可能性が高くなる。そこで、本発明では、第１昇温過程後に、一時的に溶接部の温度を下げるための第２冷却過程を設ける。

具体的には、第２冷却過程として、式（６）に示す冷却時間ｔ_c2（ｍｓ）の間、無通電状態を保持する冷却を行う。
０ ＜ ｔ_c2 ≦ ３００ …（６）

第２冷却過程では、一時的に溶接部の温度を僅かに低下させることが目的であるため、通電時間ｔ_c2は０ｍｓ超え３００ｍｓ以下とする。散りの発生を避け、効果的に焼戻しを行うためには、第２冷却過程の冷却時間ｔ_c2は、２０ｍｓ以上とすることが好ましい。冷却時間ｔ_c2は、２５０ｍｓ以下とすることが好ましく、２００ｍｓ以下とすることがより好ましい。

［第２昇温過程］
第１領域の焼戻しをより効果的に行うために適切な温度制御を行う観点から、第２冷却過程後に第２昇温過程を行う。具体的には、第２昇温過程は、式（７）に示す電流値Ｉ₃（ｋＡ）で、式（８）に示す通電時間ｔ₃（ｍｓ）の間、溶接部を通電する。
Ｉ₂ ＜ Ｉ₃ ≦ １．５×Ｉ₂ …（７）
０ ＜ ｔ₃ ＜ ５００ …（８）

第２昇温過程の電流値Ｉ₃（ｋＡ）は、第１昇温過程の電流値Ｉ₂（ｋＡ）超えとする必要がある。第２昇温過程の電流値Ｉ₃が第１昇温過程の電流値Ｉ₂(ｋＡ）以下となる場合には、焼戻しの温度が低すぎて、第１領域の焼戻しを促進することができない可能性がある。その結果、第１領域が硬化したままの組織となり、残留応力が増加してしまう懸念がある。第２昇温過程の電流値Ｉ₃は、好ましくは（１．１×Ｉ₂）（ｋＡ）以上とする。

一方、第２昇温過程の電流値が高過ぎる場合には、散りが発生してしまう可能性や、焼戻しマルテンサイトが再変態してマルテンサイトとなるために第１領域が硬い組織となってしまう可能性がある。このような理由から、第２昇温過程の電流値Ｉ₃は、（１．５×Ｉ₂）（ｋＡ）以下とする。電流値Ｉ₃は、好ましくは（１．４５×Ｉ₂）（ｋＡ）以下とし、より好ましくは（１．４０×Ｉ₂）（ｋＡ）以下とする。

また、第２昇温過程の通電時間ｔ₃は、第１昇温過程の焼戻しの温度維持を行うため、式（８）を満たすものとする。通電時間ｔ₃は、好ましくは４０ｍｓ以上とし、より好ましくは８０ｍｓ以上とする。通電時間ｔ₂は、好ましくは２５０ｍｓ以下とする。

なお、本発明では、焼戻し後熱処理工程を、第１冷却過程および第１昇温過程と、第２冷却過程および第２昇温過程との２段とする。各過程を上述のように制御することで、焼戻し後熱処理工程後に他の工程を設ける必要が無い。

以上説明したように、本発明の抵抗スポット溶接方法は、焼戻し後熱処理工程の溶接条件を適切に制御することによって、シートセパレーション近傍の第１領域が焼戻しマルテンサイトとなり、ナゲット端部からシートセパレーションまでの残留応力を低減できる。すなわち、この溶接方法により得られる溶接継手は、残留応力を減らすことで耐遅れ破壊特性が向上し、更には疲労強度が向上することができる。

以下、本発明の作用および効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。

試験片には、表１および表２に示した、引張強度が７８０ＭＰａ～１８００ＭＰａで、かつ板厚が０．８～１．２ｍｍの鋼板（鋼板Ａ～鋼板Ｌ）を使用した。試験片のサイズは、長辺：１００ｍｍ、短辺：３０ｍｍとした。表１には鋼板Ａ～鋼板Ｌの成分組成を示した。なお、表１の「－」は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むものとした。表２に示した「ＧＡ鋼板」とは、上記の合金化亜鉛めっき鋼板を表すものとした。

まず、得られた試験片を表２に示すように重ねて配置し、板組とした。なお、表２中の「鋼板の重ね位置」は、下側の鋼板から順に「一枚目」、「二枚目」と数えるものとした。次に、各板組を用いて、表３に示す溶接条件で抵抗スポット溶接を行い、板間に必要サイズのナゲット３を形成して、抵抗スポット溶接継手を作製した。一部の板組は、３枚の鋼板を重ね合わせた。なお、表３中の「－」は、その過程を実施していないことを表すものとした。

本実施例では、図５に示したように、複数の鋼板（図５に示す例では、下側の鋼板１と上側の鋼板２）を重ね合わせた板組について、Ｃガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源を有する抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行った。

なお、その他の溶接条件は、以下に示す条件で行った。通電中の加圧力は一定とし、ここでは３．５ｋＮで行った。板組に対して下側の溶接電極４および上側の溶接電極５は、いずれも先端の直径：６ｍｍ、先端の曲率半径：４０ｍｍとし、クロム銅製のＤＲ型電極を用いた。下側の溶接電極４および上側の溶接電極５で加圧力を制御し、直流電源を用いて溶接を行った。ナゲット径は、板厚：ｔ_sheet（ｍｍ）とするとき５．５√ｔ_sheet（ｍｍ）以下となるように形成した。

得られた抵抗スポット溶接継手（溶接継手）を用いて、以下に記載の方法で遅れ破壊試験および疲労強度試験を行い、評価した。また、以下に記載の方法で、溶接部の評価、第１領域の硬さの判定、第１領域の炭化物の粒径の測定および該炭化物の平均個数密度の測定を、それぞれ行った。

［耐遅れ破壊特性の評価］
耐遅れ破壊特性の評価は、次のように行った。作製した溶接継手を用いて、大気中で２４時間経過した後に遅れ破壊の有無を確認した。溶接部において接合界面においてナゲットが半分に割れる現象が生じたものを遅れ破壊が生じたと定義する。

溶接継手を２４時間静置した後に、遅れ破壊が発生したものには記号「×」を付し、一方、遅れ破壊が発生しなかったものには記号「〇」を付した。なお、本実施例では、記号「○」の場合を良好と評価し、記号「×」の場合を劣ると評価した。測定結果は表４に示した。

［疲労強度の評価］
疲労強度の評価は、ＪＩＳＺ３１３８の疲労強度試験に基づき行った。具体的には、作製した溶接継手を用いてＪＩＳＺ３１３８に規定の形状の引張せん断疲れ試験用の試験片を作成し、このせん断引張試験片に２ｋＮの荷重を負荷し続け、破断するまでに上記荷重を負荷した回数をカウントした。

一方で、比較のために、上記溶接条件を本通電のみとして板組の抵抗スポット溶接を行い、比較用の溶接継手を作製した。この比較用の溶接継手を用いて上述と同様の疲労強度試験を行い、せん断引張試験片が破断するまでの荷重負荷回数（以下、「比較用繰り返し数」と称する）をカウントした。

そして、得られた各カウントと上記比較用繰り返し数とを比較し、上記比較用繰り返し数に対する各カウントの比が１．２倍未満となった場合には記号「×」を付し、この比が１．２倍以上となった場合には記号「〇」を付した。
なお、本実施例では、記号「○」の場合を良好と評価し、記号「×」の場合を劣ると評価した。測定結果は表４に示した。

［溶接部の評価］
本実施例では、上述の耐遅れ破壊特性および疲労強度の各評価を用いて、溶接継手の溶接部の評価を行った。表４中、耐遅れ破壊特性および疲労強度の各評価がいずれも「〇」の場合に、溶接部の評価を「〇（合格）」とした。
一方、耐遅れ破壊特性および疲労強度の各評価のうちいずれか１つが「×」の場合、あるいは耐遅れ破壊特性および疲労強度の両方の評価が「×」の場合に、溶接部の評価を「×（不合格）」とした。

［第１領域の硬さの判定］
ナゲット中心および第１領域の硬さの測定は、次のように行った。

作製した溶接継手を円状に形成されたナゲットの中心を通る位置で切断して試験片とし、該試験片を超音波洗浄した後に樹脂埋めを行ったサンプルの板厚断面を研磨し、ピクリン酸溶液を用いてエッチングを行い、サンプルを準備した。硬さはビッカース硬度計により、ＪＩＳＺ２２４４に規定の方法で測定した。測定荷重は、３００ｇｆの圧子にて１５秒負荷する条件で行った。

具体的には、ビッカース硬さは、第１領域の左上を１番とし、右に０．２ｍｍずつ計測し、第１領域の右端まで測定したら、１番の下へ０．２ｍｍの位置を計測する。それを繰り返し、第１領域の右下まで計測した平均値を第１領域の平均硬さとする。ここでは、重ね合わせた鋼板のうち低強度（すなわち低い引張強度）となる高強度鋼板側を、評価鋼板に用いた。

なお、表４中の「硬さ判定」の欄には、硬さの比（Ｈｖ／Ｈｖｍ）が０．８５未満を満足するか否かの判定結果を示した。符号「〇」は合格（すなわち、Ｈｖ／Ｈｖｍが０．８５未満）の場合とし、符号「×」は不合格（すなわち、Ｈｖ／Ｈｖｍが０．８５以上）の場合とした。

［第１領域における炭化物の粒径および平均個数密度］
図１に示すように、第１領域の鋼板組織を観察した。これは、得られた抵抗スポット溶接部材から該領域を切り出し、その板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察した。さらに、Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、セメンタイトの円相当直径を算出することで、セメンタイトの粒径を求めた。

粒径が１００ｎｍ以上のセメンタイトの平均個数密度（個／５μｍ²）は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察し、５箇所の鋼板断面５μｍ²当たりの個数密度を求めた。得られた値の平均値を、粒径が１００ｎｍ以上の炭化物の鋼板断面５μｍ²当たりの平均個数密度とした。該平均個数密度を、表４に示した。なお、炭化物の粒径が大きくなると焼戻しで発生する炭化物以外の析出物である可能性があるため、炭化物の粒径は５００ｎｍ以下とした。ここでは、重ね合わせた鋼板のうち低強度（すなわち低い引張強度）となる高強度鋼板側を、評価鋼板に用いた。

図４には上記観察の順番を示した。図４に示すように、炭化物は距離Ｌの範囲内（すなわち、第１領域内）で１か所でも上記平均個数密度（個／５μｍ²）を満たせば良い。例えば、図４に示すように第１領域を碁盤の目状に細分化し、第１領域の左上を１番とした。「１」と示した位置から観察を開始し、観察結果が上記平均個数密度を満足する（すなわち、合格となる）まで、観察位置を移動させながら観察を続けた。１回目の観察では、点１の位置から母材部（ここでは、図４の紙面右側の方向）へ向けて（０．２×Ｌ）ｍｍ離れた位置で平均個数密度を観察した。この観察結果が上記平均個数密度を満足しなかった場合（すなわち、不合格の場合）には、「２」と示した位置で２回目の観察を行った。２回目の観察も、同様に、点２の位置から母材部へ向けて（０．２×Ｌ）ｍｍ離れた位置で計測を行った。これを、観察結果が「合格」となるまで順番に続けた。

表３および表４から明らかなように、本発明例では、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された溶接継手は、優れたせん断引張強度を備えた良好な溶接継手であった。これに対し、比較例では良好な溶接継手を得られなかった。

１、２ 鋼板
３ ナゲット
４、５ 溶接電極
６ 熱影響部
７ 鋼板合わせ面
８ シートセパレーション
９ 第１領域
１０ 抵抗スポット溶接部

Claims (5)

1. 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する抵抗スポット溶接継手であって、
   前記高強度鋼板が、質量％で、
   Ｃ：０．０５～０．６％、
   Ｓｉ：０．１～２．０％、
   Ｍｎ：１．５～４．０％、
   Ｐ：０．１０％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ｎ：０．００１～０．０１０％、および
   Ｏ：０．０３％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
   前記抵抗スポット溶接部は、
   シートセパレーション端部を中心点とした正方形の線分の長さをＬ（ｍｍ）、前記高強度鋼板のうち板厚が最小となる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）とし、前記線分の長さが前記板厚に対して式（１）を満たす範囲で囲まれた熱影響部内の前記正方形の領域を第１領域としたとき、
   前記第１領域の平均硬さＨｖが、ナゲット中心部の硬さＨｖｍに対して式（２）を満たし、
   かつ、前記第１領域における、粒径が１００ｎｍ以上である炭化物の平均個数密度が、鋼板断面５μｍ²当たり１０個以上である、
   抵抗スポット溶接継手。
   ０．５×ｔ≧Ｌ …（１）
   ０．８５×Ｈｖｍ＞Ｈｖ …（２）
2. 前記高強度鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．８％以下、
   Ｎｉ：１．０％以下、
   Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｃｒ：１．０％以下、
   Ｎｂ：０．０８０％以下、
   Ｖ：０．５０％以下、
   Ｔｉ：０．２０％以下、
   Ｂ：０．００５％以下、
   Ａｌ：２．０％以下、および
   Ｃａ：０．００５％以下
   から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の抵抗スポット溶接継手。
3. 前記高強度鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する、請求項１に記載の抵抗スポット溶接継手。
4. 前記高強度鋼板は、鋼板表面にめっき層を有する、請求項２に記載の抵抗スポット溶接継手。
5. 請求項１～４のいずれか１項に記載の抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接方法であって、
   少なくとも１枚の前記高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせて抵抗スポット溶接で接合するに際し、
   前記抵抗スポット溶接として、
   電流値Ｉ₁（ｋＡ）で通電してナゲットを形成する主通電工程と、
   式（３）に示す冷却時間ｔ_c1（ｍｓ）の間、無通電状態を保持する第１冷却過程と、
   次いで、式（４）に示す電流値Ｉ₂（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ₂（ｍｓ）の間、通電する第１昇温過程と、
   次いで、式（６）に示す冷却時間ｔ_c2（ｍｓ）の間、無通電状態を保持する第２冷却過程と、
   次いで、式（７）に示す電流値Ｉ₃（ｋＡ）で、式（８）に示す通電時間ｔ₃（ｍｓ）の間、通電する第２昇温過程とを行う、焼戻し後熱処理工程と、
   を有する、抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接方法。
   ８００ ≦ ｔ_c1 …（３）
   １．０１×Ｉ₁ ≦ Ｉ₂ ≦ １．４×Ｉ₁ …（４）
   １００ ＜ ｔ₂ ≦ ５００ …（５）
   ０ ＜ ｔ_c2 ≦３００ …（６）
   Ｉ₂ ＜ Ｉ₃ ≦ １．５×Ｉ₂ …（７）
   ０ ＜ ｔ₃ ＜ ５００ …（８）

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