JPWO2011025015A1 - スポット溶接継手およびスポット溶接方法 - Google Patents

Abstract

引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａで、炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％以上〜０．５５質量％である薄鋼板を少なくとも１枚含み、薄鋼板（１Ａ、１Ｂ）の界面でナゲット（３）が形成されたスポット溶接継手（１０）であり、ナゲット外層域では、ミクロ組織が、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなり、ミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであり、個数密度が２×１０６個／ｍｍ２以上であるスポット溶接継手。

Description

本発明は、自動車分野等で使用される高強度鋼板のスポット溶接継手およびスポット溶接方法に関するものである。

近年、自動車分野においては、車体や部品等に高強度鋼板を使用するニーズが高まっている。これは、低燃費化や炭酸ガス（ＣＯ_２）排出量削減を達成するために車体の軽量化が必要であり、また、衝突安全性を向上させなくてはならないからである。一方、車体の組立や部品の取付等の工程においては、主としてスポット溶接が使われている。しかしながら、高強度鋼板、特に引張強さの高い高強度鋼板をスポット溶接した場合には、以下の問題が生じる。

スポット溶接した継手（以下、スポット溶接継手と称する）で重要な特性としては引張強さと疲労強度が挙げられるが、特に重要なのは引張強さである。スポット溶接継手の引張強さには、せん断方向に引張荷重を負荷して測定する引張せん断強さ（ＴＳＳ）と、剥離方向に引張荷重を負荷して測定する十字引張強さ（ＣＴＳ）がある。引張せん断強さと十字引張強さの測定方法は、例えば、ＪＩＳ Ｚ ３１３６、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に規定されている。

一般に、ナゲットの硬さの値が高く靱性の値も高くて、かつナゲットにおける偏析が抑制されている場合には、引張試験時の破断形態が良好（ナゲットの周囲で破断が生じる）で、十分に高い引張強さが得られ、そのばらつきも小さい。一方、ナゲットの硬さの値は高いが靭性の値が低い場合や、ナゲットにおける偏析が顕著な場合には、引張試験時に剥離破断（ナゲット内での破断）や部分プラグ破断（ナゲット内での部分的な破断）が生じ、良好な破断形態が得られなくなる。このような場合には、引張強さが著しく低下し、そのばらつきも大きくなる。このような引張強さの低下やばらつきは、特に十字引張強さで顕著に現れる。また、高強度鋼板のスポット溶接では、ナゲット内に割れや欠陥が発生する場合もあるが、そのような場合には、継手強度の低下やばらつきは顕著になる。このため、高強度鋼板のスポット溶接部では、破断形態の改善とそれに伴う十字引張強さの向上およびそのばらつきの低減が求められている。

なお、ナゲット内での欠陥や割れは、通電終了後のナゲットの急激な収縮によって起こると考えられる。即ち、スポット溶接では、２個の溶接電極間の通電中に高強度鋼板の一部が溶融し、通電終了後に、主に溶接電極を介した抜熱によって凝固する。溶接電極は水冷されているため、溶融した部分の凝固の際には、高強度鋼板の板厚方向に急激な収縮が生じる場合がある。このため、図１Ａに示すように、高強度鋼板１０１Ａおよび１０１Ｂ間に形成されるナゲット１０３の中心に収縮欠陥１０５が生じる場合がある。また、ナゲット１０３は横方向にも収縮する場合があり、温度が上昇していない高強度鋼板１０１Ａおよび１０１Ｂはその収縮に追従できず、図１Ｂに示すように、ナゲット１０３は高強度鋼板１０１Ａおよび１０１Ｂから引張応力を受け、ナゲット１０３に縦割れ１０６が生じる場合がある。

上述のように、ナゲットの靭性が低い場合やナゲットでの偏析が顕著な場合に良好な破断形態が得られないため、スポット溶接継手の引張強さ（継手強度）の低下及び、溶接強度のばらつきが発生する。一方、ナゲットにおける靱性の不足および顕著な偏析は、炭素当量が高い高強度鋼板をスポット溶接した場合に生じやすい。このような問題を解決することを目的とした方法が、非特許文献１および特許文献１に記載されている。これらの方法では、スポット溶接の通電が終了して一定時間が経過した後にテンパー通電を行い、スポット溶接部（ナゲット部および熱影響部）を焼鈍して溶接部の硬さを低下させている。しかしながら、これらの方法では、何れも溶接に長時間を要するために生産性が低下するという問題がある。また、焼き戻しによる溶接部の軟化により、ナゲット内での剥離破断が起こりやすいという問題もある。

継手強度が低下する問題を解決する方法が、特許文献２および３に記載されている。この方法では、スポット溶接後に高周波で溶接部を加熱して焼き戻し処理を行っている。しかしながら、これらの方法では、溶接後に別工程が必要となって煩雑になり、また、高周波を利用するための特殊な装置が必要となる等の問題を生じる。。さらに、焼き戻しによる溶接部の軟化によってナゲット内での剥離破断が起こりやすいという問題もある。

非特許文献２および特許文献４には、自動車生産工程内の塗装焼付け処理による加熱および温度保持によって、Ｌ字溶接継手の引張強さ（剥離強度）が向上することが記載されている。しかしながら、非特許文献２および特許文献４では、鋼種や鋼板成分（特に炭素当量）と十字引張強さとの関係が明確にされていない。また、各種鋼種を用いた場合の溶接部の詳細な破断形態、および破断形態と十字引張強さとの関係も示されていない。

これら技術の他に、例えば、非特許文献３に示されるように、炭素当量の低い鋼板を使用してスポット溶接を行うことも考えられる。しかし、この方法では、成分の制約によって鋼板自体の製造が困難になったり、必要な機械的特性が得られなかったりする等の問題が生じる。また、例えば、特許文献５に記載されているような１４７０ＭＰａ級のホットスタンピング鋼板を用いた場合には、焼入れ処理が必要となるため、炭素当量を下げることが困難である。

また、高強度鋼板をスポット溶接する際に、スポット溶接の打点数を増やすという技術も知られている。しかしながら、この方法では、溶接作業効率が低下して生産性が低下するという問題がある。また、溶接施工コストの増加や設計自由度が制限される等の問題もある。

特許文献６には、所定の高強度鋼板を用いてスポット溶接を行い、溶接通電後に所定の条件でテンパー通電を行って溶接部の硬さを低下させる方法が記載されている。所定の高強度鋼板としては、炭素当量が所定範囲に規定され、引張試験で求められる真歪み３〜７％の範囲の応力−歪線図の傾きが５０００ＭＰａ以上に規定されたものが用いられる。しかしながら、この方法にも、溶接部の軟化によってナゲット内での剥離破断が起こりやすいという問題がある。

特許文献７には、本通電によるナゲット形成の後に、本通電電流値以上の電流値で後熱通電するという方法が記載されている。また、特許文献８には、本通電によるナゲット形成の後に、加圧力を増加させて後熱通電するという方法が記載されている。しかしながら、これらの方法でも、安定して高い継手強度が得られないという問題がある。

なお、ナゲット内での欠陥や割れの発生を防止する方法としては、溶接後に、高強度鋼板に対する溶接電極の加圧力を増加させる方法が知られている。しかしながら、この方法では、非常に高い加圧力を必要とするため、剛性の高い溶接ガンが必要となり、実用には向かないという問題がある。また、溶接直後に、引き続き、後加熱通電を行うことによって溶接後の冷却速度を低下させる方法も知られている。この方法では、冷却速度の低下に伴って溶接部の収縮速度が低下するため、欠陥や割れが発生しにくくなる。しかしながら、この方法でも、自動車の補強部品等で用いられる、引張強さが７５０ＭＰａ以上で炭素量や炭素当量が高い高強度鋼板のスポット溶接では、必ずしも有効ではない。

特開２００２−１０３０４８号公報 特開２００９−１２５８０１号公報 特開２００９−１２７１１９号公報 特開２００９−２９１７９７号公報 特開２００２−１０２９８０号公報 特開２００９−１３８２２３号公報 特開２０１０−１１５７０６号公報 特開２０１０−１４９１８７号公報

「高張力鋼における点溶接継手疲労強度の改善−鉄と鋼−」，日本鉄鋼協会，１９８２年，第６８巻，第９号 Ｐ３１８〜３２５ 「自動車鋼板のスポット溶接継手強度に及ぼす塗装焼付けの熱履歴の影響−溶接学会全国大会講演概要−」，社団法人溶接学会，第８３巻，２００８年，第９号，Ｐ４−５ 「川崎製鐵技報」，川崎製鐵株式会社，２０００年，Ｎｏ．３２，Ｐ６５

従来の技術では、高強度鋼板、特に引張強さが７５０ＭＰａ以上の炭素等量が高い高強度鋼板をスポット溶接すると、ナゲットの硬さが増加して靭性が低下し、破壊起点付近で脆性破面が観察されることがある。このため、上述のように、継手強度が著しく低下したり、継手強度のばらつきが生じたりする。そして、スポット溶接継手に対する信頼性、およびこのスポット溶接継手を含む部材の信頼性が損なわれてしまう。

また、高強度鋼板、特に引張強さが７５０ＭＰａ以上の炭素等量が高い高強度鋼板をスポット溶接すると、ナゲット内で欠陥や割れが生じることがある。このため、上述のように、継手強度が著しく低下したり、継手強度のばらつきが生じたりする。そして、スポット溶接継手に対する信頼性が損なわれてしまう。

更に、ナゲット内で比較的大きな介在物が形成されることがある。このような介在物がナゲット内に存在すると、ナゲットが硬くその靭性が低い場合には、この介在物がき裂の起点となって剥離破断や部分プラグ破断が生じることがある。この結果、継手強度が著しく低下したり、継手強度のばらつきが生じ、スポット溶接継手に対する信頼性が損なわれてしまう。

このように、従来の技術では、高強度鋼板、特に引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度鋼板のスポット溶接で、継手の引張強さを十分に向上させ、そのばらつきを十分に低減させることは困難である。このため、スポット溶接継手に高い信頼性を得ることができなかった。

本発明は、被溶接材である高強度鋼板の引張強さが７５０ＭＰａ以上の場合でも、スポット溶接時の欠陥や割れの発生を防止し、継手強度を向上させ、継手強度のばらつきを低減させることができ、更に、良好な作業性を確保しつつ信頼性の高い溶接部を得ることが可能なスポット溶接継手およびスポット溶接方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記問題を解決するために鋭意研究した結果、所定の引張強さおよび所定の組成の高強度鋼板のスポット溶接継手において、ナゲットのミクロ組織を適切なものに規定することにより、スポット溶接継手の引張強さを向上させ、引張強さのばらつきを低減させることができることを見出した。また、このようなスポット溶接継手は、通電パターン等を適切なものに規定することにより、コスト等の大幅な増加を回避しながら得ることが可能であることも見出した。即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。

［１］
互いにスポット溶接された２枚以上の薄鋼板と、
前記薄鋼板の接合面に形成されたナゲットと、
を有し、
前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
前記ナゲット内の当該ナゲットの外形の９０％の相似形領域を除いたナゲット外層域では、
ミクロ組織が、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなり、
前記ミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであり、個数密度が２×１０^６個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接継手。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示す。）
［２］
前記高強度鋼板が、
Ｃ ：０．１０質量％〜０．４０質量％、
Ｓｉ：０．０１質量％〜２．５０質量％、および
Ｍｎ：１．５質量％〜３．０質量％を含有し、
Ｐの含有量が０．０３質量％以下であり、
Ｓの含有量が０．０１質量％以下であり、
Ｎの含有量が０．０１００質量％以下であり、
Ｏの含有量が０．００７質量％以下であり、
Ａｌの含有量が１．００質量％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
［３］
前記高強度鋼板が、さらに、
Ｔｉ：０．００５質量％〜０．１０質量％、
Ｎｂ：０．００５質量％〜０．１０質量％、および
Ｖ ：０．００５質量％〜０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする［２］に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
［４］
前記高強度鋼板が、さらに、
Ｂ ：０．０００１質量％〜０．０１質量％、
Ｃｒ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｎｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｃｕ：０．０１質量％〜２．０質量％、および
Ｍｏ：０．０１質量％〜０．８質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする［２］または［３］に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
［５］
前記高強度鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭからなる群から選択された少なくとも１種を、合計で０．０００１質量％〜０．５質量％の範囲で含有することを特徴とする［２］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。

なお、ナゲットとは、スポット溶接に伴って溶融および凝固した薄鋼板の部分をいう。

［６］
２枚以上の薄鋼板の接合面にナゲットを形成させるスポット溶接方法であって、
前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
前記２枚以上の薄鋼板に対する溶接電極の加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（２）式を満たす条件で溶接通電を行う工程と、
次に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、前記溶接通電における溶接電流ＷＣ（ｋＡ）を用いて定められる下記（４）式を満たす後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）、および、下記（５）式を満たす後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）で前記溶接電極に後加熱通電を行う工程と、
次に、前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程と、
を有し、
前記溶接通電を行う工程と前記後加熱通電を行う工程との間に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、下記（３）式を満たす溶接後冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）、前記薄鋼板を冷却し、
前記後加熱通電を行う工程と前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程との間の前記加圧力ＥＦを保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）が下記（６）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
１９６０×ｈ≦ＥＦ≦３４３０×ｈ ・・・（２）
１６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）
０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）
０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示し、
ｈは、前記薄鋼板の板厚（ｍｍ）を示す。）
［７］
２枚以上の薄鋼板の接合面にナゲットを形成させるスポット溶接方法であって、
前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａであり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
前記２枚以上の薄鋼板に対する溶接電極の加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（７）式を満たす条件で溶接通電を行う工程と、
次に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、前記溶接通電における溶接電流ＷＣ（ｋＡ）を用いて定められる下記（４）式を満たす後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）、および、下記（５）式を満たす後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）で前記溶接電極に後加熱通電を行う工程と、
次に、前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程と、
を有し、
前記溶接通電を行う工程と前記後加熱通電を行う工程との間に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、下記（３）式を満たす溶接後冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）、前記薄鋼板を冷却し、
前記後加熱通電を行う工程と前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程との間の前記加圧力ＥＦを保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）が下記（６）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
１６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）
０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）
０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
１４７０×ｈ≦ＥＦ＜１９６０×ｈ ・・・（７）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示し、
ｈは、前記薄鋼板の板厚（ｍｍ）を示す。）
［８］
前記加圧を解放する工程の後に、
前記薄鋼板を、下記（８）式を満たす溶接後熱処理温度ＡＴ（℃）に下記（９）式を満たす溶接後熱処理時間Ａｔ（ｓ）、保持する工程を有することを特徴とする［６］または［７］に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
１２０≦ＡＴ≦２２０ ・・・（８）
１００≦Ａｔ≦６０００ ・・・（９）
［９］
前記加圧を解放する工程と前記薄鋼板を前記溶接後熱処理温度に保持する工程との間に、
前記薄鋼板を放冷して、前記薄鋼板の前記溶接電極が接触していた部分の表面温度を下記（１０）式を満たす温度ＣＴ（℃）まで低下させる工程を有することを特徴とする［８］に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
ＣＴ≦１５０ ・・・（１０）
［１０］
前記高強度鋼板は、
Ｃ ：０．１０質量％〜０．４０質量％、
Ｓｉ：０．０１質量％〜２．５０質量％、および
Ｍｎ：１．５質量％〜３．０質量％を含有し、
Ｐの含有量が０．０３質量％以下であり、
Ｓの含有量が０．０１質量％以下であり、
Ｎの含有量が０．０１００質量％以下であり、
Ｏの含有量が０．００７質量％以下であり、
Ａｌの含有量が１．００質量％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする［６］〜［９］のいずれか１つに記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
［１１］
前記高強度鋼板が、さらに、
Ｔｉ：０．００５質量％〜０．１０質量％、
Ｎｂ：０．００５質量％〜０．１０質量％、および
Ｖ ：０．００５質量％〜０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする［１０］に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
［１２］
前記高強度鋼板が、さらに、
Ｂ ：０．０００１質量％〜０．０１質量％、
Ｃｒ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｎｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
Ｃｕ：０．０１質量％〜２．０質量％、および
Ｍｏ：０．０１質量％〜０．８質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする［１０］または［１１］に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
［１３］
前記高強度鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭからなる群から選択された少なくとも１種を、合計で０．０００１質量％〜０．５質量％の範囲で含有することを特徴とする［１０］〜［１２］のいずれか１つに記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。

なお、上記の高強度鋼板を用いて自動車を生産する場合には、加圧の解放後に高強度鋼板を溶接後熱処理温度に保持する工程を、自動車生産過程中の塗装焼付けによって行っても良い。この場合、新たに高強度鋼板を熱処理する工程を追加しなくても高強度鋼板の特性をより向上させることができることとなる。つまり、生産性を低下させることなく強度の高い車体を得ることができる。

本発明によれば、ナゲットの態様および各処理の条件を制御しているため、良好な作業性を確保しつつ、ナゲットでの収縮欠陥や割れの発生を防止することができ、破断形態が良好で継手強度のばらつきも少なく十分に高い継手強度を有し、信頼性の高いスポット溶接継手を得ることができる。

図１Ａは、収縮欠陥を示す模式図である。 図１Ｂは、縦割れを示す模式図である。 図２Ａは、第１の実施形態に係るスポット溶接継手を示す模式図である。 図２Ｂは、ナゲット外層域を示す模式図である。 図３Ａは、第２の実施形態に係るスポット溶接方法を示す模式図である。 図３Ｂは、図３Ａに引き続き、スポット溶接方法を工程順に示す模式図である。 図３Ｃは、図３Ｂに引き続き、スポット溶接方法を工程順に示す模式図である。 図４は、溶接電極の間に流す電流の通電パターンの一例を示す図である。 図５は、３枚の薄鋼板を含むスポット溶接継手を示す模式図である。 図６Ａは、ナゲットの例を示す模式図である。 図６Ｂは、ナゲットの他の例を示す模式図である。 図６Ｃは、ナゲットの更に他の例を示す模式図である。 図７は、十字引張試験方法を示す模式図である。 図８は、破断後のナゲットの例を示す模式図である。 図９Ａは、剥離破断を示す模式図である。 図９Ｂは、プラグ破断を示す模式図である。 図９Ｃは、部分プラグ破断を示す模式図である。

以下、本発明の実施形態について添付の図面を参照しながら説明する。

［第１の実施形態］
先ず、本発明の第１の実施形態について説明する。図２Ａは、第１の実施形態に係るスポット溶接継手を示す模式図である。

図２Ａに示すように、第１の実施形態に係るスポット溶接継手１０においては、スポット溶接により２枚の薄鋼板１Ａおよび１Ｂがナゲット３を介して接合されている。また、ナゲット３の周囲には熱影響部４が存在している。薄鋼板１Ａと１Ｂのどちらか一方または両方の引張強さは７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａであり、また、炭素当量Ｃｅｑは０．２２質量％以上〜０．５５質量％である。ここで、炭素当量Ｃｅｑは（１）式で表わされる。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示す。）

また、図２Ｂに示すように、少なくとも、ナゲット３内の当該ナゲット３の外形３ａの９０％の相似形領域３ｂを除いた領域であるナゲット外層域３ｃでは、ミクロ組織が、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなり、ミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、個数密度が２×１０^６個／ｍｍ^２以上である。

「ナゲット３のミクロ組織」
ここで、ナゲット３のミクロ組織を限定する理由について説明する。

（炭化物の平均粒径）
上述のように、少なくともナゲット外層域３ｃでは、ナゲット３のミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径は５ｎｍ〜１００ｎｍである。ナゲット３のミクロ組織には、強度が高く靱性が低いマルテンサイトが多く含まれているが、ナゲット３のミクロ組織に炭化物が析出していると、ナゲット３の軟化に伴い靱性が向上する。５ｎｍ未満であるとナゲット３の靭性を向上させる効果が少なく、一方、炭化物の平均粒径が１００ｎｍを超えていると、粗大な炭化物を起点にしてナゲット３内に割れが生じるため、継手強度が向上しにくく、継手強度がばらつきやすい。従って、炭化物の平均粒径は５〜１００ｎｍとする。自動車部材の量産時における溶接条件の変動、例えば、電極先端部の摩耗や溶接する際の板間の隙間の変動があった際にも継手強度を安定的に確保する観点から、炭化物の平均粒径の上限は６０ｎｍ以下であることがより好ましい。

（炭化物の種類）
ナゲット３に含まれる炭化物の種類は特に限定されないが、鉄基炭化物であることが好ましい。これは、低温で析出させることができるからである。高周波加熱または通常の焼き戻しにより、鉄基炭化物に加え、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭化物を析出させ、ナゲットの強度および靭性を両立させることも可能である。しかし、これら合金炭化物（Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭化物）を鋼中で析出させるためには、高温、例えば５００℃以上での熱処理が必要とされる。これは、これらの置換型元素を拡散、濃縮する必要があるためである。一方、鉄基炭化物を析出させるためには、低温、例えば５００℃未満での焼き戻しを行えば良い。これは、鉄が鋼の主要な構成元素であるため、Ｃが鋼中に拡散、濃縮するだけで鉄基炭化物が析出し、また、Ｃが侵入型元素であるため、拡散しやすいからである。

（炭化物の個数密度）
上述のように、ナゲット３の高強度鋼板との境界面から中心に向けて５％の厚さ（ナゲット外層域に相当する厚さ）の領域では、ナゲット３のミクロ組織に含まれる炭化物の個数密度は２×１０^６個／ｍｍ^２以上である。上述のように、ナゲット３のミクロ組織に炭化物が析出していると、ナゲット３の軟化に伴い靱性が向上する。しかし、炭化物の個数密度が２×１０^６個／ｍｍ^２未満であると、靱性を十分に向上させることが困難である。従って、炭化物の個数密度は２×１０^６個／ｍｍ^２以上とする。また、炭化物の個数密度は、好ましくは３×１０^６個／ｍｍ^２以上であり、更に好ましくは４×１０^６個／ｍｍ^２以上である。炭化物の個数密度の上限は特に限定されないが、例えば１×１０^９個／ｍｍ^２である。

（ナゲット３の鋼組織）
ナゲット３のミクロ組織に含まれる残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの総体積率が１５％を超えると、靱性が低下してナゲット３内において割れを発生しやすく、十分に高い継手強度および靱性を得にくい。従って、ナゲット３のミクロ組織に含まれる残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの総体積率は１５％以下であることが好ましい。また、この総体積率は、破断形態の劣化を抑制し、より安定的に継手強度を確保する観点から、１０％以下であることがより好ましく、さらには、自動車部材の量産時における溶接条件の変動、例えば、電極先端部の摩耗や溶接する際の板間の隙間の変動があった際にも継手強度を安定的に確保する観点から５％以下であることが一層好ましい。ナゲット３のミクロ組織に含まれる他の組織は特に限定されないが、例えば、炭化物が析出した焼き戻しマルテンサイトからなることが好ましく、ベイナイトが含まれていても良い。

なお、フレッシュマルテンサイトとは、内部に炭化物を含まないか、または、内部の炭化物の個数密度が１×１０^４個／ｍｍ^２以下のマルテンサイトをいう。一般的に、フレッシュマルテンサイトは、溶接後に直ちに冷却されて形成されたナゲットに存在し、その後の熱処理により、炭化物を含むマルテンサイトへと変化する。特に、引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度鋼板にはＳｉおよびＭｎが多く含有されているため、その溶接後に熱処理を行わずに直ちに冷却を行うと、冷却中に生成するマルテンサイト中には炭化物が析出しにくい。また、引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度鋼板にはＣも多く含有されているため、ナゲットのマルテンサイト変態温度が低く、冷却中に焼き戻しが行われにくい。従って、従来の方法でスポット溶接を行った場合、残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの総体積率は１５％を超えやすい。一方、後述のような方法でスポット溶接を行えば、容易に残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの総体積率を１５％以下にすることができる。

なお、炭化物の平均粒径および個数密度、並びに鋼組織は、本発明では、次のような方法により特定する。先ず、スポット溶接継手からナゲットを含む試験片を切り出し、これを樹脂等に埋め込んで研磨し、研磨面をナイタール試薬により腐食させる。次いで、１０００倍〜１０００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察を行う。なお、ナゲット中に存在する炭化物は極めて微細であるため、特にＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）、ＴＥＭを用いて観察を行うことが好ましい。また、光学顕微鏡を併用して観察を行っても良い。

残留オーステナイトおよびフレッシュマルテンサイトの総体積率は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて１００００倍にて１０視野の観察を行い、その平均値を求める。また、炭化物の平均粒径および個数密度は、ＴＥＭを用いて１０００００倍にて２０視野の観察を行い、その平均値を求める。なお、多くの炭化物の形状は板状または針状であるが、このような炭化物の粒径は、円相当径に換算して求める。

（結晶の態様）
上述のように、ナゲット３のミクロ組織は、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなる。一般的に、デンドライトのアーム間隔が大きいほど、アーム間へのＰやＳの偏析帯の幅が大きくなる。そして、アーム間隔の平均値が１２μｍを超えていると、ＰやＳの偏析に伴って靭性が大幅に低下し、ナゲット内に割れが生じやすくなる。その一方で、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下であれば、ナゲットに含まれるＰやＳの偏析が低減され、靭性が向上し、割れが生じにくくなる。また、熱処理（焼き戻し）の際に炭化物が析出しやすくなる。従って、アーム間隔の平均値は１２μｍ以下とする。また、破断形態の劣化を抑制し、より安定的に継手強度を確保する観点から、アーム間隔の平均値は、１０μｍ以下が好ましい。更に自動車部材の量産時における溶接条件の変動、例えば、電極先端部の摩耗や溶接する際の板間の隙間の変動があった際にも継手強度を安定的に確保する観点から、８μｍ以下が一層好ましい。

ＰやＳは鉄基炭化物中に固溶しないため、偏析帯の幅が大きいほど、鉄基炭化物の析出が遅延する。従って、ＰやＳの偏析帯では、後述の溶接後熱処理が行われる場合であっても、偏析部における鉄基炭化物の析出が抑制される。この結果、偏析帯では、後述の溶接後熱処理による炭化物の析出の促進、並びにそれに伴う継手強度の向上およびナゲット内での割れの抑制の効果が得られにくくなる。従って、偏析帯を狭めるという観点からも、アーム間隔の平均値は１２μｍ以下とする。

デンドライト組織のアーム間隔は、本発明では次のような方法により特定する。先ず、スポット溶接継手からナゲットを含む試験片を切り出し、これを樹脂等に埋め込んで研磨する。このとき、圧延方向に垂直な面を研磨面とする。次いで、「鉄と鋼，１９７５年，第６１巻，第６号，ｐ１１０」に記載のピクリン酸飽和水溶液および界面活性剤よりなる溶液を用いて、デンドライト組織を顕出する。そして、顕出したデンドライト組織を、光学顕微鏡を用いて１０００倍で１０視野の観察を行い、その平均値を求める。但し、ナゲット内における外殻近傍と中心部とでは冷却速度が異なるとともに、中心部では様々な方向から成長してきたデンドライトのアームが衝突するため、アーム間隔を正確に測定することが難しい場合もある。

（結晶の態様、並びに炭化物の平均粒径および個数密度を規定する範囲）
結晶の態様、並びに炭化物の平均粒径および個数密度を規定する範囲は、ナゲット３内の当該ナゲット３の外形３ａの９０％の相似形領域３ｂを除いたナゲット外層域３ｃである。ナゲット３のミクロ組織を均一にすることは容易ではないが、継手強度にはナゲット３の中央部よりも外周部の方が寄与しやすい。本発明者等は、実験的に、少なくとも、ナゲット外層域３ｃでの結晶の態様並びに平均粒径および個数密度が上記の数値範囲内にあれば、本発明の効果が得られることを確認している。

「高強度鋼板の特性」
次に、高強度鋼板の特性を限定する理由について説明する。

（引張強さ）
上述のように、高強度鋼板の引張強さは７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａである。一般的に、高強度鋼板の引張強さが増加するほど、スポット溶接継手に作用する荷重が大きくなり、また、溶接部における応力集中も高まることから、高い継手強度が必要とされる。しかし、スポット溶接継手の十字引張強さは、５９０〜７８０ＭＰａ級鋼板までは強度に比例して増加するが、それ以上の強度を有する鋼板では逆に減少する。高強度鋼板の引張強さが７５０ＭＰａ未満と低い場合には、元々十字引張強さの値も高く、また、スポット溶接継手に対する負荷が小さいため、スポット溶接継手の破断形態の劣化や継手強度に関する問題点は生じにくい。このため、高強度鋼板の引張強さは７５０ＭＰａ以上とする。その一方で、高強度鋼板の引張強さが１８５０ＭＰａを超えると、スポット溶接継手の破断形態の劣化、並びにそれに伴う継手強度の低下やばらつきの抑制が困難となり、また、ナゲット内での欠陥や割れの抑制も困難となる。このため、高強度鋼板の引張強さは１８５０ＭＰａ以下とする。

（炭素当量Ｃｅｑ）
上述のように、高強度鋼板の、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑは０．２２質量％〜０．５５質量％である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示す。）

炭素当量Ｃｅｑが０．５５質量％を超えていると、これに伴ってナゲット３およびその周囲の熱影響部４の硬さが増加し、また、偏析量の増加にも繋がる。そして、これらのために、ナゲット３の変形能や靭性が低下し、ナゲット３内に割れが発生したり、破断形態が劣化したりする。また、破断形態の劣化に伴って継手強度の低下やばらつきが生じる。その一方で、炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％未満であると、スポット溶接継手の破断形態および継手強度に関する問題点は生じにくい。

（化学成分の組成）
高強度鋼板を構成する化学成分の組成は、上記の炭素当量Ｃｅｑが所定の範囲内にあれば特に限定されないが、以下のようなものとなっていることが好ましい。

｛Ｃ：０．１０質量％〜０．４０質量％｝
Ｃは、強化元素であり、鋼の引張強さを向上させる。また、鋼のＣ含有量が高いほど、ナゲットのＣ含有量も高くなり、焼き戻し時の炭化物の析出の駆動力が増加し、炭化物の析出が促進される。しかし、Ｃ含有量が０．１０質量％未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さを得にくく、また、十分に炭化物を析出させにくくなる。また、Ｃ含有量が０．４０質量％を超えていると、高強度鋼板の加工性が低下しやすい。従って、Ｃ含有量は０．１０質量％〜０．４０質量％であることが好ましい。

｛Ｓｉ：０．０１質量％〜２．５０質量％｝
Ｓｉは、強化元素であり、固溶強化および組織強化により、鋼の強度を高める。しかし、Ｓｉ含有量が２．５０質量％を超えていると、鋼の加工性が低下しやすい。また、Ｓｉ含有量を工業的に０．０１質量％未満にすることは困難である。従って、Ｓｉ含有量は０．０１質量％〜２．５０質量％であることが好ましい。

｛Ｍｎ：１．５質量％〜３．０質量％｝
Ｍｎは、鋼の強度を高める。しかし、Ｍｎ含有量が３．０質量％を超えていると、成形性が劣化しやすい。その一方で、Ｍｎ含有量が１．５質量％未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さを得にくい。従って、Ｍｎ含有量は１．５質量％〜３．０質量％であることが好ましい。

｛Ｐ：０．０３質量％以下｝
Ｐは、ナゲットの脆化をもたらす。そして、Ｐ含有量が０．０３質量％を超えていると、ナゲット内の割れが生じやすく、十分な継手強度を得にくい。従って、Ｐ含有量は０．０３質量％以下であることが好ましい。なお、Ｐ含有量を０．００１質量％未満にするためには、コストが上昇するので、好ましくない。

｛Ｓ：０．０１質量％以下｝
Ｓは、ナゲットの脆化をもたらす。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成し、加工性を低下させる。そして、Ｓ含有量が０．０１質量％を超えていると、ナゲット内の割れが生じやすく、十分な継手強度を得にくい。また、加工性の低下が顕著となりやすい。従って、Ｓ含有量は０．０１質量％以下であることが好ましい。なお、Ｓ含有量を０．０００１質量％未満にするためには、コストが上昇するので、好ましくない。

｛Ｎ：０．０１００質量％以下｝
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、成形性を劣化させる。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生の原因になる。そして、Ｎ含有量が０．０１００質量％を超えていると、このような傾向が顕著となる。従って、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下であることが好ましい。なお、Ｎ含有量を０．０００５質量％未満にするためには、コストが上昇するので、好ましくない。

｛Ｏ：０．００７質量％以下｝
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させる。そして、Ｏ含有量が０．００７質量％を超えていると、この傾向が顕著となる。従って、Ｏ含有量は０．００７質量％以下であることが好ましい。なお、Ｏ含有量を０．０００５質量％未満とするためには、コストが上昇するので、好ましくない。

｛Ａｌ：１．００質量％以下｝
Ａｌは、フェライト安定化元素であり、セメンタイトの析出を抑制する。このため、鋼組織の制御のために含有されている。また、Ａｌは脱酸材としても機能する。その一方で、Ａｌは極めて酸化しやすく、Ａｌ含有量が１．００質量％を超えていると、介在物が増加し、成形性が低下しやすくなる。従って、Ａｌ含有量は１．００％以下であることが好ましい。

高強度鋼板に、上記の主要成分の他に、必要に応じて以下に示す元素が選択的に含まれていても良い。

｛Ｔｉ：０．００５質量％〜０．１０質量％｝
｛Ｎｂ：０．００５質量％〜０．１０質量％｝
｛Ｖ：０．００５質量％〜０．１０質量％｝
Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、鋼の強化元素である。これらの元素は、析出強化、フェライト結晶粒の成長の抑制による細粒強化、および、再結晶の抑制による転位強化により、鋼の強度の上昇に寄与する。しかしながら、これらの含有量が０．００５質量％未満であると、上記の効果が小さい。その一方で、これらの含有量が０．１０質量％を超えていると、成形性が劣化しやすい。従って、これらの元素の含有量は０．００５質量％〜０．１０質量％であることが好ましい。

｛Ｂ：０．０００１質量％〜０．０１質量％｝
Ｂは、鋼組織の制御により鋼を強化する。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００１質量％未満であると、十分に強度を向上させにくい。その一方で、Ｂ含有量が０．０１質量％を超えていると、上記の効果が飽和する。従って、Ｂ含有量は０．０００１質量％〜０．０１質量％であることが好ましい。

｛Ｃｒ：０．０１質量％〜２．０質量％｝
｛Ｎｉ：０．０１質量％〜２．０質量％｝
｛Ｃｕ：０．０１質量％〜２．０質量％｝
｛Ｍｏ：０．０１質量％〜０．８質量％｝
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏは、鋼の強度の向上に寄与する元素であり、例えばＭｎの一部に代えて用いることができる。しかしながら、これらの含有量が０．０１質量％未満であると、十分に強度を向上させにくい。従って、これらの元素の含有量は０．０１質量％以上であることが好ましい。その一方で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量が２．０質量％を超えている場合、Ｍｏ含有量が０．８質量％を超えている場合には、酸洗時や熱間加工時に支障が生じることがある。従って、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は２．０質量％以下であることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．８％質量以下であることが好ましい。

｛Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭ（rare
earth metal）からなる群から選択された少なくとも１種：合計で０．０００１質量％〜０．５質量％｝
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭは、脱酸後の酸化物のサイズや、熱間圧延鋼板中に存在する硫化物のサイズを低下させることが可能であり、成形性の向上に寄与する。しかしながら、これらの含有量が合計で０．０００１質量％未満であると、上記の効果が小さい。その一方で、これらの含有量が合計で０．５質量％を超えていると、成形加工性が低下しやすい。従って、これらの元素の含有量は、合計で０．０００１質量％〜０．５質量％の範囲であることが好ましい。なお、ＲＥＭは、ランタノイド系列に属する元素であり、ＲＥＭおよびＣｅは、製鋼の段階でミッシュメタルとして溶鋼に添加することができる。また、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素が複合で含有されていても良い。

（鋼種）
高強度鋼板の鋼種は特に限定されない。高強度鋼板の鋼種は、例えば、２相組織型（例えば、フェライト中にマルテンサイトを含む組織、フェライト中にベイナイトを含む組織）、加工誘起変態型（フェライト中に残留オーステナイトを含む組織）、焼入れ型（マルテンサイト組織）、微細結晶型（フェライト主体組織）等、何れの型の鋼種であっても良い。何れの鋼種からなる高強度鋼板であっても、破断形態を良好なものとし、継手強度の低下およびばらつきを抑制することができる。

（めっき）
高強度鋼板の表面にめっき層が形成されていても良い。めっき層の種類としては、例えば、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ｎｉ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｐｂ−Ｓｎ系、Ｓｎ−Ｚｎ系、Ａｌ-Ｓｉ系等が挙げられる。Ｚｎ系めっき層を備えた高強度鋼板としては、例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および電気亜鉛めっき鋼板、等が挙げられる。高強度鋼板の表面にめっき層が形成されていると、スポット溶接継手１０が優れた耐食性を示す。めっき層が、高強度鋼板の表面に合金化した亜鉛めっき層である場合には、特に優れた耐食性が得られ、また、塗料の密着性が良好になる。

めっき層の目付け量も特に限定されないが、片面の目付け量で１００ｇ／ｍ^２以下とすることが好ましい。めっきの目付け量が片面あたりで１００ｇ／ｍ^２を超えると、めっき層が溶接の際の障害となる場合があるからである。めっき層は、片面だけでも両面に形成されていても良い。なお、めっき層の表層に無機系または有機系の皮膜（例えば、潤滑皮膜等）等が形成されていても良い。

（高強度鋼板の板厚）
高強度鋼板の板厚は特に限定されない。例えば、自動車の車体等に一般的に用いられている高強度鋼板の板厚（０．５ｍｍ〜３．２ｍｍ）程度であれば良い。但し、高強度鋼板の板厚の増加に伴ってナゲット周囲での応力集中が増加するため、高強度鋼板の板厚は２．０ｍｍ以下であることが好ましい。

また、薄鋼板１Ａおよび１Ｂは、互いに鋼種が異なった高強度鋼板でも良く、薄鋼板１Ａ、１Ｂのどちらか一方が軟鋼板であっても良い。また、互いに板厚が異なっていても良い。さらに、３枚以上の高強度鋼板がスポット溶接によって接合されていても良いし、その内の一部が軟鋼板であっても良い。一般的に、薄鋼板の厚さは６ｍｍ以下である。

このような第１の実施形態に係るスポット溶接継手１０によれば、７５０〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であっても、継手強度を向上させることができ、また、継手強度のばらつきを十分に低減させることも可能である。また、ナゲット３の破断形態も良好なものとなる。従って、スポット溶接継手で高い信頼性を得ることができる。例えば、ＪＩＳ Ｚ ３１３７で定められたスポット溶接継手の十字引張強さ（ｎ＝５）の平均値が、上記の高強度鋼板であっても、２７０ＭＰａ級ＩＦ（interstitial free）鋼の十字引張強さ以上となる。また、上記の十字引張強さ（ｎ＝５）の最小値は、平均値の０．８５倍以上となる。つまり、十字引張強さ（ｎ＝５）のばらつきが抑制される。

［第２の実施形態］
次に、本発明の第２の実施形態について説明する。第２の実施形態は、上記の薄鋼板１Ａおよび１Ｂのスポット溶接を行う方法であり、図３Ａ〜図３Ｃは、第２の実施形態に係るスポット溶接方法を示す模式図である。

第２の実施形態では、先ず、図３Ａに示すように、被溶接材である２枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂ同士を重ね合わせる。そして、薄鋼板１Ａ、１Ｂの重ね合わせ部分に対して両側から、即ち、図３Ａに示す例では上下方向から挟み込むように、例えば銅合金からなる溶接電極２Ａ、２Ｂを押し付けつつ、所定の通電を行う。詳細は後述するが、この通電には、溶接通電および後加熱通電が含まれる。そして、このような所定の通電の結果、２枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂの間に金属が溶融した部分が形成される。この金属が溶融した部分は、通電が終了した後、水冷された溶接電極２Ａ、２Ｂによる抜熱および薄鋼板１Ａ、１Ｂへの熱伝導によって急速に冷却されて凝固する。この結果、図３Ｂに示すように、２枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂの間に、例えば断面形状が略楕円形のナゲット（ナゲット部）３が形成される。続いて、溶接電極２Ａ、２Ｂの薄鋼板１Ａ、１Ｂへの押し付けを解放し、図３Ｃに示すように、溶接電極２Ａ、２Ｂを薄鋼板１Ａ、１Ｂから離間させる。上述のようなナゲット３が形成されることにより、２枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂが溶接される。

具体的には、薄鋼板１Ａおよび１Ｂに対する溶接電極２Ａおよび２Ｂの加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（２）式を満たす条件で溶接通電を行う。次に、加圧力ＥＦを保持したまま、溶接通電における溶接電流ＷＣ（ｋＡ）を用いて定められる下記（４）式を満たす後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）、および、下記（５）式を満たす後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）で溶接電極２Ａおよび２Ｂに後加熱通電を行う。次に、加圧力ＥＦでの加圧を解放する。また、溶接通電を行ってから後加熱通電を行うまでの間に、加圧力ＥＦを保持したまま、下記（３）式を満たす溶接後冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）、薄鋼板１Ａおよび１Ｂを冷却する。また、後加熱通電を行ってから加圧力ＥＦでの加圧を解放するまでの間の加圧力ＥＦを保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）が下記（６）式を満たすようにする。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］
・・・（１）
１９６０×ｈ≦ＥＦ≦３４３０×ｈ ・・・（２）
１６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）
０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）
０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示し、
ｈは、薄鋼板１Ａおよび１Ｂの板厚（ｍｍ）を示す。）

このようなスポット溶接を行うと、ナゲット３での破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減、ナゲット３内での欠陥および割れ等の発生が抑制されるという効果が得られる。このため、信頼性を向上することができる。

上述のように、被溶接材である薄鋼板１Ａおよび１Ｂのどちらか一方または両方の引張強さは７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａであり、炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％である。このため、従来の方法でスポット溶接を行った場合には、ナゲットおよび熱影響部に硬くて靭性が低いマルテンサイトが形成され、ナゲットにおいて応力集中が起こりやすい。そして、これらが、スポット溶接継手の破断形態の劣化、継手強度の低下やばらつき等を引き起こす。これに対し、第２の実施形態では、詳細は後述するが、スポット溶接の諸条件を適切に規定しているため、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減という効果が得られ、信頼性を向上することができる。

「スポット溶接の条件」
ここで、スポット溶接の諸条件を限定する理由について説明する。図４は、溶接電極２Ａおよび２Ｂの間に流す電流の通電パターンの一例を示す図である。図４に示すグラフの縦軸は電流（Ｉ）を示し、横軸は時間（ｔ）を示している。

この通電パターンの例では、加圧力を印加しながらの溶接電流ＷＣでの溶接通電が終了した後、通電を完全に停止して溶接後冷却時間Ｃｔの冷却を行う。次いで、溶接電流ＷＣよりも低い後加熱通電電流ＰＣで、後加熱通電時間Ｐｔの後加熱通電を行う。そして、後加熱通電の通電が終了した後、保持時間Ｈｔが経過した時点で溶接電極２Ａおよび２Ｂを薄鋼板１Ａおよび１Ｂから離間し、加圧力を解放する。

なお、溶接通電を開始する際の電流（Ｉ）の立ち上げパターンは、図４に示すようなアップスロープ（電流を徐々に上げる）パターンとしても良いし、このようなアップスロープパターンを設けずに瞬時に溶接電流ＷＣまで立ち上げるパターンとしても良い。

（溶接電極２Ａ、２Ｂの薄鋼板１Ａ、１Ｂに対する加圧力：ＥＦ）
第２の実施形態では、加圧力ＥＦ（Ｎ）を、下記（２）式で表される範囲に規定する。
１９６０×ｈ≦ＥＦ≦３４３０×ｈ ・・・（２）
但し、上記（２）式において、ｈは薄鋼板１Ａおよび１Ｂの板厚（ｍｍ）を示す。

溶接電極２Ａ、２Ｂの加圧力ＥＦは、ナゲット３内での欠陥や割れの発生に大きな影響を及ぼす。加圧力ＥＦが「１９６０×ｈ」（Ｎ）未満であると、ナゲット３内の欠陥および割れの発生を抑制することが困難となり、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が得られにくい。その一方で、加圧力ＥＦが「３４３０×ｈ」（Ｎ）を超えていると、溶接電極２Ａ、２Ｂが接触する部分の凹みが大きくなって、外観を損ねるだけでなく、継手強度の低下につながる。また、「３４３０×ｈ」（Ｎ）より高い加圧力ＥＦを生じさせるためには、溶接ガン（溶接電極２Ａ、２Ｂに加圧力を加えそれを支えて通電する装置）として剛性の高いロボットアームが必要となる。従って、第２の実施形態では、加圧力ＥＦは「１９６０×ｈ」（Ｎ）以上「３４３０×ｈ」（Ｎ）以下とする。

なお、溶接電極２Ａ、２Ｂの先端径が大きくなり過ぎると、当該先端での面圧が低下して上記の効果が得られにくくなる。このため、溶接電極２Ａ、２Ｂとしては、その先端径が６ｍｍ〜８ｍｍ程度のものを使うことが好ましい。

また、薄鋼板１Ａおよび１Ｂの板厚が互いに異なっている場合には、その平均値を（２）式中の「ｈ」として用いれば良い。また、３枚以上の薄鋼板のスポット溶接を行う場合には、全ての薄鋼板の板厚の和を求め、これを２分して得られる値を（２）式中の「ｈ」として用いれば良い。

なお、溶接電流ＷＣおよび通電時間は特に限定されず、例えば、薄鋼板を抵抗スポット溶接する方法において、従来から採用されている電流値および通電時間と同程度とすれば良い。

また、一連のスポット溶接に用いる設備としては、従来の一般的な設備をそのまま用いることができる。また、溶接電極２Ａ、２Ｂ等についても、従来から使用されている構成のものを用いれば良い。電源も特に限定されず、交流、直流インバータ、交流インバータ等を用いることができる。

（冷却時間：Ｃｔ）
第２の実施形態では、スポット溶接直後の冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）を、下記（３）式で表される範囲に規定する。
１６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）

溶接直後の冷却時間Ｃｔは、ナゲット３のデンドライト組織（デンドライト間距離等）や、偏析状態に大きな影響を及ぼす。冷却時間Ｃｔが１６ｍｓ未満であると、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が得られない。また、冷却時間Ｃｔが３００ｍｓを超えていると、温度が低下しすぎて上記の効果が小さくなり、また、生産性が低下してしまう。従って、冷却時間Ｃｔは１６ｍｓ以上３００ｍｓ以下とする。生産性の低下をできるだけ避けるために、冷却時間Ｃｔは、１６ｍｓ以上３００ｍｓ以下の範囲内とすることが望ましい。

（後加熱通電電流：ＰＣ）
第２の実施形態では、溶接後の後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）を、下記（４）式で表される範囲に規定する。
０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
但し、上記（４）式において、ＷＣは溶接電流（ｋＡ）である。

後加熱通電電流ＰＣは、ナゲットおよび熱影響部の組織や偏析状態に大きな影響を及ぼす。後加熱通電電流ＰＣが「０．４０×ＷＣ」（ｋＡ）未満であると、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が得られない。また、後加熱通電電流ＰＣが「０．９５×ＷＣ」（ｋＡ）を超えている場合にも、上記の効果が得られない。従って、後加熱通電電流ＰＣは、「０．４０×ＷＣ」（ｋＡ）以上「０．９５×ＷＣ」（ｋＡ）以下とする。また、後加熱通電電流ＰＣは、「０．７０×ＷＣ」（ｋＡ）以上「０．８５×ＷＣ」（ｋＡ）以下であることが好ましい。上記の効果が顕著に現れるからである。

（後加熱通電時間：Ｐｔ）
第２の実施形態では、溶接後の後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）を、下記（５）式で表される範囲に規定する。
３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）

後加熱通電時間Ｐｔは、上述の後加熱通電電流ＰＣと同様、ナゲットおよび熱影響部の組織や偏析状態に大きな影響を及ぼす。後加熱通電時間Ｐｔが３０ｍｓ未満であると、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が得られない。また、後加熱通電時間Ｐｔが２００ｍｓを超えていると、上記の効果が小さくなり、また、生産性が低下してしまう。従って、後加熱通電時間Ｐｔは３０ｍｓ以上２００ｍｓ以下とする。また、後加熱通電時間Ｐｔは４０ｍｓ以上２００ｍｓ以下であることが好ましい。上記の効果が顕著に現れるからである。

溶接電流ＷＣの通電終了直後の冷却時間Ｃｔ、後加熱通電電流ＰＣおよび後加熱通電時間Ｐｔを上記条件の設定することにより、ナゲットにおける大きな介在物の生成を低減できる。これにより、介在物を起点とした脆性破面の発生を抑制することができるので、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減という効果が安定して得られる。

（保持時間：Ｈｔ）
上記条件で後加熱通電を行った後、溶接電極２Ａ、２Ｂで薄鋼板１Ａ、１Ｂを加圧保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）を、下記（６）式で表される範囲に規定する。
０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
なお、上記範囲の保持時間Ｈｔで、溶接電極２Ａ、２Ｂで薄鋼板１Ａ、１Ｂを加圧保持する際の加圧力ＥＦ（Ｎ）は、例えば上記（２）式で表される範囲である。

保持時間Ｈｔは、ナゲットおよび熱影響部の組織やナゲット３内の欠陥や割れ発生に大きな影響を及ぼす。保持時間Ｈｔが２４０ｍｓを超えていると、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が小さくなり、また、生産性が低下する。これは、溶接電極２Ａ、２Ｂの離間に伴う空冷の開始までに要する時間が長くなるからである。従って、保持時間Ｈｔは２４０ｍｓ以下とする。また、保持時間Ｈｔは、空冷を早期に開始して上記の効果を安定して得るためには短い方が望ましく、特に０ｍｓ以上１００ｍｓ以下であることが好ましい。図４で示した本発明の通電パターンでは、後加熱通電中にもナゲットの温度が低下するため、保持時間Ｈｔを短くした場合でも収縮欠陥や割れが生じにくい。従って、溶接電極２Ａおよび２Ｂを薄鋼板１Ａ、１Ｂから即時に離間させることが可能であれば、保持時間Ｈｔを０ｍｓとしても良い。なお、上記で述べた保持時間は実際の保持時間であるが、現存の溶接機では、溶接ガンの動作に遅れが生じるため、実際の保持時間は設定した保持時間より長くなるのが一般的である。したがって、このことを考慮に入れる必要性がある。

［第３の実施形態］
次に、第３の実施形態について説明する。第３の実施形態では、薄鋼板１Ａおよび１Ｂに対する溶接電極２Ａおよび２Ｂの加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（７）式を満たす条件で溶接通電を行う点を除き、第２の実施形態と同様の処理を行う。
１４７０×ｈ≦ＥＦ＜１９６０×ｈ ・・・（７）

上述のように、加圧力ＥＦが「１９６０×ｈ」（Ｎ）未満であると、ナゲット３内の欠陥および割れの発生を抑制することが難しくなり、板厚や鋼板の強度が増加すると、欠陥や割れが発生する場合がある。その一方で、加圧力ＥＦが「１９６０×ｈ」（Ｎ）未満であると、剥離方向の継手強度が顕著に増加するという効果が得られる。これは、次のような理由による。即ち、加圧力ＥＦの低下に伴って溶接電極２Ａ、２Ｂからの抜熱が低下し、溶け込み（ナゲットの厚さ）が増加する。このため、熱影響部での軟化域が増加し、実使用時および引張試験時等に高強度鋼板に変形が生じるような応力が作用した際のスポット溶接継手の変形が容易になる。この結果、ナゲットの端部での応力集中が緩和される。但し、加圧力ＥＦが「１４７０×ｈ」（Ｎ）未満であると、ナゲット３内の欠陥および割れの発生が顕著になって、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が得られなくなる。また、加圧力ＥＦが「１９６０×ｈ」（Ｎ）を超えていると、剥離方向の継手強度が顕著に増加するという効果を得にくい。従って、第３の実施形態では、加圧力ＥＦは「１４７０×ｈ」（Ｎ）以上「１９６０×ｈ」（Ｎ）未満とする。

［第４の実施形態］
次に、第４の実施形態について説明する。第４の実施形態では、第２または第３の実施形態の処理を行った後、即ち、溶接電極２Ａ、２Ｂによる加圧保持を解放した後、溶接後熱処理を行う。この溶接後熱処理の温度（溶接後熱処理温度ＡＴ）は下記（８）式を満たし、時間（溶接後熱処理時間Ａｔ）は下記（９）式を満たす。
１２０≦ＡＴ≦２２０ ・・・（８）
１００≦Ａｔ≦６０００ ・・・（９）

（溶接後熱処理温度：ＡＴ）
第４の実施形態では、溶接後熱処理温度ＡＴ（℃）を、下記（８）式で表される範囲に規定する。
１２０≦ＡＴ≦２２０ ・・・（８）

加圧保持解放後のナゲット３のミクロ組織は、主として炭化物を含まないマルテンサイトからなるため、ナゲット３内の硬さの値は高いが靭性は低い。そこで、適切な溶接後熱処理を行うことにより炭化物を析出させて、ナゲット３内の靭性を改善することができる。そして、溶接後熱処理温度ＡＴは、マルテンサイトの分解によるナゲット３および熱影響部の靭性改善に大きく寄与する。溶接後熱処理温度ＡＴが１２０℃未満であると、マルテンサイトの分解が不十分となり、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を得にくい。また、溶接後熱処理温度ＡＴが２２０℃を超えていると、上記の効果が得にくく、また、ナゲット３の硬さが過剰に低下し、ナゲット３内において剥離破断が起こりやすくなる。従って、溶接後熱処理温度ＡＴは、１２０℃以上２２０℃以下とする。また、溶接後熱処理温度ＡＴは、１４０℃以上２００℃以下であることが好ましい。上記の効果が顕著に現れるからである。

一般的に、高強度鋼板の母材に４００℃以上の熱処理を施すと、母材組織に影響がおよび、母材特性が低下する等の問題が生じることがある。第４の実施形態では、溶接後熱処理温度ＡＴを１２０〜２２０℃の範囲として溶接後の熱処理を行うため、高強度鋼板の母材組織に熱処理による悪影響を及ぼすことが無く、また、機械的特性を劣化させることが無いという効果が得られる。

（溶接後熱処理時間：Ａｔ）
第４の実施形態では、溶接後熱処理時間Ａｔ（ｓｅｃ）を、下記（９）式で表される範囲に規定する。
１００≦Ａｔ≦６０００ ・・・（９）

溶接後熱処理時間Ａｔが１００秒間未満であると、マルテンサイトの分解が不十分となり、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を得にくい。また、溶接後熱処理時間Ａｔが６０００秒間を超えていると、上記の効果が得にくく、また、生産性が低下する。従って、溶接後熱処理時間Ａｔは、１００秒間以上６０００秒間以下とする。溶接後熱処理時間Ａｔを上記範囲とすることにより、ナゲット３の硬さをほとんど下げることなく、靱性を確保することが可能となる。また、溶接後熱処理時間Ａｔは、３６００秒間（１時間）以下とすることが好ましく、６００秒間以上２４００秒間以下とすることがより好ましい。

上記条件で溶接後の熱処理を行うことにより、ナゲット３および熱影響部の靭性を改善でき、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果が顕著となる。

また、溶接後熱処理温度ＡＴおよび溶接後熱処理時間Ａｔが上記条件とされた熱処理を行うことにより、介在物を起点として脆性破面が発生するのを抑制することができる。従って、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を安定して得ることができる。

なお、溶接後熱処理の方法は特に限定されず、例えば、炉中加熱、バーナー加熱、高周波加熱等を行うことができる。また、塗装焼付け（ベークハード）処理等を行っても良い。

通常、炭素当量Ｃｅｑ、特に炭素量が高い高強度鋼板をスポット溶接すると、熱処理前では、ナゲット３および熱影響部のビッカース硬さＨｖは４００以上となる場合が多い。第４の実施形態では、溶接後熱処理に伴うビッカース硬さの低下量ΔＨｖが５０以下に収まるように溶接後熱処理の条件を制御することがより好ましい。なお、炭素当量Ｃｅｑが高い高強度鋼板では、ナゲット３および熱影響部のビッカース硬さＨｖが５００以上となる場合もある。この場合には、ビッカース硬さの低下量ΔＨｖが５０〜１５０程度となるように、溶接後熱処理の条件を制御することが好ましい。このような条件の制御により、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を顕著なものとすることができる。

また、第４の実施形態では、熱処理によって、ナゲット３および熱影響部の組織が、フレッシュマルテンサイトを含むものからフレッシュマルテンサイトを含まないものへと変化するように溶接後の熱処理条件を適宜制御することが好ましい。つまり、熱処理前の組織には、フレッシュマルテンサイトが含まれており、更に、テンパードマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトが含まれている。このような組織が、フレッシュマルテンサイトを含まずに、テンパードマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトからなるように熱処理条件を制御することが好ましい。ナゲット３および熱影響部の組織をこのような組織とすることにより、上記の効果が更に顕著に得られる。

ここで、ナゲット３および熱影響部の組織にテンパードマルテンサイトが生成した場合には、デンドライト組織のアーム間隔（デンドライト間距離）が短くなり、また、少量の炭化物を析出するという作用がある。第４の実施形態では、上記の条件で溶接後熱処理を行うため、炭素含有量の高い高強度鋼板をスポット溶接した場合であっても、溶接時の強度ばらつきが生じるのが抑制されるという効果が得られる。

なお、高強度鋼板の引張強さが７００ＭＰａ未満であっても、形成されるナゲット３のミクロ組織は、主として、炭化物を含まないマルテンサイトとなるため、溶接後熱処理により、炭化物を析出させ、ナゲット３の靭性を向上させることが可能である。

［第５の実施形態］
次に、第５の実施形態について説明する。第５の実施形態では、第２または第３の実施形態の処理を行った後、即ち、溶接電極２Ａ、２Ｂによる加圧保持を解放した後、第４の実施形態の溶接後熱処理を行うまでの間に、適切な放冷を行う。

（溶接後の溶接部の表面温度：ＣＴ）
第５の実施形態では、溶接電極２Ａ、２Ｂによる加圧保持を解放した後、薄鋼板１Ａ、１Ｂを放冷することにより、溶接部の表面温度を、下記（１０）式を満たす温度ＣＴまで低下させる。
ＣＴ≦１５０ ・・・（１０）

そして、このような放冷を行った後、第４の実施形態と同様にして溶接後熱処理を行う。溶接後熱処理を行うまでの間に低下した溶接後の溶接部の表面温度ＣＴが１５０℃を超えていると、マルテンサイト変態が完全に終了する前に溶接後熱処理を開始することになる。このため、溶接後熱処理を行っても、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を十分には得にくい。第５の実施形態では、放冷により表面温度ＣＴを１５０℃以下まで低下させるため、溶接後熱処理の開始時には、ナゲット３の組織がほぼ完全にマルテンサイト変態している。従って、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を更に顕著に得ることができる。

これらの第２〜第５の実施形態の方法を実行することにより、第１の実施形態に係るスポット溶接継手を得ることができ、また、良好な作業性を確保しつつ、ナゲット３内の欠陥および割れの発生を抑制することが可能となり、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減という効果が得られる。このため、信頼性の高い溶接部を得ることができる。

また、第２〜第５の実施形態でスポット溶接方法の対象としている高強度鋼板は、例えば、自動車車体の安全性向上のために補強部品等で使用される引張強さが７５０ＭＰａ以上で炭素当量が高い高強度鋼板であり、スポット溶接部の強度の低下やばらつきが懸念される高強度鋼板である。そして、第２〜第５の実施形態によれば、このような高強度鋼板のスポット溶接を行うに際して、特別な装置を使用することなく、実操業の範囲内で効率良く、信頼性の高いスポット溶接継手を得ることが可能となる。更に、これらの実施形態に要する時間は短時間で、効率良く炭化物を析出させることが可能なものとなっている。このため、信頼性の高い溶接部が形成できるとともに作業性の面からも格別の効果が得られ、従来とは技術的思想が全く異なる。

また、第４および第５の実施形態では、適切な通電パターンと溶接後熱処理とが組み合わされているため、スポット溶接部のような凝固組織を有する部位においても、優れた強度特性と信頼性を得ることが可能となっており、極めて有意義である。

なお、第２〜第５の実施形態のいずれにおいても、高強度鋼板の組成は、炭素当量Ｃｅｑが適切な範囲内にあれば、特に限定されず、上記の効果を得ることができる。そして、第１の実施形態と同様に、Ｃ含有量は０．４０質量％〜０．１０質量％であることが好ましく、Ｓｉ含有量は２．５０質量％〜０．０１質量％であることが好ましく、Ｍｎ含有量は３．０質量％〜１．５質量％であることが好ましい。また、Ｐ含有量は０．０３質量％以下であることが好ましく、Ｓ含有量は０．０１質量％以下であることが好ましく、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下であることが好ましく、Ｏ含有量は０．００７質量％以下であることが好ましく、Ａｌ含有量は１．００質量％以下であることが好ましい。また、他の元素の含有量も第１の実施形態と同様の範囲内にあることが好ましい。自動車部材の量産時における溶接条件の変動、例えば、電極先端部の摩耗や溶接する際の板間の隙間の変動があった場合においても、より安定して高い継手強度を確保し、継手強度のばらつきをより抑制するためである。

ここで、下記（１１）式は、高強度鋼板のナゲットの硬さに関わる炭素当量Ｃｅｑｈを表し、また、下記（１２）式は、溶接部の靱性に関わる炭素当量Ｃｅｑｔを表している。なお、（１２）式は、上記（１）式と共通となっている。
Ｃｅｑｈ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４０＋［Ｃｒ］／２０ ・・・（１１）
Ｃｅｑｔ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］ ・・・（１２）

一般的に、高強度鋼板の引張強さが増加すると、上記（１１）式または（１２）式で表される炭素当量（ＣｅｑｈまたはＣｅｑｔ）の数値が増加し、その結果、溶接部の硬さが増加して靭性が低下する。このように、溶接部の硬さが増加して靭性が低下すると、ナゲット３内で割れが発生しやすくなり、また、破断形態の劣化が生じて、継手強度、特に十字引張強さに低下やばらつきが発生する。特に、上記（１２）式で表される炭素当量Ｃｅｑｔの数値が大き過ぎると、破断形態の劣化が生じて継手強度、特に十字引張強さに低下やばらつきが発生する。

これに対し、第１〜第５の実施形態では、高強度鋼板の炭素当量Ｃｅｑを適切な範囲に規定しているため、破断形態の改善、並びにそれに伴う継手強度の向上および継手強度のばらつき低減の効果を得ることができる。

なお、これらの説明は、２枚の薄鋼板のスポット溶接を行う場合、およびこのようなスポット溶接により得られるスポット溶接継手に関するものであるが、図５に示すように、スポット溶接の対象が３枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂおよび１Ｃであっても良く、３枚の薄鋼板１Ａ、１Ｂおよび１Ｃを含むスポット溶接継手１１においても、上記と同様の効果が得られる。更に、４枚以上の薄鋼板に対してスポット溶接を行っても良く、４枚以上の薄鋼板を含むスポット溶接継手においても同様の効果が得られる。なお、上記板組みにおいて、薄鋼板の全てが高強度鋼板である必要性はなく、その一部が軟鋼板であっても良い。また、高強度鋼板の全てが同鋼種である必要性はなく、異鋼種の組合せであっても良い。また、板厚も全て同じである必要性はなく、異厚の組合せであっても良い。

また、スポット溶接の対象である２枚以上の薄鋼板の全てが上記の引張強さおよび炭素当量の範囲を満たしている必要はなく、少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａであり、炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であれば良い。従って、スポット溶接継手においては、これに含まれる２枚以上の薄鋼板の内、少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａであり、炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であれば良い。しかし、実質上、本発明で組成、引張強さ、炭素当量を規定する高強度鋼板と組み合わせる薄鋼板の組成、引張強さ、炭素当量が、本発明で規定する値以上のものである場合には、破断形態の劣化やそれに伴う継手強度の低下および継手強度のばらつきが発生する確率が高まるため、組み合わせる薄鋼板の組成、引張強さ、炭素当量は、本発明で規定する高強度鋼板と同じかそれ以下であることが必要である。

更に、ナゲット３の形状も楕円体または略楕円体に限定されるものではなく、図６Ａ、図６Ｂおよび図６Ｃに示すように、本発明はあらゆる形状のナゲット３に適用することができる。また、ナゲット３がどのような形状であっても、図６Ａ〜図６Ｃに示すように、ナゲット外層域３ｃを特定することが可能である。

以下、本発明の範囲に属する実施例について、本発明の範囲から外れる比較例と比較しながら説明する。但し、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［実施例１］
先ず、下記表１および表２に示す成分を有し、板厚：１．６ｍｍ、引張強さ：７５０ＭＰａ以上の１７種類の鋼板（高強度冷延鋼板、電気めっき鋼板、および、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を準備した。そして、同鋼種の組合せで重ね合わせ、下記表３および表４に示す条件Ｎｏ．Ａ−１〜Ｎｏ．Ａ−８６にて、サーボガンタイプの溶接機を用いてスポット溶接を行ってスポット溶接継手の試験片を作製した。また、一部の試験片に関しては、スポット溶接後に、下記表３および表４に示す条件にて溶接後熱処理を行った。なお、スポット溶接の前に予備実験を行っておき、この予備実験の結果に基づいて、スポット溶接の際の溶接電流を、ナゲット径が１枚の鋼板の板厚の平方根の４．５倍となる値（４．５√ｔ）に設定した。また、なお、１つの条件につき６個の試験片を作製した。

そして、条件毎に、６個の試験片の内の１個を用いてナゲットのミクロ組織の観察を行い、残りの５個を用いて十字引張強さの測定を行った。ミクロ組織の観察は、光学顕微鏡を用いて行った。また、十字引張強さの測定は、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ３１３７）に基づいて行い、継手強度の平均値および継手強度のばらつきを算出した。即ち、図７中の符号２４で示すように、上側の試験片２１Ａを上方向に、下側の試験片２１Ｂを下方向に、相互に剥離する方向で荷重を付加することで十字引張試験を実施し、十字引張強さ（ＣＴＳ）を測定した。

また、引張強さが２８９ＭＰａであり、板厚が１．６ｍｍのＩＦ鋼板同士を２枚重ね合わせ、ナゲット径が４．５√ｔとなる条件にてスポット溶接を行って５個のスポット溶接継手の基準試験片を作製した。これらの基準試験片の十字引張強さを測定したところ、その平均値は８．２ｋＮであった。

そして、上記の条件Ｎｏ．Ａ−１〜Ｎｏ．Ａ−８６にて作製された試験片の十字引張強さの平均値を基準試験片の十字引張強さの平均値と比較して評価した。この評価では、基準試験片の十字引張強さの平均値に対する割合が１以上となるものを、優れた継手強度を有しているスポット溶接継手と定義した。

上記の条件（４．５√ｔ）で形成されたナゲット径は約５．７ｍｍであるため、ナゲットから９０％の相似形領域を除いたナゲット外層域は、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい、約０．３ｍｍの厚みをもつ領域に相当する。ミクロ組織の観察では、上記、ナゲット外層域の中で、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい約０．２ｍｍ内側の部分において、炭化物の平均粒径および個数密度、並びにデンドライト組織のアーム間隔の平均値を測定した。また、ナゲットを構成するフレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留マルテンサイトの割合（体積率）も測定した。

これらの評価の結果および測定結果を下記表５および表６に示す。

表５に示すように、条件Ｎｏ．Ａ−１、Ｎｏ．Ａ−３、Ｎｏ．Ａ−４、Ｎｏ．Ａ−７、Ｎｏ．Ａ−８、Ｎｏ．Ａ−１１〜Ｎｏ．Ａ−１３、Ｎｏ．Ａ−１５〜Ｎｏ．Ａ−１７、Ｎｏ．Ａ−１９〜Ｎｏ．Ａ−２１、Ｎｏ．Ａ−２４〜Ｎｏ．Ａ−２７、Ｎｏ．Ａ−２９〜Ｎｏ．Ａ−３４、Ｎｏ．Ａ−３８〜Ｎｏ．Ａ−４０の本発明例では、請求項１に規定する要件が満たされているため、優れた継手強度を有し、強度ばらつきが小さいスポット溶接継手が得られた。同様に、表６に示すように、条件Ｎｏ．Ａ−４１、Ｎｏ．Ａ−４４、Ｎｏ．Ａ−４６、Ｎｏ．Ａ−４８〜Ｎｏ．Ａ−５２、Ｎｏ．Ａ−５４、Ｎｏ．Ａ−５５、Ｎｏ．Ａ−５８、Ｎｏ．Ａ−５９、Ｎｏ．Ａ−６２、Ｎｏ．Ａ−６３、Ｎｏ．Ａ−６５〜Ｎｏ．Ａ−６７、Ｎｏ．Ａ−６９〜Ｎｏ．Ａ−７３、Ｎｏ．Ａ−７７、Ｎｏ．Ａ−７８、Ｎｏ．Ａ−８０〜Ｎｏ．Ａ−８４の本実施例でも、請求項１に規定する要件が満たされているため、優れた継手強度を有し、強度ばらつきが小さいスポット溶接継手が得られた。

これに対し、表５に示すように、条件Ｎｏ．Ａ−２、Ｎｏ．Ａ−５、Ｎｏ．Ａ−６、Ｎｏ．Ａ−９、Ｎｏ．Ａ−１０、Ｎｏ．Ａ−１４、Ｎｏ．Ａ−１８、Ｎｏ．Ａ−２２、Ｎｏ．Ａ−２３、Ｎｏ．Ａ−２８、Ｎｏ．Ａ−３５〜Ｎｏ．Ａ−３７の比較例では、請求項１に規定する要件の少なくとも一つが満たされていないため、継手強度が低かった。また、継手強度のばらつきが大きいものもあった。同様に、表６に示すように、条件Ｎｏ．Ａ−４２、Ｎｏ．Ａ−４３、Ｎｏ．Ａ−４５、Ｎｏ．Ａ−４７、Ｎｏ．Ａ−５３、Ｎｏ．Ａ−５６、Ｎｏ．Ａ−５７、Ｎｏ．Ａ−６０、Ｎｏ．Ａ−６１、Ｎｏ．Ａ−６４、Ｎｏ．Ａ−６８、Ｎｏ．Ａ−７４〜Ｎｏ．Ａ−７６、Ｎｏ．Ａ−７９、Ｎｏ．Ａ−８６の比較例では、請求項１に規定する要件の少なくとも一つが満たされていないため、継手強度が低かった。

即ち、条件Ｎｏ．Ａ−２、Ｎｏ．Ａ−２３、Ｎｏ．Ａ−３６、Ｎｏ．Ａ−５３、Ｎｏ．Ａ−７４の比較例では、溶接通電後の冷却を行っていないか、溶接通電後の冷却時間Ｃｔが短すぎたために、溶接後の冷却速度を大きくすることできず、デンドライトアーム間隔が大きかった。このため、ＰやＳの偏析が大きく、溶接後熱処理を行っても、炭化物を十分に析出させることができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−５、Ｎｏ．Ａ−３７、Ｎｏ．Ａ−５６、Ｎｏ．Ａ−７５の比較例では、溶接通電後の冷却時間Ｃｔが長すぎたために、適切な後加熱通電を行うことができなかった。このため、炭化物を十分に析出させることができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−６、Ｎｏ．Ａ−９、Ｎｏ．Ａ−１０、Ｎｏ．Ａ−２８、Ｎｏ．Ａ−４２、Ｎｏ．Ａ−４３、Ｎｏ．Ａ−５７、Ｎｏ．Ａ−６０、Ｎｏ．Ａ−６１、Ｎｏ．Ａ−７６の比較例では、後加熱通電の電流ＰＣまたは時間Ｐｔが過剰であるかまたは不足していたため、炭化物を十分に析出させることができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−１４、Ｎｏ．Ａ−４７、Ｎｏ．Ａ−６４の比較例では、加圧の解放までの処理は請求項６に規定する範囲内のものであったが、その後に、十分な冷却を行わないまま溶接後熱処理を開始したため、ナゲット内のミクロ組織を焼き戻しマルテンサイト主体の組織とすることができなかった。このため、溶接後熱処理を行っても、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトが残りやすく、炭化物を十分に析出させることができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−１８、Ｎｏ．Ａ−３５、Ｎｏ．Ａ−４５、Ｎｏ．Ａ−６８、Ｎｏ．Ａ−７９の比較例では、加圧の解放までの処理は請求項６に規定する範囲内のものであったが、その後の溶接後熱処理の温度が高すぎたために、粗大な炭化物が旧オーステナイト粒界にネットワーク状に析出し、ナゲット内での割れを抑制することができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−２２の比較例では、加圧の解放までの処理は請求項６に規定する範囲内のものであったが、その後の溶接後熱処理の時間が長すぎたために、粗大な炭化物が旧オーステナイト粒界にネットワーク状に析出し、ナゲット内での割れを抑制することができなかった。

条件Ｎｏ．Ａ−８６の比較例では、鋼板の炭素当量Ｃｅｑが高すぎたため、継手強度が低く、強度のばらつきが大きかった。また、条件Ｎｏ．Ａ−８５では、鋼板の炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％未満であったため、Ｍｓ点が十分に高く、それだけで十分にマルテンサイトが焼き戻され、高い継手強度が得られた。

［実施例２］
下記表７および表８に示すような、板厚：１．２ｍｍまたは１．６ｍｍ、引張強さ：２９５ＭＰａ〜１９０５ＭＰａの軟鋼板（ＣＲ２７０Ｅ）、加工誘起変態型鋼板（ＣＲ７８０Ｔ、ＣＲ９８０Ｔ）、２相組織型鋼板（ＣＲ９８０Ｙ、ＣＲ１１８０Ｙ、ＣＲ１４７０Ｙ、ＧＡ９８０Ｙ、ＧＡ１１８０Ｙ）、焼入れ型鋼板（ＣＲ１４７０ＨＰ、ＣＲ１７６０ＨＰ、ＣＲ１９００ＨＰ、Ａｌ１４７０ＨＰ）を用い、４０ｍｍ×４０ｍｍの組織観察用試験片を作製した。但し、各記号のうち、ＣＲは冷延鋼板を、ＧＡは合金化亜鉛めっき鋼板を、Ａｌはアルミニウムめっき鋼板を示し、数値は引張強さで表した強度レベルを示す。

また、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ３１３７）に基づいて、十字引張試験片を作製した。ここで、表７および表８中に示す鋼種のうち、ＣＲ２７０Ｅ、ＣＲ９８０Ｙ、ＣＲ１１８０Ｙ、ＣＲ１４７０Ｙ、ＧＡ９８０Ｙ、ＧＡ１１８０Ｙは日本鉄鋼連盟規格品（ＪＳＣ２７０Ｅ、ＪＳＣ９８０Ｙ、ＪＳＣ１１８０Ｙ、ＪＳＣ１４７０Ｙ、ＪＡＣ９８０Ｙ、ＪＡＣ１１８０Ｙ）を、ＣＲ７８０Ｔ、ＣＲ９８０Ｔは特開平１１−２７０６８２号公報等に開示されている加工誘起変態型鋼板を、また、ＣＲ１４７０ＨＰ、ＣＲ１７６０ＨＰ、ＣＲ１９６０ＨＰ、Ａｌ１４７０ＨＰについては特開２０００−２３４１５３号公報等に開示されているホットプレス（ホットスタンピング）鋼板を示す。

次に、上記組織観察用試験片を、図３Ａ〜図３Ｃに示すように、同鋼種同板厚の組合せで重ね合わせ、表７および表８に示す条件で、抵抗スポット溶接方法によって溶接し、溶接試験片を作製した。なお、表７に示す条件は、請求項６に規定する条件を満たしており、表８に示す条件は、請求項６に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。そして、得られた溶接試験片について、溶接部の窪みの程度を目視で観察した。また、光学顕微鏡を用いて断面のマクロ組織観察を行い、ナゲット径を測定した。更に、ナゲット内の収縮欠陥の有無および割れの有無を観察した。また、実施例１と同様に、ナゲット外層域において、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい約０．２ｍｍ内側の部分において、光学顕微鏡を用いてミクロ組織を観察し、デンドライト組織のアーム間隔の平均値、炭化物の平均粒径および個数密度を測定した。

さらに、上記十字引張試験片を用いて、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ３１３７）に基づき、図７に示すような十字状に試験片を重ね合せ、表７および表８に示す条件でスポット溶接を行い、十字引張試験片を作製した。なお、十字引張試験片は、同様の条件で各３体作製した。

そして、剥離方向、即ち、図７中の符号２４で示すように、上側の試験片２１Ａを上方向に、下側の試験片２１Ｂを下方向に、相互に剥離する方向で荷重を付加することで十字引張試験を実施し、十字引張強さ（ＣＴＳ）を測定した。

また、十字引張試験を行った後、各試験体について、溶接部の破断形態を観察した。この際、図８に示すように、溶接部にナゲット２３を含んだ突起部（プラグ）２５が残留している場合には、突起部２５の直径（プラグ径ｄｐ）を測定してナゲット径ｄｎとの比（プラグ率：ｄｐ／ｄｎ）を計算した。そして、図９Ａ〜図９Ｃに示すように、ナゲット２３内で剥離して破断している場合には剥離破断（図９Ａ）、プラグ２５の直径がナゲット径とほぼ同じ場合にはプラグ破断（図９Ｂ）、プラグ２５の直径がナゲット径より明らかに小さい場合には部分プラグ破断（図９Ｃ）と判定した。また、十字引張試験後の破面を拡大鏡やＳＥＭで観察し、脆性破面が観察されるかどうかを調べた。

表７および表８に、実施例２における各試験片の作製条件および試験結果の一覧を示す。なお、溶接条件の所で示した保持時間は実際の保持時間を示している。現存の溶接機では、保持時間を０ｍｓに設定するのは難しいが、本実施例では、溶接機で特殊な信号を用い、保持時間：０ｍｓの場合についても示している。

なお、ＣＴＳばらつきの評価に関しては、十字引張試験片の平均値および最小値を用い、下記のような「◎」〜「×」の４段階の基準を設けた。
「◎：極小」 十字引張強さの平均値に対して最小値が１０％以内
「○：小」 十字引張強さの平均値に対して最小値が１０％超から１５％以内
「△：やや大」 十字引張強さの平均値に対して最小値が１５％超から２０％以内
「×：大」 十字引張強さの平均値に対して最小値が２０％超

表７に示す条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２は本発明例であり、表８に示す条件Ｎｏ．Ｂ−３３〜Ｎｏ．Ｂ−６３は比較例である。つまり、上記のように、表７に示す条件は、請求項６に規定する条件を満たしており、表８に示す条件は、請求項６に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。

これらのうち、条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−１２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｂ−１３〜Ｎｏ．Ｂ−１６では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｂ−１７、Ｎｏ．Ｂ−１８では、板厚１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｂ−４、Ｎｏ．Ｂ−６からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｂ−１９〜Ｎｏ．Ｂ−２２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で引張強さや炭素当量を変化させ、条件Ｎｏ．Ｂ−２３〜Ｎｏ．Ｂ−３２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項６に規定する範囲内で変化させた。

また、条件Ｎｏ．Ｂ−３５〜Ｎｏ．Ｂ−５２では、比較例として、従来公知の方法で溶接を行った。即ち、後加熱通電を行わなかった。そして、条件Ｎｏ．Ｂ−３５〜Ｎｏ．Ｂ−４６では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｂ−４７〜Ｎｏ．Ｂ−５０では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｂ−５１、Ｎｏ．Ｂ−５２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｂ−３８、Ｎｏ．Ｂ−４０からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｂ−５３〜Ｎｏ．Ｂ−５４では、高強度鋼板の引張強さ、炭素当量を請求項６に規定する範囲外で変化させた。さらに、条件Ｎｏ．Ｂ−５５〜Ｎｏ．Ｂ−６３では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項６に規定する範囲外で変化させた。なお、条件Ｎｏ．Ｂ−３３〜Ｎｏ．Ｂ−３４では、比較のため、引張強さ、炭素当量が極めて低い軟鋼板（板厚：１．２ｍｍ、１．６ｍｍ）を用いた。

表７に示すように、条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２の本発明例では、請求項６に規定する条件が満たされているため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、収縮欠陥および割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。更に、後加熱通電を行っていない表８中の条件Ｎｏ．Ｂ−３５〜Ｎｏ．Ｂ−５２の比較例に比べ、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できた。

一方、表８に示すように、条件Ｎｏ．Ｂ−５３〜Ｎｏ．６３の比較例では、請求項６に規定する条件が満たされていないため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲外であった。また、収縮欠陥や割れの発生、溶接部での大きな窪み、部分プラグ破断の発生によるプラグ率の減少、脆性破面の発生の何れかが認められた。また、ＣＴＳが低く、ＣＴＳのばらつきが大きいことが確認された。

なお、加圧力ＥＦが低い条件Ｎｏ．Ｂ−５５の比較例では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められず、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できたが、収縮欠陥が発生していたため望ましくない。また、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｂ−５６、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｂ−５８、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｂ−６２、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｂ−６３の比較例では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。

［実施例３］
下記表９および表１０に示すような、上記実施例２と同様の各種鋼板を用い、実施例２と同様の手順で組織観察用試験片および十字引張試験片を作製し、同様の方法で各種試験を行った。この際、上記各試験片のスポット溶接時の加圧力ＥＦを、表９および表１０に示す条件とした。その他の条件は上記実施例２と同様の範囲とした。なお、表９に示す条件は、請求項７に規定する条件を満たしており、表１０に示す条件は、請求項７に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。

表９および表１０に、実施例３における各試験片の作製条件および試験結果の一覧を示す。

表９に示す条件Ｎｏ．Ｃ−１〜Ｎｏ．Ｃ−３２は本発明例であり、表１０に示す条件Ｎｏ．Ｃ−３３〜Ｎｏ．Ｃ−６３は比較例である。つまり、上記のように、表９に示す条件は、請求項７に規定する条件を満たしており、表１０に示す条件は、請求項７に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。

これらのうち、条件Ｎｏ．Ｃ−１〜Ｎｏ．Ｃ−１２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｃ−１３〜Ｎｏ．Ｃ−１６では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｃ−１７、Ｎｏ．Ｃ−１８では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｃ−４、Ｎｏ．Ｃ−６からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｃ−１９〜Ｎｏ．Ｃ−２２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で引張強さや炭素当量を変化させ、条件Ｎｏ．Ｃ−２３〜Ｎｏ．Ｃ−３２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項７に規定する範囲内で変化させた。

また、条件Ｎｏ．Ｃ−３５〜Ｎｏ．Ｃ−５２では、比較例として、従来公知の方法で溶接を行った。即ち、後加熱通電を行わなかった。そして、条件Ｎｏ．Ｃ−３５〜Ｎｏ．Ｃ−４６では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｃ−４７〜Ｎｏ．Ｃ−５０では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｃ−５１、Ｎｏ．Ｃ−５２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｃ−３８、Ｎｏ．Ｃ−４０からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｃ−５３〜Ｎｏ．Ｃ−５４では、高強度鋼板の引張強さ、炭素当量を請求項７に規定する範囲外で変化させた。さらに、条件Ｎｏ．Ｃ−５５〜Ｎｏ．Ｃ−６３では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項７に規定する範囲外で変化させた。なお、条件Ｎｏ．Ｃ−３３〜Ｎｏ．Ｃ−３４では、比較のため、引張強さ、炭素当量が極めて低い軟鋼板（板厚：１．２ｍｍ、１．６ｍｍ）を用いた。

表９に示すように、条件Ｎｏ．Ｃ−１〜Ｎｏ．Ｃ−３２の本発明例では、請求項７に規定する条件が満たされており、加圧力ＦＥが低めに設定されているため、ナゲットに若干の収縮欠陥が認められたものの、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｃ−１〜Ｎｏ．Ｃ−３２では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。更に、後加熱通電を行っていない表１０中の条件Ｎｏ．Ｃ−３５〜Ｎｏ．Ｃ−５２の比較例に比べ、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できた。また、実施例２の条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２に比べ、ＣＴＳが高かった。

一方、表１０に示すように、条件Ｎｏ．Ｃ−５１〜Ｎｏ．Ｃ−６３の比較例では、請求項７に規定する条件が満たされていないため、何れの鋼種を用いた場合においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲外であった。また、収縮欠陥や割れの発生、溶接部での大きな窪み、部分プラグ破断の発生によるプラグ率の減少、脆性破面の発生の何れかが認められた。また、ＣＴＳが低く、ＣＴＳのばらつきが大きいことが確認された。

なお、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｃ−５６の比較例では、請求項６に規定する条件が満たされているため、実施例２と同様の効果が認められた。また、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｃ−５８、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｃ−６２、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｃ−６３の比較例では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。

［実施例４］
下記表１１および表１２に示すような、上記実施例２および実施例３と同様の各種鋼板を用い、実施例２および実施例３と同様の手順で組織観察用試験片および十字引張試験片を作製し、同様の方法で各種試験を行った。この際、加圧力ＥＦでの加圧を解放した後、表１１および表１２に示す条件で溶接後熱処理を行った。その他の条件は上記実施例２と同様の範囲とした。なお、表１１に示す条件は、請求項６および８に規定する条件を満たしており、表１２に示す条件は、請求項６および８に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。

表１１および表１２に、実施例４における各試験片の作製条件および試験結果の一覧を示す。

表１１に示す条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−３７は本発明例であり、表１２に示す条件Ｎｏ．Ｄ−３８〜Ｎｏ．Ｄ−７３は比較例である。つまり、上記のように、表１１に示す条件は、請求項６および８に規定する条件を満たしており、表１２に示す条件は、請求項６および８に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。なお、請求項６に記載の条件が満たされていれば、請求項８に記載の条件が満たされていない場合であっても一定の効果が得られるが、ここでは、便宜上、請求項６に規定する条件を満たしていても請求項８に規定する条件を満たしていないものは比較例ということとする。

これらのうち、条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−３７の本発明例では、請求項６に規定する範囲内の処理を行った後に、請求項８に規定する範囲内の溶接後熱処理を施した。条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−１２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｄ−１３〜Ｎｏ．Ｄ−１６では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｄ−１７、Ｎｏ．Ｄ−１８では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｄ−４、Ｎｏ．Ｄ−６からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｄ−１９〜Ｎｏ．Ｄ−２２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で引張強さや炭素当量を変化させ、条件Ｎｏ．Ｄ−２３〜Ｎｏ．Ｄ−３２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項６に規定する範囲内で変化させた。更に、条件Ｎｏ．Ｄ−３３〜Ｎｏ．Ｄ−３６では、板厚１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接後熱処理の条件を請求項８に規定する範囲内で変化させた。

また、条件Ｎｏ．Ｄ−４０〜Ｎｏ．Ｄ−５７では、比較例として、後加熱通電を行わずに溶接を行った。そして、条件Ｎｏ．Ｄ−４０〜Ｎｏ．Ｄ−５１では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｄ−５２〜Ｎｏ．Ｄ−５５では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｄ−５６、Ｎｏ．Ｄ−５７では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｄ−４３、Ｎｏ．Ｄ−４５からナゲット径を変化させた。なお、条件Ｎｏ．Ｄ−３８〜Ｎｏ．Ｄ−３９では、比較のために、引張強さ、炭素当量が極めて低い軟鋼板（板厚：１．２ｍｍ、１．６ｍｍ）を用いた。

表１１に示すように、条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−３７の本発明例では、請求項６および８に規定する条件が満たされているため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、収縮欠陥および割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−３７では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。更に、後加熱通電を行っていないＮｏ．Ｄ−４０〜Ｎｏ．Ｄ−５７の比較例に比べ、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できた。

なお、条件Ｎｏ．Ｄ−４０〜Ｎｏ．Ｄ−５７の比較例では、溶接後熱処理を行ってはいるものの、その前に後加熱通電を行っていないため、溶接後熱処理による効果が認められるものの、後加熱通電および溶接後熱処理の両方を行った場合に比べ、その効果が小さいことがわかる。

また、表１１に示す条件Ｎｏ．Ｄ−１〜Ｎｏ．Ｄ−３７の本発明例におけるＣＴＳは、表７に示す条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２の本発明例（溶接後熱処理を行っていない本発明例）よりも高かった。このことは、溶接後熱処理によりＣＴＳがより向上することが示している。

一方、表１２に示すように、条件Ｎｏ．Ｄ−５８〜Ｎｏ．Ｄ−６８の比較例では、請求項６に規定する条件が満たされていないため、何れの鋼種を用いた場合においても、ＣＴＳの低下、プラグ率の減少、脆性破面の発生の何れかが認められた。

また、条件Ｎｏ．Ｄ−６９〜Ｎｏ．Ｄ−７２の比較例では、請求項６に規定する条件が満たされているものの、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない。このため、溶接後後加熱通電の効果は認められるものの、溶接後熱処理の効果は認められていない。

なお、加圧力ＥＦが低い条件Ｎｏ．Ｄ−６０の比較例では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められず、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できたが、収縮欠陥が発生していたため望ましくない。また、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｄ−６１、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６３、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６７、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６８では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。さらに、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない条件Ｎｏ．Ｄ−６９〜Ｎｏ．Ｄ−７２では、溶接後熱処理温度ＡＴが低いＮｏ．Ｄ−６９、溶接後熱処理時間Ａｔが短いＮｏ．Ｄ−７１では溶接後後加熱通電の効果のみが認めら、溶接後熱処理温度ＡＴが高い条件Ｎｏ．Ｄ−７０、溶接後熱処理時間Ａｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−７２の比較例では、溶接後後加熱通電の効果のみならず溶接後熱処理の効果が認められるが、その効果は請求項８に規定する条件を満たしているものに比べ小さい。

［実施例５］
下記表１３および表１４に示すような、上記実施例２〜実施例４と同様の各種鋼板を用い、実施例２と同様の手順で組織観察用試験片および十字引張試験片を作製し、同様の方法で各種試験を行った。この際、上記各試験片のスポット溶接時の加圧力ＥＦを、表１３および表１４に示す条件とした。その他の条件は上記実施例２と同様の範囲とした。なお、表１３に示す条件は、請求項７および８に規定する条件を満たしており、表１４に示す条件は、請求項７および８に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。

表１３および表１４に、実施例５における各試験片の作製条件および試験結果の一覧を示す。

表１３に示す条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−３７は本発明例であり、表１４に示す条件Ｎｏ．Ｅ−３８〜Ｎｏ．Ｅ−７３は比較例である。つまり、上記のように、表１３に示す条件は、請求項７および８に規定する条件を満たしており、表１４に示す条件は、請求項７および８に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。なお、請求項７に記載の条件が満たされていれば、請求項８に記載の条件が満たされていない場合であっても一定の効果が得られるため、ここでは、便宜上、請求項７に規定する条件を満たしていても請求項８に規定する条件を満たしていないものは比較例ということとする。

これらのうち、条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−３７の本発明例では、請求項７で規定する範囲内の処理を行った後に、請求項８に規定する範囲内の溶接後熱処理を施した。条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−１２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｅ−１３〜Ｎｏ．Ｅ−１６では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｅ−１７、Ｎｏ．Ｅ−１８では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｅ−４、Ｎｏ．Ｅ−６からナゲット径を変化させた。また、条件Ｎｏ．Ｅ−１９〜Ｎｏ．Ｅ−２２では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で引張強さや炭素当量を変化させ、条件Ｎｏ．Ｅ−２３〜Ｎｏ．Ｅ−３２では、板厚１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接条件を請求項６に規定する範囲内で変化させた。更に、条件Ｎｏ．Ｅ−３３〜Ｎｏ．Ｅ−３６では、板厚が１．６ｍｍの鋼板を用いて、溶接後熱処理の条件を請求項８に規定する範囲内で変化させた場合の例である。

また、条件Ｎｏ．Ｅ−４０〜Ｎｏ．Ｅ−５７では、比較例として、後加熱通電を行わずに溶接を行った。そして、条件Ｎｏ．Ｅ−４０〜Ｎｏ．Ｅ−５１では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｅ−５２〜Ｎｏ．Ｅ−５５では、板厚が１．２ｍｍの鋼板で鋼種を変化させ、条件Ｎｏ．Ｅ−５６、Ｎｏ．Ｅ−５７では、板厚が１．６ｍｍの鋼板で、条件Ｎｏ．Ｅ−４３、〜Ｎｏ．Ｅ−４５からナゲット径を変化させた。なお、条件Ｎｏ．Ｅ−３８〜Ｎｏ．Ｅ−３９では、比較のために、引張強さ、炭素当量が極めて低い軟鋼板（板厚：１．２ｍｍ、１．６ｍｍ）を用いた。

表１３に示すように、条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−３７の本発明例では、請求項７および８に規定する条件が満たされているため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、収縮欠陥および割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−３７では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。更に、後加熱通電を行っていない条件Ｎｏ．Ｅ−４０〜Ｎｏ．Ｅ−５７の比較例に比べ、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できた。

なお、条件Ｎｏ．Ｅ−４０〜Ｎｏ．Ｅ−５７の比較例では、溶接後熱処理を行ってはいるものの、その前に後加熱通電を行っていないため、溶接後熱処理による効果が認められるものの、後加熱通電および溶接後熱処理の両方を行った場合に比べ、その効果が小さいことがわかる。

また、表１３に示す条件Ｎｏ．Ｅ−１〜Ｎｏ．Ｅ−３７の本発明例におけるＣＴＳは、表９に示す条件Ｎｏ．Ｂ−１〜Ｎｏ．Ｂ−３２の本発明例（溶接後熱処理を行っていない本発明例）よりも高かった。このことは、溶接後熱処理によりＣＴＳがより向上することが示している。

一方、表１４に示すように、条件Ｎｏ．Ｅ−５８〜Ｎｏ．Ｅ−７２の比較例では、請求項７に規定する条件が満たされていないため、何れの鋼種を用いた場合においても、ＣＴＳの低下、プラグ率の減少、脆性破面の発生の何れかが認められた。

また、条件Ｎｏ．Ｅ−６９〜Ｎｏ．Ｅ−７２の比較例では、請求項７に規定する条件が満たされているものの、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない。このため、溶接後加熱通電の効果は認められるものの、溶接後熱処理の効果は認められていない。

なお、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｅ−６１の比較例では、請求項６および８に規定する条件が満たされているため、実施例４と同様の効果が認められた。また、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６３、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６７、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６８の比較例では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。さらに、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない条件Ｎｏ．Ｅ−６９〜Ｎｏ．Ｅ−７２では、溶接後熱処理温度ＡＴが低いＮｏ．Ｅ−６９、溶接後熱処理時間Ａｔが短いＮｏ．Ｅ−７１では溶接後後加熱通電の効果のみが認めら、溶接後熱処理温度ＡＴが高い条件Ｎｏ．Ｅ−７０、溶接後熱処理時間Ａｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−７２の比較例では、溶接後後加熱通電の効果のみならず溶接後熱処理の効果が認められるが、その効果は請求項８に規定する条件を満たしているものに比べ小さい。

［実施例６］
実施例６においては、表１１〜表１４に示すような、上記実施例４および実施例５と同様の各種鋼板を用い、実施例４および実施例５と同様の手順で組織観察用試験片および十字引張試験片を作製し、同様の方法で各種試験を行った。この際、加圧力ＥＦでの加圧の解放後かつ溶接後熱処理の開始前に、表１１〜表１４に示す条件（熱処理前温度ＣＴ）で放冷を行った。その他の条件は上記実施例４および実施例５と同様の範囲とした。

表１１および表１２に示すように、請求項９に規定する条件を満たす条件Ｎｏ．Ｄ−３７の本発明例では、請求項９に規定する熱処理前温度ＣＴよりも高い表面温度のままで溶接後熱処理を開始した条件Ｎｏ．Ｄ−７３の比較例に比べ、ＣＴＳが高かった。また、表１３および表１４に示すように、請求項９に規定する条件を満たす条件Ｎｏ．Ｅ−３７の本発明例では、請求項９に規定する熱処理前温度ＣＴよりも高い表面温度のままで溶接後熱処理を開始した条件Ｎｏ．Ｅ−７３の比較例に比べ、ＣＴＳが高かった。なお、溶接後の放冷によって溶接部の表面温度が低下する程、ＣＴＳは向上したものの、１５０℃以下ではあまり変化しなかった。

請求項６または７、および請求項８に記載の条件が満たされていれば、請求項９に記載の条件が満たされていない場合であっても一定の効果が得られるが、上述のように、放冷が十分ではないまま溶接後熱処理を開始すると、スポット溶接継手で十分高い強度が得られない。

［実施例７］
下記表１５および表１６に示すような、上記実施例２〜実施例６と同様の各種鋼板および板厚：１．２ｍｍまたは１．６ｍｍ、引張強さ：４５５ＭＰａ、６１８ＭＰａの固溶強化型鋼板（ＣＲ４４０Ｗ）、２相組織型鋼板（ＣＲ５９０Ｙ）を用い、実施例２と同様の手順で組織観察用試験片および十字引張試験片を作製し、同様の方法で各種試験を行った。ここで、表１５および表１６中に示す鋼種のうち、ＣＲ４４０Ｗ、ＣＲ５９０Ｙは日本鉄鋼連盟規格品（ＪＳＣ４４０Ｗ、ＪＳＣ５９０Ｙ）を示す。なお、表１５、表１６の板組みは、実施例２〜実施例６の場合と異なり、異種同厚、同種異厚、異種異厚の組合せのどれかであり、表１５に示す条件は、請求項６または請求項７に規定する条件を満たしており、表１６に示す条件は、請求項６および８、請求項７および８に規定する条件を満たしている。

表１５および表１６に、実施例７における各試験片の作製条件および試験結果の一覧を示す。

表１５に示す条件Ｎｏ．Ｇ−１〜Ｎｏ．Ｇ−２３、表１６に示す条件Ｎｏ．Ｇ−２４〜Ｎｏ．Ｅ−４６はともに本発明例である。つまり、上記のように、表１５に示す条件は、請求項６または請求項７に規定する条件を満たしており、表１６に示す条件は、請求項６および８、請求項７および８に規定する条件を満たしている。

これらのうち、表１５の条件Ｎｏ．Ｇ−１〜Ｎｏ．Ｇ−６は異種同厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−７〜Ｎｏ．Ｇ−９は同種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−１０〜Ｎｏ．Ｇ−１５は異種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−１６〜Ｎｏ．Ｇ−１８は異種異厚の３枚重ねであり、請求項６に規定する条件を満たしている。また、条件Ｎｏ．Ｇ−１９は異種同厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−２０は同種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−２１〜Ｎｏ．Ｇ−２２は異種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−２３は異種異厚の３枚重ねであり、請求項７に規定する条件を満たしている。

表１５に示すように、条件Ｎｏ．Ｇ−１〜Ｎｏ．Ｇ−２３の本発明例では、請求項６または７に規定する条件が満たされているため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、収縮欠陥および割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｇ−１〜Ｎｏ．Ｇ−２３では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。その結果、実施例２〜実施例３の同種同厚板組みの場合と同様に高いＣＴＳが得られた。なお、３枚重ねの場合には、鋼板２と鋼板３の界面で破断が起こった。

一方、表１６の条件Ｎｏ．Ｇ−２４〜Ｎｏ．Ｇ−２９は異種同厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−３０〜Ｎｏ．Ｇ−３２は同種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−３３〜Ｎｏ．Ｇ−３８は異種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−３９〜Ｎｏ．Ｇ−４１は異種異厚の３枚重ねであり、請求項６および請求項８に規定する条件を満たしている。また、条件Ｎｏ．Ｇ−４２は異種同厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−４３は同種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−４４〜Ｎｏ．Ｇ−４５は異種異厚の２枚重ね、条件Ｎｏ．Ｇ−４６は異種異厚の３枚重ねであり、請求項７および請求項８に規定する条件を満たしている。

表１６に示すように、条件Ｎｏ．Ｇ−２４〜Ｎｏ．Ｇ−４６の本発明例では、請求項６および請求項８、請求項７および請求項８に規定する条件が満たされているため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲内であった。また、収縮欠陥および割れが発生せず、また、溶接部における窪みが小さいことが確認できた。その結果、条件Ｎｏ．Ｇ−２４〜Ｎｏ．Ｇ−４６では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められなかった。その結果、実施例４〜実施例５の同種同厚板組みの場合と同様に高いＣＴＳが得られた。また、表１５との比較により、溶接の熱処理によりＣＴＳが向上していることがわかる。なお、３枚重ねの場合には、表１５の場合と同様に、鋼板２と鋼板３の界面で破断が起こった。

なお、これらの実施例に関し、他の鋼種で、薄鋼板の板厚を変更して実験を行った場合も、また、めっき種や目付量等を変更して実験を行った場合も、結果は上記と同様であり、収縮欠陥や割れの発生を防止し、破断形態が良好で強度のばらつきも少なく、十分に高い強度を有する信頼性の高い溶接部を形成させることが可能となる本発明の効果が得られることが確認できた。

そして、これらの実施例の結果より、本発明の高強度鋼板のスポット溶接方法を用いることにより、抵抗スポット溶接方法によって高強度鋼板を溶接した場合に、溶接部に縮小欠陥や割れ等が発生することが無く、破断形態が良好で強度のばらつきも少なく、十分に高い強度を有する信頼性の高いスポット溶接継手が得られることが確認できた。

なお、本明細書における上記実施形態および実施例の説明では、本発明による十字引張強さの向上並びにばらつき低減効果を示したが、本発明においては、例えば、同じ剥離方向の引張強さであるＬ字引張強さのばらつき低減および向上に対しても有効である。

本発明は、例えば、自動車の車体の組立および部品の取付等のスポット溶接継手およびスポット溶接方法に関する産業において利用することができる。

そして、条件毎に、６個の試験片の内の１個を用いてナゲットのミクロ組織の観察を行い、残りの５個を用いて十字引張強さの測定を行った。ミクロ組織の観察は、光学顕微鏡及び電子顕微鏡を用いて行った。また、十字引張強さの測定は、抵抗スポット溶接継手の十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ３１３７）に基づいて行い、継手強度の平均値および継手強度のばらつきを算出した。即ち、図７中の符号２４で示すように、上側の試験片２１Ａを上方向に、下側の試験片２１Ｂを下方向に、相互に剥離する方向で荷重を付加することで十字引張試験を実施し、十字引張強さ（ＣＴＳ）を測定した。

上記の条件（４．５√ｔ）で形成されたナゲット径は約５．７ｍｍであるため、ナゲットから９０％の相似形領域を除いたナゲット外層域は、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい、約０．３ｍｍの厚みをもつ領域に相当する。ミクロ組織の観察では、上記、ナゲット外層域の中で、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい約０．２ｍｍ内側の部分において、炭化物の平均粒径および個数密度、並びにデンドライト組織のアーム間隔の平均値を測定した。また、ナゲットを構成するフレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの割合（体積率）も測定した。

次に、上記組織観察用試験片を、図３Ａ〜図３Ｃに示すように、同鋼種同板厚の組合せで重ね合わせ、表７および表８に示す条件で、抵抗スポット溶接方法によって溶接し、溶接試験片を作製した。なお、表７に示す条件は、請求項６に規定する条件を満たしており、表８に示す条件は、請求項６に規定する条件の少なくとも一つを満たしていない。そして、得られた溶接試験片について、溶接部の窪みの程度を目視で観察した。また、光学顕微鏡を用いて断面のマクロ組織観察を行い、ナゲット径を測定した。更に、ナゲット内の収縮欠陥の有無および割れの有無を観察した。また、実施例１と同様に、ナゲット外層域において、ナゲットと高強度鋼板との境界からナゲット中心に向かい約０．２ｍｍ内側の部分において、光学顕微鏡及び電子顕微鏡を用いてミクロ組織を観察し、デンドライト組織のアーム間隔の平均値、炭化物の平均粒径および個数密度を測定した。

一方、表８に示すように、条件Ｎｏ．Ｂ−５３〜Ｎｏ．Ｂ−６３の比較例では、請求項６に規定する条件が満たされていないため、何れの鋼種においても、デンドライトアーム間隔、炭化物の平均粒径、炭化物の個数密度が本発明の範囲外であった。また、収縮欠陥や割れの発生、溶接部での大きな窪み、部分プラグ破断の発生によるプラグ率の減少、脆性破面の発生の何れかが認められた。また、ＣＴＳが低く、ＣＴＳのばらつきが大きいことが確認された。

なお、加圧力ＥＦが低い条件Ｎｏ．Ｄ−６０の比較例では、破断形態がプラグ破断であり、プラグ率が大きく、脆性破面が認められず、ＣＴＳが高く、ＣＴＳのばらつきが小さいことが確認できたが、収縮欠陥が発生していたため望ましくない。また、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｄ−６１、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６３、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６７、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−６８では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。さらに、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない条件Ｎｏ．Ｄ−６９〜Ｎｏ．Ｄ−７２では、溶接後熱処理温度ＡＴが低いＮｏ．Ｄ−６９、溶接後熱処理時間Ａｔが短いＮｏ．Ｄ−７１では溶接後後加熱通電の効果のみが認められ、溶接後熱処理温度ＡＴが高い条件Ｎｏ．Ｄ−７０、溶接後熱処理時間Ａｔが長い条件Ｎｏ．Ｄ−７２の比較例では、溶接後後加熱通電の効果のみならず溶接後熱処理の効果が認められるが、その効果は請求項８に規定する条件を満たしているものに比べ小さい。

なお、加圧力ＥＦが高い条件Ｎｏ．Ｅ−６１の比較例では、請求項６および８に規定する条件が満たされているため、実施例４と同様の効果が認められた。また、溶接後の冷却時間Ｃｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６３、後加熱通電時間Ｐｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６７、保持時間Ｈｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−６８の比較例では、それぞれの効果が認められるものの、その効果は小さく、これらの場合には生産性が低下するため望ましくない。さらに、溶接後熱処理の条件が請求項８に規定する条件を満たしていない条件Ｎｏ．Ｅ−６９〜Ｎｏ．Ｅ−７２では、溶接後熱処理温度ＡＴが低いＮｏ．Ｅ−６９、溶接後熱処理時間Ａｔが短いＮｏ．Ｅ−７１では溶接後後加熱通電の効果のみが認められ、溶接後熱処理温度ＡＴが高い条件Ｎｏ．Ｅ−７０、溶接後熱処理時間Ａｔが長い条件Ｎｏ．Ｅ−７２の比較例では、溶接後後加熱通電の効果のみならず溶接後熱処理の効果が認められるが、その効果は請求項８に規定する条件を満たしているものに比べ小さい。

表１５に示す条件Ｎｏ．Ｇ−１〜Ｎｏ．Ｇ−２３、表１６に示す条件Ｎｏ．Ｇ−２４〜Ｎｏ．Ｇ−４６はともに本発明例である。つまり、上記のように、表１５に示す条件は、請求項６または請求項７に規定する条件を満たしており、表１６に示す条件は、請求項６および８、請求項７および８に規定する条件を満たしている。

Claims (13)

1. 互いにスポット溶接された２枚以上の薄鋼板と、
   前記薄鋼板の接合面に形成されたナゲットと、
   を有し、
   前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
   前記ナゲット内の当該ナゲットの外形の９０％の相似形領域を除いたナゲット外層域では、
   ミクロ組織が、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなり、
   前記ミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍ〜１００ｎｍであり、個数密度が２×１０^６個／ｍｍ^２以上であることを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接継手。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］ ・・・（１）
   （［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示す。）
2. 前記高強度鋼板が、
   Ｃ ：０．１０質量％〜０．４０質量％、
   Ｓｉ：０．０１質量％〜２．５０質量％、および
   Ｍｎ：１．５質量％〜３．０質量％を含有し、
   Ｐの含有量が０．０３質量％以下であり、
   Ｓの含有量が０．０１質量％以下であり、
   Ｎの含有量が０．０１００質量％以下であり、
   Ｏの含有量が０．００７質量％以下であり、
   Ａｌの含有量が１．００質量％以下であり、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
3. 前記高強度鋼板が、さらに、
   Ｔｉ：０．００５質量％〜０．１０質量％、
   Ｎｂ：０．００５質量％〜０．１０質量％、および
   Ｖ ：０．００５質量％〜０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
4. 前記高強度鋼板が、さらに、
   Ｂ ：０．０００１質量％〜０．０１質量％、
   Ｃｒ：０．０１質量％〜２．０質量％、
   Ｎｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
   Ｃｕ：０．０１質量％〜２．０質量％、および
   Ｍｏ：０．０１質量％〜０．８質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
5. 前記高強度鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭからなる群から選択された少なくとも１種を、合計で０．０００１質量％〜０．５質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項２乃至４のいずれか１項に記載の高強度鋼板のスポット溶接継手。
6. ２枚以上の薄鋼板の接合面にナゲットを形成させるスポット溶接方法であって、
   前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
   前記２枚以上の薄鋼板に対する溶接電極の加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（２）式を満たす条件で溶接通電を行う工程と、
   次に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、前記溶接通電における溶接電流ＷＣ（ｋＡ）を用いて定められる下記（４）式を満たす後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）、および、下記（５）式を満たす後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）で前記溶接電極に後加熱通電を行う工程と、
   次に、前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程と、
   を有し、
   前記溶接通電を行う工程と前記後加熱通電を行う工程との間に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、下記（３）式を満たす溶接後冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）、前記薄鋼板を冷却し、
   前記後加熱通電を行う工程と前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程との間の前記加圧力ＥＦを保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）が下記（６）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］ ・・・（１）
   １９６０×ｈ≦ＥＦ≦３４３０×ｈ ・・・（２）
   １６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）
   ０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
   ３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）
   ０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
   （［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示し、
   ｈは、前記薄鋼板の板厚（ｍｍ）を示す。）
7. ２枚以上の薄鋼板の接合面にナゲットを形成させるスポット溶接方法であって、
   前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ〜１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％〜０．５５質量％であり、
   前記２枚以上の薄鋼板に対する溶接電極の加圧力ＥＦ（Ｎ）が下記（７）式を満たす条件で溶接通電を行う工程と、
   次に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、前記溶接通電における溶接電流ＷＣ（ｋＡ）を用いて定められる下記（４）式を満たす後加熱通電電流ＰＣ（ｋＡ）、および、下記（５）式を満たす後加熱通電時間Ｐｔ（ｍｓ）で前記溶接電極に後加熱通電を行う工程と、
   次に、前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程と、
   を有し、
   前記溶接通電を行う工程と前記後加熱通電を行う工程との間に、前記加圧力ＥＦを保持したまま、下記（３）式を満たす溶接後冷却時間Ｃｔ（ｍｓ）、前記薄鋼板を冷却し、
   前記後加熱通電を行う工程と前記加圧力ＥＦでの加圧を解放する工程との間の前記加圧力ＥＦを保持する保持時間Ｈｔ（ｍｓ）が下記（６）式を満たすことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］ ・・・（１）
   １６≦Ｃｔ≦３００ ・・・（３）
   ０．４０×ＷＣ≦ＰＣ≦０．９５×ＷＣ ・・・（４）
   ３０≦Ｐｔ≦２００ ・・・（５）
   ０≦Ｈｔ≦２４０ ・・・（６）
   １４７０×ｈ≦ＥＦ＜１９６０×ｈ ・・・（７）
   （［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示し、
   ｈは、前記薄鋼板の板厚（ｍｍ）を示す。）
8. 前記加圧を解放する工程の後に、
   前記薄鋼板を、下記（８）式を満たす溶接後熱処理温度ＡＴ（℃）に下記（９）式を満たす溶接後熱処理時間Ａｔ（ｓ）、保持する工程を有することを特徴とする請求項６または７に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
   １２０≦ＡＴ≦２２０ ・・・（８）
   １００≦Ａｔ≦６０００ ・・・（９）
9. 前記加圧を解放する工程と前記薄鋼板を前記溶接後熱処理温度に保持する工程との間に、
   前記薄鋼板を放冷して、前記薄鋼板の前記溶接電極が接触していた部分の表面温度を下記（１０）式を満たす温度ＣＴ（℃）まで低下させる工程を有することを特徴とする請求項８に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
   ＣＴ≦１５０ ・・・（１０）
10. 前記高強度鋼板は、
    Ｃ ：０．１０質量％〜０．４０質量％、
    Ｓｉ：０．０１質量％〜２．５０質量％、および
    Ｍｎ：１．５質量％〜３．０質量％を含有し、
    Ｐの含有量が０．０３質量％以下であり、
    Ｓの含有量が０．０１質量％以下であり、
    Ｎの含有量が０．０１００質量％以下であり、
    Ｏの含有量が０．００７質量％以下であり、
    Ａｌの含有量が１．００質量％以下であり、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
11. 前記高強度鋼板が、さらに、
    Ｔｉ：０．００５質量％〜０．１０質量％、
    Ｎｂ：０．００５質量％〜０．１０質量％、および
    Ｖ ：０．００５質量％〜０．１０質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１０に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
12. 前記高強度鋼板が、さらに、
    Ｂ ：０．０００１質量％〜０．０１質量％、
    Ｃｒ：０．０１質量％〜２．０質量％、
    Ｎｉ：０．０１質量％〜２．０質量％、
    Ｃｕ：０．０１質量％〜２．０質量％、および
    Ｍｏ：０．０１質量％〜０．８質量％からなる群から選択された少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１０または１１に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
13. 前記高強度鋼板が、さらに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、およびＲＥＭからなる群から選択された少なくとも１種を、合計で０．０００１質量％〜０．５質量％の範囲で含有することを特徴とする請求項１０乃至１２のいずれか１項に記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。

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