JPWO2018038045A1 - 抵抗溶接部を有する自動車用部材 - Google Patents
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Abstract
高強度鋼板、特に引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板で、十字引張試験における破断形態がプラグ破断する抵抗溶接部を有する自動車用部材を提供する。所定の成分組成を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度（ＨＶＢＭ）が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度（ＨＶＷ）の１．１倍以上であり、さらに、高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ、熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）が抵抗溶接前の高強度鋼板の硬度（ＨＶα）の９０％以上である。
Description
本発明は、高強度溶接部を有する鋼材に関し、特に、自動車などの構造部品の部材として好適な高強度鋼板に優れた抵抗溶接部を有する自動車用部材に関する。
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、特に自動車分野では、自動車の燃費向上に向けた車体の軽量化が進められている。車体の軽量化に対しては、自動車部品に高強度鋼板を適用し薄肉化することが有効であり、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が進められている。
自動車の組み立てでは、コストや製造効率の観点から、抵抗溶接（スポット溶接）によりプレス成形された自動車部品を組み合わせることが多い。そのため、鋼板の高強度化に伴い、溶接部における強度を向上させることが求められる。しかしながら、一般的に、溶接部の継手の引張強度（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をいい、以下、引張せん断強さと称す）は、溶接用鋼板（母材）の引張強度の高強度化に伴って比例的に増加するが、溶接部の継手の十字引張強さは、母材の引張強度が９００ＭＰａを超えると低下し、破断形態が界面破断となる問題が生じる。
溶接部の強度を改善する従来技術として、例えば特許文献１に、Ｃ等の添加量を調整した鋼組成を有するとともに、溶接条件を変化させることにより、溶接部における強度を確保する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１は、炭素当量が所定範囲となるようにＣ等の添加量を規定するため、母材の材質が制限され、自動車用鋼板に求められる高延性の確保が困難になる。また、低Ｐ化、低Ｓ化により、製鋼コストが増大する。さらに、特許文献１の溶接条件では、溶接時間が長時間化されると自動車の組み立て工程も長時間化されるため、生産性が格段に落ちる。そのため、実情として、引張強度７００ＭＰａを超える高強度鋼板で、溶接後の十字引張試験における破断形態が界面破断とならない技術は、開発されていない。
本発明は係る問題に鑑み、十字引張試験における破断形態がプラグ破断する高強度鋼板、特に引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板で優れた抵抗溶接部を有する自動車用部材を提供することを目的とする。
従来より、引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板では、溶接した後に生成される熱影響部の軟化部（以下、ＨＡＺ軟化部と称す）が存在することで、局所的な応力集中が起こりき裂の起点となる。さらに、熱影響部の硬化部（以下、ＨＡＺ硬化部と称す）に粗大なマルテンサイトが存在することで、き裂が進展しやすくなり、界面破断を起こす。
本発明者らは、上記課題を達成するため鋭意検討を重ねた結果、鋼板の成分組成を最適に調整することで、応力集中するＨＡＺ軟化部の軟化量を抑制することを見出した。すなわち、熱影響部を軟化させずに、さらには、微細なＨＡＺ硬化部を生成することで、高強度材においても強度確保が可能となる。
本発明者らは、上記課題を達成するため鋭意検討を重ねた結果、鋼板の成分組成を最適に調整することで、応力集中するＨＡＺ軟化部の軟化量を抑制することを見出した。すなわち、熱影響部を軟化させずに、さらには、微細なＨＡＺ硬化部を生成することで、高強度材においても強度確保が可能となる。
また、上述の成分組成を最適に調整した鋼板を含む、３枚以上の鋼板を重ねて溶接される場合には、板組の中で最も軟質な鋼板におけるナゲット部の硬度よりＨＡＺ硬化部の硬度が高いことで、ＨＡＺ硬化部は強度を担保できる。これにより、十字引張試験でも充分な強度が確保可能であり、プラグ破断になることを見出した。
具体的には、Ｍｎを３．１％以上添加させることで、マルテンサイト変態開始温度を低下させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを抑制する。これとともに、ＴｉまたはＮｂの炭窒化物を生成させておくことで溶接後の鋼板組織を微細化させ、ＨＡＺ硬化部の硬度を上昇させる。これにより、ＨＡＺ軟化部における応力集中が小さくなるため界面破断を防止でき、健全な抵抗溶接部、すなわち優れた抵抗溶接部を有する自動車用部材が提供可能であることが明らかとなった。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］ 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：３．１〜８．１％、Ａｌ：０．０１〜２．００％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種をそれぞれ０．００５〜０．１００％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、前記抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度（ＨＶＢＭ）が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された前記抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度（ＨＶＷ）の１．１倍以上であり、さらに、前記高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ、前記熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）が抵抗溶接前の前記高強度鋼板の硬度（ＨＶα）の９０％以上である抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［２］ 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する［１］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［３］ 前記高強度鋼板の組織は、面積率で、残留オーステナイトが２０〜５０％である［１］または［２］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［４］ 前記高強度鋼板の表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれかに記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［５］ 前記めっき層が亜鉛めっき層である［４］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［６］ 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である［４］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［１］ 成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：３．１〜８．１％、Ａｌ：０．０１〜２．００％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種をそれぞれ０．００５〜０．１００％含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、前記抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度（ＨＶＢＭ）が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された前記抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度（ＨＶＷ）の１．１倍以上であり、さらに、前記高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が３μｍ以下であり、かつ、前記熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）が抵抗溶接前の前記高強度鋼板の硬度（ＨＶα）の９０％以上である抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［２］ 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下より選ばれる１種または２種以上を含有する［１］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［３］ 前記高強度鋼板の組織は、面積率で、残留オーステナイトが２０〜５０％である［１］または［２］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［４］ 前記高強度鋼板の表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれかに記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［５］ 前記めっき層が亜鉛めっき層である［４］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
［６］ 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である［４］に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板であり、冷延鋼板、亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理などの表面処理を冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また本発明において、優れた抵抗溶接部とは、抵抗溶接後の十字引張試験における破断形態がプラグ破断する抵抗溶接部のことを意味する。
本発明によれば、引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板で、抵抗溶接後の十字引張試験における破断形態がプラグ破断する抵抗溶接部を有する自動車用部材を提供できる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の高強度鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．２５％
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。母材の引張強度が９００ＭＰａ超えを得るためには、Ｃ量は０．０８％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｃ量は０．０９５％以上とする。さらに好ましくは、Ｃ量は０．１１％以上とする。なお、Ｃ量が０．０８％未満ではマルテンサイト変態開始温度を上昇させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを促進させてしまう。そのため、ＨＡＺ軟化部の軟化量が増加する。一方、Ｃを過剰に含有するとナゲット部の靭性が損なわれ、界面破断を起こす。そのため、Ｃ量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ量は０．２１％以下とする。さらに好ましくは、Ｃ量は０．１８％以下とする。
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。母材の引張強度が９００ＭＰａ超えを得るためには、Ｃ量は０．０８％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｃ量は０．０９５％以上とする。さらに好ましくは、Ｃ量は０．１１％以上とする。なお、Ｃ量が０．０８％未満ではマルテンサイト変態開始温度を上昇させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを促進させてしまう。そのため、ＨＡＺ軟化部の軟化量が増加する。一方、Ｃを過剰に含有するとナゲット部の靭性が損なわれ、界面破断を起こす。そのため、Ｃ量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ量は０．２１％以下とする。さらに好ましくは、Ｃ量は０．１８％以下とする。
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％
Ｓｉは、フェライトを固溶強化する。また、Ｓｉは、ＨＡＺ軟化部の固溶強化にも寄与する。それらの効果を得るためには、Ｓｉ量は０．０１％以上の含有が必要である。好ましくは、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板の表面特性（化成処理性やめっき性）が低下する。そのため、Ｓｉ量は２．５０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は２．００％以下とする。さらに好ましくは、Ｓｉ量は１．５０％以下とする。
Ｓｉは、フェライトを固溶強化する。また、Ｓｉは、ＨＡＺ軟化部の固溶強化にも寄与する。それらの効果を得るためには、Ｓｉ量は０．０１％以上の含有が必要である。好ましくは、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板の表面特性（化成処理性やめっき性）が低下する。そのため、Ｓｉ量は２．５０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は２．００％以下とする。さらに好ましくは、Ｓｉ量は１．５０％以下とする。
Ｍｎ：３．１〜８．１％
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、マルテンサイト変態開始温度を低下させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを抑制する。これにより、ＨＡＺ軟化部の軟化量を大きく抑制する。さらに、Ｍｎは、母材の鋼板組織の残留オーステナイトの生成にも大きく影響する。それらの効果を得るためには、Ｍｎ量は３．１％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｍｎ量は３．５％以上とする。さらに好ましくは、Ｍｎ量は４．０％以上とする。より一層好ましくは、Ｍｎ量は４．５％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Ｍｎ量は８．１％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は７．５％以下とする。さらに好ましくは、Ｍｎ量は７．０％以下とする。より一層好ましくは、Ｍｎ量は６．３％以下とする。
Ｍｎは、本発明において重要な元素である。Ｍｎは、マルテンサイト変態開始温度を低下させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを抑制する。これにより、ＨＡＺ軟化部の軟化量を大きく抑制する。さらに、Ｍｎは、母材の鋼板組織の残留オーステナイトの生成にも大きく影響する。それらの効果を得るためには、Ｍｎ量は３．１％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｍｎ量は３．５％以上とする。さらに好ましくは、Ｍｎ量は４．０％以上とする。より一層好ましくは、Ｍｎ量は４．５％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Ｍｎ量は８．１％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は７．５％以下とする。さらに好ましくは、Ｍｎ量は７．０％以下とする。より一層好ましくは、Ｍｎ量は６．３％以下とする。
Ａｌ：０．０１〜２．００％
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この効果を得るためには、Ａｌ量は０．０１％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ａｌ量は０．０２％以上とする。一方、Ａｌを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Ａｌ量は２．００％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は１．５０％以下とする。
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この効果を得るためには、Ａｌ量は０．０１％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ａｌ量は０．０２％以上とする。一方、Ａｌを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Ａｌ量は２．００％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は１．５０％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成する。その介在物起因によるボイドの生成により、ＨＡＺの引張強度を減少させるため、Ｎは含有量を抑える必要がある。Ｎ量が０．０１０％を超えて含有すると、この傾向が顕著となる。従って、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ量は０．００５％以下とする。極低Ｎ化は製鋼コストの上昇を招くため、好ましくはＮ量は０．０００３％以上とする。
Ｎは、粗大な窒化物を形成する。その介在物起因によるボイドの生成により、ＨＡＺの引張強度を減少させるため、Ｎは含有量を抑える必要がある。Ｎ量が０．０１０％を超えて含有すると、この傾向が顕著となる。従って、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ量は０．００５％以下とする。極低Ｎ化は製鋼コストの上昇を招くため、好ましくはＮ量は０．０００３％以上とする。
Ｔｉ、Ｎｂ：１種または２種をそれぞれ０．００５〜０．１００％
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、微細な炭窒化物を生成することで、ＨＡＺ軟化部の硬度上昇に寄与する。さらに、Ｔｉは、炭窒化物を生成させておくことで溶接時のオーステナイトの成長を抑制する。これにより、溶接後に微細なマルテンサイトを生成させることでＨＡＺ軟化部の軟化量の抑制が可能である。以上の効果を発揮させるためには、Ｔｉ量は０．００５％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｔｉ量は０．００８％以上とする。さらに好ましくは、Ｔｉ量は０．０１０％以上とする。一方、多量にＴｉを含有すると、めっき性が著しく低下する。そのため、Ｔｉの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は０．０８０％以下とする。さらに好ましくは、Ｔｉ量は０．０６０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．１００％
Ｔｉは、微細な炭窒化物を生成することで、ＨＡＺ軟化部の硬度上昇に寄与する。さらに、Ｔｉは、炭窒化物を生成させておくことで溶接時のオーステナイトの成長を抑制する。これにより、溶接後に微細なマルテンサイトを生成させることでＨＡＺ軟化部の軟化量の抑制が可能である。以上の効果を発揮させるためには、Ｔｉ量は０．００５％以上を含有することが必要である。好ましくは、Ｔｉ量は０．００８％以上とする。さらに好ましくは、Ｔｉ量は０．０１０％以上とする。一方、多量にＴｉを含有すると、めっき性が著しく低下する。そのため、Ｔｉの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は０．０８０％以下とする。さらに好ましくは、Ｔｉ量は０．０６０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を生成することで、ＨＡＺ軟化部の軟化量の抑制に寄与する。そのため、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、Ｎｂの含有量は０．００８％以上とする。さらに好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂの多量の含有は、Ｔｉと同様に、めっき性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０８０％以下とする。さらに好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を生成することで、ＨＡＺ軟化部の軟化量の抑制に寄与する。そのため、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、Ｎｂの含有量は０．００８％以上とする。さらに好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂの多量の含有は、Ｔｉと同様に、めっき性が低下する。そのため、Ｎｂの含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０８０％以下とする。さらに好ましくは、Ｎｂの含有量は０．０６０％以下とする。
残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｐ、Ｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲は、それぞれＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％以下である。なお、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを合計で０．１％未満の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
以上の必須元素で本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。
Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下より選ばれる１種または２種以上
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、ＨＡＺの強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｖを含有する場合には、Ｖ量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量にＶを含有させても、Ｖ量が０．０５％を超えた分の強度上昇の効果は小さい。また、合金コストの増加も招いてしまう。従って、Ｖを含有する場合には、Ｖ量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、ＨＡＺの強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Ｖを含有する場合には、Ｖ量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量にＶを含有させても、Ｖ量が０．０５％を超えた分の強度上昇の効果は小さい。また、合金コストの増加も招いてしまう。従って、Ｖを含有する場合には、Ｖ量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Ｂを含有する場合には、Ｂ量を０．０００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂ量は０．０１０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｂを含有する場合には、Ｂ量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Ｂを含有する場合には、Ｂ量を０．０００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂ量は０．０１０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｂを含有する場合には、Ｂ量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。また、Ｃｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。なお、Ｎｉは、Ｃｕと同時に含有すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ含有時に有効である。一方、Ｎｉ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。なお、Ｎｉは、Ｃｕと同時に含有すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ含有時に有効である。一方、Ｎｉ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。この効果を発揮させるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ量は０．５０％を超えて含有させると、過剰にマルテンサイトが生成する。そのため、Ｃｒ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。この効果を発揮させるため、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ量を０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ量は０．５０％を超えて含有させると、過剰にマルテンサイトが生成する。そのため、Ｃｒ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性を向上させ、ＨＡＺの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ量を０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ量は０．５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏ量は０．５０％以下とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量を０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ量は０．００５０％を超えて含有すると、その硫化物が曲げ性を劣化させる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量を０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａ量は０．００５０％を超えて含有すると、その硫化物が曲げ性を劣化させる。そのため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ量を０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭ量は０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ量を０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭ量は０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
本発明は、上述の成分組成を有する高強度鋼板を母材に用いる。なお、母材の鋼板組織に関しては特に限定しない。しかしながら、本発明における高強度鋼板の鋼板組織は、面積率で、残留オーステナイトを２０〜５０％含むことが好ましい。その理由は次のとおりである。引張強度が９００ＭＰａを超える鋼板を用いる場合、プレス成形性が問題になる。そのため、応力／ひずみ変態誘起による高い均一伸びを確保できる残留オーステナイトを含有することが好ましい。この効果を得る場合には、残留オーステナイトの面積率は２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは残留オーステナイトの面積率は２５％以上とする。一方、残留オーステナイトの面積率は５０％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在することとなり、高い伸びを確保することが困難となる場合がある。そのため、残留オーステナイトの面積率は５０％以下が好ましい。より好ましくは残留オーステナイトの面積率は４５％以下とする。なお、面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。また、残留オーステナイトの面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
ここで、本発明において、残留オーステナイト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイトなどであってもよい。これらの組織の面積率は合計で１０％以下が好ましい。
なお、本発明において、高強度鋼板は通常公知の手法で製造することができる。例えば、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、上記に示す成分組成を有する鋼スラブを製造する。これらの鋼スラブを、加熱温度１１００〜１２５０℃、仕上圧延終了温度７００〜１０００℃の条件で熱間圧延を行い、巻取り温度２００〜７００℃で巻き取りを行い、熱延鋼板とする。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、５５０〜８００℃で熱処理を行う。その後、冷間圧延を行った後、６００〜８５０℃で１０分間熱処理し、室温まで冷却する焼鈍を行い、冷延鋼板としてもよい。
なお、本発明において、高強度鋼板は通常公知の手法で製造することができる。例えば、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、上記に示す成分組成を有する鋼スラブを製造する。これらの鋼スラブを、加熱温度１１００〜１２５０℃、仕上圧延終了温度７００〜１０００℃の条件で熱間圧延を行い、巻取り温度２００〜７００℃で巻き取りを行い、熱延鋼板とする。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、５５０〜８００℃で熱処理を行う。その後、冷間圧延を行った後、６００〜８５０℃で１０分間熱処理し、室温まで冷却する焼鈍を行い、冷延鋼板としてもよい。
本発明では、必要に応じて、上述の成分組成を有する高強度鋼板を含む母材の鋼板表面にめっき層を有してもよい。なお、めっき処理は一般的に行われている方法、例えば溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理により行う。例えば、特に自動車用途向けとして、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩ鋼板と称する場合もある）としてもよい。さらに、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡ鋼板と称する場合もある）としてもよい。
次に、本発明の自動車用部材における抵抗溶接部と、その抵抗溶接の溶接条件について説明する。
本発明の抵抗溶接部を有する自動車用部材は、例えば、図１、２に示すように、上述の成分組成を有する高強度鋼板を少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組４を、上下一対の電極チップ（下の電極チップ５と上の電極チップ６）で挟み、加圧しながら通電することで接触部を溶融させて、必要サイズのナゲット７を形成した抵抗溶接部を有する部材である。ここでは、２枚または３枚の鋼板を重ね合わせた板組を用いる。なお、上述の成分組成を有する高強度鋼板を少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板とは、２枚以上の鋼板のうち少なくとも１枚が上述の成分組成を有する高強度鋼板であることを意味する。従って、２枚の鋼板を重ねた板組の場合、下の鋼板１および上の鋼板２が上述の成分組成を有する高強度鋼板であってもよい。また、３枚の鋼板を重ねた板組みの場合、例えば下の鋼板１のみ、また例えば下の鋼板１および上下の鋼板の間に位置する鋼板３が、上述の成分組成を有する高強度鋼板であってもよい。
続いて、抵抗溶接の溶接条件について説明する。
本発明では、重ね抵抗溶接法の一種である抵抗スポット溶接法を用いる。本発明における好適に使用可能な抵抗溶接機は、上下一対の電極を備え、一対の電極で溶接する部分を挟んで、加圧、通電できればよい。さらに、抵抗溶接機は、溶接中に加圧力および溶接電流をそれぞれ任意に制御可能な加圧力制御装置および溶接電流制御装置を有していればよい。なお、抵抗溶接機における、エアシリンダやサーボモータ等の加圧機構、交流や直流等の電流制御機構、定置式やロボットガン等の形式などは特に限定しない。ここでは、例えば、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行う。一対の電極チップは、図３に示すように、先端の曲率半径Ｒ４０、先端径６ｍｍを有するアルミナ分散銅のＤＲ型電極を用いる。
本発明の溶接条件は、健全なナゲットを得るため、加圧力：２．０〜７．０ｋＮとする。好ましくは加圧力：２．５〜６．０ｋＮとする。また、強度確保可能なナゲット径を得るため、通電時間：５〜５０サイクル（５０Ｈｚ）とする。好ましくは通電時間：１０〜３０サイクル（５０Ｈｚ）とする。ホールド時間：０．５〜１００サイクル（５０Ｈｚ）とする。好ましくはホールド時間：１〜２０サイクル（５０Ｈｚ）とする。なお、溶接電流は、熱影響域の拡大、およびそれに伴う強度低下を回避するため、ナゲット径が５√ｔ以上（ｔは板厚）になるように、４．０〜１０．０ｋＡの範囲で調節される。
ここでは、例えば、抵抗スポット溶接の条件は、加圧力：３．０〜５．０ｋＮ、通電時間：１５〜２５サイクル（５０Ｈｚ）、ホールド時間：１〜１５サイクル（５０Ｈｚ）とし、ナゲット径が５√ｔ以上（ｔは板厚）になるように、溶接電流は５．０〜７．０ｋＡの範囲で調節して行う。
ここでは、例えば、抵抗スポット溶接の条件は、加圧力：３．０〜５．０ｋＮ、通電時間：１５〜２５サイクル（５０Ｈｚ）、ホールド時間：１〜１５サイクル（５０Ｈｚ）とし、ナゲット径が５√ｔ以上（ｔは板厚）になるように、溶接電流は５．０〜７．０ｋＡの範囲で調節して行う。
以上に述べた抵抗スポット溶接により得られる、本発明の自動車用部材の抵抗溶接部について説明する。ここでは、図１、２に示すように、抵抗溶接後の抵抗溶接部を有する部材における、ナゲット部７の周囲を取り巻く、加熱により組織が変化し、硬度が変化した部分を熱影響部（ＨＡＺ）８とする。
本発明では、抵抗溶接部における熱影響部８の中で最も高い硬度（以下、ＨＶＢＭと称する場合もある）が、抵抗溶接時の板組の中で最も軟質な鋼板に形成されたナゲット部７の硬度（以下、ＨＶＷと称する場合もある）の１．１倍以上とする。ＨＶＢＭがＨＶＷの１．１倍未満の場合、抵抗溶接時の板組の中で最も軟質な鋼板におけるナゲット部７の端部に応力集中し、熱影響部（ＨＡＺ）８からき裂が進展し、界面破断となる。好ましくはＨＶＢＭがＨＶＷの１．２倍以上とする。さらに好ましくはＨＶＢＭがＨＶＷの１．３倍以上とする。一方、熱影響部（ＨＡＺ）８の硬度が高くなりすぎると靭性が劣化し、き裂が熱影響部（ＨＡＺ）８より生成するために界面破断となる。このため、ＨＶＢＭがＨＶＷの２．０倍以下が好ましい。さらに好ましくはＨＶＢＭがＨＶＷの１．８倍以下が好ましい。なお、各硬度（ＨＶＢＭ、ＨＶＷ）は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明では、上述の成分組成を有する高強度鋼板におけるナゲット部７の端部ｅから板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部（ＨＡＺ）８における鋼板組織の平均結晶粒径（以下、結晶粒径と称することもある）を３μｍ以下とする。なお、上述の成分組成を有する高強度鋼板におけるナゲット部７の端部ｅとは、抵抗溶接時の板組の中で上述の成分組成を有する高強度鋼板に形成されたナゲット部のナゲット径方向の両端部をいう。結晶粒径が３μｍを超える場合、マルテンサイト変態開始温度が高くなっていることとなり、抵抗溶接中にマルテンサイトの焼戻しが促進されたこととなる。このため、ＨＡＺ軟化部の軟化量が増加してしまう。さらに、結晶粒の粗大化により靭性が劣化し、き裂の進展が容易となり、界面破断してしまう。好ましくは結晶粒径は２μｍ以下とする。一方、微細化による強度上昇が高くなりすぎても靭性が劣化するため、結晶粒径は０．１μｍ以上が好ましい。さらに好ましくは結晶粒径は０．２μｍ以上が好ましい。なお、結晶粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明では、上述の成分組成を有する高強度鋼板の抵抗溶接部における前記熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）が、抵抗溶接前の上述の成分組成を有する高強度鋼板の硬度の９０％以上とする。ここでは、抵抗溶接前の上述の成分組成を有する高強度鋼板の硬度（以下、ＨＶαと称する場合もある）に対する、前記熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）の比を、Ｈｖ比とする。Ｈｖ比が９０％未満の場合、上述の成分組成を有する高強度鋼板におけるＨＡＺ軟化部の軟化量が多いということとなり、ＨＡＺでき裂を生成してしまう。好ましくはＨｖ比は９３％以上とする。さらに好ましくはＨｖ比は９６％以上とする。なお、硬度（ＨＶｍｉｎ）は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
ここで、図４を用いて、ＨＶＢＭ、ＨＶｍｉｎ、ＨＶＷについて説明する。図４は、図１、２に示すような、抵抗溶接後の抵抗溶接部を有する部材（溶接継手）における概略構成を説明する一部拡大縦断面図である。図４に示した符号ｅは、抵抗溶接時の板組の中で上述の成分組成を有する高強度鋼板（例えば鋼板３とする）に形成されたナゲット部７のナゲット径方向の両端部を指す。ＨＶＢＭは、ナゲット部７の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部（ＨＡＺ）８の領域内における、一番高い硬度を指す。また、ＨＶｍｉｎは、ナゲット部７の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部８の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部７の端部ｅを始点とした場合、ナゲット部７の両端部ｅから外方向に、板厚直角方向で２ｍｍ以内の領域を、測定範囲とする。ＨＶＷは、ナゲット部７の外周部分から内方向に向かって広がった所定の領域で、かつナゲット部７の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部７の両端部ｅから内方向に、板厚直角方向で２ｍｍ以内の領域を、測定範囲とする
ここで、図４を用いて、ＨＶＢＭ、ＨＶｍｉｎ、ＨＶＷについて説明する。図４は、図１、２に示すような、抵抗溶接後の抵抗溶接部を有する部材（溶接継手）における概略構成を説明する一部拡大縦断面図である。図４に示した符号ｅは、抵抗溶接時の板組の中で上述の成分組成を有する高強度鋼板（例えば鋼板３とする）に形成されたナゲット部７のナゲット径方向の両端部を指す。ＨＶＢＭは、ナゲット部７の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部（ＨＡＺ）８の領域内における、一番高い硬度を指す。また、ＨＶｍｉｎは、ナゲット部７の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部８の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部７の端部ｅを始点とした場合、ナゲット部７の両端部ｅから外方向に、板厚直角方向で２ｍｍ以内の領域を、測定範囲とする。ＨＶＷは、ナゲット部７の外周部分から内方向に向かって広がった所定の領域で、かつナゲット部７の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部７の両端部ｅから内方向に、板厚直角方向で２ｍｍ以内の領域を、測定範囲とする
本発明では、ＨＶαは、式（１）で求められる。
ＨＶα（Ｈｖ）＝（抵抗溶接前の上述の成分組成を有する高強度鋼板の引張強度（ＭＰａ）−３０）／３．１４ （１）
なお、板組のなかで硬度が相違する場合は、最も高いＭｎ量を有する鋼板を用いて算出する。
また、Ｈｖ比は、すでに述べたよう、式（２）で求められる。
Ｈｖ比（％）＝ＨＶｍｉｎ／ＨＶα×１００ （２）
ＨＶα（Ｈｖ）＝（抵抗溶接前の上述の成分組成を有する高強度鋼板の引張強度（ＭＰａ）−３０）／３．１４ （１）
なお、板組のなかで硬度が相違する場合は、最も高いＭｎ量を有する鋼板を用いて算出する。
また、Ｈｖ比は、すでに述べたよう、式（２）で求められる。
Ｈｖ比（％）＝ＨＶｍｉｎ／ＨＶα×１００ （２）
以下、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
通常公知の手法、例えば転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す成分組成を有する鋼スラブを製造した。これらの鋼スラブを、加熱温度１２５０℃、仕上圧延終了温度９００℃の条件で熱間圧延を行い、巻取り温度５００℃で巻き取りを行い、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、７００℃で熱処理を行った。その後、冷間圧延を行った後、６５０℃で１０分間熱処理し、室温まで冷却する焼鈍を行い、板厚１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。
上記のようにして得た冷延鋼板について、以下に示す、鋼板の構成組織の定量評価、引張試験を行った。得られた結果を表３に示す。
残留オーステナイトの面積率
残留オーステナイトの面積率は、ＣｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイトの（２１１）面および（２２０）面と、フェライトの（２００）面と（２２０）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出し、３次元的に均質であることから、これを残留オーステナイトの面積率とした。なお、結果は、表３の残留γの面積率（％）に示す。
残留オーステナイトの面積率は、ＣｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイトの（２１１）面および（２２０）面と、フェライトの（２００）面と（２２０）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出し、３次元的に均質であることから、これを残留オーステナイトの面積率とした。なお、結果は、表３の残留γの面積率（％）に示す。
機械特性
機械特性（引張強度ＴＳ）は、圧延方向に対して直角方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行って評価し、引張強度を測定した。
機械特性（引張強度ＴＳ）は、圧延方向に対して直角方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行って評価し、引張強度を測定した。
また、本発明の実施例として、図１、２に示すように、上述の成分組成を有する高強度鋼板を少なくとも１枚含む、２枚または３枚の鋼板を重ねた板組４について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行い、抵抗溶接部を保有した引張試験片を作製した。なお、使用した一対の電極チップは、ともに図３に示すように、先端の曲率半径Ｒ４０、先端径６ｍｍを有するアルミナ分散銅のＤＲ型電極とした。なお、板組４を構成する本発明の高強度鋼板以外の鋼板は、任意の成分組成を有する。例えば、表２に示す成分組成を有する冷延鋼板（鋼種Ｎ〜Ｒ）を用いる。また、表２の鋼板の引張強度は、上述と同様の方法で測定する。表２に記載の２７０ＭＰａ級とは、２７０〜４００ＭＰａの引張強度を有する鋼板であり、５９０ＭＰａ級とは、５９０〜７８０ＭＰａの引張強度を有する鋼板であり、９８０ＭＰａ級とは、９８０〜１１８０ＭＰａの引張強度を有する鋼板であり、１１８０ＭＰａ級とは、１１８０〜１３２０ＭＰａの引張強度を有する鋼板であり、１４７０ＭＰａ級とは、１４７０〜１８００ＭＰａの引張強度を有する鋼板である。
試験片として、上記のようにして得た冷延鋼板、表２の成分組成を有する冷延鋼板（鋼種Ｎ〜Ｒ）から、それぞれ試験片を切り出して使用した。
実施例の抵抗溶接の条件は、加圧力を３５００Ｎ、通電時間は１４〜１６サイクル（５０Ｈｚ）、ホールド時間は１〜５サイクル（５０Ｈｚ）とし、ナゲット径が５√ｔ以上（ｔは板厚）になるように、溶接電流は５．０〜９．０ｋＡの範囲で調節し、７．０ｋＡとした。溶接条件を表３に示す。得られた抵抗溶接部について、以下に示す方法で評価し、得られた結果を表３に示す。
溶接後の引張特性
溶接後の引張特性は、十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９））に基づき、５０×１５０ｍｍの十字引張試験片（ここでは、鋼板α、鋼板βとする）を切り出し、上述の抵抗溶接条件で実施した。なお、３枚以上の鋼板の場合は、鋼板γを５０×５０ｍｍで切り出して溶接し、引張試験片を作製した。試験片の板組を表３に示す（表３の溶接部板組を参照）。また、試験片のめっきの有無を表３に示す（表３のめっきを参照）。めっきがない場合は冷延鋼板、ＧＡはＧＡ鋼板、ＧＩはＧＩ鋼板である。なお、ＧＡ鋼板、ＧＩ鋼板の目付量は４５ｇ／ｍ２であった。十字引張試験後の破断形態を観察した。表３の破断形態は、十字引張試験後に片側の鋼板が残存している場合をプラグ破断とした。プラグ破断のうち、鋼板の残存量が７０％以上の場合：記号○（優れる）、鋼板の残存量が７０％未満の場合：記号△（良い）、としてそれぞれ表した。一方、鋼板が残存せずに界面破断となった場合を、記号×（劣る）で表した。
溶接後の引張特性は、十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９））に基づき、５０×１５０ｍｍの十字引張試験片（ここでは、鋼板α、鋼板βとする）を切り出し、上述の抵抗溶接条件で実施した。なお、３枚以上の鋼板の場合は、鋼板γを５０×５０ｍｍで切り出して溶接し、引張試験片を作製した。試験片の板組を表３に示す（表３の溶接部板組を参照）。また、試験片のめっきの有無を表３に示す（表３のめっきを参照）。めっきがない場合は冷延鋼板、ＧＡはＧＡ鋼板、ＧＩはＧＩ鋼板である。なお、ＧＡ鋼板、ＧＩ鋼板の目付量は４５ｇ／ｍ２であった。十字引張試験後の破断形態を観察した。表３の破断形態は、十字引張試験後に片側の鋼板が残存している場合をプラグ破断とした。プラグ破断のうち、鋼板の残存量が７０％以上の場合：記号○（優れる）、鋼板の残存量が７０％未満の場合：記号△（良い）、としてそれぞれ表した。一方、鋼板が残存せずに界面破断となった場合を、記号×（劣る）で表した。
ＨＡＺの平均結晶粒径
ＨＡＺの平均結晶粒径の測定は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、ナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部につき鋼板組織を観察し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
ＨＡＺの平均結晶粒径の測定は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、ナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部につき鋼板組織を観察し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
抵抗溶接部の硬度
抵抗溶接部の硬度測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）の規定に準拠して測定した。なお、試験力は２．９４Ｎ（０．３ｋｇｆ）とした。硬度測定は、溶接部を半切し、鏡面研磨後のナゲット中央部から板厚の直角方向に６ｍｍまで、断面をピッチ１００μｍで測定を行い、当該鋼板の熱影響部の最大値ＨＶＢＭ、ＨＶｍｉｎおよび板組中で最も軟質な鋼板のナゲット部の硬度ＨＶＷを求めた。また、断面を上記ピッチ１００μｍで測定を行い、熱影響部による硬度変化がなくなり安定した箇所、かつ、ナイタールエッチング後の鋼板組織が変化していない箇所を抵抗溶接後の鋼板αの硬度ＨＶｍｉｎとした。
抵抗溶接部の硬度測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）の規定に準拠して測定した。なお、試験力は２．９４Ｎ（０．３ｋｇｆ）とした。硬度測定は、溶接部を半切し、鏡面研磨後のナゲット中央部から板厚の直角方向に６ｍｍまで、断面をピッチ１００μｍで測定を行い、当該鋼板の熱影響部の最大値ＨＶＢＭ、ＨＶｍｉｎおよび板組中で最も軟質な鋼板のナゲット部の硬度ＨＶＷを求めた。また、断面を上記ピッチ１００μｍで測定を行い、熱影響部による硬度変化がなくなり安定した箇所、かつ、ナイタールエッチング後の鋼板組織が変化していない箇所を抵抗溶接後の鋼板αの硬度ＨＶｍｉｎとした。
本発明例（試料番号１〜１３、１７）では、鋼板αは、全てにおいて引張強度９００ＭＰａ超えであり、ＨＶＢＭ／ＨＶｗが１．１以上、ＨＡＺの結晶粒径が３μｍ以下、Ｈｖ比が９０％以上を達成した。さらに、スポット溶接継手の十字引張強度の安定性を判断する上で破断形態が有効である。本発明例（試料番号１〜１３）の鋼板の抵抗スポット溶接継手では、十字引張試験において全てプラグ破断が得られた。特に、Ｍｎ量が４．０％を超える場合（試料番号１〜５、７〜１３）、鋼板の残存量は７０％以上であり、プラグ破断の評価においてより優れていることが分かった。
一方、本発明の要件を満たさない比較例（試料番号１４〜１６）では、ＨＶＢＭ／ＨＶｗが１．１以上、ＨＡＺの結晶粒径が３μｍ以下、Ｈｖ比が９０％以上のいずれか１つ以上が達成されなかった。さらに、比較例（試料番号１４〜１６）では、全てにおいて破断形態が界面破断となった。
１ 下の鋼板
２ 上の鋼板
３ 上下の鋼板の間に位置する鋼板
４ 板組
５ 下の電極チップ
６ 上の電極チップ
７ ナゲット部
８ 熱影響部
２ 上の鋼板
３ 上下の鋼板の間に位置する鋼板
４ 板組
５ 下の電極チップ
６ 上の電極チップ
７ ナゲット部
８ 熱影響部
Claims (6)
- 成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０８〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
Ｍｎ：３．１〜８．１％、
Ａｌ：０．０１〜２．００％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種をそれぞれ０．００５〜０．１００％含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも１枚含む、２枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、
前記抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度（ＨＶＢＭ）が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された前記抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度（ＨＶＷ）の１．１倍以上であり、
さらに、前記高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に２ｍｍ以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が３μｍ以下であり、
かつ、前記熱影響部のなかで最も低い硬度（ＨＶｍｉｎ）が抵抗溶接前の前記高強度鋼板の硬度（ＨＶα）の９０％以上である抵抗溶接部を有する自動車用部材。 - 前記成分組成に加えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
より選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。 - 前記高強度鋼板の組織は、面積率で、残留オーステナイトが２０〜５０％である請求項１または２に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
- 前記高強度鋼板の表面にめっき層を有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層である請求項４に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である請求項４に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
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