KR20120038512A

KR20120038512A - 스폿 용접 조인트 및 스폿 용접 방법

Info

Publication number: KR20120038512A
Application number: KR1020127004468A
Authority: KR
Inventors: 하쯔히꼬 오이까와; 히데끼 하마따니; 마사후미 아즈마; 노리유끼 스즈끼; 후미노리 와따나베; 나오끼 마루야마; 히로유끼 가와따
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2009-08-31
Filing date: 2010-08-30
Publication date: 2012-04-23
Also published as: IN2012DN01208A; ES2743306T3; US8962149B2; US20120141829A1; EP2474381A1; MX2012002346A; EP2474381B8; US20150001188A1; EP2474381A4; CN102625740B; MY160054A; CN102625740A; US9610648B2; JP5043236B2; WO2011025015A1; EP2474381B1; KR101388692B1; JPWO2011025015A1

Abstract

인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa이고, 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 이상 내지 0.55질량%인 박 강판을 적어도 1장 포함하고, 박 강판(1A, 1B)의 계면에서 너깃(3)이 형성된 스폿 용접 조인트(10)이며, 너깃 외층 영역에서는, 마이크로 조직이, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하인 덴드라이트 조직으로 이루어지고, 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 평균 입경이 5nm 내지 100nm이며, 개수 밀도가 2×10⁶개/mm² 이상인 스폿 용접 조인트.

Description

스폿 용접 조인트 및 스폿 용접 방법{SPOT-WELDED JOINT AND SPOT WELDING METHOD}

본 발명은, 자동차 분야 등에서 사용되는 고강도 강판의 스폿 용접 조인트 및 스폿 용접 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 분야에서는, 차체나 부품 등에 고강도 강판을 사용하는 수요가 높아지고 있다. 이것은, 저 연비화나 탄산 가스(CO₂) 배출량 삭감을 달성하기 위해서 차체의 경량화가 필요하며, 또한, 충돌 안전성을 향상시키지 않으면 안되기 때문이다. 한편, 차체의 조립이나 부품의 설치 등의 공정에서는, 주로 스폿 용접이 사용되고 있다. 그러나, 고강도 강판, 특히 인장 강도가 높은 고강도 강판을 스폿 용접했을 경우에는, 이하의 문제가 발생한다.

스폿 용접한 조인트(이하, 스폿 용접 조인트라고 칭함)에서 중요한 특성으로는 인장 강도와 피로 강도를 들 수 있는데, 특히 중요한 것은 인장 강도다. 스폿 용접 조인트의 인장 강도에는, 전단 방향으로 인장 하중을 부하해서 측정하는 인장 전단 강도(TSS)와, 박리 방향으로 인장 하중을 부하해서 측정하는 십자 인장 강도(CTS)가 있다. 인장 전단 강도와 십자 인장 강도의 측정 방법은, 예를 들어 JIS Z 3136, JIS Z 3137에 규정되어 있다.

일반적으로, 너깃의 경도의 값이 높고 인성의 값도 높으며, 또한 너깃에서의 편석이 억제되어 있는 경우에는, 인장 시험시의 파단 형태가 양호(너깃의 주위에서 파단이 발생함)하여, 충분히 높은 인장 강도가 얻어지고, 그 편차도 작다. 한편, 너깃의 경도의 값은 높지만 인성의 값이 낮은 경우나, 너깃에서의 편석이 현저한 경우에는, 인장 시험시에 박리 파단(너깃 내에서의 파단)이나 부분 플러그 파단(너깃 내에서의 부분적인 파단)이 발생하여, 양호한 파단 형태를 얻을 수 없게 된다. 이러한 경우에는, 인장 강도가 현저하게 저하하고, 그 편차도 커진다. 이러한 인장 강도의 저하나 편차는, 특히 십자 인장 강도에서 현저히 드러난다. 또한, 고강도 강판의 스폿 용접에서는, 너깃 내에 균열이나 결함이 발생하는 경우도 있는데, 그러한 경우에는, 조인트 강도의 저하나 편차가 현저해진다. 이로 인해, 고강도 강판의 스폿 용접부에서는, 파단 형태의 개선과 그것에 수반하는 십자 인장 강도의 향상 및 그 편차의 저감이 요구되고 있다.

또한, 너깃 내에서의 결함이나 균열은, 통전 종료 후의 너깃의 급격한 수축에 의해 일어나는 것으로 생각된다. 즉, 스폿 용접에서는, 2개의 용접 전극간의 통전 중에 고강도 강판의 일부가 용융되고, 통전 종료 후에, 주로 용접 전극을 통한 발열에 의해 응고한다. 용접 전극은 수냉되고 있기 때문에, 용융된 부분의 응고시에는, 고강도 강판의 판 두께 방향으로 급격한 수축이 발생하는 경우가 있다. 이로 인해, 도 1a에 도시한 바와 같이, 고강도 강판(101A) 및 (101B) 간에 형성되는 너깃(103)의 중심에 수축 결함(105)이 발생하는 경우가 있다. 또한, 너깃(103)은 횡방향으로도 수축하는 경우가 있어, 온도가 상승하지 않은 고강도 강판(101A) 및 (101B)는 그 수축에 추종할 수 없어, 도 1b에 도시한 바와 같이, 너깃(103)은 고강도 강판(101A) 및 (101B)로부터 인장 응력을 받아, 너깃(103)에 세로 균열(106)이 발생하는 경우가 있다.

상술한 바와 같이, 너깃의 인성이 낮은 경우나 너깃에서의 편석이 현저한 경우에 양호한 파단 형태를 얻을 수 없기 때문에, 스폿 용접 조인트의 인장 강도(조인트 강도)의 저하, 및 용접 강도의 편차가 발생한다. 한편, 너깃에서의 인성의 부족 및 현저한 편석은, 탄소 당량이 높은 고강도 강판을 스폿 용접했을 경우에 발생하기 쉽다. 이러한 문제를 해결하는 것을 목적으로 한 방법이, 비특허 문헌 1 및 특허 문헌 1에 기재되어 있다. 이들 방법에서는, 스폿 용접의 통전이 종료하고 일정 시간이 경과한 후에 템퍼 통전을 행하고, 스폿 용접부(너깃부 및 열 영향부)를 어닐링해서 용접부의 경도를 저하시키고 있다. 그러나, 이들 방법에서는, 모두 용접에 장시간을 필요로 하기 때문에 생산성이 저하한다는 문제가 있다. 또한, 템퍼링에 의한 용접부의 연화에 의해, 너깃 내에서의 박리 파단이 일어나기 쉽다는 문제도 있다.

조인트 강도가 저하하는 문제를 해결하는 방법이, 특허 문헌 2 및 3에 기재되어 있다. 이 방법에서는, 스폿 용접 후에 고주파로 용접부를 가열해서 템퍼링 처리를 행하고 있다. 그러나, 이들 방법에서는, 용접 후에 별도 공정이 필요해져 번잡해지며, 또한, 고주파를 이용하기 위한 특수한 장치가 필요해지는 등의 문제를 발생한다. 또한, 템퍼링에 의한 용접부의 연화에 의해 너깃 내에서의 박리 파단이 일어나기 쉽다는 문제도 있다.

비특허 문헌 2 및 특허 문헌 4에는, 자동차 생산 공정 내의 도장 베이킹 처리에 의한 가열 및 온도 유지에 의해, L자 용접 조인트의 인장 강도(박리 강도)가 향상한다고 기재되어 있다. 그러나, 비특허 문헌 2 및 특허 문헌 4에서는, 강종이나 강판 성분(특히 탄소 당량)과 십자 인장 강도의 관계가 명확하게 되어 있지 않다. 또한, 각종 강종을 사용했을 경우의 용접부의 상세한 파단 형태, 및 파단 형태와 십자 인장 강도의 관계도 나타나 있지 않다.

이들 기술 외에, 예를 들어, 비특허 문헌 3에 나타낸 바와 같이, 탄소 당량이 낮은 강판을 사용해서 스폿 용접을 행하는 것도 생각할 수 있다. 그러나, 이 방법에서는, 성분의 제약에 의해 강판 자체의 제조가 곤란해지거나, 필요한 기계적 특성을 얻을 수 없는 등의 문제가 발생한다. 또한, 예를 들어, 특허 문헌 5에 기재되어 있는 바와 같은 1470MPa급의 핫 스탬핑 강판을 사용한 경우에는, 켄칭 처리가 필요해지기 때문에, 탄소 당량을 내리는 것이 곤란하다.

또한, 고강도 강판을 스폿 용접할 때에, 스폿 용접의 타점수를 늘린다는 기술도 알려져 있다. 그러나, 이 방법에서는, 용접 작업 효율이 저하되어 생산성이 저하한다는 문제가 있다. 또한, 용접 시공 비용의 증가나 설계 자유도가 제한되는 등의 문제도 있다.

특허 문헌 6에는, 소정의 고강도 강판을 사용해서 스폿 용접을 행하고, 용접 통전 후에 소정의 조건으로 템퍼 통전을 행하여 용접부의 경도를 저하시키는 방법이 기재되어 있다. 소정의 고강도 강판으로는, 탄소 당량이 소정 범위로 규정되어, 인장 시험에서 요구되는 진(眞) 변형 3 내지 7%의 범위의 응력-변형 선도의 기울기가 5000MPa 이상으로 규정된 것이 사용된다. 그러나, 이 방법에도, 용접부의 연화에 의해 너깃 내에서의 박리 파단이 일어나기 쉽다는 문제가 있다.

특허 문헌 7에는, 본 통전에 의한 너깃 형성 후에, 본 통전 전류값 이상의 전류값으로 후 열 통전한다는 방법이 기재되어 있다. 또한, 특허 문헌 8에는, 본 통전에 의한 너깃 형성 후에, 가압력을 증가시켜서 후 열 통전한다는 방법이 기재되어 있다. 그러나, 이들 방법에서도, 안정적이며 높은 조인트 강도를 얻을 수 없다는 문제가 있다.

또한, 너깃 내에서의 결함이나 균열의 발생을 방지하는 방법으로는, 용접 후에, 고강도 강판에 대한 용접 전극의 가압력을 증가시키는 방법이 알려져 있다. 그러나, 이 방법에서는, 매우 높은 가압력을 필요로 하기 때문에, 강성이 높은 용접 건(gun)이 필요하여, 실용적으로는 적합하지 않다는 문제가 있다. 또한, 용접 직후에, 계속해서 후 가열 통전을 행함으로써 용접 후의 냉각 속도를 저하시키는 방법도 알려져 있다. 이 방법에서는, 냉각 속도의 저하에 따라 용접부의 수축 속도가 저하하기 때문에, 결함이나 균열이 발생하기 어려워진다. 그러나, 이 방법으로도, 자동차의 보강 부품 등에 사용되는 인장 강도가 750MPa 이상으로 탄소량이나 탄소 당량이 높은 고강도 강판의 스폿 용접에서는, 반드시 유효하다고는 할 수 없다.

일본 특허 출원 공개 제2002-103048호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-125801호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-127119호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-291797호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-102980호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-138223호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-115706호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-149187호 공보

"고장력 강에서의 점용접 조인트 피로 강도의 개선 -철과 강-", 일본 철강협회, 1982년, 제68권, 제9호 P318 내지 325 "자동차 강판의 스폿 용접 조인트 강도에 미치는 도장 베이킹의 열 이력의 영향 -용접학회 전국 대회 강연 개요-", 사단 법인 용접학회, 제83권, 2008년, 제9호, P4 내지 5 "가와사키 제철기보", 가와사키제철 주식회사, 2000년, No.32, P65

종래의 기술에서는, 고강도 강판, 특히 인장 강도가 750MPa 이상인 탄소 등량이 높은 고강도 강판을 스폿 용접하면, 너깃의 경도가 증가해서 인성이 저하하고, 파괴 기점 부근에서 취성 파면이 관찰되는 경우가 있다. 이로 인해, 상술한 바와 같이, 조인트 강도가 현저하게 저하하거나 조인트 강도의 편차가 발생한다. 그리고, 스폿 용접 조인트에 대한 신뢰성, 및 이 스폿 용접 조인트를 포함하는 부재의 신뢰성이 손상되어버린다.

또한, 고강도 강판, 특히 인장 강도가 750MPa 이상인 탄소 등량이 높은 고강도 강판을 스폿 용접하면, 너깃 내에서 결함이나 균열이 발생하는 경우가 있다. 이로 인해, 상술한 바와 같이, 조인트 강도가 현저하게 저하하거나 조인트 강도의 편차가 발생한다. 그리고, 스폿 용접 조인트에 대한 신뢰성이 손상되어버린다.

또한, 너깃 내에서 비교적 큰 개재물이 형성되는 경우가 있다. 이러한 개재물이 너깃 내에 존재하면, 너깃이 단단하고 그 인성이 낮은 경우에는, 이 개재물이 균열의 기점이 되어 박리 파단이나 부분 플러그 파단이 발생하는 경우가 있다. 그 결과, 조인트 강도가 현저하게 저하하거나 조인트 강도의 편차가 발생하여, 스폿 용접 조인트에 대한 신뢰성이 손상되어버린다.

이와 같이, 종래의 기술에서는, 고강도 강판, 특히 인장 강도가 750MPa 이상인 고강도 강판의 스폿 용접에서, 조인트의 인장 강도를 충분히 향상시켜 그 편차를 충분히 저감시키는 것이 곤란하다. 이로 인해, 스폿 용접 조인트에 높은 신뢰성을 얻을 수 없었다.

본 발명은, 피 용접재인 고강도 강판의 인장 강도가 750MPa 이상인 경우라도, 스폿 용접시의 결함이나 균열의 발생을 방지하고, 조인트 강도를 향상시켜, 조인트 강도의 편차를 저감시킬 수 있으며, 또한, 양호한 작업성을 확보하면서 신뢰성이 높은 용접부를 얻는 것이 가능한 스폿 용접 조인트 및 스폿 용접 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 문제를 해결하기 위해서 예의 연구한 결과, 소정의 인장 강도 및 소정의 조성의 고강도 강판의 스폿 용접 조인트에 있어서, 너깃의 마이크로 조직을 적절한 것으로 규정함으로써, 스폿 용접 조인트의 인장 강도를 향상시켜, 인장 강도의 편차를 저감시킬 수 있음을 발견했다. 또한, 이와 같은 스폿 용접 조인트는, 통전 패턴 등을 적절한 것으로 규정함으로써, 비용 등의 대폭적인 증가를 피하면서 얻을 수 있음을 발견했다. 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 서로 스폿 용접된 2장 이상의 박 강판과,

상기 박 강판의 접합면에 형성된 너깃을 갖고,

상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa의 고강도 강판이며, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이며,

상기 너깃 내의 당해 너깃의 외형의 90%의 상사형 영역을 제외한 너깃 외층 영역에서는,

마이크로 조직이, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하인 덴드라이트 조직으로 이루어지고,

상기 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 평균 입경이 5nm 내지 100nm이며, 개수 밀도가 2×10⁶개/mm² 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.

Ceq = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + 2[P] + 4[S] … (1)

([C], [Si], [Mn], [P] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타낸다.)

[2] 상기 고강도 강판이,

C : 0.10질량% 내지 0.40질량%,

Si : 0.01질량% 내지 2.50질량%, 및

Mn : 1.5질량% 내지 3.0질량%를 함유하고,

P의 함유량이 0.03질량% 이하이며,

S의 함유량이 0.01질량% 이하이며,

N의 함유량이 0.0100질량% 이하이며,

O의 함유량이 0.007질량% 이하이며,

Al의 함유량이 1.00질량% 이하이며,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.

[3] 상기 고강도 강판이, 또한,

Ti : 0.005질량% 내지 0.10질량%,

Nb : 0.005질량% 내지 0.10질량%, 및

V : 0.005질량% 내지 0.10질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [2]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.

[4] 상기 고강도 강판이, 또한,

B : 0.0001질량% 내지 0.01질량%,

Cr : 0.01질량% 내지 2.0질량%,

Ni : 0.01질량% 내지 2.0질량%,

Cu : 0.01질량% 내지 2.0질량%, 및

Mo : 0.01질량% 내지 0.8질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [2] 또는 [3]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.

[5] 상기 고강도 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg, 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을, 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%의 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는 [2] 내지 [4] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.

또한, 너깃이란, 스폿 용접에 따라 용융 및 응고한 박 강판의 부분을 말한다.

[6] 2장 이상의 박 강판의 접합면에 너깃을 형성시키는 스폿 용접 방법이며,

상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa의 고강도 강판이며, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이고,

상기 2장 이상의 박 강판에 대한 용접 전극의 가압력(EF)(N)이 하기 (2)식을 만족하는 조건으로 용접 통전을 행하는 공정과,

다음으로, 상기 가압력(EF)을 유지한 채, 상기 용접 통전에서의 용접 전류(WC)(kA)를 사용해서 정해지는 하기 (4)식을 만족하는 후 가열 통전 전류(PC)(kA), 및 하기 (5)식을 만족하는 후 가열 통전 시간(Pt)(ms)에서 상기 용접 전극에 후 가열 통전을 행하는 공정과,

다음으로, 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정을 갖고,

상기 용접 통전을 행하는 공정과 상기 후 가열 통전을 행하는 공정의 사이에, 상기 가압력(EF)을 유지한 채, 하기 (3)식을 만족하는 용접 후 냉각 시간(Ct)(ms), 상기 박 강판을 냉각하고,

상기 후 가열 통전을 행하는 공정과 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정의 사이의 상기 가압력(EF)을 유지하는 유지 시간(Ht)(ms)이 하기 (6)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

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] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타내고, h는, 상기 박 강판의 판 두께(mm)를 나타낸다.)

[7] 2장 이상의 박 강판의 접합면에 너깃을 형성시키는 스폿 용접 방법이며,

상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa이고, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이며,

상기 2장 이상의 박 강판에 대한 용접 전극의 가압력(EF)(N)이 하기 (7)식을 만족하는 조건으로 용접 통전을 행하는 공정과,

상기 용접 통전을 행하는 공정과 상기 후 가열 통전을 행하는 공정의 사이에, 상기 가압력(EF)를 유지한 채, 하기 (3)식을 만족하는 용접 후 냉각 시간(Ct)(ms), 상기 박 강판을 냉각하고,

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)

[8] 상기 가압을 해방하는 공정 후에,

상기 박 강판을, 하기 (8)식을 만족하는 용접 후 열처리 온도(AT)(℃)로 하기 (9)식을 만족하는 용접 후 열처리 시간(At)(s), 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 [6] 또는 [7]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

120≤AT≤220 … (8)

100≤At≤6000 … (9)

[9] 상기 가압을 해방하는 공정과 상기 박 강판을 상기 용접 후 열처리 온도로 유지하는 공정의 사이에,

상기 박 강판을 방냉하고, 상기 박 강판의 상기 용접 전극이 접촉하고 있었던 부분의 표면 온도를 하기 (10)식을 만족하는 온도(CT)(℃)까지 저하시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 [8]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

CT≤150 … (10)

[10] 상기 고강도 강판은,

C : 0.10질량% 내지 0.40질량%,

Si : 0.01질량% 내지 2.50질량%, 및

Mn : 1.5질량% 내지 3.0질량%를 함유하고,

P의 함유량이 0.03질량% 이하이며,

S의 함유량이 0.01질량% 이하이며,

N의 함유량이 0.0100질량% 이하이며,

O의 함유량이 0.007질량% 이하이며,

Al의 함유량이 1.00질량% 이하이며,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 [6] 내지 [9] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

[11] 상기 고강도 강판이, 또한,

Ti : 0.005질량% 내지 0.10질량%,

Nb : 0.005질량% 내지 0.10질량%, 및

V : 0.005질량% 내지 0.10질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [10]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

[12] 상기 고강도 강판이, 또한,

B : 0.0001질량% 내지 0.01질량%,

Cr : 0.01질량% 내지 2.0질량%,

Ni : 0.01질량% 내지 2.0질량%,

Cu : 0.01질량% 내지 2.0질량%, 및

Mo : 0.01질량% 내지 0.8질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는 [10] 또는 [11]에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

[13] 상기 고강도 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을, 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%의 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는 [10] 내지 [12] 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판의 스폿 용접 방법.

또한, 상기 고강도 강판을 사용해서 자동차를 생산하는 경우에는, 가압의 해방 후에 고강도 강판을 용접 후 열처리 온도로 유지하는 공정을, 자동차 생산 과정 중의 도장 베이킹에 의해 행해도 좋다. 이 경우, 새롭게 고강도 강판을 열처리하는 공정을 추가하지 않아도 고강도 강판의 특성을 보다 향상시킬 수 있게 된다. 즉, 생산성을 저하시키지 않고도 강도가 높은 차체를 얻을 수 있다.

본 발명에 따르면, 너깃의 형태 및 각 처리의 조건을 제어하고 있기 때문에, 양호한 작업성을 확보하면서, 너깃에서의 수축 결함이나 균열의 발생을 방지할 수 있으며, 파단 형태가 양호하고 조인트 강도의 편차도 적고 충분히 높은 조인트 강도를 가져, 신뢰성이 높은 스폿 용접 조인트를 얻을 수 있다.

도 1a는 수축 결함을 도시하는 모식도다.
도 1b는 세로 균열을 도시하는 모식도다.
도 2a는 제1 실시 형태에 관한 스폿 용접 조인트를 도시하는 모식도다.
도 2b는 너깃 외층 영역을 도시하는 모식도다.
도 3a는 제2 실시 형태에 관한 스폿 용접 방법을 도시하는 모식도다.
도 3b는, 도 3a에 이어 스폿 용접 방법을 공정순으로 도시하는 모식도다.
도 3c는, 도 3b에 이어 스폿 용접 방법을 공정순으로 도시하는 모식도다.
도 4는 용접 전극의 사이에 흘리는 전류의 통전 패턴의 일례를 나타내는 도다.
도 5는 3장의 박 강판을 포함하는 스폿 용접 조인트를 도시하는 모식도다.
도 6a는 너깃의 예를 나타내는 모식도다.
도 6b는 너깃 외의 다른 예를 나타내는 모식도다.
도 6c는 너깃의 또 다른 예를 나타내는 모식도다.
도 7은 십자 인장 시험 방법을 도시하는 모식도다.
도 8은 파단 후의 너깃의 예를 나타내는 모식도다.
도 9a는 박리 파단을 도시하는 모식도다.
도 9b는 플러그 파단을 도시하는 모식도다.
도 9C는 부분 플러그 파단을 도시하는 모식도다.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대해서 첨부의 도면을 참조하면서 설명한다.

[제1 실시 형태]

우선, 본 발명의 제1 실시 형태에 대해서 설명한다. 도 2a는, 제1 실시 형태에 관한 스폿 용접 조인트를 도시하는 모식도다.

도 2a에 도시한 바와 같이, 제1 실시 형태에 관한 스폿 용접 조인트(10)에 있어서는, 스폿 용접에 의해 2장의 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)이 너깃(3)을 사이에 두고 접합되어 있다. 또한, 너깃(3)의 주위에는 열 영향부(4)가 존재하고 있다. 박 강판(1A)과 박 강판(1B) 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 인장 강도는 750MPa 내지 1850MPa이며, 또한, 탄소 당량(Ceq)은 0.22질량% 이상 내지 0.55질량%이다. 여기서, 탄소 당량(Ceq)은 (1)식으로 나타내어진다.

Ceq = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + 2[P] + 4[S] … (1)

또한, 도 2b에 도시한 바와 같이, 적어도 너깃(3) 내의 당해 너깃(3)의 외형(3a)의 90%의 상사형 영역(3b)을 제외한 영역인 너깃 외층 영역(3c)에서는, 마이크로 조직이, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하인 덴드라이트 조직으로 이루어지며, 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 평균 입경이 5nm 이상 100nm 이하이고, 개수 밀도가 2×10⁶개/mm² 이상이다.

"너깃(3)의 마이크로 조직"

여기서, 너깃(3)의 마이크로 조직을 한정하는 이유에 대해서 설명한다.

(탄화물의 평균 입경)

상술한 바와 같이, 적어도 너깃 외층 영역(3c)에서는, 너깃(3)의 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 평균 입경은 5nm 내지 100nm이다. 너깃(3)의 마이크로 조직에는, 강도가 높고 인성이 낮은 마르텐사이트가 많이 포함되어 있는데, 너깃(3)의 마이크로 조직에 탄화물이 석출되어 있으면, 너깃(3)의 연화에 수반하여 인성이 향상한다. 5nm 미만이면 너깃(3)의 인성을 향상시키는 효과가 적고, 한편, 탄화물의 평균 입경이 100nm를 초과하면, 조대한 탄화물을 기점으로 해서 너깃(3) 내에 균열이 발생하기 때문에, 조인트 강도가 향상되기 어렵고, 조인트 강도가 변동되기 쉽다. 따라서, 탄화물의 평균 입경은 5 내지 100nm로 한다. 자동차 부재의 양산시에 있어서의 용접 조건의 변동, 예를 들어, 전극 선단부의 마모나 용접할 때의 판간의 간극의 변동이 있었을 때에도 조인트 강도를 안정적으로 확보하는 관점에서, 탄화물의 평균 입경의 상한은 60nm 이하인 것이 보다 바람직하다.

(탄화물의 종류)

너깃(3)에 포함되는 탄화물의 종류는 특별히 한정되지 않지만, 철기 탄화물인 것이 바람직하다. 이것은, 저온에서 석출시킬 수 있기 때문이다. 고주파 가열 또는 통상의 템퍼링에 의해, 철기 탄화물 외에도 Mo, Cr, Nb, Ti, V 등의 탄화물을 석출시켜, 너깃의 강도 및 인성을 양립시키는 것도 가능하다. 그러나, 이들 합금 탄화물(Mo, Cr, Nb, Ti, V 등의 탄화물)을 강 중에서 석출시키기 위해서는, 고온, 예를 들어 500℃ 이상에서의 열처리가 필요하게 된다. 이것은, 이들 치환형 원소를 확산, 농축할 필요가 있기 때문이다. 한편, 철기 탄화물을 석출시키기 위해서는, 저온, 예를 들어 500℃ 미만에서의 템퍼링을 행하면 좋다. 이것은, 철이 강의 주요한 구성 원소이기 때문에, C가 강 중으로 확산, 농축되는 것만으로 철기 탄화물이 석출되고, 또한, C가 침입형 원소이기 때문에 확산되기 쉽기 때문이다.

(탄화물의 개수 밀도)

상술한 바와 같이, 너깃(3)의 고강도 강판과의 경계면으로부터 중심을 향해 5%의 두께(너깃 외층 영역에 상당하는 두께)의 영역에서는, 너깃(3)의 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 개수 밀도는 2×10⁶개/mm² 이상이다. 상술한 바와 같이, 너깃(3)의 마이크로 조직에 탄화물이 석출되어 있으면, 너깃(3)의 연화에 수반하여 인성이 향상한다. 그러나, 탄화물의 개수 밀도가 2×10⁶개/mm² 미만이면, 인성을 충분히 향상시키는 것이 곤란하다. 따라서, 탄화물의 개수 밀도는 2×10⁶개/mm² 이상으로 한다. 또한, 탄화물의 개수 밀도는, 바람직하게는 3×10⁶개/mm² 이상이며, 더욱 바람직하게는 4×10⁶개/mm² 이상이다. 탄화물의 개수 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 1×10⁹개/mm²이다.

(너깃(3)의 강 조직)

너깃(3)의 마이크로 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트의 총 체적률이 15%를 초과하면, 인성이 저하하여 너깃(3) 내에서 균열을 발생하기 쉬워, 충분히 높은 조인트 강도 및 인성을 얻기 어렵다. 따라서, 너깃(3)의 마이크로 조직에 포함되는 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트의 총 체적률은 15% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 이 총 체적률은, 파단 형태의 열화를 억제하고, 보다 안정적으로 조인트 강도를 확보하는 관점에서 10% 이하인 것이 보다 바람직하고, 나아가, 자동차 부재의 양산시에 있어서의 용접 조건의 변동, 예를 들어, 전극 선단부의 마모나 용접할 때의 판간의 간극의 변동이 있었을 때에도 조인트 강도를 안정적으로 확보하는 관점에서 5% 이하인 것이 한층 바람직하다. 너깃(3)의 마이크로 조직에 포함되는 다른 조직은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 탄화물이 석출된 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하고, 베이나이트가 포함되어 있어도 좋다.

또한, 프레시 마르텐사이트란, 내부에 탄화물을 포함하지 않거나, 또는, 내부의 탄화물의 개수 밀도가 1×10⁴개/mm² 이하의 마르텐사이트를 말한다. 일반적으로, 프레시 마르텐사이트는, 용접 후에 즉시 냉각되어 형성된 너깃에 존재하고, 그 후의 열처리에 의해, 탄화물을 포함하는 마르텐사이트로 변화된다. 특히, 인장 강도가 750MPa 이상인 고강도 강판에는 Si 및 Mn이 많이 함유되어 있기 때문에, 그 용접 후에 열처리를 행하지 않고 즉시 냉각을 행하면, 냉각 중에 생성되는 마르텐사이트 중에는 탄화물이 석출되기 어렵다. 또한, 인장 강도가 750MPa 이상인 고강도 강판에는 C도 많이 함유되어 있기 때문에, 너깃의 마르텐사이트 변태 온도가 낮아, 냉각 중에 템퍼링이 행해지기 어렵다. 따라서, 종래의 방법으로 스폿 용접을 행한 경우, 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트의 총 체적률은 15%를 초과하기 쉽다. 한편, 후술하는 바와 같은 방법으로 스폿 용접을 행하면, 용이하게 잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트의 총 체적률을 15% 이하로 할 수 있다.

또한, 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도, 및 강 조직은, 본 발명에서는 다음과 같은 방법에 의해 특정한다. 우선, 스폿 용접 조인트로부터 너깃을 포함하는 시험편을 잘라내고, 이것을 수지 등에 매립해서 연마하고, 연마면을 나이탈 시약에 의해 부식시킨다. 계속해서, 1000배 내지 100000배의 주사형 전자 현미경(SEM)이나 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용해서 관찰을 행한다. 또한, 너깃 중에 존재하는 탄화물은 지극히 미세하기 때문에, 특히 FE-SEM(전계 방사형 주사 전자 현미경), TEM을 사용해서 관찰을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 광학 현미경을 병용해서 관찰을 행해도 좋다.

잔류 오스테나이트 및 프레시 마르텐사이트의 총 체적률은, FE-SEM을 사용해서 10000배로 10 시야의 관찰을 행하여, 그 평균값을 구한다. 또한, 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도는, TEM을 사용해서 100000배로 20 시야의 관찰을 행하여, 그 평균값을 구한다. 또한, 대부분의 탄화물의 형상은 판 형상 또는 침 형상인데, 이러한 탄화물의 입경은, 원 상당 직경으로 환산해서 구한다.

(결정의 형태)

상술한 바와 같이, 너깃(3)의 마이크로 조직은, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하인 덴드라이트 조직으로 이루어진다. 일반적으로, 덴드라이트의 아암 간격이 클수록 아암간에 대한 P나 S의 편석대의 폭이 커진다. 그리고, 아암 간격의 평균값이 12μm를 초과하면, P나 S의 편석에 수반하여 인성이 크게 저하하여, 너깃 내에 균열이 발생하기 쉬워진다. 그 한편, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하이면, 너깃에 포함되는 P나 S의 편석이 저감되어, 인성이 향상하고 균열이 발생하기 어려워진다. 또한, 열처리(템퍼링) 시에 탄화물이 석출되기 쉬워진다. 따라서, 아암 간격의 평균값은 12μm 이하로 한다. 또한, 파단 형태의 열화를 억제하고, 보다 안정적으로 조인트 강도를 확보하는 관점에서, 아암 간격의 평균값은 10μm 이하가 바람직하다. 또한, 자동차 부재의 양산시에 있어서의 용접 조건의 변동, 예를 들어, 전극 선단부의 마모나 용접할 때의 판간의 간극의 변동이 있었을 때에도 조인트 강도를 안정적으로 확보하는 관점에서, 8μm 이하가 한층 바람직하다.

P나 S는 철기 탄화물 중에 고용되지 않기 때문에, 편석대의 폭이 클수록 철기 탄화물의 석출이 지연된다. 따라서, P나 S의 편석대에서는, 후술하는 용접 후 열처리가 행해지는 경우라도, 편석부에서의 철기 탄화물의 석출이 억제된다. 그 결과, 편석대에서는, 후술하는 용접 후 열처리에 의한 탄화물의 석출의 촉진, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 너깃 내에서의 균열의 억제의 효과를 얻기 어려워진다. 따라서, 편석대를 좁힌다는 관점에서도, 아암 간격의 평균값은 12μm 이하로 한다.

덴드라이트 조직의 아암 간격은, 본 발명에서는 다음과 같은 방법에 의해 특정한다. 우선, 스폿 용접 조인트로부터 너깃을 포함하는 시험편을 잘라내고, 이것을 수지 등에 매립해서 연마한다. 이때, 압연 방향으로 수직한 면을 연마면으로 한다. 계속해서, "철과 강, 1975년, 제61권, 제6호, p110"에 기재된 피크르산 포화 수용액 및 계면 활성제로 이루어지는 용액을 사용하여, 덴드라이트 조직을 드러낸다. 그리고, 드러낸 덴드라이트 조직을, 광학 현미경을 사용해서 1000배로 10 시야의 관찰을 행하여, 그 평균값을 구한다. 단, 너깃 내에서의 외각 근방과 중심부에서는 냉각 속도가 상이한 동시에, 중심부에서는 다양한 방향에서 성장해 온 덴드라이트의 아암이 충돌하기 때문에, 아암 간격을 정확하게 측정하는 것이 어려운 경우도 있다.

(결정의 형태, 및 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도를 규정하는 범위)

결정의 형태, 및 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도를 규정하는 범위는, 너깃(3) 내의 당해 너깃(3)의 외형(3a)의 90%의 상사형 영역(3b)을 제외한 너깃 외층 영역(3c)이다. 너깃(3)의 마이크로 조직을 균일하게 하는 것은 용이하지 않지만, 조인트 강도에는 너깃(3)의 중앙부보다 외주부가 더 기여하기 쉽다. 본 발명자들은, 실험적으로, 적어도 너깃 외층 영역(3c)에서의 결정의 형태 및 평균 입경 및 개수 밀도가 상기의 수치 범위 내에 있으면, 본 발명의 효과를 얻을 수 있음을 확인하고 있다.

"고강도 강판의 특성"

다음으로, 고강도 강판의 특성을 한정하는 이유에 대해서 설명한다.

(인장 강도)

상술한 바와 같이, 고강도 강판의 인장 강도는 750MPa 내지 1850MPa이다. 일반적으로, 고강도 강판의 인장 강도가 증가할수록, 스폿 용접 조인트에 작용하는 하중이 커지고, 또한, 용접부에서의 응력 집중도 높아지기 때문에, 높은 조인트 강도가 필요하게 된다. 그러나, 스폿 용접 조인트의 십자 인장 강도는, 590 내지 780MPa급 강판까지는 강도에 비례해서 증가하지만, 그 이상의 강도를 갖는 강판에서는 반대로 감소한다. 고강도 강판의 인장 강도가 750MPa 미만으로 낮은 경우에는, 원래 십자 인장 강도의 값도 높고, 또한, 스폿 용접 조인트에 대한 부하가 작기 때문에, 스폿 용접 조인트의 파단 형태의 열화나 조인트 강도에 관한 문제점은 발생하기 어렵다. 이로 인해, 고강도 강판의 인장 강도는 750MPa 이상으로 한다. 그 한편, 고강도 강판의 인장 강도가 1850MPa을 초과하면, 스폿 용접 조인트의 파단 형태의 열화, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 저하나 편차의 억제가 곤란해지고, 또한, 너깃 내에서의 결함이나 균열의 억제도 곤란해진다. 이로 인해, 고강도 강판의 인장 강도는 1850MPa 이하로 한다.

(탄소 당량(Ceq))

상술한 바와 같이, 고강도 강판의, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)은 0.22질량% 내지 0.55질량%이다.

Ceq = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + 2[P] + 4[S] … (1)

탄소 당량(Ceq)이 0.55질량%를 초과하면, 그에 따라 너깃(3) 및 그 주위의 열 영향부(4)의 경도가 증가하고, 또한, 편석량의 증가로도 이어진다. 그리고, 이들 때문에, 너깃(3)의 변형능이나 인성이 저하하여, 너깃(3) 내에 균열이 발생하거나 파단 형태가 열화한다. 또한, 파단 형태의 열화에 따라 조인트 강도의 저하나 편차가 발생한다. 그 한편, 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 미만이면, 스폿 용접 조인트의 파단 형태 및 조인트 강도에 관한 문제점은 발생하기 어렵다.

(화학 성분의 조성)

고강도 강판을 구성하는 화학 성분의 조성은, 상기의 탄소 당량(Ceq)이 소정의 범위 내에 있으면 특별히 한정되지 않지만, 이하와 같은 것으로 되어 있는 것이 바람직하다.

{C: 0.10질량% 내지 0.40질량%}

C는, 강화 원소이며, 강의 인장 강도를 향상시킨다. 또한, 강의 C 함유량이 높을수록 너깃의 C 함유량도 높아져, 템퍼링시의 탄화물의 석출의 구동력이 증가하여, 탄화물의 석출이 촉진된다. 그러나, C 함유량이 0.10질량% 미만이면, 750MPa 이상의 인장 강도를 얻기 어렵고, 또한, 충분히 탄화물을 석출시키기 어려워진다. 또한, C 함유량이 0.40질량%를 초과하면, 고강도 강판의 가공성이 저하하기 쉽다. 따라서, C 함유량은 0.10질량% 내지 0.40질량%인 것이 바람직하다.

{Si: 0.01질량% 내지 2.50질량%}

Si는, 강화 원소이며, 고용 강화 및 조직 강화에 의해 강의 강도를 향상시킨다. 그러나, Si 함유량이 2.50질량%를 초과하면, 강의 가공성이 저하하기 쉽다. 또한, Si 함유량을 공업적으로 0.01질량% 미만으로 하는 것은 곤란하다. 따라서, Si 함유량은 0.01질량% 내지 2.50질량%인 것이 바람직하다.

{Mn: 1.5질량% 내지 3.0질량%}

Mn은, 강의 강도를 향상시킨다. 그러나, Mn 함유량이 3.0질량%를 초과하면, 성형성이 열화하기 쉽다. 그 한편, Mn 함유량이 1.5질량% 미만이면, 750MPa 이상의 인장 강도를 얻기 어렵다. 따라서, Mn 함유량은 1.5질량% 내지 3.0질량%인 것이 바람직하다.

{P: 0.03질량% 이하}

P는, 너깃의 취화를 초래한다. 그리고, P 함유량이 0.03질량%를 초과하면, 너깃 내의 균열이 발생하기 쉬워, 충분한 조인트 강도를 얻기 어렵다. 따라서, P 함유량은 0.03질량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, P 함유량을 0.001질량% 미만으로 하기 위해서는 비용이 상승하므로, 바람직하지 않다.

{S: 0.01질량% 이하}

S는, 너깃의 취화를 초래한다. 또한, S는 Mn과 결부되어 조대한 MnS를 형성하여, 가공성을 저하시킨다. 그리고, S 함유량이 0.01질량%를 초과하면, 너깃 내의 균열이 발생하기 쉬워, 충분한 조인트 강도를 얻기 어렵다. 또한, 가공성의 저하가 현저해지기 쉽다. 따라서, S 함유량은 0.01질량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, S 함유량을 0.0001질량% 미만으로 하기 위해서는 비용이 상승하므로, 바람직하지 않다.

{N: 0.0100질량% 이하}

N은, 조대한 질화물을 형성하여, 성형성을 열화시킨다. 또한, N은, 용접시의 블로우 홀의 발생의 원인이 된다. 그리고, N 함유량이 0.0100질량%를 초과하면, 이러한 경향이 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.0100질량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, N 함유량을 0.0005질량% 미만으로 하기 위해서는 비용이 상승하므로, 바람직하지 않다.

{O: 0.007질량% 이하}

O는, 산화물을 형성하여 성형성을 열화시킨다. 그리고, O 함유량이 0.007질량%를 초과하면, 이러한 경향이 현저해진다. 따라서, O 함유량은 0.007질량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, O 함유량을 0.0005질량% 미만으로 하기 위해서는 비용이 상승하므로, 바람직하지 않다.

{Al: 1.00질량% 이하}

Al은, 페라이트 안정화 원소이며, 시멘타이트의 석출을 억제한다. 이 때문에, 강 조직의 제어를 위해 함유되어 있다. 또한, Al은 탈산재로서도 기능한다. 그 한편, Al은 지극히 산화하기 쉬워, Al 함유량이 1.00질량%를 초과하면, 개재물이 증가하여 성형성이 저하하기 쉬워진다. 따라서, Al 함유량은 1.00% 이하인 것이 바람직하다.

고강도 강판에, 상기의 주요 성분 이외에, 필요에 따라서 이하에 나타내는 원소가 선택적으로 포함되어 있어도 된다.

{Ti: 0.005질량% 내지 0.10질량%}

{Nb: 0.005질량% 내지 0.10질량%}

{V: 0.005질량% 내지 0.10질량%}

Ti, Nb, 및 V는, 강의 강화 원소다. 이들 원소는, 석출 강화, 페라이트 결정립의 성장 억제에 의한 미립 강화, 및 재결정의 억제에 의한 전위 강화에 의해, 강의 강도 상승에 기여한다. 그러나, 이들 함유량이 0.005질량% 미만이면, 상기의 효과가 작다. 그 한편, 이들 함유량이 0.10질량%를 초과하면, 성형성이 열화하기 쉽다. 따라서, 이들 원소의 함유량은 0.005질량% 내지 0.10질량%인 것이 바람직하다.

{B: 0.0001질량% 내지 0.01질량%}

B는, 강 조직의 제어에 의해 강을 강화한다. 그러나, B 함유량이 0.0001질량% 미만이면, 충분히 강도를 향상시키기 어렵다. 그 한편, B 함유량이 0.01질량%를 초과하면, 상기의 효과가 포화된다. 따라서, B 함유량은 0.0001질량% 내지 0.01질량%인 것이 바람직하다.

{Cr: 0.01질량% 내지 2.0질량%}

{Ni: 0.01질량% 내지 2.0질량%}

{Cu: 0.01질량% 내지 2.0질량%}

{Mo: 0.01질량% 내지 0.8질량%}

Cr, Ni, Cu, 및 Mo는, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이며, 예를 들어 Mn의 일부를 대신해서 사용할 수 있다. 그러나, 이들 함유량이 0.01질량% 미만이면, 충분히 강도를 향상시키기 어렵다. 따라서, 이들 원소의 함유량은 0.01질량% 이상인 것이 바람직하다. 그 한편, Cr, Ni, Cu의 함유량이 2.0질량%를 초과하는 경우, Mo 함유량이 0.8질량%를 초과하는 경우에는, 산 세정시나 열간 가공시에 지장이 발생하는 경우가 있다. 따라서, Cr, Ni, Cu의 함유량은 2.0질량% 이하인 것이 바람직하고, Mo 함유량은 0.8질량% 이하인 것이 바람직하다.

{Ca, Ce, Mg, 및 REM(rare earth metal)으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종: 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%}

Ca, Ce, Mg, 및 REM은, 탈산 후의 산화물의 크기나, 열간 압연 강판 중에 존재하는 황화물의 크기를 저하시키는 것이 가능해서, 성형성의 향상에 기여한다. 그러나, 이들 함유량이 합계로 0.0001질량% 미만이면, 상기의 효과가 작다. 그 한편, 이들 함유량이 합계로 0.5질량%를 초과하면, 성형 가공성이 저하하기 쉽다. 따라서, 이들 원소의 함유량은, 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%의 범위인 것이 바람직하다. 또한, REM은, 란타노이드 계열에 속하는 원소이며, REM 및 Ce는, 제강의 단계에서 미슈 메탈로서 용강에 첨가할 수 있다. 또한, La나 Ce 외에 란타노이드 계열의 원소가 복합적으로 함유되어 있어도 된다.

(강종)

고강도 강판의 강종은 특별히 한정되지 않는다. 고강도 강판의 강종은, 예를 들어, 2상 조직형(예를 들어, 페라이트 중에 마르텐사이트를 포함하는 조직, 페라이트 중에 베이나이트를 포함하는 조직), 가공 유기 변태형(페라이트 중에 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직), 켄칭형(마르텐사이트 조직), 미세 결정형(페라이트 주체 조직) 등 어떠한 형의 강종이어도 좋다. 어떠한 강종으로 이루어지는 고강도 강판이라도, 파단 형태를 양호한 것으로 해서 조인트 강도의 저하 및 편차를 억제할 수 있다.

(도금)

고강도 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있어도 된다. 도금층의 종류로는, 예를 들어, Zn계, Zn-Fe계, Zn-Ni계, Zn-Al계, Zn-Mg계, Pb-Sn계, Sn-Zn계, Al-Si계 등을 들 수 있다. Zn계 도금층을 구비한 고강도 강판으로는, 예를 들어, 합금화 용융 아연 도금 강판, 용융 아연 도금 강판, 및 전기 아연 도금 강판 등을 들 수 있다. 고강도 강판의 표면에 도금층이 형성되어 있으면, 스폿 용접 조인트(10)가 우수한 내식성을 나타낸다. 도금층이, 고강도 강판의 표면에 합금화한 아연 도금층인 경우에는, 특히 우수한 내식성을 얻을 수 있으며, 또한, 도료의 밀착성이 양호해진다.

도금층의 부착량도 특별히 한정되지 않지만, 편면의 부착량으로 100g/m² 이하로 하는 것이 바람직하다. 도금의 부착량이 편면당 100g/m²를 초과하면, 도금층이 용접시의 장해가 되는 경우가 있기 때문이다. 도금층은, 편면에만 또는 양면에 형성되어 있어도 된다. 또한, 도금층의 표층에 무기계 또는 유기계의 피막(예를 들어, 윤활 피막 등) 등이 형성되어 있어도 된다.

(고강도 강판의 판 두께)

고강도 강판의 판 두께는 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 자동차의 차체 등에 일반적으로 사용되고 있는 고강도 강판의 판 두께(0.5mm 내지 3.2mm) 정도이면 된다. 단, 고강도 강판의 판 두께의 증가에 따라 너깃 주위에서의 응력 집중이 증가하기 때문에, 고강도 강판의 판 두께는 2.0mm 이하인 것이 바람직하다.

또한, 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)은, 서로 강종이 상이한 고강도 강판이어도 좋고, 박 강판(1A, 1B) 중 어느 한쪽이 연 강판이어도 좋다. 또한, 서로 판 두께가 상이해도 된다. 또한, 3장 이상의 고강도 강판이 스폿 용접에 의해 접합되어 있어도 좋고, 그 내의 일부가 연 강판이어도 좋다. 일반적으로, 박 강판의 두께는 6mm 이하다.

이와 같은 제1 실시 형태에 관한 스폿 용접 조인트(10)에 따르면, 750 내지 1850MPa의 고강도 강판이라도, 조인트 강도를 향상시킬 수 있으며, 또한, 조인트 강도의 편차를 충분히 저감시키는 것도 가능하다. 또한, 너깃(3)의 파단 형태도 양호한 것이 된다. 따라서, 스폿 용접 조인트에서 높은 신뢰성을 얻을 수 있다. 예를 들어, JIS Z 3137에서 정해진 스폿 용접 조인트의 십자 인장 강도(n=5)의 평균값이, 상기의 고강도 강판이라도, 270MPa급 IF(interstitial free)강의 십자 인장 강도 이상으로 된다. 또한, 상기의 십자 인장 강도(n=5)의 최소값은, 평균값의 0.85배 이상이 된다. 즉, 십자 인장 강도(n=5)의 편차가 억제된다.

[제2 실시 형태]

다음으로, 본 발명의 제2 실시 형태에 대해서 설명한다. 제2 실시 형태는, 상기의 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)의 스폿 용접을 행하는 방법이며, 도 3a 내지 도 3c는, 제2 실시 형태에 관한 스폿 용접 방법을 도시하는 모식도다.

제2 실시 형태에서는, 우선, 도 3a에 도시한 바와 같이, 피용접재인 2장의 박 강판(1A, 1B)끼리를 겹친다. 그리고, 박 강판(1A, 1B)의 중첩 부분에 대하여 양측에서, 즉 도 3a에 도시하는 예에서는 상하 방향에서 끼워넣도록, 예를 들어 동합금으로 이루어지는 용접 전극(2A, 2B)을 압박하면서 소정의 통전을 행한다. 상세한 것은 후술하지만, 이 통전에는, 용접 통전 및 후 가열 통전이 포함된다. 그리고, 이러한 소정의 통전의 결과, 2장의 박 강판(1A, 1B)의 사이에 금속이 용융된 부분이 형성된다. 이 금속이 용융된 부분은, 통전이 종료한 후, 수냉된 용접 전극(2A, 2B)에 의한 발열 및 박 강판(1A, 1B)에 대한 열전도에 의해 급속하게 냉각되어 응고한다. 그 결과, 도 3b에 도시한 바와 같이, 2장의 박 강판(1A, 1B)의 사이에, 예를 들어 단면 형상이 대략 타원형인 너깃(너깃부)(3)이 형성된다. 계속해서, 용접 전극(2A, 2B)의 박 강판(1A, 1B)에 대한 압박을 해방하고, 도 3c에 도시한 바와 같이, 용접 전극(2A, 2B)을 박 강판(1A, 1B)으로부터 이격시킨다. 상술한 바와 같은 너깃(3)이 형성됨으로써, 2장의 박 강판(1A, 1B)이 용접된다.

구체적으로는, 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)에 대한 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)의 가압력(EF)(N)이 하기 (2)식을 만족하는 조건에서 용접 통전을 행한다. 다음으로, 가압력(EF)를 유지한 채, 용접 통전에서의 용접 전류(WC)(kA)를 사용해서 정해지는 하기 (4)식을 만족하는 후 가열 통전 전류(PC)(kA), 및 하기 (5)식을 만족하는 후 가열 통전 시간(Pt)(ms)에서 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)에 후 가열 통전을 행한다. 다음으로, 가압력(EF)으로의 가압을 해방한다. 또한, 용접 통전을 행하고나서 후 가열 통전을 행할 때까지의 동안에, 가압력(EF)를 유지한 채, 하기 (3)식을 만족하는 용접 후 냉각 시간(Ct)(ms), 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)을 냉각한다. 또한, 후 가열 통전을 행하고나서 가압력(EF)으로의 가압을 해방할 때까지의 동안의 가압력(EF)을 유지하는 유지 시간(Ht)(ms)이 하기 (6)식을 만족하도록 한다.

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] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타내고, h는, 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)의 판 두께(mm)를 나타낸다.)

이와 같은 스폿 용접을 행하면, 너깃(3)에서의 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감, 너깃(3) 내에서의 결함 및 균열 등의 발생이 억제된다는 효과가 얻어진다. 이로 인해, 신뢰성을 향상할 수 있다.

상술한 바와 같이, 피용접재인 박 강판(1A) 및 박 강판(1B) 중 어느 한쪽 또는 양쪽의 인장 강도는 750MPa 내지 1850MPa이며, 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이다. 이로 인해, 종래의 방법으로 스폿 용접을 행한 경우에는, 너깃 및 열 영향부에 단단하고 인성이 낮은 마르텐사이트가 형성되어, 너깃에서 응력 집중이 일어나기 쉽다. 그리고, 이것들이 스폿 용접 조인트의 파단 형태의 열화, 조인트 강도의 저하나 격차 등을 일으킨다. 이에 대해, 제2 실시 형태에서는, 상세한 것은 후술하지만, 스폿 용접의 제반 조건을 적절하게 규정하고 있기 때문에, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감이라는 효과를 얻을 수 있어, 신뢰성을 향상할 수 있다.

"스폿 용접의 조건"

여기서, 스폿 용접의 제반 조건을 한정하는 이유에 대해서 설명한다. 도 4는, 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)의 사이에 흘리는 전류의 통전 패턴의 일례를 나타내는 도다. 도 4에 도시하는 그래프의 종축은 전류(I)를 나타내고, 횡축은 시간(t)을 나타내고 있다.

상기 통전 패턴의 예에서는, 가압력을 인가하면서의 용접 전류(WC)에서의 용접 통전이 종료된 후, 통전을 완전하게 정지시켜 용접 후 냉각 시간(Ct)의 냉각을 행한다. 계속해서, 용접 전류(WC)보다 낮은 후 가열 통전 전류(PC)로, 후 가열 통전 시간(Pt)의 후 가열 통전을 행한다. 그리고, 후 가열 통전의 통전이 종료된 후, 유지 시간(Ht)이 경과한 시점에서 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)을 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)으로부터 이격시켜 가압력을 해방한다.

또한, 용접 통전을 개시할 때의 전류(I)의 구동 패턴은, 도 4에 도시하는 바와 같은 업 슬로프(전류를 서서히 올림) 패턴으로 해도 좋고, 이러한 업 슬로프 패턴을 형성하지 않고 순간적으로 용접 전류(WC)까지 올리는 패턴으로 해도 좋다.

(용접 전극(2A, 2B)의 박 강판(1A, 1B)에 대한 가압력: EF)

제2 실시 형태에서는, 가압력(EF)(N)을, 하기 (2)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

1960×h≤EF≤3430×h … (2)

단, 상기 (2)식에서, h는 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)의 판 두께(mm)를 나타낸다.

용접 전극(2A, 2B)의 가압력(EF)은, 너깃(3) 내에서의 결함이나 균열의 발생에 큰 영향을 미친다. 가압력(EF)이 "1960×h"(N) 미만이면, 너깃(3) 내의 결함 및 균열의 발생을 억제하는 것이 곤란해져, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻기 어렵다. 그 한편, 가압력(EF)이 "3430×h"(N)를 초과하면, 용접 전극(2A, 2B)이 접촉하는 부분의 오목부가 커져, 외관을 손상시킬 뿐만 아니라 조인트 강도의 저하로 이어진다. 또한, "3430×h"(N)보다 높은 가압력(EF)를 발생시키기 위해서는, 용접 건(gun)(용접 전극(2A, 2B)에 가압력을 가해 그것을 지지해서 통전하는 장치)으로서 강성이 높은 로봇 아암이 필요해진다. 따라서, 제2 실시 형태에서는, 가압력(EF)은 "1960×h"(N) 이상 "3430×h"(N) 이하로 한다.

또한, 용접 전극(2A, 2B)의 선단 직경이 지나치게 커지면, 당해 선단에서의 면압이 저하되어 상기의 효과를 얻기 어려워진다. 이로 인해, 용접 전극(2A, 2B)으로는, 그 선단 직경이 6mm 내지 8mm 정도의 것을 사용하는 것이 바람직하다.

또한, 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)의 판 두께가 서로 상이한 경우에는, 그 평균값을 (2)식에서의 "h"로서 사용하면 좋다. 또한, 3장 이상의 박 강판의 스폿 용접을 행하는 경우에는, 모든 박 강판의 판 두께의 합을 구하고, 이것을 2분하여 얻어지는 값을 (2)식에서의 "h"로서 사용하면 좋다.

또한, 용접 전류(WC) 및 통전 시간은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어, 박 강판을 저항 스폿 용접하는 방법에 있어서, 종래부터 채용되고 있는 전류값 및 통전 시간과 동일한 정도로 하면 좋다.

또한, 일련의 스폿 용접에 사용하는 설비로는, 종래의 일반적인 설비를 그대로 사용할 수 있다. 또한, 용접 전극(2A, 2B) 등에 대해서도, 종래부터 사용되고 있는 구성의 것을 사용하면 좋다. 전원도 특별히 한정되지 않으며, 교류, 직류 인버터, 교류 인버터 등을 사용할 수 있다.

(냉각 시간: Ct)

제2 실시 형태에서는, 스폿 용접 직후의 냉각 시간(Ct)(ms)을, 하기 (3)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

16≤Ct≤300 … (3)

용접 직후의 냉각 시간(Ct)은, 너깃(3)의 덴드라이트 조직(덴드라이트간 거리 등)이나 편석 상태에 큰 영향을 미친다. 냉각 시간(Ct)이 16ms 미만이면, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 냉각 시간(Ct)이 300ms을 초과하면, 온도가 지나치게 저하되어 상기의 효과가 작아지고, 또한, 생산성이 저하되어버린다. 따라서, 냉각 시간(Ct)은 16ms 이상 300ms 이하로 한다. 생산성의 저하를 가능한 한 피하기 위해서, 냉각 시간(Ct)은 16ms 이상 300ms 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

(후중 가열 통전 전류: PC)

제2 실시 형태에서는, 용접 후의 후 가열 통전 전류(PC)(kA)를, 하기 (4)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

0.40×WC≤PC≤0.95×WC … (4)

단, 상기 (4)식에서, WC는 용접 전류(kA)이다.

후 가열 통전 전류(PC)는, 너깃 및 열 영향부의 조직이나 편석 상태에 큰 영향을 미친다. 후 가열 통전 전류(PC)가 "0.40×WC"(kA) 미만이면, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 후 가열 통전 전류(PC)가 "0.95×WC"(kA)를 초과하는 경우에도, 상기의 효과를 얻을 수 없다. 따라서, 후 가열 통전 전류(PC)는 "0.40×WC"(kA) 이상 "0.95×WC"(kA) 이하로 한다. 또한, 후 가열 통전 전류(PC)는, "0.70×WC"(kA) 이상 "0.85×WC"(kA) 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과가 현저하게 드러나기 때문이다.

(후 가열 통전 시간: Pt)

제2 실시 형태에서는, 용접 후의 후 가열 통전 시간(Pt)(ms)을, 하기 (5)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

30≤Pt≤200 … (5)

후 가열 통전 시간(Pt)은, 상술한 후 가열 통전 전류(PC)와 마찬가지로, 너깃 및 열 영향부의 조직이나 편석 상태에 큰 영향을 미친다. 후 가열 통전 시간(Pt)이 30ms 미만이면, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻을 수 없다. 또한, 후 가열 통전 시간(Pt)이 200ms을 초과하면, 상기의 효과가 작아지고, 또한, 생산성이 저하되어버린다. 따라서, 후 가열 통전 시간(Pt)은 30ms 이상 200ms 이하로 한다. 또한, 후 가열 통전 시간(Pt)은 40ms 이상 200ms 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과가 현저하게 드러나기 때문이다.

용접 전류(WC)의 통전 종료 직후의 냉각 시간(Ct), 후 가열 통전 전류(PC) 및 후 가열 통전 시간(Pt)을 상기 조건으로 설정함으로써, 너깃에서의 큰 개재물의 생성을 저감할 수 있다. 이에 의해, 개재물을 기점으로 한 취성 파면의 발생을 억제할 수 있으므로, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감이라는 효과가 안정적으로 얻어진다.

(유지 시간: Ht)

상기 조건으로 후 가열 통전을 행한 후, 용접 전극(2A, 2B)으로 박 강판(1A, 1B)을 가압 유지하는 유지 시간(Ht)(ms)을, 하기 (6)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

0≤Ht≤240 … (6)

또한, 상기 범위의 유지 시간(Ht)에서, 용접 전극(2A, 2B)으로 박 강판(1A, 1B)을 가압 유지할 때의 가압력(EF)(N)은, 예를 들어 상기 (2)식으로 나타내는 범위다.

유지 시간(Ht)은, 너깃 및 열 영향부의 조직이나 너깃(3) 내의 결함이나 균열 발생에 큰 영향을 미친다. 유지 시간(Ht)이 240ms을 초과하면, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과가 작아지고, 또한, 생산성이 저하한다. 이것은, 용접 전극(2A, 2B)의 이격에 수반하는 공냉의 개시까지 필요로 하는 시간이 길어지기 때문이다. 따라서, 유지 시간(Ht)은 240ms 이하로 한다. 또한, 유지 시간(Ht)은, 공냉을 조기에 개시하여 상기의 효과를 안정적으로 얻기 위해서는 짧은 것이 바람직하며, 특히 0ms 이상 100ms 이하인 것이 바람직하다. 도 4에서 도시한 본 발명의 통전 패턴으로는, 후 가열 통전 중에도 너깃의 온도가 저하하기 때문에, 유지 시간(Ht)을 짧게 한 경우라도 수축 결함이나 균열이 발생하기 어렵다. 따라서, 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)을 박 강판(1A, 1B)으로부터 즉시 이격시키는 것이 가능하다면, 유지 시간(Ht)을 0ms으로 해도 좋다. 또한, 상기에서 서술한 유지 시간은 실제 유지 시간이지만, 현존하는 용접기에서는, 용접 건의 동작에 지연이 발생하기 때문에, 실제 유지 시간은 설정한 유지 시간보다 길어지는 것이 일반적이다. 따라서, 이것을 고려할 필요성이 있다.

[제3 실시 형태]

다음으로, 제3 실시 형태에 대해서 설명한다. 제3 실시 형태에서는, 박 강판(1A) 및 박 강판(1B)에 대한 용접 전극(2A) 및 용접 전극(2B)의 가압력(EF)(N)이 하기 (7)식을 만족하는 조건에서 용접 통전을 행하는 점을 제외하고, 제2 실시 형태와 마찬가지의 처리를 행한다.

1470×h≤EF<1960×h … (7)

상술한 바와 같이, 가압력(EF)이 "1960×h"(N) 미만이면, 너깃(3) 내의 결함 및 균열의 발생을 억제하는 것이 어려워져, 판 두께나 강판의 강도가 증가하면, 결함이나 균열이 발생하는 경우가 있다. 그 한편, 가압력(EF)이 "1960×h"(N) 미만이면, 박리 방향의 조인트 강도가 현저하게 증가한다는 효과가 얻어진다. 이것은, 다음과 같은 이유에 의한다. 즉, 가압력(EF)의 저하에 따라 용접 전극(2A, 2B)으로부터의 발열(拔熱)이 저하되어, 용해량(너깃의 두께)이 증가한다. 이로 인해, 열 영향부에서의 연화 영역이 증가하여, 실제 사용시 및 인장 시험시 등에 고강도 강판에 변형이 발생하는 응력이 작용했을 때의 스폿 용접 조인트의 변형이 용이해진다. 그 결과, 너깃의 단부에서의 응력 집중이 완화된다. 단, 가압력(EF)이 "1470×h"(N) 미만이면, 너깃(3) 내의 결함 및 균열의 발생이 현저해져, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻을 수 없게 된다. 또한, 가압력(EF)이 "1960×h"(N)를 초과하면, 박리 방향의 조인트 강도가 현저하게 증가한다는 효과를 얻기 어렵다. 따라서, 제3 실시 형태에서는, 가압력(EF)은 "1470×h"(N) 이상 "1960×h"(N) 미만으로 한다.

[제4 실시 형태]

다음으로, 제4 실시 형태에 대해서 설명한다. 제4 실시 형태에서는, 제2 또는 제3 실시 형태의 처리를 행한 후, 즉, 용접 전극(2A, 2B)에 의한 가압 유지를 해방한 후, 용접 후 열처리를 행한다. 상기 용접 후 열처리의 온도(용접 후 열처리 온도(AT))는 하기 (8)식을 만족하고, 시간(용접 후 열처리 시간(At))은 하기 (9)식을 만족한다.

120≤AT≤220 … (8)

100≤At≤6000 … (9)

(용접 후 열처리 온도: AT)

제4 실시 형태에서는, 용접 후 열처리 온도(AT)(℃)를, 하기 (8)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

120≤AT≤220 … (8)

가압 유지 해방 후의 너깃(3)의 마이크로 조직은, 주로 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트로 이루어지기 때문에, 너깃(3) 내의 경도의 값은 높지만 인성은 낮다. 따라서, 적절한 용접 후 열처리를 행함으로써 탄화물을 석출시켜, 너깃(3) 내의 인성을 개선할 수 있다. 그리고, 용접 후 열처리 온도(AT)는, 마르텐사이트의 분해에 의한 너깃(3) 및 열 영향부의 인성 개선에 크게 기여한다. 용접 후 열처리 온도(AT)가 120℃ 미만이면, 마르텐사이트의 분해가 불충분해져, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻기 어렵다. 또한, 용접 후 열처리 온도(AT)가 220℃를 초과하면, 상기의 효과를 얻기 어렵고, 또한, 너깃(3)의 경도가 과잉으로 저하되어, 너깃(3) 내에서 박리 파단이 일어나기 쉬워진다. 따라서, 용접 후 열처리 온도(AT)는, 120℃ 이상 220℃ 이하로 한다. 또한, 용접 후 열처리 온도(AT)는, 140℃ 이상 200℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기의 효과가 현저하게 드러나기 때문이다.

일반적으로, 고강도 강판의 모재에 400℃ 이상의 열처리를 실시하면, 모재 조직에 영향이 미쳐, 모재 특성이 저하하는 등의 문제가 발생하는 경우가 있다. 제4 실시 형태에서는, 용접 후 열처리 온도(AT)를 120 내지 220℃의 범위로 해서 용접 후의 열처리를 행하기 때문에, 고강도 강판의 모재 조직에 열처리에 의한 악영향이 미치지 않으며, 또한, 기계적 특성을 열화시키지 않는다는 효과가 얻어진다.

(용접 후 열처리 시간: At)

제4 실시 형태에서는, 용접 후 열처리 시간(At)(sec)을, 하기 (9)식으로 나타내는 범위로 규정한다.

100≤At≤6000 … (9)

용접 후 열처리 시간(At)이 100초간 미만이면, 마르텐사이트의 분해가 불충분해져, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻기 어렵다. 또한, 용접 후 열처리 시간(At)이 6000초간을 초과하면, 상기의 효과를 얻기 어렵고, 또한, 생산성이 저하한다. 따라서, 용접 후 열처리 시간(At)은 100초간 이상 6000초간 이하로 한다. 용접 후 열처리 시간(At)을 상기 범위로 함으로써, 너깃(3)의 경도를 거의 내리지 않고도 인성을 확보하는 것이 가능해진다. 또한, 용접 후 열처리 시간(At)은, 3600초간(1시간) 이하로 하는 것이 바람직하고, 600초간 이상 2400초간 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

상기 조건에서 용접 후의 열처리를 행함으로써, 너깃(3) 및 열 영향부의 인성을 개선할 수 있어, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과가 현저해진다.

또한, 용접 후 열처리 온도(AT) 및 용접 후 열처리 시간(At)이 상기 조건으로 된 열처리를 행함으로써, 개재물을 기점으로 해서 취성 파면이 발생하는 것을 억제할 수 있다. 따라서, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 안정적으로 얻을 수 있다.

또한, 용접 후 열처리의 방법은 특별히 한정되지 않으며, 예를 들어, 로중 가열, 버너 가열, 고주파 가열 등을 행할 수 있다. 또한, 도장 베이킹(베이크 하드) 처리 등을 행해도 좋다.

통상, 탄소 당량(Ceq), 특히 탄소량이 높은 고강도 강판을 스폿 용접하면, 열처리 전에는, 너깃(3) 및 열 영향부의 비커스 경도(Hv)는 400 이상이 되는 경우가 많다. 제4 실시 형태에서는, 용접 후 열처리에 수반하는 비커스 경도의 저하량(ΔHv)이 50 이하로 제한되도록 용접 후 열처리의 조건을 제어하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 탄소 당량(Ceq)이 높은 고강도 강판에서는, 너깃(3) 및 열 영향부의 비커스 경도(Hv)가 500 이상이 되는 경우도 있다. 이 경우에는, 비커스 경도의 저하량(ΔHv)이 50 내지 150 정도가 되도록, 용접 후 열처리의 조건을 제어하는 것이 바람직하다. 이러한 조건의 제어에 의해, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 현저한 것으로 할 수 있다.

또한, 제4 실시 형태에서는, 열처리에 의해, 너깃(3) 및 열 영향부의 조직이, 프레시 마르텐사이트를 포함하는 것에서 프레시 마르텐사이트를 포함하지 않는 것으로 변화되도록 용접 후의 열처리 조건을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 열처리 전의 조직에는, 프레시 마르텐사이트가 포함되어 있고, 또한, 강화 마르텐사이트 및/ 또는 하부 베이나이트가 포함되어 있다. 이러한 조직이, 프레시 마르텐사이트를 포함하지 않고, 강화 마르텐사이트 및/ 또는 하부 베이나이트로 이루어지도록 열처리 조건을 제어하는 것이 바람직하다. 너깃(3) 및 열 영향부의 조직을 이러한 조직으로 함으로써, 상기의 효과를 더욱 현저하게 얻을 수 있다.

여기서, 너깃(3) 및 열 영향부의 조직에 강화 마르텐사이트가 생성된 경우에는, 덴드라이트 조직의 아암 간격(덴드라이트간 거리)이 짧아지고, 또한, 소량의 탄화물을 석출한다는 작용이 있다. 제4 실시 형태에서는, 상기의 조건에서 용접 후 열처리를 행하기 때문에, 탄소 함유량이 높은 고강도 강판을 스폿 용접한 경우라도, 용접시의 강도 편차가 발생하는 것이 억제된다는 효과가 얻어진다.

또한, 고강도 강판의 인장 강도가 700MPa 미만이어도, 형성되는 너깃(3)의 마이크로 조직은, 주로 탄화물을 포함하지 않는 마르텐사이트가 되기 때문에, 용접 후 열처리에 의해 탄화물을 석출시켜, 너깃(3)의 인성을 향상시키는 것이 가능하다.

[제5 실시 형태]

다음으로, 제5 실시 형태에 대해서 설명한다. 제5 실시 형태에서는, 제2 또는 제3 실시 형태의 처리를 행한 후, 즉, 용접 전극(2A, 2B)에 의한 가압 유지를 해방한 후, 제4 실시 형태의 용접 후 열처리를 행할 때까지의 동안에 적절한 방냉을 행한다.

(용접 후의 용접부의 표면 온도: CT)

제5 실시 형태에서는, 용접 전극(2A, 2B)에 의한 가압 유지를 해방한 후, 박 강판(1A, 1B)을 방냉함으로써, 용접부의 표면 온도를, 하기 (10)식을 만족하는 온도(CT)까지 저하시킨다.

CT≤150 … (10)

그리고, 이러한 방냉을 행한 후, 제4 실시 형태와 마찬가지로 하여 용접 후 열처리를 행한다. 용접 후 열처리를 행할 때까지의 동안에 저하된 용접 후의 용접부의 표면 온도(CT)가 150℃를 초과하면, 마르텐사이트 변태가 완전하게 종료하기 전에 용접 후 열처리를 개시하게 된다. 이로 인해, 용접 후 열처리를 행해도, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 충분히 얻기 어렵다. 제5 실시 형태에서는, 방냉에 의해 표면 온도(CT)를 150℃ 이하까지 저하시키기 때문에, 용접 후 열처리의 개시시에는, 너깃(3)의 조직이 대략 완전하게 마르텐사이트 변태를 하고 있다. 따라서, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 더욱 현저하게 얻을 수 있다.

이들 제2 내지 제5 실시 형태의 방법을 실행함으로써, 제1 실시 형태에 관한 스폿 용접 조인트를 얻을 수 있고, 또한, 양호한 작업성을 확보하면서, 너깃(3) 내의 결함 및 균열의 발생을 억제하는 것이 가능해져, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감이라는 효과를 얻을 수 있다. 이로 인해, 신뢰성이 높은 용접부를 얻을 수 있다.

또한, 제2 내지 제5 실시 형태에서 스폿 용접 방법의 대상으로 하고 있는 고강도 강판은, 예를 들어, 자동차 차체의 안전성 향상 때문에 보강 부품 등에서 사용되는 인장 강도가 750MPa 이상으로 탄소 당량이 높은 고강도 강판이며, 스폿 용접부의 강도 저하나 편차가 우려되는 고강도 강판이다. 그리고, 제2 내지 제5 실시 형태에 따르면, 이러한 고강도 강판의 스폿 용접을 행함에 있어서 특별한 장치를 사용하지 않고, 실제 조업의 범위 내에서 효율적이며 신뢰성이 높은 스폿 용접 조인트를 얻는 것이 가능해진다. 또한, 이들 실시 형태에 필요로 하는 시간은 단시간으로, 효율적으로 탄화물을 석출시키는 것이 가능한 것으로 되어 있다. 이로 인해, 신뢰성이 높은 용접부를 형성할 수 있는 동시에 작업성 면에서도 각별한 효과를 얻을 수 있어, 종래와는 기술적 사상이 전혀 다르다.

또한, 제4 및 제5 실시 형태에서는, 적절한 통전 패턴과 용접 후 열처리가 조합되어 있기 때문에, 스폿 용접부와 같은 응고 조직을 갖는 부위에서도, 우수한 강도 특성과 신뢰성을 얻는 것이 가능해져, 매우 의미가 있다.

또한, 제2 내지 제5 실시 형태 모두에 있어서, 고강도 강판의 조성은, 탄소 당량(Ceq)이 적절한 범위 내에 있으면 특별히 한정되지 않고 상기의 효과를 얻을 수 있다. 그리고, 제1 실시 형태와 마찬가지로, C 함유량은 0.40질량% 내지 0.10질량%인 것이 바람직하고, Si 함유량은 2.50질량% 내지 0.01질량%인 것이 바람직하고, Mn 함유량은 3.0질량% 내지 1.5질량%인 것이 바람직하다. 또한, P 함유량은 0.03질량% 이하인 것이 바람직하고, S 함유량은 0.01질량% 이하인 것이 바람직하고, N 함유량은 0.0100질량% 이하인 것이 바람직하고, O 함유량은 0.007질량% 이하인 것이 바람직하고, Al 함유량은 1.00질량% 이하인 것이 바람직하다. 또한, 다른 원소의 함유량도 제1 실시 형태와 마찬가지의 범위 내에 있는 것이 바람직하다. 자동차 부재의 양산시에 있어서의 용접 조건의 변동, 예를 들어, 전극 선단부의 마모나 용접할 때의 판간의 간극의 변동이 있는 경우에도, 보다 안정적으로 높은 조인트 강도를 확보하고, 조인트 강도의 편차를 보다 억제하기 위해서다.

여기서, 하기 (11)식은, 고강도 강판의 너깃의 경도에 관계되는 탄소 당량(Ceqh)을 나타내고, 또한, 하기 (12)식은, 용접부의 인성에 관계되는 탄소 당량(Ceqt)을 나타내고 있다. 또한, (12)식은, 상기 (1)식과 공통으로 되어 있다.

Ceqh = [C] + [Si]/40 + [Cr]/20 … (11)

Ceqt = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + 2[P] + 4[S] … (12)

일반적으로, 고강도 강판의 인장 강도가 증가하면, 상기 (11)식 또는 (12)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceqh 또는 Ceqt)의 수치가 증가하고, 그 결과, 용접부의 경도가 증가해서 인성이 저하한다. 이와 같이, 용접부의 경도가 증가해서 인성이 저하하면, 너깃(3) 내에서 균열이 발생하기 쉬워지고, 또한, 파단 형태의 열화가 발생하여, 조인트 강도, 특히 십자 인장 강도에 저하나 편차가 발생한다. 특히, 상기 (12)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceqt)의 수치가 지나치게 크면, 파단 형태의 열화가 발생해서 조인트 강도, 특히 십자 인장 강도에 저하나 편차가 발생한다.

이에 대해, 제1 내지 제5 실시 형태에서는, 고강도 강판의 탄소 당량(Ceq)을 적절한 범위로 규정하고 있기 때문에, 파단 형태의 개선, 및 그것에 수반하는 조인트 강도의 향상 및 조인트 강도의 편차 저감의 효과를 얻을 수 있다.

또한, 이들 설명은, 2장의 박 강판의 스폿 용접을 행하는 경우, 및 이러한 스폿 용접에 의해 얻을 수 있는 스폿 용접 조인트에 관한 것이지만, 도 5에 도시한 바와 같이, 스폿 용접의 대상이 3장의 박 강판(1A, 1B 및 1C)이어도 좋고, 3장의 박 강판(1A, 1B 및 1C)을 포함하는 스폿 용접 조인트(11)에 있어서도 상기와 마찬가지의 효과가 얻어진다. 또한, 4장 이상의 박 강판에 대하여 스폿 용접을 행해도 좋고, 4장 이상의 박 강판을 포함하는 스폿 용접 조인트에 있어서도 마찬가지의 효과가 얻어진다. 또한, 상기 판 구성에 있어서, 박 강판 모두가 고강도 강판일 필요성은 없고, 그 일부가 연 강판이어도 좋다. 또한, 고강도 강판 모두가 동일한 강종일 필요성은 없고, 상이한 강종의 조합이어도 좋다. 또한, 판 두께도 모두 같을 필요성은 없고, 상이한 두께의 조합이어도 좋다.

또한, 스폿 용접의 대상인 2장 이상의 박 강판 모두가 상기의 인장 강도 및 탄소 당량의 범위를 만족할 필요는 없으며, 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa이며, 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이면 된다. 따라서, 스폿 용접 조인트에 있어서는, 이것에 포함되는 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa이며, 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이면 된다. 그러나, 실질적으로 본 발명에서 조성, 인장 강도, 탄소 당량을 규정하는 고강도 강판과 조합하는 박 강판의 조성, 인장 강도, 탄소 당량이, 본 발명에서 규정하는 값 이상의 것인 경우에는, 파단 형태의 열화나 그것에 수반하는 조인트 강도의 저하 및 조인트 강도의 편차가 발생할 확률이 높아지기 때문에, 조합하는 박 강판의 조성, 인장 강도, 탄소 당량은, 본 발명에서 규정하는 고강도 강판과 동일하거나 그 이하일 필요가 있다.

또한, 너깃(3)의 형상도 타원체 또는 대략 타원체에 한정되는 것이 아니고, 도 6a, 도 6b 및 도 6c에 도시한 바와 같이, 본 발명은 모든 형상의 너깃(3)에 적용할 수 있다. 또한, 너깃(3)이 어떠한 형상이라도, 도 6a 내지 도 6c에 도시한 바와 같이, 너깃 외층 영역(3c)을 특정하는 것이 가능하다.

실시예

이하, 본 발명의 범위에 속하는 실시예에 대해서, 본 발명이 범위로부터 벗어나는 비교예와 비교하면서 설명한다. 단, 본 발명은, 이하의 실시예에 한정되는 것이 아니라, 상술, 후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

[제1 실시예]

우선, 하기 표 1 및 표 2에 나타내는 성분을 갖고, 판 두께:1.6mm, 인장 강도:750MPa 이상의 17종류의 강판(고강도 냉연 강판, 전기 도금 강판, 및 합금화 용융 아연 도금 강판)을 준비했다. 그리고, 동일 강종의 조합으로 겹쳐서, 하기 표 3 및 표 4에 나타내는 조건 No.A-1 내지 No.A-86으로, 서보건 타입의 용접기를 사용해서 스폿 용접을 행하여 스폿 용접 조인트의 시험편을 제작했다. 또한, 일부 시험편에 관해서는, 스폿 용접 후에, 하기 표 3 및 표 4에 나타내는 조건으로 용접 후 열처리를 행했다. 또한, 스폿 용접 전에 예비 실험을 행해 두고, 이 예비 실험의 결과에 기초하여, 스폿 용접시의 용접 전류를, 너깃 직경이 1장의 강판의 판 두께 평방근의 4.5배가 되는 값(4.5√t)으로 설정했다. 또한, 1개의 조건에 대해서 6개의 시험편을 제작했다.

그리고, 조건마다 6개의 시험편 중의 1개를 사용해서 너깃의 마이크로 조직의 관찰을 행하고, 나머지 5개를 사용해서 십자 인장 강도의 측정을 행했다. 마이크로 조직의 관찰은, 광학 현미경을 사용해서 행했다. 또한, 십자 인장 강도의 측정은, 저항 스폿 용접 조인트의 십자 인장 시험 방법(JIS Z3137)에 기초하여 행하여, 조인트 강도의 평균값 및 조인트 강도의 편차를 산출했다. 즉, 도 7에서의 부호 24로 나타낸 바와 같이, 상측의 시험편(21A)을 상방향에, 하측의 시험편(21B)을 하방향에, 서로 박리하는 방향에서 하중을 부가함으로써 십자 인장 시험을 실시하여, 십자 인장 강도(CTS)를 측정했다.

또한, 인장 강도가 289MPa이며, 판 두께가 1.6mm인 IF 강판끼리를 2장 겹쳐서, 너깃 직경이 4.5√t가 되는 조건에서 스폿 용접을 행하여 5개의 스폿 용접 조인트의 기준 시험편을 제작했다. 이들 기준 시험편의 십자 인장 강도를 측정한 결과, 그 평균값은 8.2kN이었다.

그리고, 상기의 조건 No.A-1 내지 No.A-86으로 제작된 시험편의 십자 인장 강도의 평균값을 기준 시험편의 십자 인장 강도의 평균값과 비교해서 평가했다. 이 평가에서는, 기준 시험편의 십자 인장 강도의 평균값에 대한 비율이 1이상이 되는 것을, 우수한 조인트 강도를 갖고 있는 스폿 용접 조인트라고 정의했다.

상기의 조건(4.5√t)으로 형성된 너깃 직경은 약 5.7mm이기 때문에, 너깃에서 90%의 상사형 영역을 제외한 너깃 외층 영역은, 너깃과 고강도 강판의 경계에서 너깃 중심을 향하여 약 0.3mm의 두께를 가지는 영역에 상당한다. 마이크로 조직의 관찰에서는, 상기 너깃 외층 영역 중에서, 너깃과 고강도 강판의 경계에서 너깃 중심을 향해 약 0.2mm 내측인 부분에서, 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도, 및 덴드라이트 조직의 아암 간격의 평균값을 측정했다. 또한, 너깃을 구성하는 프레시 마르텐사이트, 템퍼링 마르텐사이트 및 잔류 마르텐사이트의 비율(체적률)도 측정했다.

이들 평가의 결과 및 측정 결과를 하기 표 5 및 표 6에 나타낸다.

표 5에 나타낸 바와 같이, 조건 No.A-1, No.A-3, No.A-4, No.A-7, No.A-8, No.A-11 내지 No.A-13, No.A-15 내지 No.A-17, No.A-19 내지 No.A-21, No.A-24 내지 No.A-27, No.A-29 내지 No.A-34, No.A-38 내지 No.A-40의 본 발명예에서는, 청구범위 제1항에 규정하는 요건이 만족되어 있기 때문에, 우수한 조인트 강도를 갖고, 강도 편차가 작은 스폿 용접 조인트가 얻어졌다. 마찬가지로, 표 6에 나타낸 바와 같이, 조건 No.A-41, No.A-44, No.A-46, No.A-48 내지 No.A-52, No.A-54, No.A-55, No.A-58, No.A-59, No.A-62, No.A-63, No.A-65 내지 No.A-67, No.A-69 내지 No.A-73, No.A-77, No.A-78, No.A-80 내지 No.A-84의 본 실시예에서도, 청구범위 제1항에 규정하는 요건이 만족되어 있기 때문에, 우수한 조인트 강도를 갖고, 강도 편차가 작은 스폿 용접 조인트가 얻어졌다.

이에 대해, 표 5에 나타낸 바와 같이, 조건 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 내지 No.A-37의 비교예에서는, 청구범위 제1항에 규정하는 요건 중 적어도 하나가 만족되어 있지 않기 때문에, 조인트 강도가 낮았다. 또한, 조인트 강도의 편차가 큰 것도 있었다. 마찬가지로, 표 6에 나타낸 바와 같이, 조건 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 내지 No.A-76, No.A-79, No.A-86의 비교예에서는, 청구범위 제1항에 규정하는 요건 중 적어도 하나가 만족되어 있지 않기 때문에, 조인트 강도가 낮았다.

즉, 조건 No.A-2, No.A-23, No.A-36, No.A-53, No.A-74의 비교예에서는, 용접 통전 후의 냉각을 행하지 않거나, 용접 통전 후의 냉각 시간(Ct)이 지나치게 짧았기 때문에, 용접 후의 냉각 속도를 크게 할 수 없어, 덴드라이트 아암 간격이 컸다. 이로 인해, P나 S의 편석이 커서, 용접 후 열처리를 행해도 탄화물을 충분히 석출시킬 수 없었다.

조건 No.A-5, No.A-37, No.A-56, No.A-75의 비교예에서는, 용접 통전 후의 냉각 시간(Ct)이 지나치게 길었기 때문에, 적절한 후 가열 통전을 행할 수 없었다. 이로 인해, 탄화물을 충분히 석출시킬 수 없었다.

조건 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-76의 비교예에서는, 후 가열 통전의 전류(PC) 또는 시간(Pt)이 과잉이거나 또는 부족했기 때문에, 탄화물을 충분히 석출시킬 수 없었다.

조건 No.A-14, No.A-47, No.A-64의 비교예에서는, 가압의 해방까지의 처리는 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내의 것이었지만, 그 후에, 충분한 냉각을 행하지 않은 채 용접 후 열처리를 개시했기 때문에, 너깃 내의 마이크로 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직으로 할 수 없었다. 이로 인해, 용접 후 열처리를 행해도, 잔류 오스테나이트나 프레시 마르텐사이트가 남기 쉬워, 탄화물을 충분히 석출시킬 수 없었다.

조건 No.A-18, No.A-35, No.A-45, No.A-68, No.A-79의 비교예에서는, 가압의 해방까지의 처리는 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내의 것이었지만, 그 후의 용접 후 열처리의 온도가 지나치게 높았기 때문에, 조대한 탄화물이 구 오스테나이트 입계에 네트워크 형상으로 석출되어, 너깃 내에서의 균열을 억제할 수 없었다.

조건 No.A-22의 비교예에서는, 가압의 해방까지의 처리는 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내의 것이었지만, 그 후의 용접 후 열처리의 시간이 지나치게 길었기 때문에, 조대한 탄화물이 구 오스테나이트 입계에 네트워크 형상으로 석출되어, 너깃 내에서의 균열을 억제할 수 없었다.

조건 No.A-86의 비교예에서는, 강판의 탄소 당량(Ceq)이 지나치게 높았기 때문에, 조인트 강도가 낮고 강도의 편차가 컸다. 또한, 조건 No.A-85에서는, 강판의 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 미만이었기 때문에, Ms점이 충분히 높고, 그것만으로 충분히 마르텐사이트가 탬퍼링되서, 높은 조인트 강도가 얻어졌다.

[실시예 2]

하기 표 7 및 표 8에 나타내는 바와 같은 판 두께:1.2mm 또는 1.6mm, 인장 강도:295MPa 내지 1905MPa의 연강판(CR270E), 가공 유기 변태형 강판(CR780T, CR980T), 2상 조직형 강판(CR980Y, CR1180Y, CR1470Y, GA980Y, GA1180Y), 켄칭형 강판(CR1470HP, CR1760HP, CR1900HP, Al1470HP)을 사용하여, 40mm×40mm의 조직 관찰용 시험편을 제작했다. 단, 각 기호 중, CR은 냉연 강판을, GA는 합금화 아연 도금 강판을, Al은 알루미늄 도금 강판을 나타내고, 수치는 인장 강도로 나타낸 강도 레벨을 나타낸다.

또한, 저항 스폿 용접 조인트의 십자 인장 시험 방법(JIS Z3137)에 기초하여 십자 인장 시험편을 제작했다. 여기서, 표 7 및 표 8에 나타내는 강종 중, CR270E, CR980Y, CR1180Y, CR1470Y, GA980Y, GA1180Y는 일본 철강 연맹 규격품(JSC270E, JSC980Y, JSC1180Y, JSC1470Y, JAC980Y, JAC1180Y)을, CR780T, CR980T는 일본 특허 출원 공개 평11-270682호 공보 등에 개시되어 있는 가공 유기 변태형 강판을, 또한, CR1470HP, CR1760HP, CR1960HP, Al1470HP에 대해서는 일본 특허 출원 공개 제2000-234153호 공보 등에 개시되어 있는 핫 프레스(핫 스탬핑) 강판을 나타낸다.

다음으로, 상기 조직 관찰용 시험편을, 도 3a 내지 도 3c에 도시한 바와 같이, 동일 강종 동일 판 두께의 조합으로 겹쳐서, 표 7 및 표 8에 나타내는 조건으로 저항 스폿 용접 방법에 의해 용접하여, 용접 시험편을 제작했다. 또한, 표 7에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 8에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다. 그리고, 얻어진 용접 시험편에 대해서, 용접부의 오목부의 정도를 육안으로 관찰했다. 또한, 광학 현미경을 사용해서 단면의 매크로 조직 관찰을 행하고, 너깃 직경을 측정했다. 또한, 너깃 내의 수축 결함의 유무 및 균열의 유무를 관찰했다. 또한, 제1 실시예와 마찬가지로, 너깃 외층 영역에 있어서, 너깃과 고강도 강판의 경계에서 너깃 중심을 향해 약 0.2mm 내측인 부분에서, 광학 현미경을 사용해서 마이크로 조직을 관찰하여, 덴드라이트 조직의 아암 간격의 평균값, 탄화물의 평균 입경 및 개수 밀도를 측정했다.

또한, 상기 십자 인장 시험편을 사용하여, 저항 스폿 용접 조인트의 십자 인장 시험 방법(JIS Z3137)에 기초해서, 도 7에 도시하는 바와 같은 십자 형상으로 시험편을 겹쳐, 표 7 및 표 8에 나타내는 조건으로 스폿 용접을 행하여, 십자 인장 시험편을 제작했다. 또한, 십자 인장 시험편은, 마찬가지의 조건으로 각 3체 제작했다.

그리고, 박리 방향, 즉 도 7에서의 부호 24로 나타낸 바와 같이, 상측의 시험편(21A)을 상방향에, 하측의 시험편(21B)을 하방향에, 서로 박리하는 방향에서 하중을 부가함으로써 십자 인장 시험을 실시하여, 십자 인장 강도(CTS)를 측정했다.

또한, 십자 인장 시험을 행한 후, 각 시험체에 대해서 용접부의 파단 형태를 관찰했다. 이때, 도 8에 도시한 바와 같이, 용접부에 너깃(23)을 포함한 돌기부(플러그)(25)가 잔류하고 있는 경우에는, 돌기부(25)의 직경[플러그 직경(dp)]을 측정해서 너깃 직경(dn)과의 비(플러그율:dp/dn)를 계산했다. 그리고, 도 9a 내지 도 9C에 도시한 바와 같이, 너깃(23) 내에서 박리하여 파단되어 있는 경우에는 박리 파단(도 9a), 플러그(25)의 직경이 너깃 직경과 거의 동일한 경우에는 플러그 파단(도 9b), 플러그(25)의 직경이 너깃 직경보다 명백하게 작은 경우에는 부분 플러그 파단(도 9C)이라고 판정했다. 또한, 십자 인장 시험 후의 파면을 확대경이나 SEM으로 관찰하여, 취성 파면이 관찰되는지의 여부를 조사했다.

표 7 및 표 8에, 실시예 2에서의 각 시험편의 제작 조건 및 시험 결과의 일람을 나타낸다. 또한, 용접 조건 부분에 나타낸 유지 시간은 실제의 유지 시간을 나타내고 있다. 현존하는 용접기에서는, 유지 시간을 0ms으로 설정하는 것은 어렵지만, 본 실시예에서는, 용접기에서 특수한 신호를 사용하여 유지 시간:0ms인 경우에 대해서도 나타내고 있다.

또한, CTS 편차의 평가에 관해서는, 십자 인장 시험편의 평균값 및 최소값을 사용하여, 하기와 같은 "◎" 내지 "×"의 4단계의 기준을 마련했다.

"◎: 극소" 십자 인장 강도의 평균값에 대하여 최소값이 10% 이내

"○: 소" 십자 인장 강도의 평균값에 대하여 최소값이 10% 초과부터 15% 이내

"△: 약간 대" 십자 인장 강도의 평균값에 대하여 최소값이 15% 초과부터 20% 이내

"×: 대" 십자 인장 강도의 평균값에 대하여 최소값이 20% 초과

표 7에 나타내는 조건 No.B-1 내지 No.B-32는 본 발명예이며, 표 8에 나타내는 조건 No.B-33 내지 No.B-63은 비교예다. 즉, 상기와 같이, 표 7에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 8에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다.

이들 중, 조건 No.B-1 내지 No.B-12에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.B-13 내지 No.B-16에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.B-17, No.B-18에서는, 판 두께 1.6mm인 강판에서, 조건 No.B-4, No.B-6으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.B-19 내지 No.B-22에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 인장 강도나 탄소 당량을 변화시키고, 조건 No.B-23 내지 No.B-32에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내에서 변화시켰다.

또한, 조건 No.B-35 내지 No.B-52에서는, 비교예로서 종래 공지의 방법으로 용접을 행했다. 즉, 후 가열 통전을 행하지 않았다. 그리고, 조건 No.B-35 내지 No.B-46에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.B-47 내지 No.B-50에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.B-51, No.B-52에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.B-38, No.B-40으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.B-53 내지 No.B-54에서는, 고강도 강판의 인장 강도, 탄소 당량을 청구범위 제6항에 규정하는 범위 외로 변화시켰다. 또한, 조건 No.B-55 내지 No.B-63에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제6항에 규정하는 범위 외로 변화시켰다. 또한, 조건 No.B-33 내지 No.B-34에서는, 비교를 위하여, 인장 강도, 탄소 당량이 지극히 낮은 연 강판(판 두께:1.2mm, 1.6mm)을 사용했다.

표 7에 나타낸 바와 같이, 조건 No.B-1 내지 No.B-32의 본 발명예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 수축 결함 및 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.B-1 내지 No.B-32에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 또한, 후 가열 통전을 행하지 않은 표 8에서의 조건 No.B-35 내지 No.B-52의 비교예에 비해, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었다.

한편, 표 8에 나타낸 바와 같이, 조건 No.B-53 내지 No.63의 비교예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 조건이 만족되어 있지 않기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 외이었다. 또한, 수축 결함이나 균열의 발생, 용접부에서의 큰 오목부, 부분 플러그 파단의 발생에 의한 플러그율의 감소, 취성 파면의 발생 중 어느 하나가 인정되었다. 또한, CTS가 낮고, CTS의 편차가 큰 것이 확인되었다.

또한, 가압력(EF)이 낮은 조건 No.B-55의 비교예에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않으며, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었지만, 수축 결함이 발생하였기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 가압력(EF)이 높은 조건 No.B-56, 용접 후의 냉각 시간(Ct)이 긴 조건 No.B-58, 후 가열 통전 시간(Pt)이 긴 조건 No.B-62, 유지 시간(Ht)이 긴 조건 No.B-63의 비교예에서는, 각각의 효과가 인정되지만, 그 효과가 작아, 이들 경우에는 생산성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다.

[실시예 3]

하기 표 9 및 표 10에 나타낸 상기 실시예 2와 마찬가지의 각종 강판을 사용해서, 실시예 2와 마찬가지의 수순으로 조직 관찰용 시험편 및 십자 인장 시험편을 제작하여, 마찬가지의 방법으로 각종 시험을 행했다. 이때, 상기 각 시험편의 스폿 용접시의 가압력(EF)을 표 9 및 표 10에 나타내는 조건으로 했다. 그 밖의 조건은 상기 실시예 2와 마찬가지의 범위로 했다. 또한, 표 9에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 10에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다.

표 9 및 표 10에, 실시예 3에서의 각 시험편의 제작 조건 및 시험 결과의 일람을 나타낸다.

표 9에 나타내는 조건 No.C-1 내지 No.C-32는 본 발명예이며, 표 10에 나타내는 조건 No.C-33 내지 No.C-63은 비교예다. 즉, 상기와 같이, 표 9에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 10에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다.

이들 중, 조건 No.C-1 내지 No.C-12에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.C-13 내지 No.C-16에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.C-17, No.C-18에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.C-4, No.C-6으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.C-19 내지 No.C-22에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 인장 강도나 탄소 당량을 변화시키고, 조건 No.C-23 내지 No.C-32에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제7항에 규정하는 범위 내에서 변화시켰다.

또한, 조건 No.C-35 내지 No.C-52에서는, 비교예로서 종래 공지의 방법으로 용접을 행했다. 즉, 후 가열 통전을 행하지 않았다. 그리고, 조건 No.C-35 내지 No.C-46에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.C-47 내지 No.C-50에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.C-51, No.C-52에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.C-38, No.C-40으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.C-53 내지 No.C-54에서는, 고강도 강판의 인장 강도, 탄소 당량을 청구범위 제7항에 규정하는 범위 외로 변화시켰다. 또한, 조건 No.C-55 내지 No.C-63에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제7항에 규정하는 범위 외로 변화시켰다. 또한, 조건 No.C-33 내지 No.C-34에서는, 비교를 위하여 인장 강도, 탄소 당량이 지극히 낮은 연 강판(판 두께:1.2mm, 1.6mm)을 사용했다.

표 9에 나타낸 바와 같이, 조건 No.C-1 내지 No.C-32의 본 발명예에서는, 청구범위 제7항에 규정하는 조건이 만족되어 있고, 가압력(FE)이 낮게 설정되어 있기 때문에, 너깃에 약간의 수축 결함이 인정되었지만, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.C-1 내지 No.C-32에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 또한, 후 가열 통전을 행하지 않은 표 10에서의 조건 No.C-35 내지 No.C-52의 비교예에 비해, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었다. 또한, 실시예 2의 조건 No.B-1 내지 No.B-32에 비해 CTS가 높았다.

한편, 표 10에 나타낸 바와 같이, 조건 No.C-51 내지 No.C-63의 비교예에서는, 청구범위 제7항에 규정하는 조건이 만족되어 있지 않기 때문에, 어떠한 강종을 사용한 경우라도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 외이었다. 또한, 수축 결함이나 균열의 발생, 용접부에서의 큰 오목부, 부분 플러그 파단의 발생에 의한 플러그율의 감소, 취성 파면의 발생 중 어느 하나가 인정되었다. 또한, CTS가 낮고, CTS의 편차가 큰 것이 확인되었다.

또한, 가압력(EF)이 높은 조건 No.C-56의 비교예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 실시예 2와 마찬가지의 효과가 인정되었다. 또한, 용접 후의 냉각 시간(Ct)이 긴 조건 No.C-58, 후 가열 통전 시간(Pt)이 긴 조건 No.C-62, 유지 시간(Ht)이 긴 조건 No.C-63의 비교예에서는, 각각의 효과가 인정되지만, 그 효과는 작아, 이들 경우에는 생산성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다.

[실시예 4]

하기 표 11 및 표 12에 나타내는 바와 같은, 상기 실시예 2 및 실시예 3과 마찬가지의 각종 강판을 사용해서, 실시예 2 및 실시예 3과 마찬가지의 수순으로 조직 관찰용 시험편 및 십자 인장 시험편을 제작하여, 마찬가지의 방법으로 각종 시험을 행했다. 이때, 가압력(EF)에서의 가압을 해방한 후, 표 11 및 표 12에 나타내는 조건으로 용접 후 열처리를 행했다. 그 밖의 조건은 상기 실시예 2와 마찬가지의 범위로 했다. 또한, 표 11에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 12에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다.

표 11 및 표 12에, 실시예 4에서의 각 시험편의 제작 조건 및 시험 결과의 일람을 나타낸다.

표 11에 나타내는 조건 No.D-1 내지 No.D-37은 본 발명예이며, 표 12에 나타내는 조건 No.D-38 내지 No.D-73은 비교예다. 즉, 상기와 같이, 표 11에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 12에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다. 또한, 청구범위 제6항에 기재된 조건이 만족되어 있으면, 청구범위 제8항에 기재된 조건이 만족되지 않은 경우라도 일정한 효과가 얻어지지만, 여기에서는, 편의상 청구범위 제6항에 규정하는 조건을 만족하고 있어도 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않는 것은 비교예라고 하기로 한다.

이들 중, 조건 No.D-1 내지 No.D-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내의 처리를 행한 후에, 청구범위 제8항에 규정하는 범위 내의 용접 후 열 처리를 실시했다. 조건 No.D-1 내지 No.D-12에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.D-13 내지 No.D-16에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.D-17, No.D-18에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.D-4, No.D-6으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.D-19 내지 No.D-22에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 인장 강도나 탄소 당량을 변화시키고, 조건 No.D-23 내지 No.D-32에서는, 판 두께가 1.6mm의 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내에서 변화시켰다. 또한, 조건 No.D-33 내지 No.D-36에서는, 판 두께 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 후 열처리의 조건을 청구범위 제8항에 규정하는 범위 내에서 변화시켰다.

또한, 조건 No.D-40 내지 No.D-57에서는, 비교예로서 후 가열 통전을 행하지 않고 용접을 행했다. 그리고, 조건 No.D-40 내지 No.D-51에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.D-52 내지 No.D-55에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.D-56, No.D-57에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.D-43, No.D-45로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.D-38 내지 No.D-39에서는, 비교를 위하여 인장 강도, 탄소 당량이 지극히 낮은 연 강판(판 두께:1.2mm, 1.6mm)을 사용했다.

표 11에 나타낸 바와 같이, 조건 No.D-1 내지 No.D-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 수축 결함 및 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.D-1 내지 No.D-37에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 또한, 후 가열 통전을 행하지 않은 No.D-40 내지 No.D-57의 비교예에 비해, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었다.

또한, 조건 No.D-40 내지 No.D-57의 비교예에서는, 용접 후 열처리를 행하고는 있지만, 그 전에 후 가열 통전을 행하지 않았기 때문에, 용접 후 열처리에 의한 효과가 인정되지만, 후 가열 통전 및 용접 후 열처리 모두를 행한 경우에 비해, 그 효과가 작은 것을 알 수 있다.

또한, 표 11에 나타내는 조건 No.D-1 내지 No.D-37의 본 발명예에서의 CTS는, 표 7에 나타내는 조건 No.B-1 내지 No.B-32의 본 발명예(용접 후 열처리를 행하지 않은 본 발명예)보다 높았다. 이것은, 용접 후 열처리에 의해 CTS가 보다 향상됨을 나타내고 있다.

한편, 표 12에 나타낸 바와 같이, 조건 No.D-58 내지 No.D-68의 비교예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 조건이 만족되어 있지 않기 때문에, 어떠한 강종을 사용한 경우라도, CTS의 저하, 플러그율의 감소, 취성 파면의 발생 중 어느 하나가 인정되었다.

또한, 조건 No.D-69 내지 No.D-72의 비교예에서는, 청구범위 제6항에 규정하는 조건이 만족되어 있지만, 용접 후 열처리의 조건이 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않고 있다. 이로 인해, 용접 후 후 가열 통전의 효과는 인정되지만, 용접 후 열처리의 효과는 인정되지 않는다.

또한, 가압력(EF)이 낮은 조건 No.D-60의 비교예에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않으며, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었지만, 수축 결함이 발생하고 있었기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 가압력(EF)이 높은 조건 No.D-61, 용접 후의 냉각 시간(Ct)이 긴 조건 No.D-63, 후 가열 통전 시간(Pt)이 긴 조건 No.D-67, 유지 시간(Ht)이 긴 조건 No.D-68에서는, 각각의 효과가 인정되지만, 그 효과는 작아, 이들 경우에는 생산성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 용접 후 열처리의 조건이 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않는 조건 No.D-69 내지 No.D-72에서는, 용접 후 열처리 온도(AT)가 낮은 No.D-69, 용접 후 열처리 시간(At)이 짧은 No.D-71에서는 용접 후 후 가열 통전의 효과만이 인정되고, 용접 후 열처리 온도(AT)가 높은 조건 No.D-70, 용접 후 열처리 시간(At)이 긴 조건 No.D-72의 비교예에서는, 용접 후 후 가열 통전의 효과뿐만 아니라 용접 후 열처리의 효과가 인정되지만, 그 효과는 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있는 것에 비해 작다.

[실시예 5]

하기 표 13 및 표 14에 나타내는 바와 같은, 상기 실시예 2 내지 실시예 4와 마찬가지의 각종 강판을 사용해서, 실시예 2와 마찬가지의 수순으로 조직 관찰용 시험편 및 십자 인장 시험편을 제작하여, 마찬가지의 방법으로 각종 시험을 행했다. 이때, 상기 각 시험편의 스폿 용접시의 가압력(EF)을, 표 13 및 표 14에 나타내는 조건으로 했다. 그 밖의 조건은 상기 실시예 2와 마찬가지의 범위로 했다. 또한, 표 13에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 14에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다.

표 13 및 표 14에, 실시예 5에서의 각 시험편의 제작 조건 및 시험 결과의 일람을 나타낸다.

표 13에 나타내는 조건 No.E-1 내지 No.E-37은 본 발명예이며, 표 14에 나타내는 조건 No.E-38 내지 No.E-73은 비교예다. 즉, 상기와 같이, 표 13에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 14에 나타내는 조건은, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건 중 적어도 하나를 만족하지 않고 있다. 또한, 청구범위 제7항에 기재된 조건이 만족되어 있으면, 청구범위 제8항에 기재된 조건이 만족되지 않은 경우라도 일정한 효과가 얻어지기 때문에, 여기에서는, 편의상 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있어도 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않는 것은 비교예라고 하기로 한다.

이들 중, 조건 No.E-1 내지 No.E-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제7항에서 규정하는 범위 내의 처리를 행한 후에, 청구범위 제8항에 규정하는 범위 내의 용접 후 열처리를 실시했다. 조건 No.E-1 내지 No.E-12에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.E-13 내지 No.E-16에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.E-17, No.E-18에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.E-4, No.E-6으로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.E-19 내지 No.E-22에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 인장 강도나 탄소 당량을 변화시키고, 조건 No.E-23 내지 No.E-32에서는, 판 두께 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 조건을 청구범위 제6항에 규정하는 범위 내에서 변화시켰다. 또한, 조건 No.E-33 내지 No.E-36에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판을 사용하여, 용접 후 열처리의 조건을 청구범위 제8항에 규정하는 범위 내에서 변화시킨 경우의 예다.

또한, 조건 No.E-40 내지 No.E-57에서는, 비교예로서 후 가열 통전을 행하지 않고 용접을 행했다. 그리고, 조건 No.E-40 내지 No.E-51에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.E-52 내지 No.E-55에서는, 판 두께가 1.2mm인 강판에서 강종을 변화시키고, 조건 No.E-56, No.E-57에서는, 판 두께가 1.6mm인 강판에서, 조건 No.E-43, 내지 No.E-45로부터 너깃 직경을 변화시켰다. 또한, 조건 No.E-38 내지 No.E-39에서는, 비교를 위하여 인장 강도, 탄소 당량이 지극히 낮은 연 강판(판 두께:1.2mm, 1.6mm)을 사용했다.

표 13에 나타낸 바와 같이, 조건 No.E-1 내지 No.E-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 수축 결함 및 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.E-1 내지 No.E-37에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 또한, 후 가열 통전을 행하지 않은 조건 No.E-40 내지 No.E-57의 비교예에 비해, CTS가 높고, CTS의 편차가 작은 것을 확인할 수 있었다.

또한, 조건 No.E-40 내지 No.E-57의 비교예에서는, 용접 후 열처리를 행하고는 있지만, 그 전에 후 가열 통전을 행하지 않았기 때문에, 용접 후 열처리에 의한 효과가 인정되지만, 후 가열 통전 및 용접 후 열처리 모두를 행한 경우에 비해, 그 효과가 작은 것을 알 수 있다.

또한, 표 13에 나타내는 조건 No.E-1 내지 No.E-37의 본 발명예에서의 CTS는, 표 9에 나타내는 조건 No.B-1 내지 No.B-32의 본 발명예(용접 후 열처리를 행하지 않은 본 발명예)보다 높았다. 이것은, 용접 후 열처리에 의해 CTS가 보다 향상됨을 나타내고 있다.

한편, 표 14에 나타낸 바와 같이, 조건 No.E-58 내지 No.E-72의 비교예에서는, 청구범위 제7항에 규정하는 조건이 만족되어 있지 않기 때문에, 어떠한 강종을 사용한 경우라도, CTS의 저하, 플러그율의 감소, 취성 파면의 발생 중 어느 하나가 인정되었다.

또한, 조건 No.E-69 내지 No.E-72의 비교예에서는, 청구범위 제7항에 규정하는 조건이 만족되어 있지만, 용접 후 열처리의 조건이 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않고 있다. 이로 인해, 용접 후 가열 통전의 효과는 인정되지만, 용접 후 열처리의 효과는 인정되지 않고 있다.

또한, 가압력(EF)이 높은 조건 No.E-61의 비교예에서는, 청구범위 제6항 및 제8항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 실시예 4와 마찬가지의 효과가 인정되었다. 또한, 용접 후의 냉각 시간(Ct)이 긴 조건 No.E-63, 후 가열 통전 시간(Pt)이 긴 조건 No.E-67, 유지 시간(Ht)이 긴 조건 No.E-68의 비교예에서는, 각각의 효과가 인정되지만, 그 효과는 작아, 이들 경우에는 생산성이 저하하기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 용접 후 열처리의 조건이 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하지 않는 조건 No.E-69 내지 No.E-72에서는, 용접 후 열처리 온도(AT)가 낮은 No.E-69, 용접 후 열처리 시간(At)이 짧은 No.E-71에서는 용접 후 후 가열 통전의 효과만이 인정되고, 용접 후 열처리 온도(AT)가 높은 조건 No.E-70, 용접 후 열처리 시간(At)이 긴 조건 No.E-72의 비교예에서는, 용접 후 후 가열 통전의 효과뿐만 아니라 용접 후 열처리의 효과가 인정되지만, 그 효과는 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있는 것에 비해 작다.

[실시예 6]

실시예 6에서는, 표 11 내지 표 14에 나타내는 바와 같은, 상기 실시예 4 및 실시예 5와 마찬가지의 각종 강판을 사용해서, 실시예 4 및 실시예 5와 마찬가지의 수순으로 조직 관찰용 시험편 및 십자 인장 시험편을 제작하여, 마찬가지의 방법으로 각종 시험을 행했다. 이때, 가압력(EF)에서의 가압의 해방 후이면서 또한 용접 후 열처리의 개시 전에, 표 11 내지 표 14에 나타내는 조건[열처리 전 온도(CT)]에서 방냉을 행했다. 그 밖의 조건은 상기 실시예 4 및 실시예 5와 마찬가지의 범위로 했다.

표 11 및 표 12에 나타낸 바와 같이, 청구범위 제9항에 규정하는 조건을 만족하는 조건 No.D-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제9항에 규정하는 열처리 전 온도(CT)보다 높은 표면 온도인 상태에서 용접 후 열처리를 개시한 조건 No.D-73의 비교예에 비해, CTS가 높았다. 또한, 표 13 및 표 14에 나타낸 바와 같이, 청구범위 제9항에 규정하는 조건을 만족하는 조건 No.E-37의 본 발명예에서는, 청구범위 제9항에 규정하는 열처리 전 온도(CT)보다 높은 표면 온도인 상태에서 용접 후 열처리를 개시한 조건 No.E-73의 비교예에 비해, CTS가 높았다. 또한, 용접 후의 방냉에 의해 용접부의 표면 온도가 저하할수록 CTS는 향상했지만, 150℃ 이하에서는 그다지 변화되지 않았다.

청구범위 제6항 또는 제7항, 및 청구범위 제8항에 기재된 조건이 만족되어 있으면, 청구범위 제9항에 기재된 조건이 만족되지 않은 경우라도 일정한 효과가 얻어지지만, 상술한 바와 같이, 방냉이 충분하지 않은 상태에서 용접 후 열처리를 개시하면, 스폿 용접 조인트에서 충분히 높은 강도를 얻을 수 없다.

[실시예 7]

하기 표 15 및 표 16에 나타내는 바와 같은, 상기 실시예 2 내지 실시예 6과 마찬가지의 각종 강판 및 판 두께:1.2mm 또는 1.6mm, 인장 강도:455MPa, 618MPa의 고용 강화형 강판(CR440W), 2상 조직형 강판(CR590Y)을 사용해서, 실시예 2와 마찬가지의 수순으로 조직 관찰용 시험편 및 십자 인장 시험편을 제작하여, 마찬가지의 방법으로 각종 시험을 행했다. 여기서, 표 15 및 표 16에 나타내는 강종 중, CR440W, CR590Y는 일본 철강 연맹 규격품(JSC440W, JSC590Y)을 나타낸다. 또한, 표 15, 표 16의 판 구성은, 실시예 2 내지 실시예 6의 경우와 달리, 이종 동일 두께, 동종 상이 두께, 이종 상이 두께의 조합 중 어느 하나이며, 표 15에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 또는 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 16에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있다.

표 15 및 표 16에, 실시예 7에서의 각 시험편의 제작 조건 및 시험 결과의 일람을 나타낸다.

표 15에 나타내는 조건 No.G-1 내지 No.G-23, 표 16에 나타내는 조건 No.G-24 내지 No.E-46은 모두 본 발명예다. 즉, 상기와 같이, 표 15에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 또는 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있고, 표 16에 나타내는 조건은, 청구범위 제6항 및 제8항, 청구범위 제7항 및 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있다.

이들 중, 표 15의 조건 No.G-1 내지 No.G-6은 이종 동일 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-7 내지 No.G-9는 동종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-10 내지 No.G-15는 이종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-16 내지 No.G-18은 이종 상이 두께의 3장 겹침이며, 청구범위 제6항에 규정하는 조건을 만족하고 있다. 또한, 조건 No.G-19는 이종 동일 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-20은 동종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-21 내지 No.G-22는 이종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-23은 이종 상이 두께의 3장 겹침이며, 청구범위 제7항에 규정하는 조건을 만족하고 있다.

표 15에 나타낸 바와 같이, 조건 No.G-1 내지 No.G-23의 본 발명예에서는, 청구범위 제6항 또는 제7항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 수축 결함 및 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.G-1 내지 No.G-23에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 그 결과, 실시예 2 내지 실시예 3의 동종 동일 두께 판 구성의 경우와 마찬가지로 높은 CTS가 얻어졌다. 또한, 3장 겹침의 경우에는, 강판(2)과 강판(3)의 계면에서 파단이 일어났다.

한편, 표 16의 조건 No.G-24 내지 No.G-29는 이종 동일 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-30 내지 No.G-32는 동종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-33 내지 No.G-38은 이종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-39 내지 No.G-41은 이종 상이 두께의 3장 겹침이며, 청구범위 제6항 및 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있다. 또한, 조건 No.G-42는 이종 동일 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-43은 동종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-44 내지 No.G-45는 이종 상이 두께의 2장 겹침, 조건 No.G-46은 이종 상이 두께의 3장 겹침이며, 청구범위 제7항 및 청구범위 제8항에 규정하는 조건을 만족하고 있다.

표 16에 나타낸 바와 같이, 조건 No.G-24 내지 No.G-46의 본 발명예에서는, 청구범위 제6항 및 청구범위 제8항, 청구범위 제7항 및 청구범위 제8항에 규정하는 조건이 만족되어 있기 때문에, 어떠한 강종에서도, 덴드라이트 아암 간격, 탄화물의 평균 입경, 탄화물의 개수 밀도가 본 발명의 범위 내이었다. 또한, 수축 결함 및 균열이 발생하지 않고, 또한, 용접부에서의 오목부가 작은 것을 확인할 수 있었다. 그 결과, 조건 No.G-24 내지 No.G-46에서는, 파단 형태가 플러그 파단이며, 플러그율이 크고, 취성 파면이 인정되지 않았다. 그 결과, 실시예 4 내지 실시예 5의 동종 동일 두께 판 구성의 경우와 마찬가지로 높은 CTS가 얻어졌다. 또한, 표 15와의 비교에 의해, 용접의 열처리에 의해 CTS가 향상함을 알 수 있다. 또한, 3장 겹침의 경우에는, 표 15의 경우와 마찬가지로, 강판(2)과 강판(3)의 계면에서 파단이 일어났다.

또한, 이들 실시예에 관해서, 다른 강종으로, 박 강판의 판 두께를 변경해서 실험을 행한 경우나, 또한, 도금종이나 부착량 등을 변경해서 실험을 행한 경우도, 결과는 상기와 마찬가지로, 수축 결함이나 균열의 발생을 방지하고, 파단 형태가 양호하고 강도의 편차도 적어, 충분히 높은 강도를 갖는 신뢰성이 높은 용접부를 형성시키는 것이 가능해지는 본 발명의 효과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있었다.

그리고, 이들 실시예의 결과로부터, 본 발명의 고강도 강판의 스폿 용접 방법을 사용함으로써, 저항 스폿 용접 방법에 의해 고강도 강판을 용접한 경우에, 용접부에 축소 결함이나 균열 등이 발생하지 않으며, 파단 형태가 양호하고 강도의 편차도 적어, 충분히 높은 강도를 갖는 신뢰성이 높은 스폿 용접 조인트를 얻을 수 있음을 확인할 수 있었다.

또한, 본 명세서에서의 상기 실시 형태 및 실시예의 설명에서는, 본 발명에 의한 십자 인장 강도의 향상 및 격차 저감 효과를 나타냈지만, 본 발명에서는, 예를 들어, 동일한 박리 방향의 인장 강도인 L자 인장 강도의 편차 저감 및 향상에 대해서도 유효하다.

본 발명은, 예를 들어, 자동차의 차체의 조립 및 부품의 설치 등의 스폿 용접 조인트 및 스폿 용접 방법에 관한 산업에서 이용할 수 있다.

Claims

서로 스폿 용접된 2장 이상의 박 강판과,
상기 박 강판의 접합면에 형성된 너깃
을 갖고,
상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa의 고강도 강판이며, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이며,
상기 너깃 내의 당해 너깃의 외형의 90%의 상사형 영역을 제외한 너깃 외층 영역에서는,
마이크로 조직이, 아암 간격의 평균값이 12μm 이하인 덴드라이트 조직으로 이루어지고,
상기 마이크로 조직에 포함되는 탄화물의 평균 입경이 5nm 내지 100nm이며, 개수 밀도가 2×10⁶개/mm² 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.
Ceq = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + 2[P] + 4[S] … (1)
([C], [Si], [Mn], [P] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타낸다.)
제1항에 있어서,
상기 고강도 강판이,
C : 0.10질량% 내지 0.40질량%,
Si : 0.01질량% 내지 2.50질량%, 및
Mn : 1.5질량% 내지 3.0질량%를 함유하고,
P의 함유량이 0.03질량% 이하이며,
S의 함유량이 0.01질량% 이하이며,
N의 함유량이 0.0100질량% 이하이며,
O의 함유량이 0.007질량% 이하이며,
Al의 함유량이 1.00질량% 이하이며,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.
제2항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한,
Ti : 0.005질량% 내지 0.10질량%,
Nb : 0.005질량% 내지 0.10질량%, 및
V : 0.005질량% 내지 0.10질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.
제2항 또는 제3항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한,
B : 0.0001질량% 내지 0.01질량%,
Cr : 0.01질량% 내지 2.0질량%,
Ni : 0.01질량% 내지 2.0질량%,
Cu : 0.01질량% 내지 2.0질량%, 및
Mo : 0.01질량% 내지 0.8질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.
제2항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg, 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을, 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%의 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 조인트.
2장 이상의 박 강판의 접합면에 너깃을 형성시키는 스폿 용접 방법이며,
상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa의 고강도 강판이며, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이고,
상기 2장 이상의 박 강판에 대한 용접 전극의 가압력(EF)(N)이 하기 (2)식을 만족하는 조건으로 용접 통전을 행하는 공정과,
다음으로, 상기 가압력(EF)을 유지한 채, 상기 용접 통전에서의 용접 전류(WC)(kA)를 사용해서 정해지는 하기 (4)식을 만족하는 후 가열 통전 전류(PC)(kA), 및 하기 (5)식을 만족하는 후 가열 통전 시간(Pt)(ms)에서 상기 용접 전극에 후 가열 통전을 행하는 공정과,
다음으로, 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정
을 갖고,
상기 용접 통전을 행하는 공정과 상기 후 가열 통전을 행하는 공정의 사이에, 상기 가압력(EF)을 유지한 채, 하기 (3)식을 만족하는 용접 후 냉각 시간(Ct)(ms), 상기 박 강판을 냉각하고,
상기 후 가열 통전을 행하는 공정과 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정의 사이의 상기 가압력(EF)을 유지하는 유지 시간(Ht)(ms)이 하기 (6)식을 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
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] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타내고, h는, 상기 박 강판의 판 두께(mm)를 나타낸다.)
2장 이상의 박 강판의 접합면에 너깃을 형성시키는 스폿 용접 방법이며,
상기 2장 이상의 박 강판 중 적어도 1장의 인장 강도가 750MPa 내지 1850MPa의 고강도 강판이고, 하기 (1)식으로 나타내는 탄소 당량(Ceq)이 0.22질량% 내지 0.55질량%이며,
상기 2장 이상의 박 강판에 대한 용접 전극의 가압력(EF)(N)이 하기 (7)식을 만족하는 조건으로 용접 통전을 행하는 공정과,
다음으로, 상기 가압력(EF)을 유지한 채, 상기 용접 통전에서의 용접 전류(WC)(kA)를 사용해서 정해지는 하기 (4)식을 만족하는 후 가열 통전 전류(PC)(kA), 및 하기 (5)식을 만족하는 후 가열 통전 시간(Pt)(ms)에서 상기 용접 전극에 후 가열 통전을 행하는 공정과,
다음으로, 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정
을 갖고,
상기 용접 통전을 행하는 공정과 상기 후 가열 통전을 행하는 공정의 사이에, 상기 가압력(EF)를 유지한 채, 하기 (3)식을 만족하는 용접 후 냉각 시간(Ct)(ms), 상기 박 강판을 냉각하고,
상기 후 가열 통전을 행하는 공정과 상기 가압력(EF)으로의 가압을 해방하는 공정의 사이의 상기 가압력(EF)을 유지하는 유지 시간(Ht)(ms)이 하기 (6)식을 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
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] 및 [S]는, 각각 C, Si, Mn, P 및 S의 각 함유량(질량%)을 나타내고, h는, 상기 박 강판의 판 두께(mm)를 나타낸다.)
제6항 또는 제7항에 있어서,
상기 가압을 해방하는 공정 후에,
상기 박 강판을, 하기 (8)식을 만족하는 용접 후 열처리 온도(AT)(℃)로 하기 (9)식을 만족하는 용접 후 열처리 시간(At)(s), 유지하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
120≤AT≤220 … (8)
100≤At≤6000 … (9)
제8항에 있어서,
상기 가압을 해방하는 공정과 상기 박 강판을 상기 용접 후 열처리 온도로 유지하는 공정의 사이에,
상기 박 강판을 방냉하고, 상기 박 강판의 상기 용접 전극이 접촉하고 있었던 부분의 표면 온도를 하기 (10)식을 만족하는 온도(CT)(℃)까지 저하시키는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
CT≤150 … (10)
제6항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 고강도 강판은,
C : 0.10질량% 내지 0.40질량%,
Si : 0.01질량% 내지 2.50질량%, 및
Mn : 1.5질량% 내지 3.0질량%를 함유하고,
P의 함유량이 0.03질량% 이하이며,
S의 함유량이 0.01질량% 이하이며,
N의 함유량이 0.0100질량% 이하이며,
O의 함유량이 0.007질량% 이하이며,
Al의 함유량이 1.00질량% 이하이며,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
제10항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한,
Ti : 0.005질량% 내지 0.10질량%,
Nb : 0.005질량% 내지 0.10질량%, 및
V : 0.005질량% 내지 0.10질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
제10항 또는 제11항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한,
B : 0.0001질량% 내지 0.01질량%,
Cr : 0.01질량% 내지 2.0질량%,
Ni : 0.01질량% 내지 2.0질량%,
Cu : 0.01질량% 내지 2.0질량%, 및
Mo : 0.01질량% 내지 0.8질량%로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.
제10항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 고강도 강판이, 또한, Ca, Ce, Mg 및 REM으로 이루어지는 군에서 선택된 적어도 1종을, 합계로 0.0001질량% 내지 0.5질량%의 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강판의 스폿 용접 방법.