WO2013161937A1 - スポット溶接継手 - Google Patents

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WO2013161937A1
WO2013161937A1 PCT/JP2013/062198 JP2013062198W WO2013161937A1 WO 2013161937 A1 WO2013161937 A1 WO 2013161937A1 JP 2013062198 W JP2013062198 W JP 2013062198W WO 2013161937 A1 WO2013161937 A1 WO 2013161937A1
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concentration
plate surface
energization
spot welded
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史徳 渡辺
智仁 田中
古迫　誠司
康信 宮崎
秀樹 濱谷
及川　初彦
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a spot welded joint formed by superposing steel plates having a tensile strength of 750 to 2500 MPa used in the automotive field and the like.
  • tensile strength and fatigue strength are important characteristics.
  • TSS tensile shear strength
  • CTS cross tensile strength
  • the measuring method of TSS and CTS is prescribed
  • the CTS of the spot welded joint increases with an increase in the tensile strength of the steel sheet, so that a problem related to the strength of the spot welded joint hardly occurs.
  • the CTS does not increase even if the tensile strength of the steel sheet increases, or conversely, the CTS value decreases, so that the spot welded joint strength may be insufficient.
  • the stress concentration on the nugget is increased due to a decrease in the deformability of the steel plate, and in addition, the toughness of the nugget is reduced, so that the CTS tends to decrease. For this reason, the improvement of CTS is calculated
  • Patent Document 1 discloses a method of reducing the hardness of a spot welded joint by conducting temper energization after a certain period of time has elapsed after the end of the main energization and annealing the nugget portion and the heat affected zone of the spot welded joint. Is described.
  • Patent Document 2 describes a method in which post-heating energization is performed at a current value equal to or greater than a main energization current value after a nugget is formed by main energization.
  • a spot welded joint created based on such a method exhibits better characteristics than a spot welded joint by one-stage energization that is not energized after the main energization.
  • Patent Document 3 describes a method of performing a tempering process by heating a welded portion with high frequency after welding.
  • Patent Literature 4 when spot welding a steel sheet having a tensile strength of 440 MPa or more, the component composition of the steel sheet is C ⁇ P ⁇ 0.0025, P: 0.015% or less, and S: 0.01% or less. And a method of increasing the strength in the peeling direction of the spot welded joint by performing heat treatment at 300 ° C. for about 20 minutes after welding. However, this method has a problem that applicable steel plates are limited and productivity is low because welding takes a long time.
  • Patent Document 5 discloses a high-strength steel sheet (tensile strength: 750 to 1850 MPa, carbon equivalent Ceq: 0.22 to 0) that defines the microstructure of the outer layer region of the nugget and the average particle size and number density of carbides in the microstructure. .55 mass%) is described.
  • tensile strength 750 to 1850 MPa, carbon equivalent Ceq: 0.22 to 0
  • carbon equivalent Ceq 0.22 to 0
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a spot welded joint is a spot welded joint formed by stacking a plurality of steel plates, and the nugget formed on the surface of the plurality of steel plates stacked on the plate surface of the steel plate In the rectangular plane region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m perpendicular to the plate surface, centered on a point 100 ⁇ m inside in the direction parallel to the plate surface from the end in the parallel direction, the P concentration in mass%, the plate surface , Measured at a pitch of 1 ⁇ m along each of the direction parallel to the plate surface and the direction perpendicular to the plate surface, thereby obtaining the measured value of the P concentration at each of 100 measurement points ⁇ 100 measurement points.
  • the average value of the measurement values of the P concentration at each of the 20 measurement points adjacent to each other in a row in a direction parallel to the plate surface is measured in the direction parallel to the plate surface and the plate surface.
  • the measured value of the P concentration at each of the 100 ⁇ 100 measurement points of the average value The number of average values exceeding twice the average value is 0 or more and 100 or less.
  • the plurality of steel plates may have a tensile strength of 750 to 2500 MPa.
  • the diameter of the nugget is 3 ⁇ h 1 in mm when the average plate thickness of the stacked steel plates is h in mm. / 2 or more and 7 ⁇ h 1/2 or less may be sufficient.
  • the CTS is high, a highly reliable spot welded joint can be provided.
  • FIG. 2A shows an example of the electricity supply pattern in spot welding.
  • the results obtained by analyzing the P concentration (mass%) in the region y shown in FIG. 2A with a field of view of 250 ⁇ m ⁇ 250 ⁇ m by FE-EPMA are arranged in a direction parallel to the plate surface of the steel plate (stack interface direction).
  • FIG. 2B The results obtained by analyzing the P concentration (% by mass) in the region y shown in FIG. 2B with FE-EPMA in a field of view of 250 ⁇ m ⁇ 250 ⁇ m, arranged in a direction parallel to the plate surface of the steel plate (stack interface direction)
  • the spot welded joint formed by overlapping steel plates is the plate surface centered on a point 100 ⁇ m inside in a direction parallel to the plate surface of the steel plate from the end of the nugget generated in the steel plate. Is measured at a pitch of 1 ⁇ m along the direction parallel to the plate surface and in the plate thickness direction in a rectangular plane area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m perpendicular to the substrate, by mass%, thereby measuring 100 points ⁇ 100 points. The measurement value of the P concentration at each point is obtained, and the measurement value at the 20 measurement points adjacent to each other in a row in a direction parallel to the stacked plate surface among the measurement points of 100 points ⁇ 100 points.
  • the spot welded joint according to the present embodiment has a sufficiently high joint strength, particularly a sufficiently high CTS.
  • the inventors of the present invention made various spot welded joints by performing spot welding of steel sheets with various energization conditions changed. Then, the nugget of the spot welded joint was cut perpendicularly to the overlapping surface of the steel plates, and the nugget cross section was corroded using an aqueous picric acid solution, whereby the metal structure of the nugget cross section was observed. As a result, when spot welding is performed according to the energization pattern shown in FIG. 3, a spot welded joint in which the metal structure at the center of the nugget and the metal structure at the end of the nugget are different as shown in FIG. 1A is often obtained. I understood. Such spot welded joints often have the above-described P concentration distribution. Furthermore, the spot welded joint having the above-mentioned P concentration distribution had a high CTS.
  • the energization pattern shown in FIG. 3 is as follows. First, the current at a current value I w and the energization time t W while the pressure is added to the steel (primary current) was conducted. Next, energization was performed with a current value Is smaller than the current value Iw and an energization time t s to solidify the end of the nugget. Subsequently, it was performed energized after a current value I p and the current supply time t p (secondary current). Thereafter, by energization, the solidified nugget end is heated or kept at a high temperature. The pressure applied to the steel plate was released when a certain time had elapsed since the end of post-energization.
  • the normal one-stage energization includes a step of melting a steel sheet by welding energization to form a nugget, but does not include a step of solidifying the nugget after welding energization and a step of heating the nugget by post-energization. All become solidified tissue.
  • FIG. 1A and 1B show the corrosion structure of the nugget cross section perpendicular to the overlapping surface of the spot welded joint.
  • FIG. 1A shows a cross section of a spot welded joint spot welded with the energization pattern shown in FIG. 3 with a high CTS
  • FIG. 1B shows a single stage weld with a standard CTS obtained with a conventional single stage weld joint. The cross-sectional macrostructure of a joint is shown.
  • Nugget center of the tissue does not coagulate at a current value I s and the energization time t s after the energization, it is considered to be a tissue unmodified that remains molten solidified at the rear power distribution end.
  • the nugget end to coagulate is because mainly heat the nugget end moves nugget outside during the energization time t s. Since nugget center of the heat does not move sufficiently to the outside during the energization time t s, the nugget center not solidified during the energization time t s.
  • the one-stage welded joint as shown in FIG.
  • a plurality of points inside the 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m region may be measured with a thinner electron beam diameter, and the measured values may be averaged.
  • P segregation was analyzed. This is because, in general, in the field of high-strength steel sheets, steel sheets having a higher P content than S are widespread. However, in a material having a S content higher than P, the modified state of the metal structure of the nugget can be similarly evaluated by evaluating S instead of P.
  • FIGS. 4A and 4B show the distribution of P concentration (% by mass) in the region y shown in FIGS. 2A and 2B.
  • FIGS. 4A and 4B show images obtained by analyzing the distribution of the P concentration in a field of view of 250 ⁇ m ⁇ 250 ⁇ m arranged in parallel, and a portion where the P concentration is high is represented in white.
  • 4A is an analysis result of a spot welded joint having a high CTS obtained by the energization pattern shown in FIG. 3
  • FIG. 4B is an analysis result of a spot welded joint (one-stage welded joint) by one-stage welding. As shown in FIG.
  • the portion where the region having a high P concentration extends along the direction parallel to the plate surface was not confirmed at the end of the nugget.
  • the one-stage welded joint shown in FIG. 4B many locations where the region having a high P concentration extends along the direction parallel to the plate surface were confirmed at the end of the nugget.
  • linear P solidification segregation with a length of several tens of ⁇ m or more along the direction parallel to the plate surface is confirmed.
  • This linear solidification segregation is considered to reduce the crack propagation resistance from the steel plate interface.
  • the inventors In order to evaluate the state of segregation of P at the end of the nugget, the inventors centered on a point 100 ⁇ m inside in the direction parallel to the plate surface from the end of the nugget in the analysis results shown in FIGS. 4A and 4B.
  • the P concentration was measured in mass% at a pitch of 1 ⁇ m along each of the direction parallel to the plate surface and the plate thickness direction.
  • P concentration measurement values at 100 measurement points are obtained, and among the 100 measurement points ⁇ 100 measurement points, P concentration at 20 adjacent measurement points arranged in a line in a direction parallel to the stacked plate surfaces.
  • the average value of the measurement values is repeatedly calculated while shifting one point at a time along each of the direction parallel to the plate surface and the plate thickness direction, whereby 81 ⁇ 100 adjacent 20 measurement points are obtained. Average values of the measured values were calculated, and these average values were compared with a value twice the average P concentration in the rectangular plane area described above. The average P density value of the rectangular plane area was the average value of the P density measurement values at each of 100 ⁇ 100 measurement points.
  • the reason for evaluating only a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m rectangular plane area perpendicular to the plate surface centered on a point 100 ⁇ m inside in the direction parallel to the plate surface from the nugget edge is as follows.
  • the stable crack growth region existing at the nugget edge and its periphery bears the load, so the modification in a wide area including the nugget edge and its periphery improves the CTS. It is effective for.
  • the spot welded joint according to the present embodiment is modified over such a wide area.
  • the width of the stable crack growth region varies depending on the plate thickness or steel type, and a smooth solidified structure may appear at the extreme end of the nugget.
  • the smooth solidified structure refers to a structure formed by solidification of the molten metal without dendrite growth occurring at the solid-liquid interface. Therefore, this region where the peeling load is concentrated and dendritic solidification is preferred is preferable for evaluating the modification in the stable crack growth region regardless of the steel type or the plate thickness.
  • the linear segregation that affects CTS can be detected by obtaining the average value of the P concentration at each measurement point arranged in a line in a direction parallel to the plate surface.
  • the length of the averaged section is too short, linear segregation and dotted segregation are counted in the same manner, and only linear segregation cannot be detected.
  • the length of the averaged section is too long, linear segregation having a length that is short with respect to the section length but affects CTS cannot be sufficiently detected.
  • the length of linear segregation exceeds 20 ⁇ m, CTS is affected. Therefore, the average length is determined to be 20 ⁇ m.
  • the reason why the comparison target of the P concentration average value is twice the average P concentration in the provided nugget is that the P concentration is about plus or minus 50% depending on the location even in the base material where no segregation exists. This is because there is variation. In order to determine that the increase in the P concentration average value is due to segregation during solidification, the comparison target of the P concentration average value needs to be twice the average P concentration in the nugget.
  • the nugget formed by this energization solidifies from the end of the nugget when the current is lowered. At that time, an embrittlement element such as P segregates at the boundary of the dendrite when the nugget is solidified.
  • an embrittlement element such as P segregates at the boundary of the dendrite when the nugget is solidified.
  • the segregated embrittled elements remain until the final structure, and the nugget Cause embrittlement.
  • the nugget and its surrounding tissues after completion of the energization, after energization time t s has elapsed, but is heated by the rear energized, this time, the conditions of the rear energization, segregated linear It is presumed that the concentration is reduced or divided by homogenization by diffusion or re-segregation at the grain boundaries of fine crystal grains generated by reverse transformation.
  • the segregated P is not diffused or re-segregated to the fine grain boundaries of the segregated P. Also, if the temperature rise due to post-energization is high, or if the heating time due to post-energization is long, the volume of the melted part at the center of the nugget becomes large and the solidified nugget end is remelted. After energization, the structure becomes normal solidified and solidification segregation remains.
  • the nugget diameter of the spot welded joint according to the present embodiment is 3 with respect to the average plate thickness h of the spot welded steel sheet in consideration of the strength necessary for a spot welded joint of a steel sheet having a tensile strength of 750 to 2500 MPa. It is in the range of xh 1/2 to 7 ⁇ h 1/2 mm. If the nugget diameter exceeds the electrode tip diameter, dust is likely to be generated during spot welding. Therefore, the nugget diameter is preferably equal to or less than the electrode tip diameter.
  • the spot welded joint according to the present embodiment relaxes the segregation of P, even when the spot welded joint is made of a steel plate having a tensile strength of 750 MPa or more, a good CTS can be maintained.
  • the upper limit of the tensile strength of the steel sheet is not particularly defined, but if it is high, (i) it is difficult to suppress the decrease or variation in spot weld joint strength, and (ii) it is also difficult to suppress defects or cracks in the nugget. . Therefore, the tensile strength of the steel sheet is preferably 2500 MPa or less. Therefore, the spot welded joint according to this embodiment is preferable for spot welding of a steel plate having a tensile strength of 750 to 2500 MPa.
  • the component composition of the steel plate targeted by the spot welded joint according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the steel plate material a known cold stamped material or hot rolled material such as hot stamping material or super high tensile strength material can be used.
  • a steel plate having the following component composition is preferable.
  • C 0.08 to 0.40%
  • Si 0.01 to 2.50%
  • Mn 0.8 to 3.0%
  • P 0.05% or less
  • S 0 0.01% or less
  • N 0.01% or less
  • O 0.007% or less
  • Al 1.00% or less
  • the balance is based on a steel plate composed of Fe and impurities, and the following (a) A steel plate containing an element selected from the group of (c) as necessary is preferable for producing the spot welded joint according to the present embodiment.
  • % means the mass%.
  • C 0.08 to 0.40%
  • C is an element that increases the tensile strength of steel. If the C content is large, the C content in the nugget also increases, and the final structure tends to become hard. If the C content is less than 0.08%, it is difficult to obtain a tensile strength of 750 MPa or more, and the hardness of the nugget is also low, so the TSS may be lowered. On the other hand, when the C content exceeds 0.40%, workability may be reduced, and the nugget may become too hard and become brittle. For these reasons, the C content is preferably 0.08 to 0.40%. The C content is more preferably 0.10 to 0.31%.
  • Si 0.01-2.50%
  • Si is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening and structure strengthening. If the Si content exceeds 2.50%, the workability of the steel may be reduced. On the other hand, it is industrially difficult to reduce the Si content to less than 0.01%. For these reasons, the Si content is preferably 0.01 to 2.50%. The Si content is more preferably 0.05 to 1.20%.
  • Mn 0.8 to 3.0%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel. If the Mn content exceeds 3.0%, the formability of the steel may be reduced. On the other hand, if the Mn content is less than 0.8%, it may be difficult to obtain a tensile strength of 750 MPa or more. For these reasons, the Mn content is preferably 0.8 to 3.0%. The Mn content is more preferably 1.0 to 2.5%.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that segregates and embrittles the spot welded joint. If the P content exceeds 0.05%, sufficient CTS may not be obtained even if the segregation of P is alleviated.
  • P is so preferable that there is little, since it is industrially difficult to reduce P content to less than 0.001%, 0.001% is a substantial P content minimum.
  • the P content is more preferably 0.03% or less.
  • S 0.01% or less S is an element that segregates and embrittles the spot-welded joint, and also forms coarse MnS and deteriorates the workability of steel. If the S content exceeds 0.01%, the workability of the steel is lowered and cracks are likely to occur inside the nugget, and it may be difficult to obtain sufficient CTS. In addition, although it is so preferable that there is little S, since manufacturing cost will raise if S content is reduced to less than 0.0001%, 0.0001% is a substantial minimum of S content. The S content is more preferably 0.006% or less.
  • N 0.01% or less N is an element that forms coarse nitrides and degrades formability, and is an element that causes blowholes during welding. When the N content exceeds 0.01%, the deterioration of moldability and the occurrence of blow holes may become remarkable. In addition, although N is so preferable that there is little, since manufacturing cost will raise if N content is reduced to less than 0.0005%, 0.0005% is a substantial minimum of N content.
  • the N content is more preferably 0.007% or less.
  • O 0.007% or less
  • O is an element that forms an oxide and degrades the formability of steel. If the O content exceeds 0.007%, the moldability may be significantly deteriorated. In addition, although O is so preferable that there is little, since manufacturing cost will raise if O content is reduced to less than 0.0005%, 0.0005% is a substantial minimum of O content. The O content is more preferably 0.005% or less.
  • Al 1.00% or less
  • Al is a deoxidizing element, an element that stabilizes ferrite and suppresses precipitation of cementite. If the Al content exceeds 1.00%, inclusions may increase and formability may deteriorate.
  • the lower limit of the Al content is set to 0.001%.
  • Ti, Nb, and V are an element that strengthens steel by precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization.
  • the content is less than 0.005%, the effect of inclusion is not sufficient, and if it exceeds 0.10%, the formability of steel deteriorates.
  • the contents of Ti, Nb, and V are more preferably 0.01% to 0.08%.
  • B 0.0001 to 0.01%, Cr: 0.01 to 2.0%, Ni: 0.01 to 2.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, Mo: 0
  • 0.01% to 0.8% B is an element that strengthens steel by controlling the structure. If the B content is less than 0.0001%, the strength is not sufficiently improved. When the B content exceeds 0.01%, the content effect is saturated. Cr, Ni, Cu, and Mo are elements that contribute to improving the strength of steel. When the content of any element is less than 0.01%, the content effect is not sufficient. When the content exceeds 2.0%, problems such as cracking occur during pickling or hot rolling.
  • the content of B is more preferably 0.0003% to 0.08%, and the contents of Cr, Ni, and Cu are more preferably 0.02% to 1.0%. The content of is more preferably 0.015% to 0.6%.
  • the total content of these elements is less than 0.0001%, the content effect is small, and when the total content exceeds 0.5%, the formability of the steel is lowered.
  • REM is a lanthanoid series element, and REM and Ca are contained in the form of misch metal in the steelmaking stage.
  • the total content of Ca, Ce, Mg, and REM is more preferably 0.0002% to 0.3%.
  • spot welded joint manufacturing method As described above, the spot welded joint according to the present embodiment having the P concentration distribution described above can be obtained by modifying the nugget end of the spot welded joint by post-energization.
  • the manufacturing conditions for forming the spot welded joint according to the present embodiment basically follow the energization pattern shown in FIG.
  • the temperature history is such that after the main energization, the nugget end is solidified and then the nugget is reheated or kept at a high temperature within a range where the solidified end does not remelt. is assumed.
  • solidifying the nugget end there is no reason to particularly cool the nugget end, so it is considered that the current value should be lowered so that the heat input is sufficiently low.
  • the spot welded joint according to this embodiment is specifically obtained by the following procedure.
  • the unit of current value is kA
  • the unit of time is msec.
  • the nugget shape is substantially circular.
  • a circle having the same area as the nugget is assumed, and the diameter of the circle is a predetermined nugget diameter ⁇ ⁇ h 1/2 [mm]. .
  • a spot welded joint is created by the following process.
  • Current value I P for heating or hot holding the nugget end at the rear energizing step should be greater than the current value I W for coagulating nugget end at the solidification step.
  • the current value is preferably determined so that the average current value (effective value) in each step satisfies the above-described equations (3) and (4).
  • the segregation state of P at the end of the nugget in the spot welded joint obtained by the above process is evaluated. Evaluation is made in a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m rectangular plane area perpendicular to the plate surface centered on a point 100 ⁇ m inside from the end of the nugget in a direction parallel to the plate surface, and the P concentration is mass% and parallel to the plate surface. Measured at a pitch of 1 ⁇ m along each of the vertical direction and the direction perpendicular to the plate surface, P concentration measurement values were obtained at each of 100 measurement points ⁇ 100 measurement points, and overlapped among the 100 measurement points ⁇ 100 measurement points.
  • An average value of P concentration measurement values at 20 adjacent measurement points arranged in a line in a direction parallel to the plate surface is set to one point along each of the direction parallel to the plate surface and the direction perpendicular to the plate surface.
  • the calculation is repeated while shifting each time, thereby obtaining an average value of the measurement values at the measurement points of the adjacent 20 points of 81 ⁇ 100, and the average P in the nugget among the obtained average values Concentration (mass%)
  • the segregation of P may not be alleviated.
  • the nugget end is not sufficiently reformed due to insufficient current value during the post-energization process, or the solidification region of the nugget end due to too large current value during the post-energization process. It is considered that the nugget end portion has not been reformed due to remelting. In this case, the metal flow of the nugget cross section is observed, the energization conditions are changed based on the observation result, and the manufacturing process is optimized.
  • the nugget end is modified. However, it is considered insufficient. This may be because the amount of heat input during the post-energization process is insufficient, or the solidification time between the main energization process and the post-energization process is too long and the nugget temperature is lowered. In any case, the amount of heat input is insufficient with respect to the amount of heat necessary to raise the nugget to a temperature at which the nugget can be effectively heat-treated.
  • the spot welded joint according to the present embodiment can be obtained by repeatedly changing the energization conditions and observing the metal flow of the cross section and optimizing the manufacturing process. If spot welding is performed based on the energization conditions for obtaining the spot welded joint, the spot welded joint according to the present embodiment can be obtained using the steel plate from which the spot welded joint is obtained. In the case of optimization of the manufacturing process when P segregation does not decrease even when welding based on the recommended conditions is performed, it is not necessary to satisfy the equations (1) to (4).
  • the manufacturing conditions in the examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these one example conditions.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 Steel plates A to D shown in Table 1 were prepared, steel plates of the same steel type were overlapped, and spot welding was performed using a servo gun type welding machine to produce spot welded joint test pieces. At that time, the conditions for main energization, and the time from pressurization to energization (squeeze time) and the pressurization holding time after post-energization were fixed in each combination of steel types.
  • Steel plates A to C had a C content of 0.21% by mass and Ceq of 0.34%
  • steel plate D had a C content of 0.19% by mass and Ceq of 0.32%.
  • the main energization amount at the time of spot welding was set to 4.5 to the square root of the sheet thickness of a steel plate having a single nugget diameter.
  • the value was set to 5 times (4.5 ⁇ t 1/2 to 5 ⁇ t 1/2 ), and welding was performed under the condition that the post-energization was changed.
  • CTS cross tensile strength
  • Whether or not segregation is reduced is determined by the P concentration in a rectangular plane region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m perpendicular to the plate surface centered on a point 100 ⁇ m inside in a direction parallel to the plate surface from the nugget edge. Is measured at a pitch of 1 ⁇ m along each direction parallel to the plate surface and in the plate thickness direction, and P concentration measurement values are obtained at each of 100 ⁇ 100 measurement points. Among the measurement points, the average value of the P concentration measurement values at each of the 20 adjacent measurement points arranged in a line in the direction parallel to the overlapped plate surfaces, the direction parallel to the plate surface and the plate thickness direction, respectively.
  • Measurement Judgment is made based on whether the number of average values exceeding 2 times the average value (average P concentration) of all the measured values of P concentration in each is 0 or more and 100 or less, and the average value exceeding the average P concentration is Samples of 0 or more and 100 or less were given the symbol “G” (Good) because segregation was reduced. Samples having an average value exceeding the average P concentration of 100 or more were given the symbol “B” (Bad).
  • the present invention it is possible to provide a spot welded joint having a good fracture form and high reliability. Therefore, the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

本発明は、靱性の不足が生じ易く、十分なＣＴＳを確保することが難しい引張強度７５０～２５００ＭＰａの鋼板のスポット溶接において、充分に高い継手強度、特にＣＴＳを安定的に確保すること、及びＣＴＳが安定的に確保された信頼性の高いスポット溶接継手を提供することを課題とする。本発明のスポット溶接継手は、ナゲットの端部から板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を１μｍピッチで測定して１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度の測定値を求め、１００点×１００点の測定点のうち、板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各測定点におけるＰ濃度の測定値の平均値を１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１個×１００個の平均値を求めた場合に、平均Ｐ濃度の２倍を超える平均値の個数が０個以上１００個以下である。

Description

スポット溶接継手
　本発明は、自動車分野等で使用する引張強度７５０～２５００ＭＰａの鋼板を重ね合せて形成した、スポット溶接継手に関するものである。
　本願は、２０１２年４月２５日に、日本に出願された特願２０１２－１００３２４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車分野では、低燃費化若しくはＣＯ２排出量の削減のための車体の軽量化、又は衝突安全性の向上のための車体の高剛性化が求められている。その要求を満たすためには、車体又は部品等に高強度鋼板を使用することが有効である。しかしながら、車体の組立、又は部品の取付等には、主としてスポット溶接が使われており、引張強度が高い鋼板（高強度鋼板）のスポット溶接においては、常に、継手部の強度が問題となる。
　鋼板を重ね合せ、スポット溶接をして形成した継手（以下「スポット溶接継手」という場合がある）においては、引張強度と疲労強度とが重要な特性である。特に、剪断方向に引張荷重を負荷して測定することにより得られる引張せん断強さ（ＴＳＳ）と、剥離方向に引張荷重を負荷して測定する十字引張試験により得られる十字引張強さ（ＣＴＳ）とが、スポット溶接継手において重要である。なお、ＴＳＳ及びＣＴＳの測定方法は、ＪＩＳ　Ｚ　３１３６及びＪＩＳ　Ｚ　３１３７にそれぞれ規定されている。
　引張強度が２７０ＭＰａ以上７５０ＭＰａ未満の鋼板においては、スポット溶接継手のＣＴＳが鋼板の引張強度の増加に伴って増加するので、スポット溶接継手強度に関する問題は生じ難い。しかし、引張強度が７５０ＭＰａを超える鋼板においては、鋼板の引張強度が増加してもＣＴＳは増加しないか、逆に、ＣＴＳの値は減少するので、スポット溶接継手強度が不足する場合がある。
　一般に、高強度鋼板の場合、鋼板の変形能の低下によりナゲットへの応力集中度が高まり、加えて、焼きが入りナゲットの靱性が低下するので、ＣＴＳが低下し易い。このため、７５０ＭＰａ以上の高強度鋼板のスポット溶接継手には、ＣＴＳの向上が求められている。
　高強度鋼板のスポット溶接継手において強度と靭性とを確保する方法として、本通電の後に後加熱通電を行う２段通電方法がある。例えば、特許文献１には、本通電の終了後一定時間が経過してからテンパー通電を行い、スポット溶接継手のナゲット部及び熱影響部を焼鈍して、スポット溶接継手の硬さを低下させる方法が記載されている。また、特許文献２には、本通電によりナゲットを形成した後に本通電電流値以上の電流値で後加熱通電する方法が記載されている。このような方法に基づいて作成されたスポット溶接継手は、本通電の後に通電を行わない１段通電によるスポット溶接継手よりも良好な特性を示す。
　しかし、これらの方法には、後加熱通電時間を長くすると生産性が低下する、ナゲットの軟化によりナゲット内部にて剥離破断が起こり易い、及び、安定して高い継手強度が得られないという問題がある。
　また、高強度鋼板のスポット溶接継手において強度と靭性とを確保する方法として、溶接後に別の加熱手段によって溶接部を加熱する方法がある。例えば、特許文献３には、溶接後に溶接部を高周波によって加熱して焼戻し処理を施す方法が記載されている。
　しかし、この方法には、溶接後に別工程が必要となり作業手順が煩雑になる、高周波を利用するための特殊な装置が必要となる、及び、焼戻し処理による溶接部の軟化によってナゲット内で剥離破断が起こり易い、という問題がある。
　特許文献４には、引張強度が４４０ＭＰａ以上の鋼板をスポット溶接する場合に、鋼板の成分組成を、Ｃ×Ｐ≦０．００２５、Ｐ：０．０１５％以下、及びＳ：０．０１％以下に規定し、溶接後、溶接部に３００℃で２０分程度の熱処理を施して、スポット溶接継手の剥離方向強度を高める方法が記載されている。しかし、この方法には、適用可能な鋼板が限定される、及び、溶接に長時間を要するので生産性が低い、という問題がある。
　特許文献５には、ナゲット外層域のミクロ組織と、ミクロ組織中の炭化物の平均粒径及び個数密度とを規定した高強度鋼板（引張強度：７５０～１８５０ＭＰａ、炭素当量Ｃｅｑ：０．２２～０．５５質量％）を用いたスポット溶接継手が記載されている。しかし、継手強度には継手中の不純物（脆化元素）の偏析状態が大きく影響するので、ミクロ組織に係る規定だけでは、信頼性の高い継手強度を得ることはできない。
日本国特開２００２－１０３０４８号公報 日本国特開２０１０－１１５７０６号公報 日本国特開２００９－１２５８０１号公報 日本国特開２０１０－０５９４５１号公報 国際公開２０１１／０２５０１５号パンフレット
　そこで、本発明では、靱性の不足が生じ易く、十分なＣＴＳを確保することが難しい引張強度７５０～２５００ＭＰａの鋼板のスポット溶接において、充分に高い継手強度、特にＣＴＳを安定的に確保すること、及びＣＴＳが安定的に確保された信頼性の高いスポット溶接継手を提供することを課題とする。
　本発明者らは、特許文献５に記載のスポット溶接継手において、ミクロ組織に係る規定だけでは、十分に高いＣＴＳを有する信頼性の高いスポット溶接継手が得られない冶金的理由について鋭意調査した。その結果、スポット溶接により生成するナゲット内における、Ｐ又はＳのような脆化元素の連続的な偏析がスポット溶接継手の機械特性に悪影響を及ぼすこと、及び、ミクロ組織に係る規定だけでは、スポット溶接継手の機械特性に悪影響を及ぼす脆化元素の偏析を緩和できないことが判明した。
　スポット溶接において、脆化元素の凝固時の偏析は避けられないので、本発明者らは、溶接時の冷却過程における熱処理によって脆化元素の偏析を解消することを鋭意検討した。その結果、スポット溶接の通電の後に、一旦ナゲットの端部を凝固させ、その後ナゲットに所要の条件で電流を流してナゲットを加熱すれば、ナゲット端部における脆化元素の偏析を緩和することができ、これによりスポット溶接継手のＣＴＳが向上することを見いだした。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次の通りである。
　（１）本発明の一態様に係るスポット溶接継手は、複数の鋼板を重ねて形成したスポット溶接継手であって、前記複数の鋼板を重ねた面に生成したナゲットの、前記鋼板の板面に平行な方向の端部から前記板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、前記板面に平行な方向及び前記板面に垂直な方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度の測定値を求め、前記１００点×１００点の測定点のうち、前記板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各前記測定点における前記Ｐ濃度の測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板面に垂直な方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１個×１００個の前記平均値を求めた場合に、前記平均値のうち、前記１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度の測定値全ての平均値の２倍を超える前記平均値の個数が０個以上１００個以下である。
　（２）前記（１）に記載のスポット溶接継手は、前記複数の鋼板の引張強度が７５０～２５００ＭＰａであってもよい。
　（３）前記（１）又は（２）に記載のスポット溶接継手は、重ねられた前記鋼板の平均板厚を単位ｍｍでｈとした場合に、前記ナゲットの径が単位ｍｍで３×ｈ１／２以上７×ｈ１／２以下であってもよい。
　本発明によれば、ＣＴＳが高いので信頼性が高いスポット溶接継手を提供することができる。
本発明に係るＣＴＳが高いスポット溶接継手の重ね合せ面に垂直なナゲット断面のメタルフローをピクリン酸水溶液を用いて現出させた、ナゲット断面の金属組織を示す図である。 通常の製造方法によって形成された１段溶接継手の重ね合せ面に垂直なナゲット断面のメタルフローをピクリン酸水溶液を用いて現出させた、ナゲット断面の金属組織を示す図である。 図１Ａに示すナゲット断面の金属組織を模式的に示す図である。 図１Ｂに示すナゲット断面の金属組織を模式的に示す図である。 スポット溶接における通電パターンの一例を示す図である。 図２Ａに示す領域ｙのＰ濃度（質量％）を、ＦＥ－ＥＰＭＡで、２５０μｍ×２５０μｍの視野で解析した結果を、鋼板の板面に平行な方向（重ね界面方向）に６枚並べたものを示す図である。 図２Ｂに示す領域ｙのＰ濃度（質量％）を、ＦＥ－ＥＰＭＡで、２５０μｍ×２５０μｍの視野で解析した結果を、鋼板の板面に平行な方向（重ね界面方向）に６枚並べたものを示す図である。 Ｐ濃度の平均値を求める方法を示す図である。 Ｐ濃度の平均値を求める方法を示す図である。
　本実施形態に係る、鋼板を重ねて形成したスポット溶接継手は、前記鋼板内に生成したナゲットの端部から前記鋼板の板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、前記板面に平行な方向及び板厚方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度の測定値を求め、前記１００点×１００点の測定点のうち、重ねた前記板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の前記測定点における前記測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板厚方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１×１００個の、前記隣り合う２０点の前記測定点における前記測定値の平均値を求めた場合に、前記平均値のうち、前記ナゲット内の平均Ｐ濃度の２倍を超える前記平均値の個数が０個以上１００個以下であることを特徴とする。本実施形態に係るスポット溶接継手は、充分に高い継手強度、特に充分に高いＣＴＳを有する。
　以下、図面に基づいて、本実施形態について説明する。
　本発明者らは、通電条件を種々に変更して鋼板のスポット溶接を行って、種々のスポット溶接継手を作成した。そして、スポット溶接継手のナゲットを鋼板の重ね合せ面に垂直に切断し、ピクリン酸水溶液を用いてこのナゲット断面を腐食させることにより、ナゲット断面の金属組織を観察した。その結果、図３に示す通電パターンに従ってスポット溶接を行うと、図１Ａに示されるような、ナゲット中心部の金属組織とナゲット端部の金属組織とが異なるスポット溶接継手が得られる場合が多いことがわかった。このようなスポット溶接継手は、上述したＰ濃度分布を有することが多かった。さらに、上述したＰ濃度分布を有するスポット溶接継手は、高いＣＴＳを有した。
　図３に示す通電パターンは、具体的には以下の通りである。まず、鋼板に加圧力を加えながら電流値Ｉｗ及び通電時間ｔＷで本通電（一次通電）を行った。次に、電流値Ｉｗより小さい電流値Ｉｓ及び通電時間ｔｓでの通電を行って、ナゲットの端部を凝固させた。続けて、電流値Ｉｐ及び通電時間ｔｐでの後通電（二次通電）を行った。この後通電にて、凝固したナゲット端部が加熱されるか、あるいは高温で保持される。鋼板への加圧力は、後通電の終了から一定の時間が経過した時点で解放した。
　通常の１段通電は、溶接通電により鋼板を溶融させナゲットを形成する工程を含むが、溶接通電後にナゲットを凝固させる工程、および後通電によりナゲットを加熱する工程を含まないので、ナゲットの金属組織は全て凝固ままの組織となる。これに対し、電流値Ｉｗより小さい電流値Ｉｓでの通電を行って、一旦ナゲット端部を凝固させて、その後に適切な後通電を行えば、ナゲット端部の金属組織が後通電の熱によって改質され、靭性が向上すると考えられる。
　図１Ａ及び図１Ｂに、スポット溶接継手の重ね合せ面に垂直なナゲット断面の腐食組織を示す。図１Ａは、ＣＴＳが高い、図３に示す通電パターンによってスポット溶接されたスポット溶接継手の断面を示し、図１Ｂは、通常の１段溶接継手によって得られる標準的なＣＴＳを有する、１段溶接継手の断面マクロ組織を示す。
　ナゲット断面の腐食組織の調査によれば、図１Ａに示されるＣＴＳが向上したスポット溶接継手において、ナゲットの中心部の組織と端部の組織とは、その構造が明確に異なっていることが確認された。ナゲット端部の組織は、本通電後の電流値Ｉｓ及び通電時間ｔｓで凝固した後、電流値Ｉｐ及び通電時間ｔｐでの後通電により加熱あるいは高温保持され、これにより改質された組織であると考えられる。ナゲット中心部の組織は、本通電後の電流値Ｉｓ及び通電時間ｔｓで凝固せず、後通電終了時に溶融凝固したままの改質されていない組織であると考えられる。ここで、ナゲット端部だけが凝固するのは、通電時間ｔｓの間に主にナゲット端部の熱がナゲット外部に移動するからである。ナゲット中心部の熱は通電時間ｔｓの間に十分に外部に移動しないので、ナゲット中心部は通電時間ｔｓの間に凝固しない。
　１段溶接継手では、図１Ｂに示されるように、ナゲット中心部の組織とナゲット端部の組織との間に相違が見られなかった。これは、電流値Ｉｗより小さい電流値Ｉｓ及び通電時間ｔｓでの通電、および電流値Ｉｐ及び通電時間ｔｐでの後通電が行われなかったので、全ての領域が凝固ままの金属組織となったからであると考えられる。
　ＣＴＳが高いスポット溶接継手にて、メタルフローを現出させることにより確認されたナゲット端部の組織変化は、脆化元素の凝固偏析状態の変化を反映したものであると考えられる。
　そこで、本発明者らは、サブミクロン領域での正確な定量分析が可能なＦＥ－ＥＰＭＡ（「フィールド・エミッション電子銃を搭載した波長分散型サブミクロンＥＰＭＡの開発」、まてりあ、社団法人日本金属学会、平成１９年２月、第４６巻第２号、ｐ．９０～９２、参照）を用いて、偏析元素の濃度を解析した。
　図２Ａ及び図２Ｂ中、ナゲットの端部を含む領域ｙ（ナゲット内部領域、白色領域、ナゲット端部、及び、熱影響部を含む領域）におけるＰ濃度（質量％）を、凝固偏析を検出し易い以下の条件にてＦＥ－ＥＰＭＡで解析した。
　加速電圧：１５ｋＶ
　ビーム電流：０．５μＡ
　１ピクセル当たりのビーム滞在時間：６０ｍｓ
　ピクセル数：２５０×２５０
　視野：１μｍ×１μｍ
　なお、Ｐ濃度をより高精度で計測するために、より細い電子ビーム径で１μｍ×１μｍ領域の内部を複数点測定し、この測定値を平均化してもよい。
　偏析元素のうち、Ｐ及びＳがスポット溶接継手の機械特性に悪影響を及ぼすことが知られているが、本実施形態ではＰの偏析を分析した。一般に、高強度鋼板の分野では、Ｓに比べてＰの含有量が多い鋼板が普及しているからである。しかしながら、Ｓの含有量がＰより多い材料では、Ｐの代わりにＳを評価することで同様にナゲットの金属組織の改質状態を評価可能である。
　図４Ａ及び図４Ｂに、図２Ａ及び図２Ｂに示す領域ｙのＰ濃度（質量％）の分布を示す。図４Ａ及び図４Ｂは、２５０μｍ×２５０μｍの視野でＰ濃度の分布を解析した結果の画像を平行に６枚並べたものであり、ここでＰ濃度が高い部分は白色で表されている。図４Ａは、図３に示す通電パターンによって得られたＣＴＳが高いスポット溶接継手の解析結果であり、図４Ｂは、１段溶接によるスポット溶接継手（１段溶接継手）の解析結果である。図４Ａに示されるように、本実施形態に係るスポット溶接継手では、Ｐ濃度が高い領域が板面に平行な方向に沿って延在している箇所がナゲット端部において確認されなかった。図４Ｂに示される１段溶接継手では、Ｐ濃度が高い領域が板面に平行な方向に沿って延在している箇所がナゲット端部において多く確認された。
　このように、通常のスポット溶接継手のナゲット端部では、板面に平行な方向に沿った、数十μｍ以上の長さの線状のＰ凝固偏析が確認される。この線状の凝固偏析が、鋼板界面からのき裂進展抵抗を低下させると考えられる。スポット溶接継手のＣＴＳを向上させるためには、Ｐ凝固偏析が、板面に平行な方向に沿って連続することがないようにする必要がある。
　本発明者らは、ナゲット端部におけるＰの偏析の状態を評価するために、図４Ａ及び図４Ｂに示す解析結果において、ナゲット端部から板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、板面に平行な方向及び板厚方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度測定値を求め、この１００点×１００点の測定点のうち、重ねた板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各測定点におけるＰ濃度測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板厚方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１×１００個の、隣り合う２０点の測定点における測定値の平均値を算出し、これら平均値を、上述の矩形平面領域の平均Ｐ濃度の２倍の値と比較した。矩形平面領域の平均Ｐ濃度値は、１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度測定値の平均値とした。
　ナゲット端部から板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域のみを評価したのは、以下の理由による。ＣＴＳを測定する十字引張試験においては、ナゲット端部及びその周辺に存在する安定き裂成長領域が荷重を担うので、ナゲット端部及びその周辺を含む広い領域での改質がＣＴＳの向上のために有効である。本実施形態に係るスポット溶接継手は、そのような広い領域にわたって改質されている。しかしながら、板厚又は鋼種により、安定き裂成長領域の幅は異なり、さらに、ナゲットの最端部に平滑凝固組織が現れる可能性もある。ここで、平滑凝固組織とは、固液界面にてデンドライト成長が生じることなく溶融金属が凝固することにより形成された組織のことを指す。従って、剥離負荷が集中し、且つデンドライト凝固していると考えられる当領域が、安定き裂成長領域における改質を鋼種又は板厚によらず評価するのに好ましい。
　偏析の、板面に平行な方向の連なりを表すために、図５及び図６に示すように、板面に平行な方向に一列に並んだ各測定点のＰ濃度の平均を取る必要がある。点状の偏析が存在した場合、Ｐ濃度が高い測定点が濃度測定にて確認されるが、板面に平行な方向に一列に並んだ複数の測定点でのＰ濃度の平均値は低くなる。板面に平行な方向に沿った線状の偏析が存在した場合、板面に平行な方向に一列に並んだ複数の測定点でのＰ濃度の平均値は高くなる。従って、板面に平行な方向に一列に並んだ各測定点のＰ濃度の平均値を求めることにより、ＣＴＳに影響する線状の偏析のみを検出することができる。
　ここで、平均を取る区間の長さが短すぎる場合、線状の偏析と点状の偏析とを同様にカウントすることになってしまい、線状の偏析のみを検出することができない。平均を取る区間の長さが長すぎる場合、区間長さに対して短いがＣＴＳに影響を与える程度の長さを有する線状の偏析が十分に検出できない。一般的に、線状の偏析の長さが２０μｍを越えると、ＣＴＳに影響を与えるので、平均を取る長さは２０μｍが望ましいと判断した。
　また、Ｐ濃度平均値の比較対象を、供したナゲット内の平均Ｐ濃度の２倍の値とした理由は、偏析が存在しない母材においても、場所によって、Ｐ濃度はプラスマイナス５０％程度のばらつきがあるからである。Ｐ濃度平均値の上昇が、凝固時の偏析による濃度上昇であると判断するためには、Ｐ濃度平均値の比較対象をナゲット内の平均Ｐ濃度の２倍とする必要がある。
　このようにして求められた、板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０個の測定点の平均値８１００個の内、１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度測定値全ての平均値の２倍を超える平均値が１００個以下であると、ＣＴＳが極めて高いことが見いだされた。この場合、図２Ａのｘ領域では、Ｐの偏析が緩和されて、破壊の起点となる鋼板圧接部とナゲットとの交点近傍、及び、その内部領域の靭性が良好に維持されていると考えられる。
　本通電後に後通電を行うことにより、ナゲットの端部の領域で偏析が改善される場合があるのは、次の理由によるものと考えられる。
　本通電によって形成されたナゲットは、電流を下げるとナゲット端部から凝固する。その際、Ｐなどの脆化元素は、ナゲットの凝固時にデンドライトの境界に偏析する。１段通電スポット溶接の場合、または２段通電を行うが、本通電と後通電との間にナゲットを凝固させるための時間が存在しない場合、偏析した脆化元素は最終組織まで残存し、ナゲットの脆化の原因となる。
　本実施形態では、ナゲット及びその周辺の組織は、本通電終了後、通電時間ｔｓが経過した後に、後通電により加熱されるが、その際、後通電の条件によって、線状に偏析したＰは、拡散により均質化されるか、あるいは逆変態により生成した微細結晶粒の粒界に再偏析することで、濃度が低下するか又は分断されると推測される。
　後通電による温度上昇が低い場合、又は後通電による加熱時間が短い場合には、偏析したＰの拡散又は偏析したＰの微細結晶粒界への再偏析は十分に起こらない。また、後通電による温度上昇が高い場合、又は後通電による加熱時間が長い場合は、ナゲット中心の溶融部の体積が大きくなって、凝固したナゲット端部が再溶融するので、ナゲット端部は後通電終了後に通常の凝固まま組織となり、凝固偏析が残ることになる。
　本実施形態に係るスポット溶接継手のナゲット径は、引張強度７５０～２５００ＭＰａの鋼板のスポット溶接継手に実用上必要な強度を考慮すれば、スポット溶接される鋼板の平均板厚ｈに対して、３×ｈ１／２～７×ｈ１／２ｍｍの範囲である。ナゲット径が電極先端径を超えるとスポット溶接の際にチリが発生しやすくなるので、ナゲット径は電極先端径以下にすることが好ましい。
　（鋼板の引張強度）
　一般に、鋼板の引張強度が増加するほど、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、スポット溶接継手には高い継手強度が必要とされる。
　通常、鋼板の引張強度が７５０ＭＰａを超えると、鋼板の引張強度がそれ以上増加してもＣＴＳは増加しないか、逆に、ＣＴＳの値は減少する。しかしながら、本実施形態に係るスポット溶接継手は、Ｐの偏析が緩和されるので、引張強度が７５０ＭＰａ以上である鋼板からなる場合であっても、良好なＣＴＳを維持することができる。
　鋼板の引張強度の上限は特に定めないが、高いと、（ｉ）スポット溶接継手強度の低下又はばらつきの抑制が困難となり、また、（ｉｉ）ナゲット内での欠陥又は割れの抑制も困難となる。従って、鋼板の引張強度は２５００ＭＰａ以下が好ましい。
　それ故、本実施形態に係るスポット溶接継手は、引張強度７５０～２５００ＭＰａの鋼板のスポット溶接に関して好ましい。
　（鋼板の成分組成）
　本実施形態に係るスポット溶接継手で対象とする鋼板の成分組成は、特に限定されるものでない。鋼板材として、公知のホットスタンプ材若しくは超ハイテンなどの冷延材又は熱延材を使用し得るが、具体的には、次の成分組成を有する鋼板が好ましい。
　例えば、質量％で、Ｃ：０．０８～０．４０％、Ｓｉ：０．０１～２．５０％、Ｍｎ：０．８～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．００７％以下、Ａｌ：１．００％以下であり、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼板を基本とし、さらに、下記の（ａ）～（ｃ）の群から選択される元素を必要に応じて含有する鋼板が、本実施形態に係るスポット溶接継手の製造のために好ましい。
　（ａ）Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及び、Ｖ：０．００５～０．１０％の１種又は２種以上
　（ｂ）Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～２．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～０．８％から選択される１種又は２種以上
　（ｃ）Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種以上を合計で、０．０００１～０．５％
　なお、特にＰ、及びＳはデンドライト中に偏析してＣＴＳを低下させるので、高いＣＴＳを求める場合は、これらの元素の含有量をより少なくすることが望ましい。
　成分組成の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．０８～０．４０％
　Ｃは、鋼の引張強度を高める元素である。Ｃ含有量が多いと、ナゲット中のＣ含有量も多くなり、最終的な組織が硬くなり易い。Ｃ含有量が０．０８％未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強度を得難く、ナゲットの硬さも低いので、ＴＳＳが低くなってしまう場合がある。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、加工性が低下し、ナゲットが硬くなりすぎて脆化してしまう場合がある。以上の理由により、Ｃ含有量は、０．０８～０．４０％が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１０～０．３１％である。
　Ｓｉ：０．０１～２．５０％
　Ｓｉは、固溶強化及び組織強化によって鋼の強度を高める元素である。Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、鋼の加工性が低下する場合がある。一方、Ｓｉ含有量を０．０１％未満に低減させることは工業的に困難である。以上の理由により、Ｓｉ含有量は、０．０１～２．５０％が好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０５～１．２０％である。
　Ｍｎ：０．８～３．０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋼の成形性が低下する場合がある。一方、Ｍｎ含有量が０．８％未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが難しい場合がある。以上の理由により、Ｍｎ含有量は、０．８～３．０％が好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．０～２．５％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、偏析してスポット溶接継手を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０５％を超えると、Ｐの偏析を緩和しても、充分なＣＴＳを得ることができない場合がある。なお、Ｐは少ないほど好ましいが、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減するのは工業的に難しいので、０．００１％が実質的なＰ含有量下限である。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、偏析してスポット溶接継手を脆化させる元素であり、また、粗大なＭｎＳを形成して鋼の加工性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、鋼の加工性が低下するとともに、ナゲット内部での割れが生じ易く、充分なＣＴＳを得ることが難しい場合がある。なお、Ｓは少ないほど好ましいが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが上昇するので、０．０００１％がＳ含有量の実質的な下限である。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００６％以下である。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成して成形性を劣化させる元素であり、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、成形性の劣化、及び、ブローホールの発生が顕著となる場合がある。なお、Ｎは少ないほど好ましいが、Ｎ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが上昇するので、０．０００５％がＮ含有量の実質的な下限である。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７％以下である。
　Ｏ：０．００７％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、鋼の成形性を劣化させる元素である。Ｏ含有量が０．００７％を超えると、成形性の劣化が顕著となる場合がある。なお、Ｏは少ないほど好ましいが、Ｏ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが上昇するので、０．０００５％がＯ含有量の実質的な下限である。Ｏ含有量は、より好ましくは０．００５％以下である。
　Ａｌ：１．００％以下
　Ａｌは、脱酸元素であるとともに、フェライトを安定化させ、セメンタイトの析出を抑制する元素である。Ａｌ含有量が１．００％を超えると、介在物が増加し、成形性が低下する場合がある。Ａｌ含有量の下限を規定する必要はないが、Ａｌを過度に減少させることは製錬コストの面から現実的ではないので、Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。
　（ａ）Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、及び、Ｖ：０．００５～０．１０％の１種又は２種以上
　Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、析出強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制による転位強化により、鋼を強化する元素である。いずれの元素も、その含有量が０．００５％未満であると、含有効果が充分でなく、０．１０％を超えると、鋼の成形性が劣化する。Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖそれぞれの含有量は、より好ましくは０．０１％～０．０８％である。
　（ｂ）Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｃｒ：０．０１～２．０％、Ｎｉ：０．０１～２．０％、Ｃｕ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０１～０．８％から選択される１種又は２種以上
　Ｂは、組織を制御して鋼を強化する元素である。Ｂ含有量が０．０００１％未満であると、強度が充分に向上しない。Ｂ含有量が０．０１％を超えると、含有効果が飽和する。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、及び、Ｍｏは、鋼の強度の向上に寄与する元素である。いずれの元素も、その含有量が０．０１％未満であると、含有効果が充分でなく、２．０％を超えると、酸洗時又は熱延時に、クラック発生などの支障が起きる。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００３％～０．０８％であり、Ｃｒ、Ｎｉ，及び、Ｃｕそれぞれの含有量は、より好ましくは０．０２％～１．０％であり、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０１５％～０．６％である。
　（ｃ）Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種以上を、合計で０．０００１～０．５％
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、脱酸後の酸化物の寸法や、熱延鋼板中の硫化物の寸法を縮小して、成形性を高める元素である。これら元素の含有量が合計で０．０００１％未満であると、含有効果が小さく、合計で０．５％を超えると、鋼の成形性が低下する。なお、ＲＥＭは、ランタノイド系列の元素であり、ＲＥＭ及びＣａは、製鋼段階にて、ミッシュメタルの形態で含有させる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの含有量の合計は、より好ましくは０．０００２％～０．３％である。
　（スポット溶接継手の製造方法）
　上述したように、スポット溶接継手のナゲット端部を後通電によって改質することにより、上に記載したＰ濃度分布を有する、本実施形態に係るスポット溶接継手を得ることができる。本実施形態に係るスポット溶接継手が形成される製造条件は、基本的には、図３に示す通電パターンに従う。
　図３に示す通電パターンに従って通電した場合、本通電後に、ナゲット端部を凝固させて、その後に、凝固した端部が再溶融しない範囲で、ナゲットを再加熱あるいは高温保持するような温度履歴が想定される。ナゲット端部を凝固させる際は、ナゲット端部を特に急冷しなければならない理由はないので、入熱が十分低くなるように電流値を下げればよいと考えられる。
　ただし、ナゲット端部を凝固させる時間が長くなると、あるいは、下げた電流値における定常状態のナゲットが大きいと、端部からの凝固域が狭くなるので、電流値は低い方が望ましい。
　本実施形態に係るスポット溶接継手は、具体的には、以下の手順によって得られる。以降、電流値の単位はｋＡ、時間の単位はｍｓｅｃとする。
　重ね合わせられた鋼板（平均板厚ｈ［ｍｍ］）に対して通常の１段通電スポット溶接を行った場合に所定のナゲット径α×ｈ１／２［ｍｍ］が得られる電流値Ｉｗ及び通電時間ｔｗを、実験的に求める。一般にナゲット形状は略円形であるが、ナゲット形状が略円形でない場合は、ナゲットと同じ面積である円を仮定し、その円の径を所定のナゲット径α×ｈ１／２［ｍｍ］とする。続いて、以下に示す工程によってスポット溶接継手を作成する。
（本通電工程）
　まず、通常の溶接通電を電流値Ｉｗ及び通電時間ｔｗにて行う。溶接通電時の加圧力は、平均板厚ｈに対して、１９６０×ｈ～３９２０×ｈ［Ｎ］を目安とする。
（凝固工程）
　通常の溶接通電の後に、加圧したまま、式（１）を満たす電流値ＩＳ及び式（２）を満たす通電時間ｔＳにて通電を保持する。
　　０≦ＩＳ≦（１／２）１／２×Ｉｗ……（１）
　　α２×｛２×（ＩＳ ２／Ｉｗ ２）＋１｝×ｈ≦ｔｓ≦３×α２×｛２×（ＩＳ ２／Ｉｗ ２）＋１｝×ｈ　……（２）
　これにより、溶接部への入熱を減じ、ナゲット端部を凝固させる。
（後通電工程）
　凝固工程の後に、式（３）を満たす電流値ＩＰ及び式（４）を満たす通電時間ｔＰにて通電を保持し、これにより、凝固したナゲット端部を加熱又は高温保持する。
　　Ｉｐ＞０．８×Ｉｗ……（３）
　　Ｉｐ ２×ｔｐ≦Ｉｗ ２×ｔｗ……（４）
　後通電工程にてナゲット端部を加熱又は高温保持するための電流値ＩＰは、凝固工程にてナゲット端部を凝固させるための電流値ＩＷよりも大きくする必要がある。後通電工程にて低い電流での通電を行った場合には、発熱よりも電極又は板への抜熱が支配的となり、ナゲット端部で凝固偏析したＰを拡散させるために必要な熱が十分に得られないので、Ｐの拡散に時間がかかり実用性に欠ける。
　後通電工程にて高電流及び長時間の通電を行った場合、再溶融が生じるので、端部の改質が起こらない。
　後工程では、１種類の電流値及び通電時間が規定されているが、再溶融が生じないのであれば、後通電のパターンは複雑でも良い。この場合、電流値は、各工程における平均電流値（実効値）が上述の式（３）及び（４）を満たすように決定することが好ましい。接合部が溶融する本通電工程・ナゲット端部が凝固する凝固工程・ナゲット端部が加熱又は高温保持される後通電工程のそれぞれにおいて複雑な電流パターンを用いる場合は、そのパターンに対しての実効値を用いて電流値を決定することが好ましい。
　次いで、上述の工程によって得られたスポット溶接継手における、ナゲット端部のＰの偏析状態を評価する。評価は、ナゲットの端部から板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、板面に平行な方向及び板面に垂直な方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度測定値を求め１００点×１００点の測定点のうち、重ねた板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各測定点におけるＰ濃度測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板面に垂直な方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１×１００個の、前記隣り合う２０点の前記測定点における前記測定値の平均値を求め、その求められた平均値の内、ナゲット内の平均Ｐ濃度（質量％）の２倍を超える平均値の個数が１００以下であるか否かを判定することにより行う。ナゲット内の平均Ｐ濃度（質量％）の２倍を超える平均値の個数が１００以下であれば、Ｐの偏析が緩和されている本実施形態に係るスポット溶接継手が得られたと判断できる。このスポット溶接継手を得た通電条件に基づいてスポット溶接を行えば、このスポット溶接継手を得た鋼板を用いて、本実施形態に係るスポット溶接継手を得ることができる。
　上述の条件を満たして製造がおこなわれても、Ｐの偏析が緩和されない場合があり得る。この場合、後通電工程時の電流値が足りないことによりナゲット端部の改質が十分に行われていないか、又は後通電工程時の電流値が大きすぎることによりナゲット端部の凝固域が再溶融してしまい、ナゲット端部の改質が行われていないと考えられる。この場合、ナゲット断面のメタルフローを観察し、観察結果に基づいて通電条件を変更し、製造工程を最適化する。
　Ｐの偏析が緩和されていないが、断面のメタルフロー観察により、ナゲットの中心部の組織と端部の組織とが明確に異なっていることが確認できる場合は、ナゲット端部の改質が行われているが不十分であると考えられる。この原因としては、後通電工程時の入熱量が足りないこと、あるいは本通電工程と後通電工程との間の凝固時間が長すぎてナゲット温度が下がってしまうことが考えられる。いずれの場合であっても、入熱量が、ナゲットを有効に熱処理することができる温度までナゲットを昇温させるために必要な熱量に対して不足するからである。従って、Ｉｐ若しくはｔｐを増やすか、又はｔｓを減らすことで、偏析が緩和される条件に近づく。Ｉｐ若しくはｔｐを増やすのは、入熱量を増やすためであり、ｔｓを減らすのは、後通電工程時に熱処理すべき凝固領域を減らすため、及び、ナゲット端部がより高温な状態で入熱して、熱処理が効果的に行われる温度までナゲットを容易に昇温させるためである。
　Ｐの偏析が緩和されておらず、さらに断面のメタルフロー観察により、ナゲットの中心部の組織と端部の組織とが明確に異なっていることが確認できなければ、ナゲット端部の凝固域が再溶融してしまっていると考えられる。これは、後通電工程時の入熱量が大きすぎることに起因するので、Ｉｐ若しくはｔｐを減らすか、又はｔｓを増やすことで、偏析が緩和される条件に近づく。Ｉｐ又はｔｐを減らすのは、入熱量を減らすためであり、ｔｓを増やすのは、後通電開始前にナゲットから外部への放熱量を増加させ、後通電による入熱の効果を減らすためである。このような、通電条件の変更と断面のメタルフロー観察とを繰り返し、製造工程を最適化することにより、本実施形態に係るスポット溶接継手を得ることができる。このスポット溶接継手を得た通電条件に基づいてスポット溶接を行えば、このスポット溶接継手を得た鋼板を用いて、本実施形態に係るスポット溶接継手を得ることができる。
　推奨条件に基づいた溶接を行ってもＰの偏析が低減しない場合の、製造工程の最適化においては、式（１）～式（４）を満たす必要はない。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での製造条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例１）
　表１に示す鋼板Ａ～Ｄを準備し、同鋼種の鋼板を重ね合わせ、サーボガンタイプの溶接機を用いてこれに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。その際、本通電の条件、及び、加圧してから通電するまでの時間（スクイズ時間）と後通電後の加圧の保持時間とは、各鋼種の組み合わせにおいて一定とした。
　鋼板Ａ～ＣはＣ含有量が０．２１質量％かつＣｅｑが０．３４％であり、鋼板ＤはＣ含有量が０．１９質量％かつＣｅｑが０．３２％であった。Ｃｅｑとは炭素当量のことであり、以下の式によって求められる。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２×［Ｐ］＋４×［Ｓ］
　表中、「－」と示した箇所は、通電を行っていないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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本通電量を、ナゲット径が１枚の鋼板の板厚の平方根の４．５～５倍となる値（４．５×ｔ１／２～５×ｔ１／２）に設定し、後通電を変えた条件にて溶接を施した。
　そして、条件毎に、ナゲットの断面分析と十字引張強さ（ＣＴＳ）の測定とを行った。各鋼板の組み合わせにおいて、本発明における偏析緩和を満たすか否かと、ＣＴＳとを評価した結果を表２に示す。なお、表２に示されたＣＴＳ向上率とは、本通電だけを行ったスポット溶接継手（Ａ－６、Ｂ－４、Ｃ－４、Ｄ－５）のＣＴＳに対するＣＴＳ増減量の割合を意味する。また、偏析低減が行われているかどうかは、ナゲット端部から板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、板面に平行な方向及び板厚方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度測定値を求め、この１００点×１００点の測定点のうち、重ねた板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各測定点におけるＰ濃度測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板厚方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１×１００個の、隣り合う２０点の測定点における測定値の平均値を算出し、これら平均値のうち、１００点×１００点の測定点それぞれにおけるＰ濃度の測定値全ての平均値（平均Ｐ濃度）の２倍を超える平均値の個数が０個以上１００個以下であるかどうかを基準に判断し、平均Ｐ濃度を超える平均値が０個以上１００個以下である試料には、偏析低減が行われているとして、記号「Ｇ」（Ｇｏｏｄ）を付した。平均Ｐ濃度を超える平均値が１００個以上である試料は、記号「Ｂ」（Ｂａｄ）を付した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、Ｐの偏析状態が本発明の基準を満たしている発明例では、同じ板組かつ同じナゲット径にもかかわらず、ＣＴＳの値が高く信頼性の高いスポット溶接継手が得られている。一方、本発明の基準を満たしていないので、ＣＴＳの値が低いスポット溶接継手となっている。
　前述したように、本発明によれば、破断形態が良好で、信頼性の高いスポット溶接継手を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。
　１　　　１００点×１００点の測定点
　２　　　８１×１００個の平均値

Claims (3)

  1. 　複数の鋼板を重ねて形成したスポット溶接継手において、
    　前記複数の鋼板を重ねた面に生成したナゲットの、前記鋼板の板面に平行な方向の端部から前記板面に平行な方向に１００μｍ内側の点を中心とした、前記板面に垂直な１００μｍ×１００μｍの矩形平面領域にて、Ｐ濃度を質量％で、前記板面に平行な方向及び前記板面に垂直な方向それぞれに沿って１μｍピッチで測定し、これにより１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度の測定値を求め、
    　前記１００点×１００点の測定点のうち、前記板面に平行な方向に一列に並んだ隣り合う２０点の各前記測定点における前記Ｐ濃度の測定値の平均値を、前記板面に平行な方向及び前記板面に垂直な方向それぞれに沿って１点ずつずらしながら算出することを繰り返し、これにより８１個×１００個の前記平均値を求めた場合に、
    　前記平均値のうち、前記１００点×１００点の測定点それぞれにおける前記Ｐ濃度の測定値全ての平均値の２倍を超える前記平均値の個数が０個以上１００個以下であることを特徴とするスポット溶接継手。
  2. 　前記複数の鋼板の引張強度が７５０～２５００ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接継手。
  3. 　重ねられた前記鋼板の平均板厚を単位ｍｍでｈとした場合に、前記ナゲットの径が単位ｍｍで３×ｈ１／２以上７×ｈ１／２以下であることを特徴とする請求項１に記載のスポット溶接継手。
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