WO2019156073A1 - 抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法 - Google Patents

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玲子 遠藤
松下　宗生
公一 谷口
松田　広志
池田　倫正
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a resistance spot welding method and a resistance spot welding joint manufacturing method.
  • the joint strength of the spot welded portion of the welded joint includes TSS (Tensile shear strength) which is the tensile strength in the shear direction of the joint (shear tensile strength) and CTS which is the tensile strength in the peel direction of the joint (cross tensile strength). (Cross tension tens strength).
  • the TSS of spot welds tends to increase with the tensile strength of the base material.
  • the CTS of the spot welded portion may decrease when the tensile strength of the base material is 780 N / mm 2 (780 MPa) or more.
  • the fracture mode transitions from a plug fracture that is ductile fracture at the base metal or HAZ around the spot welded portion to an interfacial fracture or partial plug fracture that is brittlely fractured in the nugget.
  • the cause of the decrease in CTS is that brittle fracture occurs due to segregation of P and S at the nugget edge and hardening of the nugget edge after quenching.
  • various studies have been made on a post-energization method in which energization is performed again after main energization.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a technique for performing energization for a short time as post-energization as a post-energization method in which energization is performed again after main energization.
  • 0.70 ⁇ WC ⁇ PC1 ⁇ 0.90 ⁇ WC, 40 ⁇ Pt1 ⁇ 80 (where WC: welding current (kA), PC1: post-welding heating current) (KA), Pt1: Post-welding post-welding energization time (ms)) is performed.
  • Patent Document 3 describes a technique for increasing the cross tensile strength by a temper energization method in which after a nugget is formed and then cooled for a long time and then energized for a short time with a higher current value than the initial energization.
  • the nugget In order to obtain the toughness of the nugget end, the nugget must first be formed by main energization, and then martensitic transformed by the cooling process. Thereafter, the martensite structure is tempered by re-energization to generate tempered martensite. Since tempered martensite is a structure that exhibits higher toughness than martensite as it is quenched, CTS that is greatly influenced by stress concentration at the nugget edge can be improved. However, complete martensitic transformation and tempered martensite structure cannot be generated by short-time cooling and post-energization as in the techniques described in Patent Documents 1 and 2. Therefore, the effect of improving toughness by tempering cannot be obtained, and stable joint strength cannot be obtained.
  • Patent Document 3 The technique described in Patent Document 3 is a method in which post-energization is performed at a higher current value than initial energization, but similarly, the effect of tempering cannot be obtained.
  • the present invention prevents embrittlement at the nugget end portion of the spot welded portion, and further reduces segregation at the nugget end portion even in a high-strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more, particularly a medium Mn steel plate. Accordingly, it is an object of the present invention to provide a resistance spot welding method and a resistance spot welding joint manufacturing method capable of improving joint strength.
  • the cross tensile strength decreases as the strength of the steel plate increases.
  • the cause is said to be segregation during solidification or embrittlement of the nugget edge due to the formation of a hardened structure by rapid cooling. Therefore, the present inventors have reduced the cross tensile strength in resistance spot welding of a method for improving the cross tensile strength of such a high strength steel plate, that is, a plate assembly including a high strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • a method for improving the cross tensile strength of such a high strength steel plate that is, a plate assembly including a high strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • main energization is performed to energize at a current value I W (kA) for the purpose of heating up to the melting point or more for nugget formation. Then, after the molten portion is solidified, and a cooling step of quenching to a temperature at which transformation from austenite to martensite, subsequently, the heating process of energizing the current value I t for the purpose of heating to just below A 1 point (kA) It has been found that the effect of tempering the hardened portion at the end of the nugget can be obtained by applying.
  • the cross tensile strength is improved as compared with the case of only energization I w (kA). From the above results, the cross tensile strength can be improved by performing the energization pattern of the present invention.
  • a resistance spot welding method in which a plate assembly in which two or more steel plates are overlapped is sandwiched between a pair of electrodes and energized and joined while being pressed, Performing a main energization process of energizing at a current value I w (kA); Then, as a heat treatment step after tempering, After cooling with the cooling time t ct (ms) shown in equation (1), With the current value I t (kA) shown in Equation (2), energization is performed for the energization time t t (ms) shown in Equation (3).
  • At least one steel plate of the plate set is 0.08 ⁇ C ⁇ 0.3 (mass%), 0.1 ⁇ Si ⁇ 0.8 (mass%), 2.5 ⁇ Mn ⁇ 10.0 (mass%), P ⁇ 0.1 (mass%) And a resistance spot welding method having a component consisting of remaining Fe and inevitable impurities.
  • the resistance spot welding method when the resistance spot welding method is applied to a plate set including a plurality of steel plates including at least one high strength steel plate, segregation of the nugget end in the resistance spot welded portion of the high strength steel plate is performed.
  • the joint strength of the resistance spot welded joint can be improved, and there is a remarkable effect in the industry.
  • the resistance spot welding method when the resistance spot welding method is applied to a plate set including at least one medium Mn steel plate, the above effect can be further improved.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing resistance spot welding according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing an energization pattern according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a graph showing an energization pattern according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 shows a case where resistance spot welding is performed on two steel plates as an example.
  • the resistance spot welding method of the present invention includes a plate assembly 3 in which steel plates 1 and 2 are overlapped, an electrode 4 disposed on the lower side with respect to the plate assembly 3, and an electrode disposed on the upper side. 5 (that is, a pair of upper and lower electrodes) and energized while applying pressure. And the nugget 6 of required size is formed and a welded joint is obtained.
  • Three or more steel plates may be stacked to form the plate set 3, and in this case, a welded joint can be obtained in the same manner as the above-described welding method.
  • a pair of upper and lower electrodes is provided, and a portion to be welded between the pair of electrodes can be pressed and energized. Further, the applied pressure and welding during welding It is only necessary to have a pressure control device and a welding current control device that can arbitrarily control the current.
  • the pressurizing mechanism for example, an air cylinder or a servo motor
  • the current control mechanism for example, AC or DC
  • the type for example, stationary type, robot gun, etc.
  • the type of power source is not particularly limited.
  • the shape of the electrode is not particularly limited.
  • the type of the tip of the electrode is, for example, DR type (dome radius type), R type (radius type), and D type (dome type) described in JIS C 9304: 1999.
  • the present invention can be applied to a welding method for a plurality of plate assemblies including high-strength steel plates.
  • a welding method for a plurality of plate assemblies including high-strength steel plates For example, in the case of resistance spot welding shown in FIG. 1, at least one of the steel plate 1 and the steel plate 2 in the plate set 3 is a high-strength steel plate.
  • At least one of the steel sheets to be welded has 0.08 ⁇ C ⁇ 0.3 (mass%), 0.1 ⁇ Si ⁇ 0.8 (mass%), 2 .5 ⁇ Mn ⁇ 10.0 (mass%), P ⁇ 0.1 (mass%), and a high-strength steel sheet having a component composed of the remaining Fe and inevitable impurities. Even a high-strength steel sheet having such a component can have the above-described effects.
  • % in each component refers to mass%.
  • C 0.08% or more and 0.3% or less C is an element that contributes to strengthening of steel because it can generate martensite and the like.
  • the C content is less than 0.08%, the strength level is low. It will be quite low. Therefore, it is extremely difficult to manufacture a steel sheet having a C content of less than 0.08% and a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the C content exceeds 0.3%, the strength of the steel sheet increases, but the nugget and the heat-affected zone in the vicinity thereof harden excessively and progress in embrittlement. Have difficulty. Therefore, the C content is set to 0.08% or more and 0.3% or less.
  • the C content is more preferably 0.10% or more, and more preferably 0.2% or less.
  • Si 0.1% or more and 0.8% or less
  • the Si content is 0.1% or more and 0.8% or less.
  • the Si content is more preferably 0.1% or more, and more preferably 0.5% or less.
  • the present invention can be suitably used for medium Mn steel plates, and the present invention is intended for high-strength steel plates having a Mn content of 2.5% or more. It is preferable that The reason is that when the Mn content is less than 2.5%, a high joint strength can be obtained without cooling for a long time as in the present invention. On the other hand, if the Mn content exceeds 10.0%, it becomes difficult to improve the joint strength because embrittlement of the welded portion or cracks associated with embrittlement appears remarkably. Therefore, the Mn content is 2.5% or more and 10.0% or less. The Mn content is more preferably 3.5% or more, and more preferably 8.0% or less.
  • P 0.1% or less P is an inevitable impurity. However, if the P content exceeds 0.1%, it is difficult to improve joint strength because strong segregation appears at the nugget end of the weld. Therefore, the P content is 0.1% or less. More preferably, the P content is 0.02% or less.
  • the present invention in addition to the above-described components of the high-strength steel plate, one or two kinds selected from Cu, Ni, Mo, Cr, Nb, V, Ti, B, Al, and Ca, if necessary. You may contain the above element as an arbitrary component.
  • Cu, Ni, and Mo are elements that can contribute to improving the strength of steel.
  • Cu is effective for strengthening steel, but if it is excessively added, it causes cracking. Therefore, when Cu is contained, Cu is preferably 3% or less, and more preferably 1% or less. From the viewpoint of improving the strength of steel, when Cu is contained, Cu is preferably made 0.005% or more.
  • Ni improves the hardenability but is expensive. Therefore, when Ni is contained, Ni is preferably 3% or less, more preferably 1% or less from the viewpoint of manufacturing cost. From the viewpoint of improving hardenability, when Ni is contained, Ni is preferably 0.005% or more.
  • Mo improves hardenability, but is expensive, and the effect is saturated when the Mo content is 1.0% or more. From this, when Mo is contained, Mo is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less. Further, from the viewpoint of improving the balance between hardenability and strength ductility, when Mo is contained, Mo is preferably 0.005% or more.
  • Cr is an element that can improve the hardenability, but if contained excessively, the toughness of the HAZ may be deteriorated. Therefore, when Cr is contained, Cr is preferably 1.0% or less, and more preferably 0.8% or less. From the viewpoint of improving hardenability, when Cr is contained, Cr is preferably 0.01% or more.
  • Nb and V are elements that can strengthen the steel by controlling the structure by precipitation strengthening.
  • Nb is preferably 0.2% or less, and more preferably 0.1% or less.
  • Nb is preferably 0.005% or more.
  • V is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.2% or less. From the viewpoint of preventing HAZ softening, when V is contained, V is preferably 0.003% or more.
  • Ti and B are elements that can improve the hardenability and strengthen the steel. However, if Ti is contained excessively, hard martensite may increase. Accordingly, when Ti is contained, Ti is preferably 0.2% or less, and more preferably 0.1% or less. Moreover, from the viewpoint of improving precipitation strengthening, when Ti is contained, Ti is preferably 0.003% or more. If B is contained excessively, the above effects may be saturated. Therefore, when B is contained, B is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less. Further, from the viewpoint of preventing a decrease in the HAZ strength, when B is contained, B is preferably 0.0001% or more.
  • Al is an element that can control the structure by austenite refinement, but if contained excessively, it causes deterioration of toughness. For this reason, when Al is contained, Al is preferably 2% or less, and more preferably 0.1% or less. Further, from the viewpoint of purifying steel by deoxidation, when Al is contained, Al is preferably made 0.01% or more.
  • Ca is an element that can contribute to improving the workability of steel, but if it is contained excessively, it may cause deterioration of toughness. For this reason, when Ca is contained, Ca is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.005% or less. Further, from the viewpoint of improving the influence of sulfide, when Ca is contained, Ca is preferably made 0.0005% or more.
  • Cu, Ni, Mo, Cr, Nb, V, Ti, B, Al, and Ca are selected as necessary.
  • One or more elements can be added.
  • the tensile strength of the high-strength steel plate having the above components is preferably 780 MPa or more.
  • CTS may be lowered particularly when the tensile strength of the base material is 780 MPa or more.
  • even a high strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more can prevent brittle fracture due to segregation of P and S at the nugget edge and hardening of the nugget edge after quenching. Reduction can be suppressed.
  • the above effect can be obtained even with a high-strength steel sheet having a tensile strength of less than 780 MPa.
  • the galvanized steel sheet is a steel sheet having a plating layer mainly composed of zinc, and the plating layer mainly composed of zinc includes all conventionally known galvanized layers.
  • the plating layer containing zinc as a main component includes a hot-dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, an Al plated layer, a Zn—Al plated layer, a Zn—Ni layer, and the like.
  • the plurality of steel plates to be overlapped may be a plurality of the same type steel plates or a plurality of different types of steel plates. There is no problem even if the steel plates have different thicknesses, and a surface-treated steel plate having a plating layer and a steel plate not having a plating layer may be overlapped. As the plate thickness increases, the stress at the nugget end concentrates, so 0.4 mm to 2.2 mm is preferable.
  • the present invention is a method of resistance spot welding by overlapping steel plates, and the process of energizing the plate assembly 3 (steel plate 1 and steel plate 2) using the electrodes 4 and 5 shown in FIG. 1 is controlled as follows. To do.
  • a main energization process of energizing with a current value I w (kA) is performed.
  • a current value I t (kA) shown in the following formula (2) is used.
  • Energization is performed during the energization time t t (ms) shown in 3).
  • the main energization process is an energization process in which the overlapping portion of the steel plate 1 and the steel plate 2 is melted to form the nugget 6.
  • the energization conditions and pressurization conditions for forming the nugget 6 in the main energization process are not particularly limited. Conventional welding conditions can be employed.
  • the energization condition for main energization is preferably 120 ms to 400 ms.
  • the pressurizing condition is preferably 2.0 kN to 4.0 kN.
  • the post-tempering heat treatment step is a post-heat treatment step for improving the toughness by tempering the nugget end portion of the nugget 6 formed in the main energization step.
  • cooling is performed with the cooling time t ct (ms) shown in the above formula (1), and then the energization shown in the above formula (3) with the current value I t (kA) shown in the above formula (2). Tempering energization is performed for a time t t (ms).
  • the cooling time t ct (ms) is set to 800 (ms) or more.
  • the cooling time t ct (ms) is preferably 1000 (ms) or more, more preferably 1200 (ms) or more.
  • the cooling time t ct (ms) is preferably set to 20000 (ms) or less.
  • the cooling time t ct is preferably 10000 (ms) or less. If the cooling time t ct is 10000 (ms) or less, a sufficient tempering effect can be obtained, so that most of the austenite structure at the end of the nugget can be a tempered martensite structure. In the case where productivity is more important, it is more preferable to set the cooling time t ct to 2000 (ms) or less as the post-energization time for tempering the nugget edge.
  • the current range of the current value I t (kA) is 0.5 ⁇ I w (kA) or more and I w (kA) or less. Preferably, it is 0.6 ⁇ I w (kA) or more and 0.99 ⁇ I w (kA) or less.
  • the energization time t t (ms) of tempering energization is set to 500 (ms) or more.
  • the energization time t t is preferably 1000 (ms) or longer.
  • it is more preferably set to 1500 (ms) or more.
  • it is more preferable to set it as 1800 (ms) or more.
  • the upper limit of the energization time t t (ms) for tempering energization is not particularly limited, but the energization time t t (ms) is preferably 20000 (ms) or less. When the energization time t t (ms) exceeds 20000 (ms), productivity is hindered, which is not desirable.
  • the energization time t t is more preferably 8000 (ms) or less, and still more preferably 3000 (ms) or less.
  • FIG. 2 shows an example of an energization pattern in the above-described resistance spot welding method of the present invention.
  • the main energization process and the post-tempering heat treatment process are controlled to the energization pattern shown in FIG.
  • the current value of the main energization process which is the main energization
  • the energization time of the main energization is set to t w (ms).
  • the cooling time of the post-tempering heat treatment step which is post-energization
  • the current value I t (kA) is the current value I of the main energization.
  • energization time is set to t t (ms).
  • the nugget 6 is formed by the main current, in the heat treatment step after tempering at a temperature just below A 1 point and 500 (ms) tempering over more long time for energizing Even when the plate assembly 3 includes the high-strength steel plate having the above-described steel plate components, the end of the nugget 6 can be tempered to improve the toughness.
  • a cooling time t shown in the following formula (4) is further provided as a heat treatment step after segregation relaxation between the main energization step and the heat treatment step after tempering.
  • the post-segregation heat treatment step is a post-heat treatment step for reducing the segregation of the nugget end portion in the nugget 6 formed in the main energization step.
  • cooling is performed with the cooling time t cp (ms) shown in the above equation (4), and then the energization shown in the above equation (6) with the current value I p (kA) shown in the above equation (5). It is preferable to energize again during the time t p (ms).
  • the cooling time t cp (ms) of the heat treatment step after segregation relaxation is less than 10 (ms), it may not be sufficient time to complete the solidification of the melted nugget 6. As a result, the nugget remains in a molten state, and the segregation relaxation of impurities due to solute atom diffusion after solidification, which is the effect of the heat treatment step after the segregation relaxation, is not achieved. Therefore, the cooling time t cp (ms) is preferably 10 (ms) or more. More preferably, it is 100 (ms) or more. More preferably, it is 200 (ms) or more.
  • the cooling time t cp (ms) is preferably set to 750 (ms) or less.
  • the cooling time t cp (ms) exceeds 750 (ms)
  • the cooling proceeds too much, and it takes time to reheat to just below the melting point in the subsequent heating process (segregation relaxation energization in the heat treatment step after segregation relaxation).
  • it is 700 (ms) or less. More preferably, it is 250 (ms) or less.
  • the current value I p (kA) of the segregation relaxation energization in the heat treatment step after the segregation relaxation is less than 0.6 ⁇ I w (kA), it may not be possible to reheat to the vicinity of the melting point.
  • the current value I p (kA) exceeds 0.99 ⁇ I w (kA)
  • the nugget 6 is remelted, so that the effect of mitigating solidification segregation by diffusion cannot be obtained in the solid state immediately below the melting point. There is a fear. Therefore, the current range of the current value I p (kA) is preferably 0.6 ⁇ I w (kA) or more and 0.99 ⁇ I w (kA) or less.
  • it is 0.8 ⁇ I w (kA) or more. In order to approach the temperature immediately below the melting point, it is more preferably 0.87 ⁇ I w (kA) or more, and still more preferably 0.90 ⁇ I w (kA) or more. More preferably, it is 0.98 ⁇ I w (kA) or less.
  • the energization time t p (ms) of the segregation relaxation energization in the heat treatment step after segregation relaxation is less than 400 (ms), the effect of relaxing solidification segregation by diffusion may not be sufficiently obtained. Therefore, the energization time t p (ms) is preferably 400 (ms) or longer. More preferably, it is 600 (ms) or more.
  • the upper limit of the energization time t p (ms) of the segregation relaxation energization in the heat treatment step after segregation relaxation is not particularly limited, but the energization time t p (ms) is preferably 8000 (ms) or less. When the energization time t p (ms) exceeds 8000 (ms), it is difficult to obtain the above-described effect, which is not desirable because the productivity is hindered.
  • Energization time t p is preferably not more than 7000 (ms), more preferably from 2000 (ms) or less.
  • FIG. 3 shows an example of an energization pattern in the resistance spot welding method of the present invention, which further includes a heat treatment step after segregation relaxation between the main energization step and the heat treatment step after tempering.
  • the main energization process, the heat treatment process after segregation relaxation, and the heat treatment process after tempering are controlled to the energization pattern shown in FIG.
  • the current value of the main energization process which is the main energization
  • the energization time of the main energization is set to t w (ms).
  • the cooling time of the heat treatment step after segregation relaxation is set to t cp (ms) and the current value of segregation relaxation energization is I p (kA)
  • the current value I p (kA) is the current value I of the main energization I
  • the energization time of segregation relaxation energization is set to t p (ms) w (kA) ⁇ 0.99 or less.
  • the cooling time of the post-tempering heat treatment process which is post-energization
  • the current value of post-energization is I t (kA)
  • the current value I t (kA) is set to Below the current value I w (kA)
  • the energization time for post-energization is set to t t (ms).
  • the relationship between the current value I p (kA) and the current value I t (kA) is preferably I p ⁇ I t .
  • Polarized ⁇ sum current I p will alleviate segregation nugget end at a temperature just below the melting point.
  • the current value I t after the heat treatment energization tempering is performed tempering by holding the nugget end point A at temperatures below.
  • the temperature at point A 1 is significantly lower than the melting point, and the relationship between the normal current values is I p ⁇ I t even if cooling is performed with the cooling time t ct .
  • the nugget 6 formed by main energization is reheated to the vicinity of the melting point after cooling in a short time in the heat treatment step after segregation relaxation.
  • the segregation at the end of the nugget 6 can be reduced. Thereby, it becomes possible to improve CTS of the welded joint obtained.
  • the present invention is a method of manufacturing a resistance spot welded joint using the above-described resistance spot welding method.
  • a pair of electrodes stacked between two or more steel plates is sandwiched between a pair of electrodes, and resistance spot welding is performed by applying current under predetermined welding conditions while applying pressure.
  • a nugget of the required size is formed to obtain a resistance spot welded joint.
  • the steel plate and welding conditions are the same as described above.
  • the resistance spot welding method and the resistance spot welded joint manufacturing method of the present invention appropriately temper the nugget end by controlling the welding conditions in the post-process, that is, the post-tempering heat treatment process, Improve toughness. Thereby, the joint strength of the obtained welded joint can be improved. Furthermore, by performing a reheating step (a heat treatment step after segregation relaxation) between the main energization step and the heat treatment step after tempering, solidification segregation at the nugget edge is alleviated and CTS is improved. Therefore, even when a medium Mn steel plate having the above-described steel plate component as a high-strength steel plate is included in the plate assembly, the joint strength can be further improved.
  • a reheating step a heat treatment step after segregation relaxation
  • the nugget may be cut out from the sample prepared by the above-described method and obtained by chemical analysis. Or you may obtain
  • a servomotor pressurizing type attached to a C gun for a plate set 3 in which two steel plates (a lower steel plate 1 and an upper steel plate 2) are overlaid. Then, resistance spot welding was performed using a resistance welding machine having a DC power source to form a nugget 6 having a necessary size, and a resistance spot welded joint was produced.
  • test pieces high-strength steel plates (steel plate A to steel plate F) having a thickness of 1.2 mm from 780 MPa to 1180 MPa were used.
  • the size of the test piece was set to 150 mm for the long side and 50 mm for the short side.
  • steel plates A to F steel plates having the composition shown in Table 1-1 were used.
  • “%” representing the component composition of the steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • the plate sets a and b are plate sets in which two medium Mn steel plates of the same type are overlapped.
  • the plate set c is a plate set in which different types of medium Mn steel plates are overlapped, and the plate sets d and e are plate sets in which medium Mn steel plates and high-strength steel plates are overlapped.
  • the plate set f is a plate set in which the same steel plates having a high C component are overlapped.
  • the plate set g is a plate set in which the same steel plates having a high Mn component are overlapped.
  • the plate set h is a plate set in which three medium Mn steel plates of the same type are overlapped.
  • the plate assemblies i and j are plate assemblies in which medium Mn steels containing the above-described optional components are stacked.
  • the plate thicknesses of the plate sets a to g, i, j are all the same.
  • the energization at this time was performed under the following conditions.
  • the applied pressure during energization was constant, and here it was 3.5 kN.
  • the lower electrode 4 and the upper electrode 5 both have a tip diameter of 6 mm and a tip curvature radius of 40 mm, and a DR type electrode made of chromium copper was used.
  • the nugget diameter was formed to be 5.5 ⁇ t (mm) or less when the plate thickness was t (mm).
  • CTS was evaluated by the method described below using the obtained resistance spot welded joint.

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Abstract

抵抗スポット溶接方法の提供を目的とする。本発明は、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で狭持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接方法であって、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で通電する主通電工程を行い、その後、焼き戻し後熱処理工程として、式（１）に示す冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）で冷却した後、式（２）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔｔ（ｍｓ）の間通電を行い、板組のうち少なくとも１枚の鋼板は、０．０８≦Ｃ≦０．３（質量％）、０．１≦Ｓｉ≦０．８（質量％）、２．５≦Ｍｎ≦１０．０（質量％）、Ｐ≦０．１（質量％）を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分を有する。 ８００≦ｔｃｔ　・・・（１） ０．５×Ｉｗ≦Ｉｔ≦Ｉｗ　・・・（２） ５００≦ｔｔ　 ・・・（３）

Description

抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法
　本発明は、抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法に関する。
　近年、自動車車体には、燃費改善のための車体重量の軽減、および衝突安全性の確保の観点から、種々の高強度鋼板（ハイテン）の適用が進められている。このような高強度鋼板からなる部材、例えば自動車の組み立てラインにおける自動車の構造部材の接合として、主に抵抗スポット溶接（以下、スポット溶接と称することもある。）が用いられている。スポット溶接で接合された溶接継手は、上述のように衝突安全性の確保より、衝突変形時でも破断しない強度（引張強度）が要求される。この溶接継手の強度（以下、継手強度と称することもある。）は、一般に、次の方法で評価される。溶接継手のスポット溶接部の継手強度は、継手のせん断方向への引張強度（せん断引張強度）であるＴＳＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｈｅａｒ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と、継手の剥離方向への引張強度（十字引張強度）であるＣＴＳ（Ｃｒｏｓｓ ｔｅｎｓｉｏｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈ）で評価される。
　スポット溶接部のＴＳＳは、母材の引張強度と共に増加する傾向がある。しかし、スポット溶接部のＣＴＳは、母材の引張強度が７８０Ｎ／ｍｍ２（７８０ＭＰａ）以上では低下する場合があるとされている。ＣＴＳが低下する場合、破断形態は、スポット溶接部の周囲の母材またはＨＡＺで延性的に破断するプラグ破断からナゲット内に脆性的に破断する界面破断もしくは部分プラグ破断へ遷移する。一般に、ＣＴＳが低下する原因としては、ナゲット端部でのＰ、Ｓの偏析や急冷後のナゲット端部の硬化により脆性的な破壊が起こることとされている。この脆性的な破壊を解決するため、本通電後に再度通電を行う後通電法の検討が様々になされている。
　本通電後に再度通電を行う後通電法としては、例えば、特許文献１、２に、後通電として短時間の通電を行う技術が開示されている。具体的には、特許文献１の方法では、０．７０×ＷＣ≦ＰＣ１≦０．９０×ＷＣ、４０≦Ｐｔ１≦８０（ただし、ＷＣ：溶接電流（ｋＡ）、ＰＣ１：溶接後後加熱通電電流（ｋＡ）、Ｐｔ１：溶接後後加熱通電時間（ｍｓ）を示す）を満たす後通電を行うことを、特許文献２の方法では、０．７０×ＷＣ≦ＰＨＣ１≦０．９０×ＷＣ、４０≦ＰＨＴ１≦８０（ただし、ＷＣ：溶接電流（ｋＡ）、ＰＨＣ１：後加熱電流（ｋＡ）、ＰＨＴ１：後加熱時間（ｍｓ）を示す）を満たす後通電を行うことを、それぞれ記載している。
　また、特許文献３には、ナゲット形成後、長時間冷却した後に初期通電に比べて高い電流値で短時間の後通電を行うテンパー通電法により、十字引張強度を高める技術が記載されている。
特開２０１１－６７８５３号公報 特開２００９－２４１０８６号公報 特開２０１０－１７２９４６号公報
　しかしながら、特許文献１、２に記載の技術を、鋼板成分としてＭｎ：２．５～１０．０質量％を含有する鋼板（以下、この鋼板を中Ｍｎ鋼板と称する）に適用するには、以下の課題が存在する。
　ナゲット端部の靱性を得るためには、まず本通電により、ナゲットを形成し、その後冷却過程によりマルテンサイト変態させなければならない。その後、再通電によりマルテンサイト組織を焼き戻し、焼き戻しマルテンサイトを生成する。焼き戻しマルテンサイトは焼き入れままマルテンサイトと比較して高い靱性を示す組織であるため、ナゲット端部の応力集中に大きく影響を受けるＣＴＳを向上させることができる。しかし、特許文献１、２に記載の技術にあるような短時間の冷却及び後通電では、完全なマルテンサイト変態、及び焼き戻しマルテンサイト組織を生成することができない。そのため、焼き戻しによる靱性の向上効果を得ることができず、安定した継手強度を得ることができない。
　特許文献３に記載の技術は、後通電を初期通電より高い電流値で行う方法であるが、同様に焼き戻しの効果を得ることができない。
　また、脆性的な破壊を解決するその他の方法として、単通電のみのスポット溶接方法もある。しかし、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板にこの方法を適用する場合には、単通電のみの通電により所謂焼き入れた組織となり、オーステナイト組織がマルテンサイト変態を経て、硬くて脆いマルテンサイト組織となる。その結果、十字引張強度が低くなる問題点があった。
　本発明は係る問題に鑑み、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板、特に中Ｍｎ鋼板であっても、スポット溶接部のナゲット端部における脆化を防止し、さらにナゲット端部における偏析を軽減することにより、継手強度を向上させることができる抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法の提供を目的とする。
　上述したように、鋼板の高強度化が進むにつれ、十字引張強度は低下する。その原因は、凝固時の偏析や、急冷により硬化組織が形成されることによるナゲット端部の脆化であるとされている。そこで、本発明者らは、このような高強度鋼板の十字引張強度を向上させるための方法、すなわち、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を含む板組みの抵抗スポット溶接における十字引張強度が低下するメカニズムおよび十字引張強度を向上させる方法について、それぞれ鋭意検討した。
　その結果、十字引張強度を向上させるためには、適切な後通電条件があることが明らかとなった。具体的には、まず、ナゲット形成のために融点以上までの加熱を目的として電流値ＩＷ（ｋＡ）で通電する主通電を行う。その後、溶融部が凝固を経て、オーステナイトからマルテンサイトへ変態する温度まで急冷する冷却過程と、引き続き、Ａ１点直下までの加熱を目的とした電流値Ｉｔ（ｋＡ）を通電する加熱過程を付与することで、ナゲット端部の硬化部分の焼き戻しの効果が得られることがわかった。
　更に、ナゲット形成のための主通電工程と焼き戻し後熱処理工程の間に、一旦、凝固を完了するための短時間の冷却過程の後、融点付近まで再熱を行うことを目的とした電流値Ｉｐ（ｋＡ）を付与することで、ナゲット端部の凝固偏析を緩和できることがわかった。
　そして、これらの過程を設けることで、通電Ｉｗ（ｋＡ）のみの場合と比較して、十字引張強度が向上する。以上の結果から、本発明の通電パターンを行うことで十字引張強度を向上することができる。
　本発明は、上述の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。［１］　２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で狭持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接方法であって、
　電流値Ｉｗ（ｋＡ）で通電する主通電工程を行い、
　その後、焼き戻し後熱処理工程として、
式（１）に示す冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）で冷却した後、
式（２）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔｔ（ｍｓ）の間通電を行い、
　前記板組のうち少なくとも１枚の鋼板は、
０．０８≦Ｃ≦０．３（質量％）、
０．１≦Ｓｉ≦０．８（質量％）、
２．５≦Ｍｎ≦１０．０（質量％）、
Ｐ≦０．１（質量％）
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分を有する抵抗スポット溶接方法。
８００≦ｔｃｔ　　　　　　　　　・・・式（１）
０．５×Ｉｗ≦Ｉｔ≦Ｉｗ　　　　・・・式（２）
５００≦ｔｔ　　　　　　　　　 ・・・式（３）
［２］　前記主通電工程と前記焼き戻し後熱処理工程の間に、
さらに偏析緩和後熱処理工程として、
式（４）に示す冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）で冷却した後、
式（５）に示す電流値Ｉｐ（ｋＡ）で、式（６）に示す通電時間ｔｐ（ｍｓ）の間通電を行う上記［１］に記載の抵抗スポット溶接方法。
１０≦ｔｃｐ　　　　　　　　　　　　 ・・・式（４）
０．６×Ｉｗ≦Ｉｐ≦０．９９×Ｉｗ　　・・・式（５）
４００≦ｔｐ　　　　　　　　　　　　・・・式（６）
［３］　前記板組のうち少なくとも１枚の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である上記［１］または［２］に記載の抵抗スポット溶接方法。
[４]　上記［１］～［３］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接方法を用いた抵抗スポット溶接継ぎ手の製造方法。
　本発明によれば、高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数枚の鋼板を重ね合わせた板組に対して抵抗スポット溶接方法を施すに際し、高強度鋼板の抵抗スポット溶接部におけるナゲット端の偏析を減らすことによって、抵抗スポット溶接継手の継手強度を向上させることができ、産業上格段の効果を奏する。特に、中Ｍｎ鋼板を少なくとも１枚含む板組に対して抵抗スポット溶接方法を施す場合に、上記効果をより向上することが可能である。
図１は、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接を模式的に示す断面図である。 図２は、本発明の一実施形態に係る通電パターンを示すグラフである。 図３は、本発明の他の実施形態に係る通電パターンを示すグラフである。
　以下、各図を参照して、本発明の抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法について説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されない。
　本発明は、１枚以上の高強度鋼板を含む合計２枚以上の鋼板を抵抗スポット溶接によって接合するものである。図１には、一例として、２枚の鋼板に抵抗スポット溶接を行う場合を示す。図１に示すように、本発明の抵抗スポット溶接方法は、鋼板１、２を重ね合わせた板組３を、板組３に対して下側に配置される電極４および上側に配置される電極５（すなわち、上下一対の電極）で挟持し、加圧しながら通電する。そして、必要サイズのナゲット６を形成して溶接継手を得るものである。なお、３枚以上の鋼板を重ねて板組３としてもよく、この場合も上記した溶接方法と同様にして溶接継手を得ることができる。
　このような抵抗スポット溶接方法を実施する好適な溶接装置としては、上下一対の電極を備え、一対の電極で溶接する部分を挟んで、加圧、通電ができ、さらに溶接中の加圧力および溶接電流をそれぞれ任意に制御可能な加圧力制御装置および溶接電流制御装置を有していればよい。
　なお、加圧機構（例えばエアシリンダやサーボモータ等）や、電流制御機構（例えば交流や直流等）、形式（例えば定置式、ロボットガン等）等は特に限定されない。電源の種類（単相交流、交流インバータ、直流インバータ）なども特に限定されない。電極の形状も特に限定されない。電極の先端の形式は、例えばＪＩＳ　Ｃ　９３０４：１９９９に記載されるＤＲ形（ドームラジアス形）、Ｒ形（ラジアス形）、Ｄ形（ドーム形）である。
　本発明は、高強度鋼板を含む複数枚の板組の溶接方法に適用することができる。例えば、図１に示す抵抗スポット溶接の場合には、板組３のうち、鋼板１および鋼板２の少なくとも１枚の鋼板が高強度鋼鈑である。
　高強度鋼板は、セル界面に溶質が偏析し、Ｐ、Ｓなどの不純物が過度に濃化するとセル界面が脆化しやすくなる。加えてスポット溶接後の急冷により、ナゲットが硬化しやすい傾向にある。しかしながら、本発明によれば、融点直下での再熱による偏析の拡散とマルテンサイト変態とその焼き戻しを起こすための十分な冷却と適切な温度への再熱を行うことにより、ナゲット端部の靱性を向上させている。これにより、中Ｍｎ高強度鋼板の抵抗スポット溶接部におけるナゲット端の偏析や急冷後のナゲット端部の硬化により脆性的な破壊を減らすことができるという効果を有する。
　そのため、本発明では、溶接を行う板組のうち、少なくとも１枚の鋼板が、０．０８≦Ｃ≦０．３（質量％）、０．１≦Ｓｉ≦０．８（質量％）、２．５≦Ｍｎ≦１０．０（質量％）、Ｐ≦０．１（質量％）を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分を有する高強度鋼板とする。このような成分を有する高強度鋼板であっても、上記効果を有することができる。以下、各成分における％とは、質量％のことを指す。
　Ｃ：０．０８％以上０．３％以下
　Ｃはマルテンサイトなどを生成することができることから鋼の強化に寄与する元素であり、Ｃ含有量が０．０８％未満であると、強度レベルがかなり低くなってしまう。そのため、Ｃ含有量０．０８％未満で引張強度７８０ＭＰa以上の鋼板を製作することは極めて困難である。一方、Ｃ含有量が０．３％を超えると、鋼板の強度は高くなるものの、ナゲットとその周辺の熱影響部が過度に硬化し、脆化も進むため、十字引張強度を向上させることは困難である。そのため、Ｃ含有量は０．０８％以上０．３％以下とする。Ｃ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２％以下である。
　Ｓｉ：０．１％以上０．８％以下
　Ｓｉ含有量が０．１％以上であると、鋼の強化に有効に作用する。一方、Ｓｉ含有量が０．８％を超えると、鋼は強化されるものの、脆化による延性低下と、靱性に悪影響を与えることがある。そのため、Ｓｉ含有量は０．１％以上０．８％以下とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．５％以下である。
　Ｍｎ：２．５％以上１０．０％以下
　上述のように、本発明は中Ｍｎ鋼板にも好適に用いることができ、本発明はＭｎ含有量が２．５％以上の高強度鋼板を対象とすることが好ましい。その理由は、Ｍｎ含有量が２．５％未満であると、本発明のように長時間の冷却を与えずとも、高い継手強度を得ることができるためである。一方、Ｍｎ含有量が１０．０％を超えると、溶接部の脆化あるいは脆化に伴う割れが顕著に現れるため継手強度を向上させることは困難である。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以上１０．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、より好ましくは３．５％以上であり、より好ましくは８．０％以下である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは不可避的不純物であるが、Ｐ含有量が０．１％を超えると、溶接部のナゲット端に強偏析が現れるため継手強度を向上させることは困難である。そのため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０２％以下である。
　なお、本発明では、上記した高強度鋼板の成分に加えて、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｃａから選択される１種または２種以上の元素を任意成分として含有させてもよい。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与することができる元素である。Ｃｕは鋼の強化に有効だが過剰に入れすぎると割れ発生の原因となる。このことからＣｕを含有する場合には、Ｃｕは３％以下とすることが好ましく、１％以下とすることがより好ましい。また、鋼の強度向上の観点より、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕは０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは焼き入れ性を向上するが、高価である。このことからＮｉを含有する場合には、製造コスト上の観点より、Ｎｉは３％以下とすることが好ましく、１％以下とすることがより好ましい。また、焼き入れ性向上の観点より、Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉは０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは焼き入れ性を向上させるが、高価であり、またＭｏ含有量が１．０％以上では効果が飽和する。このことからＭｏを含有する場合には、Ｍｏは１．０％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすることがより好ましい。また、焼き入れ性の向上と強度延性のバランスを向上させる観点から、Ｍｏを含有する場合には、Ｍｏは０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ｃｒは、焼き入れ性を向上させることができる元素であるが、過剰に含有してしまうとＨＡＺの靱性が劣化する恐れがある。このことからＣｒを含有する場合には、Ｃｒは１．０％以下とすることが好ましく、０．８％以下とすることがより好ましい。また、焼き入れ性向上の観点より、Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒは０．０１％以上とすることが好ましい。
　Ｎｂ、Ｖは、析出強化により組織制御をして鋼を強化することができる元素である。しかし、Ｎｂを過剰に含有すると硬質なマルテンサイトが増大してしまう原因となり、Ｖを過剰に含有すると靱性の劣化を起こす恐れがある。このことからＮｂを含有する場合には、Ｎｂは０．２％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。また、ＨＡＺ強度を得るためには、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂは０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖを含有する場合には、Ｖは０．５％以下とすることが好ましく、０．２％以下とすることがより好ましい。また、ＨＡＺ軟化防止の観点より、Ｖを含有する場合には、Ｖは０．００３％以上とすることが好ましい。
　Ｔｉ、Ｂは、焼き入れ性を改善して鋼を強化することができる元素である。しかし、Ｔｉを過剰に含有してしまうと硬質なマルテンサイトが増大してしまう恐れがある。このことからＴｉを含有する場合には、Ｔｉは０．２％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。また、析出強化を向上させる観点より、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉは０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｂを過剰に含有すると上記効果が飽和してしまう恐れがある。このことからＢを含有する場合には、Ｂは０．００５％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすることがより好ましい。また、ＨＡＺ強度の低下防止の観点より、Ｂを含有する場合には、Ｂは０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌは、オーステナイト細粒化により組織制御をすることができる元素であるが、過剰に含有すると靱性劣化の原因となる。このためＡｌを含有する場合には、Ａｌは２％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。また、脱酸により鋼の浄化する観点より、Ａｌを含有する場合には、Ａｌは０．０１％以上とすることが好ましい。
　Ｃａは、鋼の加工性向上に寄与することができる元素であるが、過剰に含有すると靱性の劣化を引き起こす恐れがある。このためＣａを含有する場合には、Ｃａは０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００５％以下とすることがより好ましい。また、硫化物の影響を改善する観点より、Ｃａを含有する場合には、Ｃａは０．０００５％以上とすることが好ましい。
　以上説明したように、本発明では、これらの効果を得るため、上記成分に加えて、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、Ａｌ、Ｃａから選択される１種または２種以上の元素を加えることができる。
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　また、上記した成分を有する高強度鋼板の引張強度は、７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。上述のように、特に母材の引張強度が７８０ＭＰａ以上の場合、ＣＴＳが低下する恐れがある。本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であっても、ナゲット端でのＰ、Ｓの偏析や急冷後のナゲット端部の硬化による脆性的な破壊を防止できるため、ＣＴＳの低下を抑制できる。なお、引張強度が７８０ＭＰａ未満の高強度鋼板でも、当然に上記効果は得られる。
　なお、溶接を行う板組のうち、少なくとも１枚の鋼板が、亜鉛めっき鋼板であっても、上記効果を得ることができる。本発明において亜鉛めっき鋼板とは、亜鉛を主成分とするめっき層を有する鋼板であり、亜鉛を主成分とするめっき層には、従来から公知の亜鉛めっき層をすべて含むものとする。具体的には、亜鉛を主成分とするめっき層として、溶融亜鉛めっき層や電気亜鉛めっき層をはじめとして、Ａｌめっき層、Ｚｎ－Ａｌめっき層やＺｎ－Ｎｉ層等が含まれる。
　また、重ね合わせる複数の鋼板は、同種鋼板を複数枚重ねてもよいし、あるいは異種鋼板を複数枚重ねてもよい。各鋼板の板厚が異なっても何ら問題ないし、めっき層を有する表面処理鋼板とめっき層を有さない鋼板を重ね合わせてもよい。なお、板厚が増加すると、ナゲット端部での応力が集中してしまうため、０．４ｍｍ～２．２ｍｍが好ましい。
　本発明は、鋼板を重ねて抵抗スポット溶接する方法であって、図１に示す電極４および電極５を用いて板組３（鋼板１および鋼板２）に通電する工程を、以下のように制御する。
　まず、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で通電する主通電工程を行う。次いで、焼き戻し後熱処理工程として、下記の式（１）に示す冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）で冷却した後、下記の式（２）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、下記の式（３）に示す通電時間ｔｔ（ｍｓ）の間、通電を行う。
８００≦ｔｃｔ　　　　　　　　・・・式（１）
０．５×Ｉｗ≦Ｉｔ≦Ｉｗ　　　・・・式（２）
５００≦ｔｔ　　　　　　　　 ・・・式（３）
　〔主通電工程〕
　主通電工程とは、鋼板１および鋼板２の重ね合わせ部を溶融してナゲット６を形成する通電工程である。なお、本発明では、主通電工程におけるナゲット６を形成するための通電条件、加圧条件を特に限定しない。従来から用いられている溶接条件を採用することができる。
　なお、本発明の上記鋼板成分を有する高強度鋼板を用いる場合には、主通電の通電条件は、好ましくは１２０ｍｓ～４００ｍｓとする。加圧条件は、好ましくは２．０ｋＮ～４．０ｋＮとする。
　〔焼き戻し後熱処理工程〕
　焼き戻し後熱処理工程とは、主通電工程で形成されたナゲット６に対し、ナゲット端部を焼き戻して、靱性を向上させるための後熱処理工程である。ナゲット端部を焼き戻して、靱性を向上させる効果を得るためには、焼き戻し後熱処理工程における溶接条件を以下のように制御することが重要である。
　まず、上記した式（１）に示す冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）で冷却を行い、その後、上記した式（２）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、上記した式（３）に示す通電時間ｔｔ（ｍｓ）の間焼き戻し通電を行う。
　冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）が８００（ｍｓ）未満の場合、ナゲット６をマルテンサイト変態が生じる温度まで冷却できない。その結果、マルテンサイト変態することができなかった残留オーステナイトは再通電、再冷却によりマルテンサイト組織、あるいは残留オーステナイト組織となる。これらは焼き戻しマルテンサイトではないため、靱性を有する組織ではなく、硬い組織のままである。よって、冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）は８００（ｍｓ）以上とする。焼き戻しをより進行させるために、冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）は、好ましくは１０００（ｍｓ）以上とし、より好ましくは１２００（ｍｓ）以上である。
　なお、冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）の上限は特に限定しないが、冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）は２００００（ｍｓ）以下とすることが好ましい。冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）が２００００（ｍｓ）を超える場合、上記した効果の向上は見られず、生産性を阻害するので望ましくない。冷却時間ｔｃｔは、好ましくは１００００（ｍｓ）以下とする。冷却時間ｔｃｔが１００００（ｍｓ）以下であれば十分な焼き戻しの効果を得られることから、ナゲット端部のオーステナイト組織の大部分を焼き戻しマルテンサイト組織とすることができる。生産性をより重視する場合は、ナゲット端部を焼き戻すための後通電時間として、冷却時間ｔｃｔを２０００（ｍｓ）以下とすることがより好ましい。
　焼き戻し通電の電流値Ｉｔ（ｋＡ）が０．５×Ｉｗ（ｋＡ）未満の場合、マルテンサイトを焼戻すために十分なＡ１点直下の温度とすることができない。その結果、焼き戻しマルテンサイト組織とならず、硬く脆いままのマルテンサイト組織となり、ナゲット端部の靱性を向上することはできない。一方、電流値Ｉｔ（ｋＡ）が主通電の電流値Ｉｗ（ｋＡ）を超える場合、Ａ１点を超える温度となるため、ナゲット端部における焼き戻しの効果が得られない。よって、電流値Ｉｔ（ｋＡ）の電流範囲は、０．５×Ｉｗ（ｋＡ）以上Ｉｗ（ｋＡ）以下とする。好ましくは、０．６×Ｉｗ（ｋＡ）以上であり、０．９９×Ｉｗ（ｋＡ）以下である。
　焼き戻し通電の通電時間ｔｔ（ｍｓ）が５００（ｍｓ）未満の場合、本発明で目的とする焼き戻しの効果を得るためには十分な加熱時間とは言えない。よって、通電時間ｔｔ（ｍｓ）は５００（ｍｓ）以上とする。通電時間ｔｔは、好ましくは１０００（ｍｓ）以上である。ナゲット端部をより長い時間焼き戻して継手強度をより向上させるためには、１５００（ｍｓ）以上とすることがより好ましい。更に焼き戻しの効果を向上させるためには、１８００（ｍｓ）以上とすることがさらに好ましい。
　なお、焼き戻し通電の通電時間ｔｔ（ｍｓ）の上限は特に限定しないが、通電時間ｔｔ（ｍｓ）は２００００（ｍｓ）以下とすることが望ましい。通電時間ｔｔ（ｍｓ）が２００００（ｍｓ）を超える場合、生産性を阻害するので望ましくない。通電時間ｔｔは、より好ましくは８０００（ｍｓ）以下とし、さらに好ましくは３０００（ｍｓ）以下とする。
　ここで、図２に、上記した本発明の抵抗スポット溶接方法における通電パターンの一例を示す。主通電工程および焼き戻し後熱処理工程は、図２に示す通電パターンに制御される。
　具体的には、主通電である主通電工程の電流値をＩｗ（ｋＡ）、主通電の通電時間をｔｗ（ｍｓ）に設定する。また、後通電である焼き戻し後熱処理工程の冷却時間をｔｃｔ（ｍｓ）に設定し、電流値をＩｔ（ｋＡ）とするとき該電流値Ｉｔ（ｋＡ）を主通電の電流値Ｉｗ（ｋＡ）未満、通電時間をｔｔ（ｍｓ）に設定する。そして、図１に示すように、板組３（鋼板１、２）を一対の電極４、５で挟持し、図２に示す通電パターンで通電を行い、鋼板１、２の境界にナゲット６を形成する。
　本発明によれば、主通電で形成されナゲット６に対して、焼き戻し後熱処理工程において、Ａ１点直下の温度で、かつ５００（ｍｓ）以上の長い時間をかけて焼き戻し通電を行うため、板組３に上記した鋼板成分を有する高強度鋼板を含む場合であっても、ナゲット６の端部を焼き戻して、靱性を向上できる。
　本発明では、継手強度をより効果的に向上させる観点より、上記した主通電工程と焼き戻し後熱処理工程の間に、さらに偏析緩和後熱処理工程として、下記の式（４）に示す冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）で冷却した後、下記の式（５）に示す電流値Ｉｐ（ｋＡ）で、下記の式（６）に示す通電時間ｔｐ（ｍｓ）の間、通電を行うことができる。
１０≦ｔｃｐ　　　　　　　　　　　　　・・・式（４）
０．６×Ｉｗ≦Ｉｐ≦０．９９×Ｉｗ　　 ・・・式（５）
４００≦ｔｐ　　　　　　　　　　　　　・・・式（６）
　〔偏析緩和後熱処理工程〕（好適条件）
　偏析緩和後熱処理工程とは、主通電工程で形成されたナゲット６における、ナゲット端部の偏析を減らすための後熱処理工程である。ナゲット端部の偏析を減らす効果を得るためには、主通電工程と焼き戻し後熱処理工程の間で行う偏析緩和後熱処理工程における、溶接条件を以下のように制御することが好ましい。
　まず、上記した式（４）に示す冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）で冷却を行い、その後、上記した式（５）に示す電流値Ｉｐ（ｋＡ）で、上記した式（６）に示す通電時間ｔｐ（ｍｓ）の間、再度通電を行うこと好ましい。
　偏析緩和後熱処理工程の冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）が１０（ｍｓ）未満では、溶融したナゲット６の凝固を完了するのに十分な時間と言えない場合がある。その結果、ナゲットが溶融した状態を保ち、偏析緩和後熱処理工程の効果である凝固後の溶質原子拡散による不純物の偏析緩和が達成されない。よって、冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）は１０（ｍｓ）以上とすることが好ましい。より好ましくは、１００（ｍｓ）以上である。さらに好ましくは、２００（ｍｓ）以上である。
　なお、冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）の上限は特に限定しないが、冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）は７５０（ｍｓ）以下とすることが好ましい。冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）が７５０（ｍｓ）を超えると、冷却が進み過ぎ、その後の加熱過程（偏析緩和後熱処理工程の偏析緩和通電）で、融点直下まで再熱するまでに時間を要するので望ましくない。より好ましくは、７００（ｍｓ）以下である。さらに好ましくは、２５０（ｍｓ）以下とする。
　偏析緩和後熱処理工程の偏析緩和通電の電流値Ｉｐ（ｋＡ）が０．６×Ｉｗ（ｋＡ）未満では、融点付近まで再熱することができない恐れがある。一方、電流値Ｉｐ（ｋＡ）が０．９９×Ｉｗ（ｋＡ）を超えると、ナゲット６が再溶融するため、融点直下の固相状態で凝固偏析を拡散により緩和する効果が得られない恐れがある。よって、電流値Ｉｐ（ｋＡ）の電流範囲は、０．６×Ｉｗ（ｋＡ）以上０．９９×Ｉｗ（ｋＡ）以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．８×Ｉｗ（ｋＡ）以上である。融点直下の温度に近づけるためには、さらに好ましくは０．８７×Ｉｗ（ｋＡ）以上であり、より一層好ましくは０．９０×Ｉｗ（ｋＡ）以上である。より好ましくは０．９８×Ｉｗ（ｋＡ）以下である。
　偏析緩和後熱処理工程の偏析緩和通電の通電時間ｔｐ（ｍｓ）が４００（ｍｓ）未満では、凝固偏析を拡散により緩和する効果が十分に得られない恐れがある。よって、通電時間ｔｐ（ｍｓ）は４００（ｍｓ）以上とすることが好ましい。より好ましくは、６００（ｍｓ）以上である。
　なお、偏析緩和後熱処理工程の偏析緩和通電の通電時間ｔｐ（ｍｓ）の上限は特に限定しないが、通電時間ｔｐ（ｍｓ）は８０００（ｍｓ）以下とすることが好ましい。通電時間ｔｐ（ｍｓ）が８０００（ｍｓ）を超えると、上記した効果の向上は得られにくく、生産性を阻害するので望ましくない。通電時間ｔｐは、好ましくは７０００（ｍｓ）以下とし、より好ましくは２０００（ｍｓ）以下とする。
　ここで、図３に、主通電工程と焼き戻し後熱処理工程の間に、さらに偏析緩和後熱処理工程を含む、本発明の抵抗スポット溶接方法における通電パターンの一例を示す。主通電工程、偏析緩和後熱処理工程および焼き戻し後熱処理工程は、図３に示す通電パターンに制御される。
　具体的には、主通電である主通電工程の電流値をＩｗ（ｋＡ）、主通電の通電時間をｔｗ（ｍｓ）に設定する。また、偏析緩和後熱処理工程の冷却時間をｔｃｐ（ｍｓ）に設定し、偏析緩和通電の電流値をＩｐ（ｋＡ）とするとき該電流値Ｉｐ（ｋＡ）を主通電の電流値Ｉｗ（ｋＡ）×０．９９以下、偏析緩和通電の通電時間をｔｐ（ｍｓ）に設定する。さらに、後通電である焼き戻し後熱処理工程の冷却時間をｔｃｔ（ｍｓ）に設定し、後通電の電流値をＩｔ（ｋＡ）とするとき該電流値Ｉｔ（ｋＡ）を主通電の電流値Ｉｗ（ｋＡ）以下、後通電の通電時間をｔｔ（ｍｓ）に設定する。そして、図１に示すように、板組３（鋼板１、２）を一対の電極４、５で挟持し、図３に示す通電パターンで通電を行い、鋼板１、２の境界にナゲット６を形成する。
　なお、電流値Ｉｐ（ｋＡ）と電流値をＩｔ（ｋＡ）の関係は、好ましくはＩｐ≧Ｉｔとする。偏析緩和通電Ｉｐはナゲット端部を融点直下の温度で偏析を緩和する。一方、焼き戻し後熱処理通電の電流値Ｉｔはナゲット端部をＡ１点以下の温度で保持することで焼き戻しを行っている。Ａ１点は融点よりも温度が大幅に低く、冷却時間ｔｃｔで冷却を行っても、通常電流値の関係はＩｐ≧Ｉｔである。
　本発明によれば、主通電で形成されナゲット６に対して、偏析緩和後熱処理工程において、短時間で冷却後に融点付近まで再熱を行うため、融点直下の固相状態で凝固偏析を拡散により緩和し、ナゲット６端部の偏析を減らすことができる。これにより、得られる溶接継手のＣＴＳを向上させることが可能となる。
　次に、抵抗スポット溶接継手の製造方法について説明する。
　本発明は、上述した抵抗スポット溶接方法を用いた抵抗スポット溶接継手の製造方法である。本発明の抵抗スポット溶接継手の製造方法では、例えば、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を一対の電極で狭持し、加圧しながら所定の溶接条件で通電する抵抗スポット溶接を行い、必要サイズのナゲットを形成し、抵抗スポット溶接継手を得る。なお、鋼板や溶接条件等は上述の説明と同様である。
　以上のように、本発明の抵抗スポット溶接方法および抵抗スポット溶接継手の製造方法は、後工程すなわち焼き戻し後熱処理工程での溶接条件を適切に制御することにより、ナゲット端部を焼き戻して、靱性を向上させる。これにより、得られる溶接継手の継手強度を向上させることができる。さらに、主通電工程と焼き戻し後熱処理工程の間に、再熱の工程（偏析緩和後熱処理工程）を行うことにより、ナゲット端部の凝固偏析を緩和して、ＣＴＳを向上させる。そのため、板組に高強度鋼板として上記した鋼板成分を有する中Ｍｎ鋼板を含む場合でも、継手強度をより向上させることができる。
　なお、本発明により得られるナゲットの成分は、０．０５≦Ｃ≦０．３５（質量％）、０．１≦Ｓｉ≦０．８（質量％）、２．０≦Ｍｎ≦１０（質量％）の範囲とするのが好ましい。ナゲット内成分の算出方法は、上述の方法で作製したサンプルからナゲットを切出し、化学分析により求めても良い。あるいは、溶接部の断面写真から求め、その割合を上下それぞれの鋼板の溶融部の断面積の割合とそれぞれの鋼板成分の含有量より換算しても良い。
　以下、本発明の作用および効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　本発明の実施例として、上述の図１に示すように、２枚の鋼板（下の鋼板１と上の鋼板２）を重ね合わせた板組３について、Ｃガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源を有する抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行い、必要サイズのナゲット６を形成して抵抗スポット溶接継手を作製した。
　試験片には、７８０ＭＰａ級～１１８０ＭＰａ級までの板厚１．２ｍｍの高強度鋼板（鋼板Ａ～鋼板Ｆ）を使用した。試験片のサイズは、長辺：１５０ｍｍ、短辺：５０ｍｍとした。鋼板Ａ～鋼板Ｆには、表１－１に示す成分組成の鋼板を用いた。以下、鋼板の成分組成を表す％は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　まず、得られた試験片を用いて板組３とした。表１－２に示すように、板組ａ、ｂは、同一種類の中Ｍｎ鋼板を２枚重ね合わせた板組である。板組ｃは、異種類の中Ｍｎ鋼板を重ね合わせた板組であり、板組ｄ、ｅは中Ｍｎ鋼板と高強度鋼板を重ね合わせた板組である。板組ｆは高Ｃ成分の同一鋼板を重ね合わせた板組である。板組ｇは高Ｍｎ成分の同一鋼板を重ね合わせた板組である。板組ｈは、同一種類の中Ｍｎ鋼板を３枚重ね合わせた板組である。板組i、ｊは、上記した任意成分を含有する中Ｍｎ鋼を重ね合わせた板組である。板組ａ～ｇ、i、ｊの板厚は、全て同じである。
　次に、各板組３を用いて、表２－１および表２－２に示す溶接条件の抵抗スポット溶接を行い、必要サイズのナゲット６を形成し、抵抗スポット溶接継手を得た。なお、この時の通電は、以下に示す条件で行った。通電中の加圧力は一定とし、ここでは３．５ｋＮで行った。また、下の電極４と上の電極５は、いずれも先端の直径：６ｍｍ、先端の曲率半径：４０ｍｍとし、クロム銅製のＤＲ型電極を用いた。ナゲット径は、板厚：ｔ（ｍｍ）とするとき５．５√ｔ（ｍｍ）以下となるように形成した。
　得られた抵抗スポット溶接継手を用いて、以下に記載の方法でＣＴＳの評価を行った。
［ＣＴＳの評価］
　ＣＴＳの評価は、作製した抵抗スポット溶接継手に対し、ＪＩＳＺ３１３７に規定の方法で十字引張試験を行い、ＣＴＳ（十字引張力）を測定して行った。測定値がＪＩＳ　Ａ級（３．４ｋＮ）以上であったものに対して記号○を付し、ＪＩＳ　Ａ級未満であったものに対して記号×を付した。なお、本実施例では、記号○の場合を良好と評価し、記号×の場合を劣ると評価する。表２－１および表２－２に溶接後の抵抗スポット溶接継手におけるＣＴＳの評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　表２－１および表２－２に示したとおり、本発明の方法に従い抵抗スポット溶接を行った本発明例では、良好な抵抗スポット溶接継手が得られた。これに対し、本発明の方法の溶接条件を外れる比較例では良好な継手が得られなかったことが分かる。
　１　　　下の鋼板
　２　　　上の鋼板
　３　　　板組
　４　　　下の電極
　５　　　上の電極
　６　　　ナゲット

Claims (4)

  1. 　２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で狭持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接方法であって、
    　電流値Ｉｗ（ｋＡ）で通電する主通電工程を行い、
    　その後、焼き戻し後熱処理工程として、
    式（１）に示す冷却時間ｔｃｔ（ｍｓ）で冷却した後、
    式（２）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔｔ（ｍｓ）の間通電を行い、
    　前記板組のうち少なくとも１枚の鋼板は、
    ０．０８≦Ｃ≦０．３（質量％）、
    ０．１≦Ｓｉ≦０．８（質量％）、
    ２．５≦Ｍｎ≦１０．０（質量％）、
    Ｐ≦０．１（質量％）
    を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分を有する抵抗スポット溶接方法。
    ８００≦ｔｃｔ　　　　　　　　・・・式（１）
    ０．５×Ｉｗ≦Ｉｔ≦Ｉｗ　　　 ・・・式（２）
    ５００≦ｔｔ　　　　　　　　 ・・・式（３）
  2. 　前記主通電工程と前記焼き戻し後熱処理工程の間に、
    さらに偏析緩和後熱処理工程として、
    式（４）に示す冷却時間ｔｃｐ（ｍｓ）で冷却した後、
    式（５）に示す電流値Ｉｐ（ｋＡ）で、式（６）に示す通電時間ｔｐ（ｍｓ）の間通電を行う請求項１に記載の抵抗スポット溶接方法。
    １０≦ｔｃｐ　　　　　　　　　　　　　 ・・・式（４）
    ０．６×Ｉｗ≦Ｉｐ≦０．９９×Ｉｗ　　　・・・式（５）
    ４００≦ｔｐ　　　　　　　　　　　　　・・・式（６）
  3. 　前記板組のうち少なくとも１枚の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である請求項１または２に記載の抵抗スポット溶接方法。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の抵抗スポット溶接方法を用いた抵抗スポット溶接継手の製造方法。
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