WO2022210749A1 - スポット溶接継手及びスポット溶接継手の製造方法 - Google Patents

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WO2022210749A1
WO2022210749A1 PCT/JP2022/015612 JP2022015612W WO2022210749A1 WO 2022210749 A1 WO2022210749 A1 WO 2022210749A1 JP 2022015612 W JP2022015612 W JP 2022015612W WO 2022210749 A1 WO2022210749 A1 WO 2022210749A1
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steel
plate
tempering
energization
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PCT/JP2022/015612
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千智 吉永
正則 泰山
蒼紫 川合
松男 茅野
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日本製鉄株式会社
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present disclosure relates to spot welded joints and methods of manufacturing spot welded joints.
  • Spot welding is mainly used in processes such as assembly of car bodies and attachment of parts.
  • the automotive field there has been a growing demand for lighter vehicle bodies to achieve better fuel efficiency and reduced CO2 emissions, and higher rigidity for improved collision safety.
  • high-strength steel sheets for vehicle bodies and parts.
  • the carbon equivalent (Ceq) of the base material is large in order to achieve the strength, and in spot welding, the welded part is rapidly cooled immediately after heating, so the welded part becomes a martensitic structure. Hardness increases and toughness decreases in welds and heat affected zones.
  • Patent Document 1 As a spot welding method by three-step energization, a plate assembly in which two or more steel plates are superimposed is sandwiched between a pair of electrodes, and a resistance spot welding method is performed by energizing while applying pressure.
  • a main energizing step is performed in which current is applied at a current value I w (kA), and then, as a post-tempering heat treatment step, cooling is performed for the cooling time t ct (ms) shown in Equation (1), and then Equation (2 ) at a current value I t (kA) shown in the formula (3) for the energization time t t (ms) shown in the equation (3), 800 ⁇ t ct Formula (1) 0.5 ⁇ I w ⁇ I t ⁇ I w Formula (2) 500 ⁇ t t Expression (3) At least one steel plate in the set of plates, 0.08 ⁇ C ⁇ 0.3 (% by mass), 0.1 ⁇ Si ⁇ 0.8 (% by mass), 2.5 ⁇ Mn ⁇ 10.0 (% by mass), P ⁇ 0.1 (% by mass) A resistance spot welding method is disclosed having a composition containing the balance Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 2 discloses a method of lap-welding high-strength steel plates containing 0.15% by mass or more of carbon and having a tensile strength of 980 MPa or more, wherein the spot welding step is performed as the first step to form a nugget.
  • the first energization step, the first energization step followed by a cooling step in which no energization is performed, and the cooling step followed by the second energization step in which the nugget is softened are performed. 1.
  • I 2 /I 1 is set to 0.5 to 0.8
  • the time tc (sec) of the cooling step is set according to the steel plate thickness H (mm).
  • the range of 0.8 ⁇ tmin or more and 2.5 ⁇ tmin or less calculated by the following formula (1), and the energization time t2 (sec) of the second energization step is set to 0.7 ⁇ tmin or more
  • two or more thin steel plates spot-welded to each other, a nugget formed on the joining surface of the thin steel plate; has At least one of the two or more thin steel sheets is a high-strength steel sheet having a tensile strength of 750 MPa to 1850 MPa, and a carbon equivalent Ceq represented by the following formula (1) is 0.22 mass% to 0.55.
  • the microstructure consists of a dendrite structure with an average arm spacing of 12 ⁇ m or less, A spot-welded joint of high-strength steel sheets is disclosed, characterized in that the average grain size of carbides contained in the microstructure is 5 nm to 100 nm and the number density is 2 ⁇ 10 6 pieces/mm 2 or more.
  • Ceq [C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S] (1) ([C], [Si], [Mn], [P] and [S] indicate the contents (% by mass) of C, Si, Mn, P and S, respectively.)
  • Patent Document 1 International Publication No. 2019/156073
  • Patent Document 2 International Publication No. 2014/171495
  • Patent Document 3 International Publication No. 2011/025015
  • An object of the present disclosure is to provide a spot-welded joint whose joint strength is greatly improved compared to the case where resistance spot welding is performed by single current flow to a plate set including steel plates having a relatively high carbon content.
  • the present disclosure provides a method for manufacturing a spot-welded joint that can greatly improve the joint strength compared to the case of performing resistance spot welding by single current, even when using a plate set containing a steel plate with a relatively high carbon content.
  • the purpose is to
  • the gist of the present disclosure for achieving the above object is as follows.
  • ⁇ 1> A spot-welded joint of a plate set in which two or more steel plates including at least one steel plate having a C content of 0.280% by mass or more and 0.700% by mass or less are superimposed, In the cross section in the plate thickness direction of the plate assembly passing through the center of the nugget, the length of the major diameter to the minor diameter of the prior austenite grains in the molten boundary region up to 1 mm inside from the molten boundary of the nugget edge corresponding to the plate interface.
  • the circle in the fusion boundary region A spot-welded joint in which the number density of iron-based carbides having an equivalent diameter of 30 nm or more is 3.0 ⁇ 10 6 ⁇ C or more per 1 mm 2 .
  • the C content for calculating the lower limit of the number density of the iron-based carbides is not the same for all the steel plates that make up the set, the C of each steel plate that makes up the set A weighted average of values obtained by multiplying the content by the plate thickness ratio of each steel plate to the total thickness of the plate assembly.
  • ⁇ 4> The number density of iron-based carbides having an equivalent circle diameter of 30 nm or more in a region within 500 ⁇ m from the nugget end of the heat-affected zone existing around the nugget end is 1.0 ⁇ per 1 mm 2
  • ⁇ 5> The spot welded joint according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, wherein the residual stress at the center of the nugget is less than 90 MPa.
  • a plate set in which two or more steel plates including at least one steel plate having a C content of 0.280% or more and 0.700% by mass or less are superimposed with a pair of electrodes in the plate thickness direction A first energizing step of energizing at a current value I 1 (kA) while sandwiching and applying pressure; After the first energization step, a first non-energization step in which the time tc1 of 20 ms or more and 200 ms or less is not energized; After the first non-energization step, a second energization step of energizing at a current value I 2 (kA) that satisfies the following formula (1) and a time t 2 (ms) that satisfies the following formula (2); 0.60 ⁇ I 2 /I 1 ⁇ 1.10 (1) 50 ⁇ t 2 ⁇ 1000 (2) After the second energization step, after the time t c2 (ms) that satisfies the following
  • a tempering step of performing tempering under conditions where the tempering parameter H is 8000 or more and 18000 or less; t c2 >3.5 ⁇ 10 ⁇ 3 ⁇ Ms 2 ⁇ 3.3 ⁇ Ms+1100 (3) H T x (log HT + (17.7 - 5.8 x [C])) (A)
  • the Ms in the formula (3) means the Ms point calculated by substituting the mass % of each element contained in the steel sheets forming the set of plates into the element symbol in the following formula (4).
  • the total thickness of the set of plates is added to the Ms point calculated for each steel plate by the above formula (4) for all the steel plates that make up the set of plates.
  • Ms (°C) 561-474 x C-33 x Mn-17 x Ni-17 x Cr-21 x Mo (4)
  • T in the formula (A) means the tempering temperature (K) in the vicinity of the edge of the nugget formed by the energization, tHT means the tempering time (s), and [C] means C content in the plate set.
  • a c1 (° C.) 750.8-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+232.4Nb-169.4Al-894.7B (B)
  • the mass % of each element contained in the steel sheets forming the set is substituted for the symbol of the element in the formula (B).
  • a c1 calculated by the above formula (B) for each steel plate for all the steel plates that make up the set of plates is added to the total thickness of the set of plates.
  • the above (A c1 -30) is determined based on the weighted average A c1 of the values obtained by multiplying the thickness ratio of each steel plate to .
  • the C content (mass%) in the steel plate with the highest C content in the plate set is [C]
  • the tensile strength (MPa) of the steel plate with the highest C content is 1800 ⁇ [C]
  • the method for producing a spot-welded joint according to any one of ⁇ 6> to ⁇ 9> which produces a spot-welded joint of +250 or more.
  • ⁇ 11> The method for manufacturing a spot-welded joint according to any one of ⁇ 6> to ⁇ 10>, wherein t c2 is 9000 msec or less.
  • ⁇ 12> Any one of ⁇ 6> to ⁇ 11>, wherein in the first energizing step, the first non-energizing step, and the second energizing step, the pressure applied to the plate assembly by the pair of electrodes is constant.
  • a spot-welded joint whose joint strength is greatly improved compared to the case where resistance spot welding is performed by single current flow to a plate set including steel plates having a relatively high carbon content.
  • a method for manufacturing a spot-welded joint that can greatly improve the joint strength compared to the case of performing resistance spot welding by single current, even when using a plate assembly containing a steel plate having a relatively high carbon content.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between spot welding performed on superimposed steel plates and the CTS (cross tensile strength) of the joint. It is an SEM-EBSD analysis image near the nugget after spot welding, (A) is a case where only a single current is applied, and (B) is a case where a second current is applied after the single current. It is a figure which shows the cross section of the plate
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between spot welding performed on superimposed steel plates and the CTS (cross tensile strength) of the joint. It is an SEM-EBSD analysis image near the nugget after spot welding, (A) is a case where only a single current is applied, and (B) is a case where a second current
  • FIG. 4 shows an example of the structure of the nugget edge of the spot-welded joint according to the present disclosure, showing (A) SEM-EBSD analysis image and (B) prior austenite grain boundaries.
  • FIG. 4 is an example of the structure of the nugget end portion of the spot-welded joint, showing iron-based carbides (white portions).
  • FIG. 3 schematically illustrates a combination of spot welding and tempering in a method of manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure;
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing an example of a nugget and a heat-affected zone (HAZ) formed when resistance spot welding is performed on a plate set in which two steel plates are superimposed;
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the Ms point and the time required for cooling to the Ms point after segregation relaxation.
  • FIG. 5 is a diagram showing an example of a temperature history obtained by thermal conduction analysis of the vicinity of the nugget edge when tempering is performed using a spot welder.
  • FIG. 11 is a diagram showing average temperature changes when the temperature history shown in FIG. 10 is divided into ranges not exceeding 50° C.;
  • % display of the content of each element means “% by mass”.
  • a numerical range represented using “to” means a range including the numerical values described before and after “to” as lower and upper limits.
  • a numerical range when "more than” or “less than” is attached to a numerical value described before and after “to” means a range that does not include these numerical values as lower or upper limits.
  • the upper limit of one step of the numerical range may be replaced with the upper limit of another step of the numerical range or the values shown in the examples. good.
  • the lower limit of one step of the numerical range is replaced with the lower limit of another step of the numerical range or the value shown in the example.
  • the term "process” includes not only an independent process but also a process that cannot be clearly distinguished from other processes as long as the intended purpose of the process is achieved.
  • Fig. 1 shows two types of steel sheets with a C content of 0.34% and a P content of 0.015% (normal P material) and 0.0007% (extremely low P material). It shows the relationship between the CTS of the joint where two sheets are superimposed and resistance spot welded. Components other than the amount of C and the amount of P are common (S: 0.0008%, Si: 0.25%, Mn: 1.25%).
  • single energization is resistance spot welding performed by one energization to form a nugget on the sheet assembly
  • tempering energization is to perform a single energization to form a nugget on the sheet assembly, and then the nugget is welded. It means that post-energization (tempering energization) corresponding to annealing treatment for softening was performed.
  • Thine-step energization means that after single energization for forming a nugget, energization with a current value larger than that for tempering energization was performed, and then tempering energization was performed.
  • Two-step energization + furnace tempering means that after single energization for forming a nugget, energization with a current value higher than that for tempering energization was performed, and then tempering was performed using a tempering furnace.
  • FIG. 2 is an image obtained by SEM-EBSD analysis of a spot-welded nugget and its vicinity.
  • A is a case where only a single energization is performed
  • B is a case where the second stage energization is performed for 0.1 second after the single energization (no tempering energization).
  • regular grains which are rarely seen in (A) are observed near the nugget edge (near the melt boundary) within the nugget. It is considered that the change in the grain size shape is caused by the fact that the steel is once solidified, then heated again to undergo delta transformation, and then cooled again to undergo ⁇ transformation.
  • grain regulating is considered to be more important than segregation mitigation.
  • the welded portion was tempered using various heat sources.
  • tempering is performed so that the tempering parameter H, which can be calculated from the temperature history of the nugget edge, is within a specific range, so that the joint by single current flow CTS was remarkably improved in comparison.
  • the higher the C content the higher the tensile strength of the steel sheet, but the toughness of the weld zone decreases and the joint strength decreases.
  • the energization step of forming nuggets under specific conditions and the grain size regulating energization step are combined. If spot welding is performed and after a specific time has elapsed, tempering is performed so that the value of the tempering parameter H is within a specific range, in the CTS test, the part where the stress in the peeling direction is most applied (inside the nugget It was found that the toughness in the vicinity of the nugget boundary) is improved, and the joint strength can be greatly improved.
  • FIG. 4 shows the structure of the nugget edge when a spot-welded joint is manufactured by single current flow
  • FIG. (A) is an image obtained by SEM-EBSD analysis
  • (B) shows grain boundaries of prior austenite grains.
  • the prior austenite grains shown in FIG. 5(B) have regular grains with a smaller aspect ratio.
  • FIG. 6 shows iron-based carbides (white portion) at the nugget edge.
  • spot welded joint is referred to as “welded joint” or simply “joint”
  • Nugget edge corresponding to the plate interface is “nugget edge”
  • the area from the melting boundary to the inside 1 mm is the “melting boundary area”
  • Average aspect ratio of prior austenite grains is "average aspect ratio of prior austenite grains”
  • Iron-based carbide having an equivalent circle diameter of 30 nm or more is “coarse iron-based carbide”, are sometimes called respectively.
  • the ratio of the major axis to the minor axis of the prior austenite grain in the region from the melt boundary of the nugget end corresponding to the plate interface to the inside 1 mm (long axis/short axis ) is referred to as the “average aspect ratio of the prior austenite grains at the nugget edge”
  • the number density of iron-based carbides having an equivalent circle diameter of 30 nm or more in the region up to the edge of the nugget may be referred to as "the number density of coarse iron-based carbides at the nugget edge”.
  • the welded joint according to the present disclosure has an average aspect ratio of prior austenite grains at the nugget edge in the range of 1.0 to 1.5. If the conditions of the method for manufacturing a spot-welded joint according to the present disclosure, which will be described later, are not satisfied, the austenite grains tend to be elongated in the solidification direction, the superimposed plates are weak against the force in the direction of peeling, and the joint strength is low. to degrade. Therefore, the average aspect ratio of the prior austenite grains at the nugget edge is set to 1.0 to 1.5, preferably 1.3 or less, and more preferably 1.2 or less.
  • the average aspect ratio of prior austenite grains at the nugget edge is specified as follows.
  • the shape of each prior austenite grain is approximated to an ellipse by the least-squares method.
  • the major axis of each austenite grain and the area are used to calculate the minor axis of an ellipse having the major axis.
  • the aspect ratio of the prior austenite grains is calculated by dividing the dimension of the major axis by the dimension of the minor axis.
  • the aspect ratio of the prior austenite grain boundary may be measured in the molten boundary region at either end of the nugget, but if the prior austenite grain size is large and 15 or more cannot be measured, , the total observation area measured at both ends of the nugget shall be 0.25 mm 2 or more, and the shape of the prior austenite grains contained therein shall be used. At this time, even if the grain contained therein is outside the range of 0.25 mm 2 , it shall be used for the calculation. In the case of a joint where three or more steel sheets are stacked and spot-welded, the measurement is performed at the edge of the nugget at the interface of the steel sheet with the highest carbon content. Measurement is taken at the nugget edge of the plate interface on the side with the higher carbon content above and below.
  • the number density of iron-based carbides (coarse iron-based carbides) having an equivalent circle diameter of 30 nm or more at the nugget edge is 3.0 ⁇ 10 6 ⁇ C or more per 1 mm 2 .
  • the number density of coarse iron-based carbides at the nugget edge is preferably 3.3 ⁇ 10 6 ⁇ C pieces/mm 2 or more, more preferably 4.0 ⁇ 10 6 ⁇ C pieces/mm 2 or more.
  • the toughness may be reduced. 0 ⁇ 10 8 ⁇ C pieces/mm 2 or less.
  • C the C content (mass%) of the steel plates that make up the set is substituted, but if the C content of the steel plates that make up the set is different, , the weighted average of the values obtained by multiplying the thickness ratio of each steel plate to the total thickness of the set.
  • the number density of coarse iron-based carbides at the nugget edge is specified as follows. In a cross section cut in the plate thickness direction so as to pass through the center of the nugget, the molten boundary region including the corresponding position of the nugget edge is mirror-polished, etched with nital, and then observed with SEM (magnification: 20000 times).
  • the composition of the precipitates, which are considered to be iron-based carbides, is specified by EDS (Energy dispersive X-ray spectrometry).
  • the iron-based carbides mentioned here mainly include cementite (Fe 3 C), which is a compound of iron and carbon, and ⁇ -based carbides (Fe 2-3 C).
  • iron-based carbides compounds obtained by substituting Fe atoms in cementite with Mn, Cr, etc., and alloy carbides (M 23 C 6 , M 6 C, MC, etc., where M is Fe and other metal element).
  • M is Fe and other metal element.
  • the number density of those having an equivalent circle diameter exceeding 30 nm may be measured in a field of view of 50 ⁇ m square or more at the edge of the nugget where the aspect ratio of the prior austenite grain boundary is measured.
  • At least one steel plate constituting the plate assembly may have a C content of 0.280% or more and 0.700% or less in mass%.
  • the number of steel plates constituting the set of plates is not particularly limited as long as it is two or more, and may be selected according to the application of the welded joint to be manufactured. The steel plate in the welded joint and the method for manufacturing the welded joint according to the present disclosure will be described below.
  • C 0.280% or more and 0.700% or less C is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to strength improvement.
  • the C content of at least one steel sheet is 0.280% or more.
  • the C content of all steel sheets constituting the welded joint according to the present disclosure is 0.280% or more, more preferably more than 0.300%, even more preferably 0.310% or more, even more preferably 0 0.330% or more, more preferably 0.350% or more.
  • the C content is 0.700% or less.
  • the C content is preferably 0.550% or less, more preferably 0.480% or less.
  • the balance other than C may be Fe and impurities, or may include optional components in place of part of Fe.
  • Impurities are exemplified by components contained in raw materials such as ores and scraps, or components mixed in during the manufacturing process, and refer to components that are not intentionally included in the steel sheet. Preferred contents of elements other than C and Fe are described below.
  • the components described below are impurities or arbitrary components, and the lower limit may be 0% or may be more than 0%.
  • P 0.010% or less
  • P is an impurity and an element that causes embrittlement. If the P content exceeds 0.010%, it is difficult to obtain joint strength, so the upper limit is preferably made 0.010%. More preferably, it is 0.009% or less. It should be noted that the lower the P content, the better, but the lower the P content, the higher the P removal cost.
  • the welded joint according to the present disclosure as shown in FIG. 1, even when a steel plate with a normal P content is used, a steel plate with an extremely low P content is used to form a nugget by energization. After that, the CTS can be improved to the same level or more as when the tempering energization is performed. Therefore, the P content of the steel sheet does not need to be greatly reduced, and the lower limit of the P content may be 0.0005%.
  • S 0.050% or less S, like P, is an impurity and an element that causes embrittlement. Also, S is an element that forms coarse MnS in steel, lowering the workability of the steel and also lowering the joint strength. If the S content exceeds 0.050%, it is difficult to obtain the required joint strength and the workability of the steel deteriorates. The lower the S content, the better, but from the same viewpoint as P, the lower limit of the S content in the steel sheet may be 0.0003%.
  • Si more than 0.10% Si is an element that increases the strength of steel through solid-solution strengthening and structural strengthening. If the Si content is 0.10% or less, the joint strength decreases, so it is preferable to set the lower limit to more than 0.10%. More preferably, it exceeds 0.80%. On the other hand, if the Si content is too high, the workability is lowered and the joint strength is lowered, so the upper limit may be 3.5% or 3.0%.
  • Mn 15.00% or less Mn is an element that increases the strength of steel. If the Mn content exceeds 15.00%, the workability deteriorates and the joint strength also decreases, so the upper limit is preferably set to 15.00%. 0.5 to 7.5% is more preferable in order to ensure the strength, workability, and joint strength of the steel sheet in a well-balanced manner. More preferably, it is 1.0 to 3.5%.
  • Al 3.00% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, stabilizes ferrite, and suppresses precipitation of cementite.
  • Al is contained for deoxidizing and controlling the steel structure, but Al is easily oxidized. is also reduced, it is preferable to make it 3.00% or less.
  • a more preferable upper limit is 1.2% from the viewpoint of ensuring workability.
  • N 0.0100% or less
  • N is an element that increases the strength of the steel sheet, but it is an element that forms coarse nitrides in the steel and degrades the formability of the steel. If the N content exceeds 0.0100%, the formability of the steel deteriorates and the joint strength remarkably decreases. From the viewpoint of improving the cleanliness of the steel sheet, N may be 0%. From the viewpoint of production cost for reducing N, the lower limit may be 0.0001%.
  • Ti is an element that forms precipitates and refines the steel sheet structure, and may be contained.
  • the content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.01% or more.
  • the upper limit is preferably 0.70%, more preferably 0.50% or less. be.
  • Nb 0.70% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides and suppresses coarsening of crystal grains, and may be contained.
  • the content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.01% or more. Excessive content impairs toughness and makes manufacturing difficult and causes a decrease in joint strength, so the upper limit is preferably 0.70%, more preferably 0.50% or less, or 0.30% or less. is.
  • V 0.30% or less
  • V is an element that forms fine carbonitrides and suppresses coarsening of crystal grains, and may be contained.
  • the content is preferably 0.001% or more. More preferably, it is 0.03% or more. An excessive content impairs the toughness, making it difficult to manufacture and also causes a decrease in joint strength. Therefore, the upper limit is preferably 0.30%, more preferably 0.25% or less.
  • Cr 5.00% or less
  • Mo are elements that contribute to improving the strength of steel and may be contained. In order to obtain the containing effect, it is preferable to contain 0.001% or more of each. More preferably, it is 0.05% or more. However, if the Cr content exceeds 5.00% or the Mo content exceeds 2.00%, problems may occur during pickling and hot working, and joint strength may be reduced. , the upper limit of the Cr content is preferably 5.00%, and the upper limit of the Mo content is preferably 2.00%.
  • Cu 2.00% or less
  • Ni 10.00% or less
  • Cu and Ni are elements that contribute to improving the strength of steel and may be contained. In order to obtain the containing effect, it is preferable to contain 0.001% or more of each. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content exceeds 2.00% and the Ni content exceeds 10.00%, problems may occur during pickling and hot working, and joint strength may be reduced. Therefore, the upper limit of the Cu content is preferably 2.00%, and the upper limit of the Ni content is preferably 10.00%.
  • Ca 0.0030% or less REM: 0.050% or less Mg: 0.05% or less Zr: 0.05% or less
  • Ca, REM (rare earth metal), Mg, and Zr are oxides after deoxidation and , is an element that refines sulfides present in the hot-rolled steel sheet and contributes to the improvement of formability, and may be contained.
  • the Ca content exceeds 0.0030%, the REM content exceeds 0.050%, and each Mg or Zr content exceeds 0.05%, the workability of the steel is reduced. . Therefore, it is preferable to set the upper limit of Ca content to 0.0030%, the upper limit of REM content to 0.050%, and the upper limit of each content of Mg and Zr to 0.05%.
  • the Ca content is 0.0005% or more
  • the REM content is 0.001% or more
  • the Mg content is 0.001% or more
  • the Zr content is 0.001% or more.
  • REM is a generic term for a total of 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids, and the content of REM refers to the total content of one or more elements in REM.
  • REM is generally contained in misch metal. Therefore, for example, REM may be contained in the form of misch metal so that the total content of REM is within the above range.
  • B 0.0200% or less B is an element that segregates at grain boundaries to increase grain boundary strength, and may be contained.
  • the content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0008% or more.
  • the upper limit is preferably 0.0200%, more preferably 0.010% or less.
  • At least one steel plate in the plate set in which two or more steel plates are superimposed has a C content in mass% of 0.280% or more and 0.700% or less.
  • a desired element is selected from the above elements, and a steel sheet having a composition within the above range is used.
  • the steel plate of the above composition replaces part of the iron (Fe), Ti: 0.70% or less, Nb: 0.70% or less, V: 0.30% or less, Cr: 5.00% or less, Mo: 2.00% or less, Cu: 2.00% or less, Ni: 10.00% or less, Ca: 0.0030% or less, REM: 0.050% or less, Mg: 0.05% or less, It may contain one or more elements selected from the group of Zr: 0.05% or less and B: 0.0200% or less.
  • the C content of all the steel plates constituting the set may be 0.280% or more and 0.700% or less, and some of the steel plates in the set may have a C content of less than 0.280% or 0.280%. It may be greater than 700%.
  • each steel plate that constitutes the plate assembly is not particularly limited, but for example, a plate thickness of 0.5 to 3.5 mm can be mentioned. Also, the total thickness t of the board assembly is not particularly limited, but it is, for example, 1.5 to 8.0 mm.
  • welded joint is not particularly limited, it is considered particularly effective for body parts, for example.
  • the method for manufacturing the spot-welded joint according to the present disclosure is not particularly limited, two or more steel plates including at least one steel plate having a C content of 0.280% or more and 0.700% or less are superimposed. After a predetermined time t c2 (ms) has passed after the first energization, the first non-energization, and the second energization at a specific current value and time, a specific A method of tempering under certain conditions is mentioned. According to such a method, the CTS can be significantly improved as compared with the case where resistance spot welding is performed by single current flow, and the spot welded joint according to the present disclosure can be suitably manufactured.
  • An example of a preferred method for manufacturing a spot-welded joint according to the present disclosure (sometimes referred to as a "method for manufacturing a spot-welded joint according to the present disclosure") will be described in detail below.
  • the method for manufacturing a spot-welded joint according to the present disclosure (sometimes simply referred to as the “method for manufacturing a welded joint” in the present disclosure) has a C content of 0.280% or more and 0.280% or more by mass%.
  • a plate assembly in which two or more steel plates including at least one steel plate of 700% by mass or less are superimposed is sandwiched between a pair of electrodes in the plate thickness direction and pressed while applying current at a current value I 1 (kA).
  • the tempering temperature is 350 ° C.
  • the tempering temperature is calculated by the following formula (A).
  • H T x (log HT + (17.7 - 5.8 x [C])) (A) including.
  • the Ms in the formula (3) means the Ms point calculated by substituting the mass % of each element contained in the steel sheets forming the set of plates into the element symbol in the following formula (4).
  • the total thickness of the set of plates is added to the Ms point calculated for each steel plate by the above formula (4) for all the steel plates that make up the set of plates.
  • Ms (°C) 561-474 x C-33 x Mn-17 x Ni-17 x Cr-21 x Mo (4)
  • T in the formula (A) means the tempering temperature (K) in the vicinity of the edge of the nugget formed by the energization, tHT means the tempering time (s), and [C] means C content in the plate set. It means the C content (mass%) in the steel sheet with the highest amount.
  • FIG. 7 is a diagram schematically showing spot welding (current and time) and tempering in the method of manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure.
  • a method for manufacturing a welded joint according to the present disclosure is a plate in which two or more steel plates including at least one steel plate having a C content of 0.280% or more and 0.700% or less in mass% 7, the tempering temperature is 350° C. or higher and the tempering parameter H is 8000 to 18000. By performing the tempering process so as to be within the range of, the joint strength is remarkably improved. Each step will be specifically described below. In addition, the composition of the steel plate to be used will be described later.
  • First energization step First, as a first energizing step, a sheet assembly in which two or more steel sheets including at least one steel sheet having a C content in mass% of 0.280% or more and 0.700% or less are superimposed, The plate is sandwiched between a pair of electrodes and applied with a current value I 1 (kA) while applying pressure.
  • FIG. 8 schematically shows an example of a nugget formed when the first energization step is performed on a plate set in which two steel plates are stacked. As shown in FIG. 8, electricity is applied between the electrodes 2A and 2B while the electrodes 2A and 2B are pressed so as to sandwich the plate set in which the steel plates 1A and 1B are superimposed in the plate thickness direction.
  • a nugget 13 and a heat-affected zone (so-called HAZ) 14 are formed in the current-carrying portion between the steel plates 1A and 1B, and the steel plates are spot-welded.
  • the current value I 1 in the first energization step uses a current value that can obtain the desired nugget diameter, and when half the thickness of the total plate thickness is t (mm), the energization time t 1 is from 10 t-5 to 10 t + 5 cycles (50 Hz ) and so on.
  • Aiming for a nugget diameter of 4 ⁇ t or more is good from the viewpoint of joint strength and avoidance of expulsion. More desirably, it is 5 ⁇ t or more.
  • the up slope before the first energization step, pre-energization may be performed with a current value lower than that in the first energization step.
  • the pressing force of the electrodes 2A and 2B against the plate assembly is, for example, 2000 to 8000N so as to suppress the occurrence of expulsion and stably obtain nuggets.
  • the applied pressure may be constant or may be changed in the middle. In addition, if there is a variation in the applied pressure before the two-stage energization, the grain growth is hindered and the effect of regulating the grain size can be reduced.
  • the variation in the pressure exerted by both electrodes 2A and 2B on the set is small.
  • the pressure in the first non-energization process is preferably 0.8P to 1.2P
  • the pressure in the second energization process is 0.8P to 1.2P.
  • Preliminary energization may be performed before upslope or nugget formation. A down slope or the like may be included. Nugget formation may be performed by pulse energization.
  • the non-energization time tc1 after the first energization step is 20 ms or more and 200 ms or less, preferably 25 ms or more and 160 ms or less, and 30 ms or more and 150 ms or less. is more preferable.
  • the second energization step is an important step in which the inventors of the present invention have found that the CTS can be improved even if the C content of the steel sheet is 0.280% or more. It has the effect of regulating the crystal grains in the vicinity of the fusion boundary in the nugget and improving the toughness of the portion where the stress applied in the peeling direction is the highest in the CTS test.
  • the current is energized at a current value I 2 (kA) that satisfies the following formula (1) and a time t 2 (ms) that satisfies the following formula (2).
  • the second energization step in order to melt the center of the nugget without crossing the melting boundary formed in the first energization step and apply appropriate heat to the vicinity of the nugget end, the current value (I 1 ) in the first energization step
  • the energization is performed under the condition that the ratio (I 2 /I 1 ) and the energization time (t 2 ) satisfy the above formulas (1) and (2), respectively.
  • the second energization step corresponds to the grain control heat treatment, and the nugget crystal is The grain changes and joint strength can be improved.
  • I 2 /I 1 is preferably 0.75-1.05, and t 2 is preferably 200-600.
  • tempering process After the second energization step, tempering is performed at the energized position.
  • the Ms in the formula (3) means the Ms point calculated by substituting the mass % of each element contained in the steel sheets forming the set into the element symbol in the following formula (4).
  • Ms (°C) 561-474 x C-33 x Mn-17 x Ni-17 x Cr-21 x Mo (4)
  • zero is substituted for the corresponding element symbols for the elements that are not contained in the steel sheet.
  • Equation (3) the Ms point calculated for each steel plate by Equation (4) for all the steel plates that make up the set of plates is The weighted average Ms point of the value obtained by multiplying the thickness ratio of each steel plate to the total thickness (total thickness) is substituted into Equation (3).
  • the Ms points (° C.) calculated by the formula (4) from the compositions of each steel plate are Ms ⁇ , Ms ⁇ , Ms ⁇ , t ⁇ , t ⁇ , and t ⁇ are the plate thicknesses (mm) of each steel plate, and t is the total thickness of the plate assembly, then the weighted average Ms point ( Ms ave ) is calculated as follows.
  • Ms ave Ms ⁇ ⁇ (t ⁇ /t)+Ms ⁇ ⁇ (t ⁇ /t)+Ms ⁇ ⁇ (t ⁇ /t)
  • the cooling time tc2 is preferably 9000 ms or less.
  • Tempering parameter H At the position where spot welding was performed by the first energization and the second energization, the tempering temperature is 350 ° C. or more after the time t c2 (ms) described above has elapsed since the second energization was completed, and the following formula Tempering is performed under the condition that the tempering parameter H calculated by (A) is 8000 or more and 18000 or less.
  • T in the formula (A) means the tempering temperature (K) in the vicinity of the edge of the nugget formed by energization, tHT means the tempering time (s), and [C] means the C content (% by mass) of the steel sheet. ) respectively. In the case of combining steel sheets with different C contents, the C content (% by mass) in the steel sheet with the highest C content is used.
  • the tempering parameter H is set to 8000 or more, preferably 9000 or more, and more preferably 10000 or more in order to proceed with the tempering sufficiently. Also, if the tempering proceeds too much, the carbides become too large and the toughness decreases.
  • the tempering temperature T is preferably A c1 (° C.) or lower, more preferably (A c1 ⁇ 30)° C. or lower, calculated by the following formula (B).
  • a c1 750.8-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+232.4Nb-169.4Al-894.7B (B)
  • the content (% by mass) of each element contained in the steel sheet is substituted for the element symbol in the above formula, and zero is substituted for elements not contained in the steel sheet.
  • the weighted average A c1 according to the plate thickness was calculated by formula (B) for each steel plate
  • the tempering temperature can be set based on the weighted average Ac1 of the value obtained by multiplying Ac1 by the thickness ratio of each steel plate to the total thickness of the set.
  • the tempering temperature T in the formula (A) for calculating the tempering parameter H is absolute temperature (K)
  • Ac1 calculated by the formula (B) is in degrees Celsius (°C). Therefore, for example, when setting the tempering temperature based on A c1 (°C) calculated by the formula (B) in the tempering process, the tempering temperature T (K) in the formula (A) is converted into an absolute temperature.
  • the tempering time t HT (s) can be set such that the tempering parameter H is within a predetermined range.
  • the tempering temperature T (K) is based on the temperature at a position 0.5 mm inside from the nugget end after the second energization step (which may be referred to as “nugget end vicinity” in the present disclosure). and
  • the “nugget edge” is a portion of the fusion boundary of the nugget that was the plate interface of the plate assembly.
  • QuickSpot (Computational Mechanics Research Center Co., Ltd.) can be used as software for performing simulation by heat conduction analysis.
  • the temperature near the edge of the nugget was calculated by simulation using the above software.
  • the temperature in the vicinity of the temperature measuring section may be substituted, or the furnace temperature may be used.
  • the tempering temperature T may change depending on the tempering means.
  • the tempering parameter H is calculated as follows.
  • the tempering parameter H in the tempering process is calculated in this way. Also, the temperature at which H obtained on the assumption that the entire section is isothermal is the same is called the representative temperature.
  • Ha T ave ⁇ (log(t b ⁇ t a )+(17.7 ⁇ 5.8 ⁇ [C]))
  • tc is obtained from the next interval tb
  • H is calculated for the entire interval by the same method as in (2). Also, as in (2), the temperature at which H obtained by assuming that all sections are isothermal is called the representative temperature.
  • the tempering method in the tempering process is not particularly limited as long as the tempering temperature is 350°C or higher and the tempering parameter H calculated by the formula (A) is within the range of 8000 to 18000.
  • the second energization step there are a method of performing tempering by a spot welder as it is, and a method of performing tempering using a heat source other than the spot welder.
  • the third energization step corresponds to temper heat treatment, and the current value I 3 and energization time t 3 reheat the nugget cooled to the Ms point or less so that the tempering parameter H is within the range of 8000 to 18000. .
  • the ratio (I 3 /I 1 ) to the current value (I 1 ) in the first energization step and the energization time (t 3 ) were expressed by the formula (5) ) and formula (6), the toughness can be effectively improved.
  • the energization time in the third energization step is too long, the productivity is lowered, so it is preferable to set the energization time to 5000 ms or less.
  • the electrode is once separated from the plate assembly, and after the time tc2 has elapsed, the spot welder is used again to energize under the same conditions as in the third energization step to perform tempering. good too.
  • Tempering may be performed using a heat source other than a spot welder. That is, after the second energization, the electrode is separated from the plate assembly, and the nugget is heated using a heat source other than the spot welder after the time tc2 that satisfies the equation (3) has passed.
  • a heat source (heating means) other than the spot welder is not particularly limited, and includes a furnace, laser, hot iron, hot plate, high-frequency induction heating, and the like. Heating is carried out so that the tempering parameter H is within the range of 8000 to 18000 when any heating means is used.
  • a heating means other than a spot welder is used as a heat source for tempering, the variation in tempering temperature is reduced as compared with tempering by energization using a spot welder.
  • a spot welder there are heat flows to nearby steel materials and branch currents to other welding points, so it is necessary to set a current value that incorporates these factors.
  • the above-described heating means has few influencing factors and can easily obtain the target temperature, so that it has the advantages of high robustness and less labor for obtaining high joint strength.
  • At least one steel plate constituting the set of plates may have a C content of 0.280% or more and 0.700% or less in mass%.
  • the number of steel plates constituting the set of plates is not particularly limited as long as it is two or more, and may be selected according to the application of the welded joint to be manufactured.
  • Arbitrary elements other than C, the plate thickness, the total thickness t of the plate assembly, etc. are as described above with respect to the welded joint, and the explanation here is omitted.
  • a plate set in which two or more steel plates including at least one steel plate having a C content of 0.280% or more and 0.700% or less are superimposed is subjected to resistance spot welding and baking consisting of the steps described above.
  • resistance spot welding and baking consisting of the steps described above.
  • the welded joint according to the present disclosure that is, the short diameter of the prior austenite grains in the melt boundary region from the melt boundary of the nugget end to 1 mm inside, which corresponds to the plate interface of the nugget part.
  • the number density of iron-based carbides having an average ratio of the major axis to the major axis (major axis/minor axis) in the range of 1.0 to 1.5 and having an equivalent circle diameter of 30 nm or more in the fusion boundary region is 3.0 per 1 mm 2 More than x10 6 xC spot welded joints can be produced.
  • tempering is performed at a relatively low temperature (220° C.
  • C Variation in CTS is reduced when the carbide precipitate density within 500 ⁇ m from the nugget edge in the HAZ is 1.0 ⁇ 10 6 ⁇ C or more per 1 mm 2 .
  • D When a steel sheet having a C content of more than 0.30% is used, the effect of improving CTS is enhanced.
  • the welded joint and the method for manufacturing the welded joint according to the present disclosure will be described with reference to examples. It should be noted that the welded joint and the method of manufacturing the welded joint according to the present disclosure are not limited to these examples.
  • a steel plate having the composition shown in Table 1 was prepared and subjected to resistance spot welding under the conditions shown in Table 2 (plate assembly, applied pressure, energization conditions, etc.) and tempering under the conditions shown in Table 3.
  • “Only the first energization step CTS” means the CTS when the sample is produced only with the first energization (I1, t1) among the energization conditions, and may be hereinafter referred to as "single energization CTS".
  • the calculation of the tempering parameter H when the tempering temperature changes over time will be described using No. 9 in Table 3, which was tempered by spot welding, as an example.
  • Table 3 which was tempered by spot welding, as an example.
  • the temperature history shown in FIG. 10 was obtained.
  • the average temperature was calculated within a range in which the temperature change did not exceed 50°C.
  • FIG. 11 shows the average temperature change when segmented into ranges not exceeding 50°C. In that interval, the tempering parameter H was obtained by the method described above in "(3) When the temperature changes continuously".
  • Rate of increase [%] [(CTS under the energization conditions of the present disclosure - CTS of single energization) / CTS of single energization] x 100
  • resistance spot welding that satisfies the conditions of the present disclosure is performed on a plate assembly in which at least one steel plate has a C content of 0.280% or more and 0.700% or less by mass%, and both The rate of increase in CTS exceeded 15% compared to the case where resistance spot welding was performed by single current flow.
  • Table 2 for example, numbers 21 to 30 use a plate set in which two steel plates a are superimposed, and the pressure, current, and time in the first energization step are all the same, but Table 3 3, there is some variation in "CTS only in the first energizing step". This is affected by the difference in electrode retention time (hold time).
  • the rate of increase in CTS compared to the case of performing resistance spot welding by single current was less than 15%, and in some cases the CTS was lowered.
  • the nugget edge vicinity temperature in the tempering process is less than 350 ° C., but the tempering parameter H is in the range of 8000 to 18000 by performing tempering for a relatively long time. A joint with a CTS increase rate exceeding 15% was obtained.
  • a steel plate having the composition shown in Table 4 was prepared, and resistance spot welding and tempering were performed under the conditions shown in Table 5 (plate assembly, applied pressure, energization conditions, etc.).
  • Rate of increase [%] [(CTS under the energization conditions of the present disclosure - CTS of single energization) / CTS of single energization] x 100
  • a plate set in which the C content of at least one steel plate is 0.280% or more and 0.700% or less by mass% is used, and the ratio of the major axis/minor axis of the prior austenite grains at the nugget end (aspect Resistance spot welding and tempering are performed under conditions where both the ratio) and the number density of iron-based carbides are within the range of the present disclosure. rate was over 15%.
  • any one of the C content of the steel sheet, the ratio of the major axis/minor axis (aspect ratio) of the prior austenite grains at the nugget edge, and the number density of iron-based carbides is outside the scope of the present disclosure, In some cases, the rate of increase in CTS was less than 15%, and in some cases the CTS was even lower than in the case of single current resistance spot welding.
  • Examples A1 and A2> The plate thickness of the steel plate Q is 1.6 mm.
  • a set of two sheets of steel sheets Q was spot-welded, and then steel sheets Q1 and Q2 having different tensile strengths (TS) were obtained by changing the annealing conditions.
  • the applied pressure in spot welding is constant at 400 kgf, the first energization process has a current value of 7.5 kA, the energization time is 360 ms, the first non-energization time is 80 ms, and the second energization process has a current value of 7.0 kA and energization.
  • Temper energization was performed at a time of 500 ms and a current value of 4.3 kA with an energization time of 1500 ms and a current value of 4.3 kA while pressure was maintained after 600 ms of discontinuation of energization after the second energization.
  • A2 (comparative example) has a low TS with respect to the carbon content. It is considered that this is because coarse carbides are formed. It is thought that the toughness of the welded joint was lowered due to the formation of coarse carbides, and the CTS of only the first energization is lower than that of A1 (Invention Example). Furthermore, although there is an effect of energization in the second and third stages provided to improve CTS, the width is narrower than that of A1. Coarse carbide remained even after the second energization and became even coarser due to subsequent tempering. As described above, it can be seen that a steel sheet having a TS that is not suitable for the amount of carbon cannot sufficiently improve the CTS.
  • Examples B1 and B2> A plate assembly in which two steel plates C in Table 4 were stacked was spot-welded.
  • the applied pressure is constant at 3000 N
  • the first energizing step has a current value of 7.0 kA
  • the energizing time is 300 ms
  • the first non-energizing time is 40 ms
  • the second energizing step has a current value of 6.20 kA
  • the energizing time is 100 ms
  • the second After 600 ms (B1) or 9500 ms (B2) of discontinuation of energization after the second energization tempering energization was performed with an energization time of 1000 ms and a current value of 4.0 kA while pressure was maintained.
  • the joints B1 and B2 thus obtained were subjected to a CTS test. Furthermore, the residual stress was measured.
  • the measurement method was described in "Simulation of welding residual stresses in resistance spot welding, FE modeling and X-ray verification" JOURNAL OF MATERIALS PROCESSING TECHNOLOGY 205 (2008) 60-69. Specifically, for a diameter of 2 mm (the center of the nugget diameter), the X-ray diffraction angle 2 ⁇ is calculated using a value between 95 degrees and 105 degrees, the Young's modulus is 200 GPa, and the Poisson's ratio is 0.3. did. Table 8 shows the results. Threshold of residual stress: It can be judged that less than 90 MPa is preferable. Comparing B1 and B2, the residual stress was smaller in B1, and the CTS improvement margin (improvement rate) was larger.
  • Variation in CTS is reduced when the carbide precipitate density within 500 ⁇ m from the nugget edge in the HAZ is 1.0 ⁇ 10 6 ⁇ C or more per 1 mm 2 .
  • the nugget was cut in the plate thickness direction so as to pass through the center part, and an observation area of 0.25 mm 2 was observed for the HAZ part within 500 ⁇ m from the nugget end in the cross section.
  • the method for measuring the number density of coarse iron-based carbides in the HAZ is the same as the method for measuring the number density of coarse iron-based carbides in the nugget edge.
  • the evaluation was made by standard deviation when the CTS values of 30 specimens were assumed to be normal distribution. It was judged that the variation was small when the value was 0.20 kN or less. Tables 9 and 10 show the results.
  • Examples D1 to D6> A plate set in which two steel plates of the same number shown in Table 11 were stacked was spot-welded.
  • the carbon content of each steel sheet is as shown in Table 11, and the other additive elements are Si: 0.3% and Mn: 0.9%.
  • the plate thickness is 1.6 mm.
  • the pressure is constant at 400 kgf
  • the first energization step has a current value of 7.5 kA
  • the energization time is 400 ms
  • the first non-energization time is 100 ms
  • the second energization step has a current value of 7.0 kA
  • the energization time is 400 ms
  • tempering energization was performed with an energization time of 2000 ms and a current value of 4.0 kA while pressure was maintained.
  • the joint thus obtained was subjected to a CTS test. Table 11 shows the results.

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Abstract

Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組の板厚方向の断面において、ナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの溶融境界領域における旧オーステナイト粒の短径と長径短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均が１．０～１．５の範囲であり、溶融境界領域における平均径円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ含有量（質量％）個以上である、スポット溶接継手。少なくとも１枚の鋼板のＣ含有量が質量％で０．２８０％以上０．７００％以下である板組に対し、特定の条件でスポット溶接した後、特定の条件で焼き戻しを行う。

Description

スポット溶接継手及びスポット溶接継手の製造方法
　本開示は、スポット溶接継手及びスポット溶接継手の製造方法に関する。
　車体の組立や部品の取付け等の工程においては主としてスポット溶接が使われている。
　近年、自動車分野では、低燃費化やＣＯ２排出量削減を達成するための車体の軽量化や、衝突安全性を向上させるための車体の高剛性化がより求められており、その要求を満たすために、車体や部品等に高強度鋼板を使用するニーズが高まっている。
　一方、高強度鋼板はその強度を達成するために母材の炭素当量（Ｃｅｑ）が大きくなっており、スポット溶接では溶接部は加熱後直ちに急冷されるために、溶接部はマルテンサイト組織となり、溶接部及び熱影響部において硬度が上昇し、靭性が低下するようになる。
　スポット溶接部の靭性を改善して継手強度を確保する方法として、本通電の後にさらに後加熱通電を行う方法が提案されている。
　例えば、特許文献１には、３段通電によるスポット溶接方法として、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、
８００≦ｔｃｔ　　　　　　　　・・・式（１）
０．５×Ｉｗ≦Ｉｔ≦Ｉｗ　　　 ・・・式（２）
５００≦ｔｔ　　　　　　　　 ・・・式（３）
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が開示されている。
　また、特許文献２には、炭素を０．１５質量％以上含み、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板を重ね合わせスポット溶接する方法であって、スポット溶接工程を、ナゲットを形成する第１通電工程、第１通電工程に続いて無通電とする冷却工程、冷却工程に続いてナゲットを軟化させる第２通電工程の３工程に分けて行い、その際、第１通電工程の電流をＩ１、第２通電工程の電流をＩ２とするとき、Ｉ２／Ｉ１を０．５～０．８とし、さらに冷却工程の時間ｔｃ（ｓｅｃ）を、鋼板板厚Ｈ（ｍｍ）に応じて、次の（１）式で計算される０．８×ｔｍｉｎ以上、２．５×ｔｍｉｎ以下の範囲とし、また第２通電工程の通電時間ｔ２（ｓｅｃ）を、０．７×ｔｍｉｎ以上、２．５×ｔｍｉｎ以下の範囲とし、前記第１通電工程までの電極の加圧力よりも、前記冷却工程以降における電極の加圧力を大きくして溶接してスポット溶接継手を得るスポット溶接方法が開示されている。
　ｔｍｉｎ＝０．２×Ｈ２　　・・・（１）
　また、特許文献３には、互いにスポット溶接された２枚以上の薄鋼板と、
　前記薄鋼板の接合面に形成されたナゲットと、
　を有し、
　前記２枚以上の薄鋼板のうちの少なくとも１枚の引張強さが７５０ＭＰａ～１８５０ＭＰａの高強度鋼板であり、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．２２質量％～０．５５質量％であり、
　前記ナゲット内の当該ナゲットの外形の９０％の相似形領域を除いたナゲット外層域では、
　ミクロ組織が、アーム間隔の平均値が１２μｍ以下のデンドライト組織からなり、
　前記ミクロ組織に含まれる炭化物の平均粒径が５ｎｍ～１００ｎｍであり、個数密度が２×１０６個／ｍｍ２以上であることを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接継手が開示されている。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　・・・（１）
　（［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］および［Ｓ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの各含有量（質量％）を示す。）
　　特許文献１：国際公開第２０１９／１５６０７３号
　　特許文献２：国際公開第２０１４／１７１４９５号
　　特許文献３：国際公開第２０１１／０２５０１５号
　スポット溶接に用いる鋼板の炭素量を高くすることで継手母材（鋼板）の高強度化を図ることができる。しかし、高Ｃｅｑ材ではスポット溶接継手の強度は低下する。
　例えば、特許文献１では、Ｃ含有量が０．０８～０．３％の鋼板を用いることを必須としており、比較例として、Ｃ含有量が０．３％を超える鋼板を用いて３段通電を行った場合には継手強度が低下することが記載されている。しかし、特許文献１の実施例ではＣ含有量が０．２％以下の鋼板を用いており、Ｃ含有量が０．２８％のものは比較例となっている。
　スポット溶接した部材の衝突性能の向上を図るには、継手強度も高い溶接継手及び継手強度も高い溶接継手を製造することが望ましい。
　本開示は、炭素量が比較的高い鋼板を含む板組に対して単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、継手強度が大きく向上したスポット溶接継手を提供することを目的とする。
　本開示は、炭素量が比較的高い鋼板を含む板組を用いる場合でも、単通電による抵抗スポット溶接を行う場合に比べ、継手強度を大きく向上させることができるスポット溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するための本開示の要旨は次の通りである。
＜１＞　Ｃ含有量が、０．２８０質量％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組のスポット溶接継手であって、
　ナゲットの中心部を通る前記板組の板厚方向の断面において、板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの溶融境界領域における旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均が１．０～１．５の範囲であり、前記板組を構成する鋼板のＣ含有量（質量％）をＣとした場合に、前記溶融境界領域における円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ個以上である、スポット溶接継手。
　但し、前記鉄系炭化物の個数密度の下限値を算出するための前記Ｃは、前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が同じでない場合は、前記板組を構成する各鋼板のＣ含有量に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均とする。
＜２＞　前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が、０．３００質量％超である＜１＞に記載のスポット溶接継手。
＜３＞　前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を［Ｃ］とした場合に、前記Ｃ含有量が最も高い鋼板の引張強さ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上である＜１＞又は＜２＞に記載のスポット溶接継手。
＜４＞　前記ナゲット端部の周辺に存在する熱影響部の前記ナゲット端部から５００μｍ以内の領域における前記円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が、１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ個以上である＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手。
＜５＞　前記ナゲットの中心部における残留応力が９０ＭＰａ未満である＜１＞～＜４＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手。
＜６＞　Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で板厚方向に挟み込んで加圧しながら電流値Ｉ１（ｋＡ）で通電する第１通電工程と、
　前記第１通電工程後、２０ｍｓ以上２００ｍｓ以下の時間ｔｃ１を無通電とする第１無通電工程と、
　前記第１無通電工程後、下記式（１）を満たす電流値Ｉ２（ｋＡ）及び下記式（２）を満たす時間ｔ２（ｍｓ）で通電する第２通電工程と、
　０．６０≦Ｉ２／Ｉ１≦１．１０　・・・（１）
　５０≦ｔ２≦１０００　・・・（２）
　前記第２通電工程後、下記式（３）を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）が経過してから、前記通電した位置において、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ下記式（Ａ）によって算出される焼き戻しパラメータＨが８０００以上１８０００以下となる条件で焼き戻しを行う焼き戻し工程と、
　ｔｃ２＞３．５×１０－３×Ｍｓ２－３．３×Ｍｓ＋１１００　・・・（３）
　Ｈ＝Ｔ×（ｌｏｇｔＨＴ＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））　・・・（Ａ）
を含む、スポット溶接継手の製造方法。
　前記式（３）におけるＭｓは、下記式（４）において元素記号に前記板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％を代入して算出されるＭｓ点を意味する。但し、前記板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、前記板組を構成する全ての鋼板について前記式（４）により鋼板ごとに算出したＭｓ点に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＭｓ点を式（３）に代入する。
　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×Ｃ－３３×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－１７×Ｃｒ－２１×Ｍｏ　・・・（４）
　前記式（Ａ）におけるＴは前記通電によって形成されたナゲット端部近傍における焼き戻し温度（Ｋ）、ｔＨＴは焼き戻し時間（ｓ）をそれぞれ意味し、［Ｃ］は前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を意味する。
＜７＞　前記焼き戻し工程において、炉、レーザー、焼きゴテ、ホットプレート、及び高周波誘導加熱からなる群より選ばれる加熱手段を用いて前記焼き戻しを行う＜６＞に記載のスポット溶接継手の製造方法。
＜８＞　下記式（Ｂ）によって算出される値をＡｃ１（℃）とした場合に、前記焼き戻し工程において、前記焼き戻し温度Ｔが（Ａｃ１－３０）℃以下となるように前記焼き戻しを行う＜６＞又は＜７＞に記載のスポット溶接継手の製造方法。
　Ａｃ１（℃）＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ　・・・（Ｂ）
　前記式（Ｂ）における元素記号には前記板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％が代入される。但し、前記板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、前記板組を構成する全ての鋼板について鋼板ごとに前記式（Ｂ）によって算出したＡｃ１に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＡｃ１に基づいて前記（Ａｃ１－３０）を定める。
＜９＞　前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が、０．３００質量％超である＜６＞～＜８＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手の製造方法。
＜１０＞　前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を［Ｃ］とした場合に、前記Ｃ含有量が最も高い鋼板の引張強さ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上であるスポット溶接継手を製造する＜６＞～＜９＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手の製造方法。
＜１１＞　前記ｔｃ２が９０００ｍｓｅｃ以下である＜６＞～＜１０＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手の製造方法。
＜１２＞　前記第１通電工程、前記第１無通電工程及び前記第２通電工程において、前記板組に対する前記一対の電極による加圧力が一定である＜６＞～＜１１＞のいずれか１つに記載のスポット溶接継手の製造方法。
　本開示によれば、炭素量が比較的高い鋼板を含む板組に対して単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、継手強度が大きく向上したスポット溶接継手が提供される。
　本開示によれば、炭素量が比較的高い鋼板を含む板組を用いる場合でも、単通電による抵抗スポット溶接を行う場合に比べ、継手強度を大きく向上させることができるスポット溶接継手の製造方法が提供される。
重ね合わせた鋼板に行ったスポット溶接と継手のＣＴＳ（十字引張強さ）との関係を示す図である。 スポット溶接後のナゲット付近のＳＥＭ―ＥＢＳＤ解析画像であり、（Ａ）は単通電のみ、（Ｂ）は単通電の後に第２通電を行った場合である。 ナゲット周囲の板厚方向の断面を示す図である。 単通電によってスポット溶接継手を製造した場合のナゲット端部の組織の一例であり、（Ａ）ＳＥＭ―ＥＢＳＤ解析画像及び（Ｂ）旧オーステナイト粒界を示す図である。 本開示に係るスポット溶接継手のナゲット端部の組織の一例であり、（Ａ）ＳＥＭ―ＥＢＳＤ解析画像及び（Ｂ）旧オーステナイト粒界を示す図である。 スポット溶接継手のナゲット端部の組織の一例であり、鉄系炭化物（白い部分）を示す図である。 本開示に係るスポット溶接継手の製造方法におけるスポット溶接と焼き戻しとの組み合わせを概略的に示す図である。 ２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を行った場合に形成されるナゲット及び熱影響部（ＨＡＺ）の一例を概略的に示す図である。 Ｍｓ点と偏析緩和後にＭｓ点まで冷却に必要な時間との関係を示す図である。 スポット溶接機を用いて焼き戻しを行った場合のナゲット端部近傍について熱伝導解析した温度履歴の一例を示す図である。 図１０に示す温度履歴について５０℃を超えない範囲で区切った場合の平均温度変化を示す図である。
　以下、本開示の一例である実施形態について説明する。
　なお、本開示において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。また、本開示において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また、「～」の前後に記載される数値に「超」又は「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値又は上限値として含まない範囲を意味する。
　本開示に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は実施例に示されている値に置き換えてもよい。また、本開示に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の下限値又は実施例に示されている値に置き換えてもよい。
　また、「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
　本発明者らは、鋼板のＣ量が０．１５０質量％超、特に０．２８０％以上であっても抵抗スポット溶接を行った場合の継手強度（十字引張強さ：ＣＴＳ）を向上できる方法を鋭意研究した。図１は、鋼板のＣ量が０．３４％で、Ｐ量が０．０１５％（通常Ｐ材）と０．０００７％（極低Ｐ材）の２種類の鋼板を同じ種類の鋼板同士を２枚重ね合わせて、抵抗スポット溶接した継手のＣＴＳとの関係を示している。なお、Ｃ量、Ｐ量以外の成分は、Ｓ：０．０００８％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．２５％）で共通である。また、「単通電」は板組にナゲットを形成する１回の通電による抵抗スポット溶接を行ったこと、「テンパー通電」は板組に対してナゲットを形成する単通電を行った後、ナゲットを軟化させる焼き鈍し処理に相当する後通電（テンパー通電）を行ったことを意味する。「３段通電」は、ナゲットを形成する単通電の後に、テンパー通電よりも多い電流値の通電を行い、次いで、テンパー通電を行ったことを意味する。「２段通電＋炉焼戻し」は、ナゲットを形成する単通電の後に、テンパー通電よりも多い電流値の通電を行った後、焼き戻し炉を用いて焼き戻しを行ったことを意味する。
　成分を変化させた鋼板を用いて継手強度の調査を実施した際に、極低Ｐと通常Ｐ量ではテンパー通電をしたときに達成される継手強度が極低Ｐの方が高いことが分かった。よって、通常Ｐのものをテンパー通電や炉での焼き戻しをした場合に、併せて偏析緩和を目的とした通電を追加すればさらに高い強度が得られるが、この偏析緩和のみの効果では説明できないほどに継手強度が上昇することが分かった。
　この原因としてナゲットを形成した後に再度行う通電において、偏析が緩和されるだけの効果ではなくて旧オーステナイト粒の形状変化による効果があると考えられる。図２は、スポット溶接した場合のナゲットおよびその付近についてＳＥＭ―ＥＢＳＤ解析をした画像である。（Ａ）は単通電のみ行ったもの、（Ｂ）は単通電の後に２段目の通電を０．１秒行ったものである（テンパー通電はしない）。１５度以上の大角粒界をみると、（Ｂ）では、ナゲット内でナゲット端部付近（溶融境界付近）において、（Ａ）においてはあまり見られない整粒が見られる。一旦凝固したのちに再度加熱されδ変態し、再び冷却されγ変態をしたことによる粒径形状の変化と考えられるが、この整粒化によって靭性が向上したものと考えられる。Ｃが０．１５０％超、特に０．２８０％以上の高Ｃ材では、この整粒化が偏析緩和よりも重要と考えられる。
　このような２回の通電の後に、さまざまな熱源を使用して溶接部の焼き戻しを行い、検討した結果、Ｔ：焼き戻し温度（Ｋ）、ｔＨＴ：焼き戻し時間（ｓ）、［Ｃ］：鋼板のＣ含有量（質量％）とした場合に、ナゲット端部の温度履歴から計算できる焼き戻しパラメータＨが特定の範囲内となるように焼き戻しを行うことで、単通電による継手に比べてＣＴＳが顕著に向上した。
　一般的に、Ｃ含有量を高くするほど鋼板の引張強度が高くなる反面、溶接部の靭性は低下して継手強度が低下するが、本発明者らは、Ｃ含有量が０．２８０％以上の鋼板では、偏析緩和だけではなく、整粒化も重要と考えた。そして、Ｃ含有量が０．２８０％以上、０．７００％以下である鋼板を含む板組であっても、特定の条件でナゲットを形成する通電工程と、整粒化通電工程とを組み合わせたスポット溶接を行い、特定の時間が経過してから焼き戻しパラメータＨの値が特定の範囲内となる焼き戻しを行えば、ＣＴＳ試験において、最も剥離方向の応力が負荷される部位（ナゲット内でナゲット境界付近）の靭性が向上し、継手強度を大幅に向上させることができることを見出した。
　さらに、炭素量が比較的高い鋼板を用いたスポット溶接継手について、図３に示すようなナゲットの断面観察、ＣＴＳ試験などによって精査した。図４は、単通電によってスポット溶接継手を製造した場合のナゲット端部の組織であり、図５は、特定の条件で３段通電を行ったスポット溶接継手のナゲット端部の組織である。それぞれ（Ａ）はＳＥＭ―ＥＢＳＤ解析をした画像であり、（Ｂ）は旧オーステナイト粒の粒界を示している。図４（Ｂ）に示す旧オーステナイト粒に比べ、図５（Ｂ）に示す旧オーステナイト粒はアスペクト比が小さい整粒となっている。また、図６は、ナゲット端部における鉄系炭化物（白色部分）を示している。
　このような分析結果により、Ｃ含有量が０．２８０％以上、０．７００質量％以下である鋼板を用いたスポット溶接継手では、板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの溶融境界領域において、以下の（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たす場合に、単通電によってスポット溶接を行った溶接継手に比べてＣＴＳが顕著に向上していることが分かった。
（Ｉ）旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均が１．０～１．５である。
（ＩＩ）鋼板のＣ含有量（質量％）をＣとした場合に円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ個以上である。
［スポット溶接継手］
　以下、本開示に係るスポット溶接継手について詳細に説明する。なお、本開示において、「スポット溶接継手」を「溶接継手」又は単に「継手」、
「板界面であった箇所に相当するナゲット端部」を「ナゲット端部」、
「溶融境界から内側１ｍｍまでの領域」を「溶融境界領域」、
「旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均」を「旧オーステナイト粒の平均アスペクト比」、
「円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物」を「粗大鉄系炭化物」、
とそれぞれ称する場合がある。
　例えば、「板組の板厚方向の断面において、板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの領域における旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均」は「ナゲット端部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比」と称し、「板組の板厚方向の断面において、板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの領域における円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度」は「ナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度」と称する場合がある。
（ナゲット端部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比）
　本開示に係る溶接継手は、ナゲット端部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が１．０～１．５の範囲である。後述する本開示に係るスポット溶接継手の製造方法の条件を満たさない場合には、凝固方向に伸長したオーステナイト粒となる傾向があり、重ね合わせた板を剥離する方向の力に弱く、継手強度が劣化する。そのため、ナゲット端部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は１．０～１．５とし、好ましくは１．３以下であり、さらに好ましくは１．２以下である。
　本開示においてナゲット端部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は以下のように特定する。
　例えば、図４（Ｂ）及び図５（Ｂ）に示すような旧オーステナイト粒界を示す画像において、各々の旧オーステナイト粒の形状を最小二乗法により楕円近似する。楕円近似の方法は、各々のオーステナイト粒の長径と、面積を用いてその長径を有する楕円の短径を算出する。この楕円形状において、長軸の寸法を短軸の寸法で除することにより、旧オーステナイト粒のアスペクト比を算出することとする。
　具体的には、ナゲットの中心部を通るように板厚方向に切断し、断面におけるナゲット端部の溶融境界領域についてＳＥＭ―ＥＢＳＤで観察倍率５０倍、観察面積０．２５ｍｍ２として旧オーステナイト粒界のアスペクト比を測定する。ナゲット端部の溶融境界領域おいて測定し、それらの平均値を平均アスペクト比とする。平均アスペクト比を算出するためのナゲット端部の溶融境界領域における旧オーステナイト粒の数は１５個以上とする。なお、旧オーステナイト粒界のアスペクト比の測定は、ナゲットのいずれか一方の端部の溶融境界領域において測定すればよいが、もし、旧オーステナイト粒径が大きく１５個以上の計測ができない場合には、ナゲット両端部でそれぞれ測定して合計観察面積を０.２５ｍｍ２以上とし、その中に含まれる旧オーステナイト粒の形状を用いることとする。このとき、その中に含まれる粒が０．２５ｍｍ２の範囲外にかかっている粒であっても、算出に用いるものとする。
　また、鋼板を３枚以上重ねてスポット溶接した接合部の場合には、炭素量が最も高い鋼板の界面のナゲット端部での測定とし、さらにその鋼板の上下に鋼板が存在する場合には、その上下で炭素量が高い側の板界面のナゲット端部での測定とする。
（ナゲット端部における鉄系炭化物の個数密度）
　本開示に係る溶接継手は、ナゲット端部における円相当径が３０ｎｍ以上の鉄系炭化物（粗大鉄系炭化物）の個数密度は、１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ個以上である。ナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度が３．０×１０６×Ｃ個／ｍｍ２以上であれば十分な焼戻しが進んでおり、高い継手強度を得られる。ナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度は好ましくは３．３×１０６×Ｃ個／ｍｍ２以上であり、より好ましくは４．０×１０６×Ｃ個／ｍｍ２以上である。
　一方、ナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度が大き過ぎると靭性を落としてしまう場合があるため、好ましくは５．０×１０８×Ｃ個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは３．０×１０８×Ｃ個／ｍｍ２以下である。
　なお、Ｃは板組を構成する鋼板のＣ含有量（質量％）を代入するが、板組を構成する鋼板のＣ含有量が異なる場合は、板組を構成する各鋼板のＣ含有量に、それぞれ板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均を代入する。
　本開示においてナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度は以下のように特定する。
　ナゲットの中心部を通るように板厚方向に切断した断面において、ナゲット端部の該当する位置を含む溶融境界領域を鏡面研磨した後にナイタールによってエッチングをし、その後ＳＥＭ観察（倍率：２００００倍）を行い、鉄系炭化物とみられる析出物にＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）によりその組成を特定する。ここで言う鉄系炭化物とは、主として、鉄と炭素の化合物であるセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、及び、ε系炭化物（Ｆｅ２－３Ｃ）等である。また、これらの鉄系炭化物に加えて、セメンタイト中のＦｅ原子をＭｎ、Ｃｒ等で置換した化合物や、合金炭化物（Ｍ２３Ｃ６、Ｍ６Ｃ、ＭＣ等であり、Ｍは、Ｆｅ及びその他の金属元素）を含んでもよい。これら鉄系炭化物の内、円相当径が３０ｎｍを超えるものの個数密度を、視野として、前記旧オーステナイト粒界のアスペクト比の測定を行うナゲット端部の５０μｍ角以上において測定すればよい。
（鋼板）
　本開示に係る溶接継手及び溶接継手の製造方法において板組を構成する鋼板は、少なくとも１枚の鋼板が、質量％で、Ｃ含有量が０．２８０％以上０．７００％以下であればよい。板組を構成する鋼板の枚数は２枚以上であれば特に限定されず、製造される溶接継手の用途に応じて選択すればよい。以下、本開示に係る溶接継手及び溶接継手の製造方法における鋼板について説明する。
Ｃ：０．２８０％以上０．７００％以下
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．２８０％未満の鋼板のみを重ねてスポット溶接を行う場合は、本開示に係る溶接継手を適用せずとも継手強度の確保が可能なため、本開示に係る溶接継手では、少なくとも１枚の鋼板のＣ含有量は０．２８０％以上とする。好ましくは、本開示に係る溶接継手を構成する全ての鋼板のＣ含有量が０．２８０％以上であり、より好ましくは０．３００％超、さらに好ましくは０．３１０％以上、さらに好ましくは０．３３０％以上、さらに好ましくは０．３５０％以上である。
　ただし、Ｃ含有量が０．７００％を超えると靱性が低下しすぎ、本開示に係る溶接継手を適用しても依然低いＣＴＳしか得られないため、Ｃ含有量は０．７００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５０％以下、さらに好ましくは０．４８０％以下である。
　Ｃ以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよいし、Ｆｅの一部に代えて任意成分を含んでもよい。なお、不純物とは、鉱石、スクラップ等の原材料に含まれる成分、又は、製造の過程で混入する成分が例示され、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。以下、Ｃ及びＦｅ以外の好ましい含有量について説明する。なお、以下に説明する成分は不純物又は任意成分であり、下限値は０％であってもよいし、０％超であってもよい。
Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、不純物であり、脆化を起こす元素である。Ｐ含有量が０．０１０％を超えると、継手強度を得ることが難しいので、上限を０．０１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００９％以下である。
　なお、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐ含有量を下げるほど脱Ｐコストが上昇する。また、本開示に係る溶接継手によれば、図１に示したように、通常のＰ含有量である鋼板を用いた場合でも、Ｐ含有量を極めて低くした鋼板を用いて通電によってナゲットを形成した後、テンパー通電を行った場合と同等以上にＣＴＳを向上させることができる。そのため、鋼板のＰ含有量を大きく下げる必要はなく、Ｐ含有量の下限値は、０．０００５％であってもよい。
Ｓ：０．０５０％以下
　Ｓは、Ｐと同様に、不純物であり脆化を起こす元素である。また、Ｓは、鋼中で粗大なＭｎＳを形成し、鋼の加工性を低下させるとともに継手強度も低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０５０％を超えると、所要の継手強度を得ることが難しく、また、鋼の加工性が低下するので、０．０５０％以下とすることが望ましい。
　なお、Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐと同様の観点から、鋼板のＳ含有量の下限値は、０．０００３％であってもよい。
Ｓｉ：０．１０％超
　Ｓｉは、固溶強化及び組織強化により、鋼の強度を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％以下であると継手強度が低下してしまうため下限を０．１０％超とすることが好ましい。より好ましくは０．８０％超である。
　一方、Ｓｉ含有量が高過ぎると、加工性が低下するとともに継手強度も低下するので、上限を３．５％又は３．０％としてもよい。
Ｍｎ：１５．００％以下
　Ｍｎは、鋼の強度を高める元素である。Ｍｎ含有量が１５．００％を超えると、加工性が劣化するとともに継手強度も低下するので、上限を１５．００％とすることが好ましい。鋼板の強度と加工性および継手強度をバランスよく確保するには、０．５～７．５％がより好ましい。さらに好ましくは、１．０～３．５％である。
Ａｌ：３．００％以下
　Ａｌは、脱酸作用をなす元素であり、また、フェライトを安定化し、セメンタイトの析出を抑制する元素である。Ａｌは、脱酸、及び、鋼組織の制御のため含有させるが、Ａｌは酸化し易く、Ａｌ含有量が３．００％を超えると、介在物が増加して加工性が低下するとともに継手強度も低下するので、３．００％以下とすることが好ましい。加工性を確保する点で、より好ましい上限は１．２％である。
Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼板の強度を高める元素であるが、鋼中で粗大な窒化物を形成し、鋼の成形性を劣化させる作用をなす元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の成形性の劣化、継手強度の低下が顕著となるので、０．０１００％以下とすることが望ましい。
　なお、鋼板の清浄度を高める観点から、Ｎは、０％であってもよい。Ｎを低減する生産コストの観点から下限値は、０．０００１％であってもよい。
Ｔｉ：０．７０％以下
　Ｔｉは、析出物を形成し、鋼板組織を細粒とする元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。一方、過剰に含有すると、製造性が低下し、加工時に割れが生じるだけでなく継手強度の低下も起こすので、０．７０％を上限とすることが好ましく、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｂ：０．７０％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制する元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。過剰に含有すると、靭性を阻害し製造困難になるだけでなく継手強度低下を引き起こすため、上限を０．７０％とすることが好ましく、より好ましくは０．５０％以下、または０．３０％以下である。
Ｖ：０．３０％以下
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制する元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０３％以上である。過剰に含有すると、靭性を阻害し製造困難になるだけでなく継手強度低下を引き起こすため、上限を０．３０％とすることが好ましく、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｃｒ：５．００％以下
Ｍｏ：２．００％以下
　Ｃｒ及びＭｏは、鋼の強度の向上に寄与する元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、それぞれ０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。ただし、Ｃｒ含有量が５．００％を超え、又はＭｏ含有量が２．００％を超えると、酸洗時や熱間加工時に支障が生じることがあるだけでなく継手強度の低下を招くので、Ｃｒ含有量の上限は５．００％とすることが好ましく、Ｍｏ含有量の上限は２．００％とすることが好ましい。
Ｃｕ：２．００％以下
Ｎｉ：１０．００％以下
　Ｃｕ及びＮｉは、鋼の強度の向上に寄与する元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、それぞれ０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは　０．１０％以上である。ただし、Ｃｕ含有量が２．００％を超え、Ｎｉ含有量が１０．００％を超えると、酸洗時や熱間加工時に支障が生じることがあるだけでなく継手強度の低下を招くことがあるので、Ｃｕ含有量の上限は２．００％とすることが好ましく、Ｎｉ含有量の上限は１０．００％とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００３０％以下
ＲＥＭ：０．０５０％以下
Ｍｇ：０．０５％以下
Ｚｒ：０．０５％以下
　Ｃａ、ＲＥＭ（ｒａｒｅ　ｅａｒｔｈ　ｍｅｔａｌ）、Ｍｇ、及びＺｒは、脱酸後の酸化物や、熱間圧延鋼板中に存在する硫化物を微細化し、成形性の向上に寄与する元素であり、含有してもよい。ただし、Ｃａの含有量が０．００３０％を超え、ＲＥＭの含有量が０．０５０％を超え、Ｍｇ、又はＺｒの各含有量が０．０５％を超えると、鋼の加工性が低下する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％とし、ＲＥＭ含有量の上限を０．０５０％とし、Ｍｇ、及びＺｒの各含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。
　なお、含有効果を得るため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１％以上、Ｍｇは０．００１％以上、Ｚｒは０．００１％以上とすることが好ましい。
　なお、「ＲＥＭ」とはＳｃ、Ｙ、及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種又は２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ＲＥＭは、ＲＥＭの合計含有量が上記の範囲となるように、ミッシュメタルの形で含有させてもよい。
Ｂ：０．０２００％以下
　Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高める元素であり、含有してもよい。含有効果を得るため、０．０００１％以上含有することが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上である。一方、過剰に含有すると靭性を阻害し製造困難になるだけでなく継手強度の低下を引き起こすため、上限を０．０２００％とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下である。
　本開示に係る溶接継手では、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組のうち、少なくとも１枚の鋼板は、質量％で、Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００％以下であり、さらに、上述した元素から所望の元素を選択し、上述した範囲内の組成を有する鋼板を用いる。
　鋼板は、
Ｃ：０．２８０％～０．７００％、
Ｓｉ：０．１０％超、
Ｍｎ：１５．００％以下、
Ｐ：０．０１０％未満、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：３．００％以下、及び
Ｎ：０．０１００％以下、を含み、
残部が鉄（Ｆｅ）および不純物からなる鋼板であってもよい。
　上記組成の鋼板が、上記鉄（Ｆｅ）の一部に代えて、
Ｔｉ：０．７０％以下、
Ｎｂ：０．７０％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｃｒ：５．００％以下、
Ｍｏ：２．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、
Ｎｉ：１０．００％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０５％以下、
Ｚｒ：０．０５％以下、及び
Ｂ：０．０２００％以下
の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有してもよい。
　板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が０．２８０％以上、０．７００％以下でもよいし、板組のうち一部の鋼板は、Ｃ含有量が０．２８０％未満又は０．７００％超でもよい。
　板組を構成する各鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、０．５～３．５ｍｍの板厚が挙げられる。
　また、板組の総厚ｔも特に限定されないが、例えば、１．５～８．０ｍｍが挙げられる。
　本開示に係る溶接継手の用途も特に限定されないが、例えば、車体部品に特に有効と考えられる。
［スポット溶接継手の製造方法］
　本開示に係るスポット溶接継手を製造する方法は特に限定されないが、Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組に対し、特定の電流値及び時間で第１通電、第１無通電、及び第２通電した後、所定の時間ｔｃ２（ｍｓ）が経過してから、前記通電した位置において特定の条件で焼き戻しを行う方法が挙げられる。このような方法によれば、単通電で抵抗スポット溶接を行った場合に比べてＣＴＳを大幅に向上させることができ、本開示に係るスポット溶接継手を好適に製造することができる。以下、本開示に係るスポット溶接継手の好ましい製造方法（「本開示に係るスポット溶接継手の製造方法」と称する場合がある。）の一例について詳述する。
　すなわち、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法（本開示において単に「溶接継手の製造方法」と称する場合がある。）は、質量％で、Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で板厚方向に挟み込んで加圧しながら電流値Ｉ１（ｋＡ）で通電する第１通電工程と、
　前記第１通電工程後、２０ｍｓ以上２００ｍｓ以下の時間ｔｃ１を無通電とする第１無通電工程と、
　前記第１無通電工程後、下記式（１）を満たす電流値Ｉ２（ｋＡ）及び下記式（２）を満たす時間ｔ２（ｍｓ）で通電する第２通電工程と、
　０．６０≦Ｉ２／Ｉ１≦１．１０　・・・（１）
　５０≦ｔ２≦１０００　・・・（２）
　前記第２通電工程後、下記式（３）を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）が経過してから、前記通電した位置において、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ下記式（Ａ）によって算出される焼き戻しパラメータＨが８０００以上１８０００以下となる条件で焼き戻しを行う焼き戻し工程と、
　ｔｃ２＞３．５×１０－３×Ｍｓ２－３．３×Ｍｓ＋１１００　・・・（３）
　Ｈ＝Ｔ×（ｌｏｇｔＨＴ＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））　・・・（Ａ）
を含む。
　前記式（３）におけるＭｓは、下記式（４）において元素記号に前記板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％を代入して算出されるＭｓ点を意味する。但し、前記板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、前記板組を構成する全ての鋼板について前記式（４）により鋼板ごとに算出したＭｓ点に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＭｓ点を式（３）に代入する。
　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×Ｃ－３３×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－１７×Ｃｒ－２１×Ｍｏ　・・・（４）
　前記式（Ａ）におけるＴは前記通電によって形成されたナゲット端部近傍における焼き戻し温度（Ｋ）、ｔＨＴは焼き戻し時間（ｓ）をそれぞれ意味し、［Ｃ］は前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を意味する。
　図７は、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法におけるスポット溶接（電流及び時間）と焼き戻しを概略的に示す図である。本開示に係る溶接継手の製造方法は、質量％で、Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を用い、図７に示すように、第１通電工程、第１無通電工程、第２通電工程を行った後、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ焼き戻しパラメータＨが８０００～１８０００の範囲内となるように焼き戻し工程を行うことで、継手強度を顕著に向上させるものである。以下、各工程について具体的に説明する。なお、使用する鋼板の成分については後述する。
［第１通電工程］
　まず、第１通電工程として、質量％で、Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で板厚方向に挟み込んで加圧しながら電流値Ｉ１（ｋＡ）で通電する。
　第１通電工程ではスポット溶接によって板組を構成する全ての鋼板を接合するナゲットが形成されるように電流値Ｉ１（ｋＡ）及び通電時間ｔ１（ｍｓ）を設定することが好ましい。図８は、２枚の鋼板を重ねた板組に対して第１通電工程を行った場合に形成されるナゲットの一例を概略的に示している。図８に示すように、鋼板１Ａ、１Ｂを重ね合わせた板組を板厚方向に挟み込むように電極２Ａ、２Ｂを押し当てた状態のまま、電極２Ａと電極２Ｂの間で通電を行う。これにより鋼板１Ａと鋼板１Ｂとの通電部にはナゲット１３及び熱影響部（いわゆるＨＡＺ）１４が形成され、両鋼板がスポット溶接される。
　第１通電工程における電流値Ｉ１は所望のナゲット径が得られる電流値を用い、総板厚の半分の厚みをｔ（ｍｍ）とした場合、通電時間ｔ１は１０ｔ－５から１０ｔ＋５ｃｙｃｌｅ（５０Ｈｚ）などとすればよい。ナゲット径は４√ｔ以上を狙うのが継手強度、散り発生回避の観点からよい。さらに望ましくは５√ｔ以上である。このような５√ｔ以上のナゲット径を、散りを発生させずに形成するためには、第１通電工程の前にアップスロープを設定することが望ましい。また、第１通電工程の前に、第１通電工程より低い電流値でプレ通電を行っても良い。
　また、板組に対する電極２Ａ、２Ｂの加圧力は、散り発生を抑え、かつ安定してナゲットが得られるように、例えば２０００～８０００Ｎが挙げられる。加圧力は一定であっても途中で変化させてもかまわない。なお、二段通電までに加圧力の変動があると粒成長が妨げられて整粒化の効果代が減少しうるため、第１通電工程、第１無通電工程及び第２通電工程において、板組に対する両電極２Ａ、２Ｂによる加圧力の変動は小さいことが好ましい。第１通電工程の加圧力Ｐに対して、第１無通電工程の加圧力は０．８Ｐ～１．２Ｐであることが好ましく、第２通電工程の加圧力は０．８Ｐ～１．２Ｐであることが好ましい。第１通電工程、第１無通電工程及び第２通電工程において、板組に対する両電極２Ａ、２Ｂによる加圧力は一定とすることがより好ましい。
　なお、アップスロープやナゲット形成前に予備通電をしてもよい。ダウンスロープなどが入っていてもよい。パルス通電によるナゲット形成を行ってもよい。
［第１無通電工程］
　第１通電工程後、２０ｍｓ以上２００ｍｓ以下の時間ｔｃ１を無通電とする。
　無通電時間ｔｃ１が２０ｍｓ未満では第２通電工程の前にナゲット端部が凝固しないおそれがある。一方、無通電時間ｔｃ１が２００ｍｓを超えると、第２通電工程の前にナゲット端部が固まり過ぎるおそれがある。
　ナゲット端部の凝固が不足した状態又は過度に凝固した状態での後通電（第２通電工程）を避け、ナゲット端部の凝固を適切に進めるために（ナゲット端部が固まらないうちに又は固まり過ぎてから第２通電を行うことを避けるために）、第１通電工程後の無通電時間ｔｃ１は、２０ｍｓ以上２００ｍｓ以下とし、２５ｍｓ以上１６０ｍｓ以下とすることが好ましく、３０ｍｓ以上１５０ｍｓ以下とすることがより好ましい。
［第２通電工程］
　第２通電工程は、本発明者らが、鋼板のＣ量が０．２８０％以上であっても、ＣＴＳを向上させることができることを発見した、重要な工程である。ナゲット内の溶融境界付近の結晶粒を整粒化し、ＣＴＳ試験において、剥離方向に負荷される応力が最も高くなる部位の靭性を向上させる効果がある。
　第１無通電工程後、下記式（１）を満たす電流値Ｉ２（ｋＡ）及び下記式（２）を満たす時間ｔ２（ｍｓ）で通電する。
　０．６０≦Ｉ２／Ｉ１≦１．１０　・・・（１）
　５０≦ｔ２≦１０００　・・・（２）
　第２通電工程では第１通電工程でできた溶融境界を越えずにナゲット中央部を溶融させてナゲット端部付近に適切な熱を入れるために、第１通電工程の電流値（Ｉ１）に対する比（Ｉ２／Ｉ１）及び通電時間（ｔ２）がそれぞれ上記の式（１）及び式（２）を満たす条件で通電を行う。
　第２通電工程は、結晶粒制御熱処理に相当し、上記の式（１）及び式（２）を満たす電流値Ｉ２（ｋＡ）及び時間ｔ２（ｍｓ）で通電を行うことでナゲットの結晶粒が変化し、継手強度を向上させることができる。
　Ｉ２／Ｉ１は０．７５～１．０５、ｔ２は２００～６００が好ましい。
［焼き戻し工程］
　第２通電工程後、前記通電した位置において焼き戻しを行う。
　時間：ｔｃ２
　焼き戻し工程では、第１通電及び第２通電によって形成されたナゲットの焼き戻しをするために、第２通電工程後、焼き戻しを行う前に、溶接部（ナゲット）全体の温度がＭｓ点以下になる必要がある。よって、鋼の成分によって必要な時間が変わる。図９は計算で求めたＭｓまで冷却するのに必要な時間を示している。Ｍｓ点を上記式（４）で求めて溶接部全体の温度がＭｓ点以下となるのに必要な時間（冷却時間）ｔｃ２を計算したところ、下記式（３）を満たす必要がある。
　ｔｃ２＞３．５×１０－３×Ｍｓ２－３．３×Ｍｓ＋１１００　・・・（３）
　式（３）におけるＭｓは、下記式（４）において元素記号に板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％を代入して算出されるＭｓ点を意味する。
　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×Ｃ－３３×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－１７×Ｃｒ－２１×Ｍｏ　・・・（４）
　なお、式（４）における元素のうち、鋼板に含まれない元素については該当する元素記号にゼロを代入する。また、板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、板厚を考慮し、板組を構成する全ての鋼板について式（４）により鋼板ごとに算出したＭｓ点に、それぞれ板組の総厚（全体の厚み）に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＭｓ点を式（３）に代入する。
　例えば、互いに組成が異なる３枚の鋼板α、β、γを重ね合わせた板組の場合、各鋼板の組成から式（４）によって算出されるＭｓ点（℃）をそれぞれＭｓα、Ｍｓβ、Ｍｓγ、各鋼板の板厚（ｍｍ）をそれぞれｔα、ｔβ、ｔγ、板組の総厚をｔとすると、この板組における各鋼板の板厚を考慮した加重平均のＭｓ点（Ｍｓａｖｅ）は以下のように算出される。
　Ｍｓａｖｅ＝Ｍｓα×（ｔα／ｔ）＋Ｍｓβ×（ｔβ／ｔ）＋Ｍｓγ×（ｔγ／ｔ）
　なお、冷却時間ｔｃ２が長過ぎると、焼き戻しを行っても十字引張における疲労強度が低下する場合がある。この理由として、冷却後に焼き戻しを行っても、溶接部に残留応力が強く残ってしまうことが考えられる。そのため、冷却時間ｔｃ２は９０００ｍｓ以下であることが好ましい。
　焼き戻しパラメータ：Ｈ
　第１通電及び第２通電によってスポット溶接を行った位置において、第２通電が終了してから前述した時間ｔｃ２（ｍｓ）が経過した後、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ下記式（Ａ）によって算出される焼き戻しパラメータＨが８０００以上１８０００以下となる条件で焼き戻しを行う。
　Ｈ＝Ｔ×（ｌｏｇｔＨＴ＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））　・・・（Ａ）
　式（Ａ）におけるＴは通電によって形成されたナゲット端部近傍における焼き戻し温度（Ｋ）、ｔＨＴは焼き戻し時間（ｓ）をそれぞれ意味し、［Ｃ］は鋼板のＣ含有量（質量％）をそれぞれ意味する。なお、Ｃ含有量が異なる鋼板を組み合わせた板組とする場合は、Ｃ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）とする。
　焼き戻しを十分に進めるために焼き戻しパラメータＨは８０００以上とし、好ましくは９０００以上、さらに好ましくは１００００以上とする。また、焼き戻しが進み過ぎても、炭化物が大きくなり過ぎ、靭性が低下してしまうため、焼き戻しパラメータＨは１８０００以下とし、好ましくは１７０００以下である。
　焼き戻し温度Ｔが高すぎるとオーステナイトが晶出してしまい、再度焼き入れされてしまう。そのため、変態点以下での焼き戻しとなるようにする。そのために、焼き戻し温度は下記式（Ｂ）で計算されるＡｃ１（℃）以下とすることが好ましく、より好ましくは（Ａｃ１－３０）℃以下である。
Ａｃ１＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ　　・・・（Ｂ）
　上記式における元素記号には鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を代入し、鋼板に含まれない元素についてはゼロを代入する。
　なお、同鋼種（鋼組成が同じ鋼種）の組み合わせでない板組の場合には板厚による加重平均のＡｃ１、すなわち、板組を構成する全ての鋼板について鋼板ごとに式（Ｂ）によって算出したＡｃ１に、それぞれ板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＡｃ１に基づいて焼き戻し温度を設定することができる。
　また、焼き戻しパラメータＨを算出する式（Ａ）における焼き戻し温度Ｔは絶対温度（Ｋ）であるのに対し、式（Ｂ）で算出されるＡｃ１は摂氏温度（℃）である。そのため、例えば、焼き戻し工程において式（Ｂ）によって算出されるＡｃ１（℃）に基づいて焼き戻し温度を設定する場合、式（Ａ）における焼き戻し温度Ｔ（Ｋ）として絶対温度に換算し、焼き戻しパラメータＨが所定の範囲内となるように焼き戻し時間ｔＨＴ（ｓ）を設定することができる。
　本開示では、焼き戻し温度Ｔ（Ｋ）は、第２通電工程後のナゲット端部から内側０．５ｍｍにおける位置（本開示において「ナゲット端部近傍」と称する場合がある。）の温度を基準とする。ここで「ナゲット端部」とは、ナゲットの溶融境界において板組の板界面であった箇所である。ナゲット端部近傍温度は、スポット溶接機による焼き戻しの場合には、直接測定することは困難なため熱伝導解析によるシミュレーションを行い推定した温度を用いる。熱伝導解析によるシミュレーションを行うソフトとして、例えば、ＱｕｉｃｋＳｐｏｔ（株式会社計算力学研究センター）を用いることができる。後述の実施例では、スポット溶接機による焼き戻しの場合、上記ソフトを使ったシミュレーションによりナゲット端部近傍温度を算出した。炉やその他の熱源を用いる場合には、測温部近傍の温度を代用するもしくは炉温などを用いてもよい。　　　　　　　　　　　　　　　　
　なお、焼き戻し温度Ｔは、焼き戻し手段によって変化する場合がある。本開示では、焼き戻しパラメータＨを以下のようにして算出する。
（１）温度が一定である場合
　焼き戻し工程における焼き戻し温度が一定であれば、各パラメータを式（Ａ）に代入して焼き戻しパラメータＨを算出する。
（２）温度が段階的に変化する場合
　時間：温度
　ｔＨＴ０～ｔＨＴ１：Ｔ１［Ｋ］
　ｔＨＴ１～ｔＨＴ２：Ｔ２［Ｋ］
…
　ｔＨＴｋ－１～ｔＨＴｋ：Ｔｋ［Ｋ］
であった場合、ｔＨＴ０～ｔＨＴ１の間の焼き戻しパラメータＨ１は、
Ｈ１＝Ｔ１×（ｌｏｇ（ｔＨＴ１－ｔＨＴ２）＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））
と計算される。
　このＨ１を次の区間の温度Ｔ２で得られる時間をｔＨＴ２’とすると、
Ｈ１＝Ｔ２×（ｌｏｇ（ｔＨＴ２’）＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））
となり、二つ目の区間までｔＨＴ０～ｔＨＴ２での焼き戻しパラメータＨ１＋２は、
Ｈ１＋２＝Ｔ２×（ｌｏｇ（ｔＨＴ２－ｔＨＴ１＋ｔＨＴ２’）＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））
となる。
　これを繰り返し、全区間でのＨは、
Ｈ＝Ｔｋ×（ｌｏｇ（ｔＨＴｋ－ｔＨＴｋ－１＋ｔＨＴｋ’）＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））
となる。
　焼き戻し温度が段階的に変化する場合は、このように計算して、焼き戻し工程における焼き戻しパラメータＨを算出する。
　また、全区間で等温であったことを仮定して得られるＨが同じとなる温度を代表温度と呼称することとする。
（３）温度が連続的に変化する場合
　温度変化が５０℃以内となるような区間を設定し、その間の温度の平均をＴａｖｅとし、その区間の代表温度とする。この方法によって、区間ｔａからｔｂを分け、「（２）温度が段階的に変化する場合」の方法を適用して、Ｈを算出する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　Ｈａ＝Ｔａｖｅ×（ｌｏｇ（ｔｂ－ｔａ）＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））
とし、その次の区間ｔｂからｔｃを求め、（２）と同様の方法で全区間でのＨを算出することとする。また、（２）と同様に全区間で等温であったことを仮定して得られるＨが同じとなる温度を代表温度と呼称することとする。
　焼き戻し工程における焼き戻し方法は、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ式（Ａ）で算出される焼き戻しパラメータＨが８０００～１８０００の範囲内になれば特に限定されない。第２通電工程後、そのままスポット溶接機によって焼き戻しを行う方法と、スポット溶接機以外の熱源を用いて焼き戻しを行う方法が挙げられる。
＜スポット溶接機による焼き戻し＞
　第２通電後、電極で加圧したまま無通電とした後、再度通電して焼き戻しを行う。
　すなわち、第２通電工程後、前述した式（３）を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）を無通電として冷却した後、第３通電工程として、好ましくは下記式（５）を満たす電流値Ｉ３（ｋＡ）及び下記式（６）を満たす時間ｔ３（ｍｓ）で通電する。
　０．４≦Ｉ３／Ｉ１≦１．０　・・・（５）
　４５０≦ｔ３　・・・（６）
　第３通電工程は、テンパー熱処理に相当し、電流値Ｉ３及び通電時間ｔ３はＭｓ点以下までに冷やされたナゲットを焼き戻しパラメータＨが８０００～１８０００の範囲内となるように再加熱する。実験の結果、第３通電工程の電流値（Ｉ３）では、第１通電工程の電流値（Ｉ１）に対する比（Ｉ３／Ｉ１）及び通電時間（ｔ３）が、それぞれ式（５）及び式（６）を満たす条件で通電することで、靭性を効果的に向上させることができる。
　なお、第３通電工程における通電時間が長過ぎると生産性を落としてしまうため、５０００ｍｓ以下とすることが好ましい。
　第３通電工程の後は、加圧だけで通電しない、いわゆる保持時間を設けることが好ましい。
　このように、第２通電工程に続いて電極を板組に加圧したまま無通電と通電を行って焼き戻しを行えば、第１通電工程から焼き戻し工程までを連続して行うことができ、作業効率及び生産性の向上を図ることができる。
　なお、第２通電後、板組から一旦電極を離して時間ｔｃ２が経過してから、再度スポット溶接機を用いて前記第３通電工程と同様の条件で通電を行って焼き戻しを行ってもよい。
＜スポット溶接機以外の熱源による焼き戻し＞
　スポット溶接機以外の熱源による焼き戻しを行ってもよい。すなわち、第２通電後、板組から電極を離し、式（３）を満たす時間ｔｃ２が経過してから、スポット溶接機以外の熱源を用いてナゲットを加熱する。スポット溶接機以外の熱源（加熱手段）は特に限定されず、炉、レーザー、焼きゴテ、ホットプレート、高周波誘導加熱などが挙げられる。なお、いずれの加熱手段を用いる場合でも焼き戻しパラメータＨが８０００～１８０００の範囲内となるように加熱を行う。
　焼き戻しの熱源としてスポット溶接機以外の上記のような加熱手段を用いれば、スポット溶接機を用いた通電による焼き戻しに比べ、焼き戻し温度のばらつきが小さくなることが利点としてあげられる。スポット溶接機を用いた場合には、近傍に存在する鋼材への熱の流れや、他の打点への分流などもありそれを織り込んだ電流値設定が必要となる。一方、上記のような加熱手段では影響因子は少なく、狙いの温度を得やすいため、ロバスト性が高く、かつ高い継手強度を得るための手間が少ないという利点がある。
　本開示に係る溶接継手の製造方法では、板組を構成する鋼板は、少なくとも１枚の鋼板が、質量％で、Ｃ含有量が０．２８０％以上０．７００％以下であればよい。板組を構成する鋼板の枚数は２枚以上であれば特に限定されず、製造される溶接継手の用途に応じて選択すればよい。Ｃ以外の任意元素、板厚、板組の総厚ｔなどについても溶接継手に関して前述したとおりであり、ここでの説明は省略する。
　Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組に対し、上述した各工程からなる抵抗スポット溶接及び焼き戻しを行うことで、単通電で抵抗スポット溶接を行った場合に比べてＣＴＳを大幅に向上させることができる。
　このような本開示に係る溶接継手の製造方法を適用する分野は特に限定されないが、例えば、車体の組立や部品の取付け等の工程に特に有効と考えられる。
　そして、上記各工程を経て、本開示に係る溶接継手、すなわち、ナゲット部の板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの溶融境界領域における旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均が１．０～１．５の範囲であり、溶融境界領域における円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ個以上であるスポット溶接継手を製造することができる。
　なお、特許文献３では、比較的低い温度（２２０℃以下）で焼き戻しを行っており、５ｎｍ以上の炭化物の個数密度は２×１０６個／ｍｍ２以上であっても、３０ｎｍ以上の炭化物の個数密度は十分でないと考えられ、また、炭化物の微細析出により硬くなってしまい継手強度が上がりにくい。
　また、後述の実施例で示すように、以下の（Ａ）～（Ｄ）のことが判明した。
（Ａ）炭素量に対して引張強さＴＳ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上である高強度鋼板であってもＣＴＳを向上させられる上、炭素量に対して引張強さＴＳ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上である鋼板を用いることで、ＣＴＳ向上効果に加えて靭性の向上効果も期待できる。
（Ｂ）保持時間ｔｃ２が９０００ｍｓｅｃ以下である場合に残留応力が小さくなり、ＣＴＳ向上率が高くなる。
（Ｃ）ＨＡＺのうち、ナゲット端部から５００μｍ以内の炭化物析出密度が１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ個以上である場合にＣＴＳのばらつきが低減される。
（Ｄ）Ｃ含有量が０．３０％超の鋼板を用いた場合にＣＴＳの向上効果が高くなる。
　以下、実施例によって本開示に係る溶接継手及び溶接継手の製造方法について説明する。尚、本開示に係る溶接継手及び溶接継手の製造方法はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す組成を有する鋼板を用意し、表２に示す条件（板組、加圧力、通電条件など）で抵抗スポット溶接及び表３に示す条件で焼き戻しを行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１において、Ｐ、Ｓ、Ｎは意図的に添加しなくても、成分分析は実施し、それぞれＰ：０．０１０％未満、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下であった。残部は、Ｆｅ及び不純物である。また、表１において、鋼板のＣ含有量が０．２８０％未満又は０．７００％を超える値には下線を付した。表２における下線は、本開示の要件を満たさないことを意味する。但し、鋼板ｋ及び鋼板ｌは、Ｃ含有量が０．２８０％未満であるが、鋼板のＣ含有量が０．２８０％以上、０．７００％以下の鋼板と組み合わせる発明例の板組に用いるために用意したものであり、表２の「鋼板組合せ」において鋼板ｋ、ｌには下線は付していない。
　表３における下線は、本開示の要件を満たさないことを意味する。「第１通電工程のみＣＴＳ」は、通電条件のうち第１通電（Ｉ１，ｔ１）のみでサンプルを作製した場合のＣＴＳを意味し、以下「単通電ＣＴＳ］と記載する場合がある。
　焼き戻し温度が時間変化する場合の焼き戻しパラメータＨの算出について、スポット溶接によって焼き戻しを行った表３の９番を例に説明する。スポット溶接による焼き戻し工程としてナゲット端部近傍における温度履歴を熱伝導解析によって推定したところ、図１０に示す温度履歴が得られた。温度変化が５０℃を超えない範囲において平均温度を算出した。図１１は、５０℃を超えない範囲で区切った場合の平均温度変化を示している。その区間において、前述した「（３）温度が連続的に変化する場合」の方法によって焼き戻しパラメータＨを求めた。
　単通電ＣＴＳと比較して下記式によって算出される上昇率を求め、１５％を超えるものを継手強度の向上効果があるものと判断した。
　上昇率［％］＝［（本開示の通電条件でのＣＴＳ－単通電のＣＴＳ）／単通電のＣＴＳ］×１００
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　発明例では、少なくとも１枚の鋼板のＣ含有量が質量％で０．２８０％以上０．７００％以下である板組に対し、本開示の条件を満たす抵抗スポット溶接を行っており、いずれも単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、ＣＴＳの上昇率が１５％を超えていた。なお、表２に示すように、例えば番号２１～３０は、鋼板ａを２枚重ね合わせた板組を用い、第１通電工程における加圧力、電流、時間はいずれも同じであるが、表３に示すように「第１通電工程のみＣＴＳ」に多少のばらつきがある。これは電極保持時間（ホールド時間）の違いなどが影響している。
　一方、比較例では、全ての鋼板のＣ含有量、スポット溶接、及び焼き戻しのいずれかが本開示の条件を満たさないため、単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、ＣＴＳの上昇率が１５％に満たず、むしろＣＴＳが低下したものもあった。
　なお、番号６、１６（参考例）は、焼き戻し工程におけるナゲット端部近傍温度が３５０℃未満であるが、比較的長い時間焼き戻しを行うことで焼き戻しパラメータＨが８０００以上１８０００以下の範囲内となり、ＣＴＳ上昇率が１５％を超える継手が得られた。
　表４に示す組成を有する鋼板を用意し、表５に示す条件（板組、加圧力、通電条件など）で抵抗スポット溶接及び焼き戻しを行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
 
　表４において、Ｐ、Ｓ、Ｎは意図的に添加しなくても、成分分析は実施し、それぞれＰ：０．０１０％未満、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下であった。残部は、Ｆｅ及び不純物である。また、表１において、鋼板のＣ含有量が０．２８０％未満又は０．７００％を超える値には下線を付した。表５における下線は、本開示の要件を満たさないことを意味する。但し、鋼板Ｈは、Ｃ含有量が０．２８０％未満であるが、鋼板のＣ含有量が０．２８０％以上、０．７００％以下の鋼板と組み合わせる発明例の板組に用いるために用意したものであり、表５の「鋼板組合せ」において鋼板Ｈには下線は付していない。
　表５における下線は、本開示の要件を満たさないことを意味する。「第１通電工程のみＣＴＳ」は、通電条件のうち第１通電（Ｉ１，ｔ１）のみでサンプルを作製した場合のＣＴＳを意味し、以下「単通電ＣＴＳ］と記載する場合がある。
　なお、ＣＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ３１３７：１９９９に準じて測定した。
　単通電ＣＴＳと比較して下記式によって算出される上昇率を求め、１５％を超えるものを継手強度の向上効果があるものと判断した。
　上昇率［％］＝［（本開示の通電条件でのＣＴＳ－単通電のＣＴＳ）／単通電のＣＴＳ］×１００
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
　「ナゲット端部の旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率の平均」及び「ナゲット端部の１ｍｍ２あたりの３０ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数」は前述した方法によって測定した。
　なお、表６の「３．０×１０６×Ｃ」の欄における「Ｅ＋」は１０の階乗を意味し、例えば「８．４Ｅ＋０５」は「８．４×１０５」を意味する。
　発明例では、少なくとも１枚の鋼板のＣ含有量が質量％で０．２８０％以上０．７００％以下である板組を用い、ナゲット端部における旧オーステナイト粒の長径／短径の比（アスペクト比）及び鉄系炭化物の個数密度がいずれも本開示の範囲内となる条件で抵抗スポット溶接と焼き戻しを行っており、いずれも単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、ＣＴＳの上昇率が１５％を超えていた。
　一方、比較例では、鋼板のＣ含有量、ナゲット端部における旧オーステナイト粒の長径／短径の比（アスペクト比）、及び鉄系炭化物の個数密度のいずれかが本開示の範囲外であり、単通電による抵抗スポット溶接を行った場合に比べ、ＣＴＳの上昇率が１５％に満たず、むしろＣＴＳが低下したものもあった。
＜実施例Ａ１、Ａ２＞
　鋼板Ｑの板厚は１．６ｍｍである。鋼板Ｑを２枚重ねた板組に対してスポット溶接を行い、続けて焼鈍条件を変化させて引張強さ（ＴＳ）が異なる鋼板Ｑ１、Ｑ２を得た。
　スポット溶接における加圧力は、４００ｋｇｆで一定として、第一通電工程は、電流値７．５ｋＡ、通電時間は３６０ｍｓ、第一無通電時間は８０ｍｓ、第二通電工程は、電流値７．０ｋＡ、通電時間は５００ｍｓ、第二通電後通電休止６００ｍｓの後に加圧保持したまま通電時間１５００ｍｓ、電流値は４．３ｋＡとしてテンパー通電を行った。
　このようにして得られた継手をＣＴＳ試験をするとともに、溶接部の破壊靭性値を測定した。測定には、「自動車ボディの接合技術における最近の課題とその対策技術－前編」新日鉄技報　第３９３号（２０１２）及び「スポット溶接継手十字引張試験の破壊力学的考察 （第２報）スポット溶接部の破壊靭性評価法の開発」（新日本製鐵、渡辺史徳ほか）に記載された方法を用いた。具体的には、ナゲット端部からミニチュアＣＴＳ試験片（Ｗ＝２ｍｍ、Ｂ＝１ｍｍ）を切り出し、予めき裂を導入し、き裂開口負荷をワイヤーを使うことによって与えた。そして破壊したときの荷重をもとに靭性値を見積もった。結果を表７に示す。なお、基準ＴＳとは、１８００×［Ｃ］＋２５０で算出される値である。
　Ａ２（比較例）では、炭素量に対するＴＳが低くなっている。これは、粗大な炭化物が形成されてしまっているためと考えられる。この粗大な炭化物形成によって、溶接継手の靭性を落としてしまったと考えられ、Ａ１（発明例）と比較して、第一通電のみのＣＴＳが低くなっている。
　さらに、ＣＴＳ向上のために付与した２、３段目の通電の効果はあるものの、Ａ１と比較するとその幅は狭いものとなっている。粗大な炭化物が第二通電後も残ってしまい、その後のテンパーによってさらに粗大になってしまったことが原因であると考えられ、靭性値がＡ１に比較して低くなっている。
　このように、炭素量に対して適切なＴＳではない鋼板では、ＣＴＳ向上効果が十分得られないことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
 
＜実施例Ｂ１、Ｂ２＞
　表４の鋼板Ｃを２枚重ねた板組に対してスポット溶接を行った。加圧力は３０００Ｎ一定として、第一通電工程は、電流値７．０ｋＡ、通電時間は３００ｍｓ、第一無通電時間は４０ｍｓ、第二通電工程は、電流値６．２０ｋＡ、通電時間は１００ｍｓ、第二通電後通電休止６００ｍｓ（Ｂ１）後又は９５００ｍｓ（Ｂ２）後に加圧保持したまま通電時間１０００ｍｓ、電流値は４．０ｋＡとしてテンパー通電を行った。
　このようにして得られた継手Ｂ１、Ｂ２についてＣＴＳ試験を行った。さらに残留応力を測定した。測定方法は「Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｗｅｌｄｉｎｇ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ｓｔｒｅｓｓｅｓ　ｉｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｓｐｏｔ　ｗｅｌｄｉｎｇ，　ＦＥ　ｍｏｄｅｌｉｎｇ　ａｎｄ　Ｘ－ｒａｙ　ｖｅｒｉｆｉｃａｔｉｏｎ」ＪＯＵＲＮＡＬ　ＯＦ　ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ　ＰＲＯＣＥＳＳＩＮＧ　ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ　２０５　（２００８）６０‐６９に記載の方法を用いた。具体的には、２ｍｍ径（ナゲット径の中心部）に対して、Ｘ線にて回折角度２θが９５度～１０５度の間の値を用い、ヤング率を２００ＧＰａ、ポアソン比０．３として算出した。結果を表８に示す。残留応力の閾値：９０ＭＰａ未満が好ましいと判断できる。
　Ｂ１，Ｂ２を比較すると、残留応力がＢ１の方が小さくなっておりＣＴＳ向上代（向上率）は大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
 
＜実施例Ｃ１～Ｃ７＞
　ＨＡＺのうち、ナゲット端部から５００μｍ以内の炭化物析出密度が１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ個以上である場合にＣＴＳのばらつきが低減される。具体的には、ナゲットの中心部を通るように板厚方向に切断し、断面におけるナゲット端部から５００μｍ以内のＨＡＺ部について観察面積０．２５ｍｍ２を観察した。ＨＡＺ部での粗大鉄系炭化物の個数密度の測定方法は、ナゲット端部における粗大鉄系炭化物の個数密度の測定方法と同様である。
　評価は３０体のＣＴＳの値を正規分布を仮定した場合の標準偏差で評価した。その値が０．２０ｋＮ以下の場合にばらつきが小さいと判断した。結果を表９、表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
 
＜実施例Ｄ１～Ｄ６＞
　表１１に示す同じ番号の鋼板を２枚重ねた板組に対してスポット溶接を行った。各鋼板の炭素量は表１１に示すとおりであり、その他の添加元素は、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．９％である。板厚は１．６ｍｍである。
　加圧力は４００ｋｇｆで一定として、第一通電工程は、電流値７．５ｋＡ、通電時間は４００ｍｓ、第一無通電時間は１００ｍｓ、第二通電工程は、電流値７．０ｋＡ、通電時間は４００ｍｓ、第二通電後通電休止１０００ｍｓの後に加圧保持したまま　通電時間２０００ｍｓ、電流値は４．０ｋＡとしてテンパー通電を行った。このようにして得られた継手についてＣＴＳ試験をした。結果を表１１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　上記結果から、Ｃ含有量が０．３０％超の場合、ＣＴＳをより一層向上させることができる。
　２０２１年３月３０日に出願された特願２０２１－０５８３５１及び特願２０２１－０５８３５２の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
１Ａ、１Ｂ　鋼板
２Ａ、２Ｂ　電極
１３　ナゲット
１４　熱影響部（ＨＡＺ）

Claims (12)

  1. 　Ｃ含有量が、０．２８０質量％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組のスポット溶接継手であって、
    　ナゲットの中心部を通る前記板組の板厚方向の断面において、板界面であった箇所に相当するナゲット端部の溶融境界から内側１ｍｍまでの溶融境界領域における旧オーステナイト粒の短径に対する長径の比率（長径／短径）の平均が１．０～１．５の範囲であり、前記板組を構成する鋼板のＣ含有量（質量％）をＣとした場合に、前記溶融境界領域における円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が１ｍｍ２当り３．０×１０６×Ｃ個以上である、スポット溶接継手。
    　但し、前記鉄系炭化物の個数密度の下限値を算出するための前記Ｃは、前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が同じでない場合は、前記板組を構成する各鋼板のＣ含有量に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均とする。
  2. 　前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が、０．３００質量％超である請求項１に記載のスポット溶接継手。
  3. 　前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を［Ｃ］とした場合に、前記Ｃ含有量が最も高い鋼板の引張強さ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上である請求項１又は請求項２に記載のスポット溶接継手。
  4. 　前記ナゲット端部の周辺に存在する熱影響部の前記ナゲット端部から５００μｍ以内の領域における前記円相当径が３０ｎｍ以上である鉄系炭化物の個数密度が、１ｍｍ２当り１．０×１０６×Ｃ個以上である請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のスポット溶接継手。
  5. 　前記ナゲットの中心部における残留応力が９０ＭＰａ未満である請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のスポット溶接継手。
  6. 　Ｃ含有量が、０．２８０％以上、０．７００質量％以下である少なくとも１枚の鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、一対の電極で板厚方向に挟み込んで加圧しながら電流値Ｉ１（ｋＡ）で通電する第１通電工程と、
    　前記第１通電工程後、２０ｍｓ以上２００ｍｓ以下の時間ｔｃ１を無通電とする第１無通電工程と、
    　前記第１無通電工程後、下記式（１）を満たす電流値Ｉ２（ｋＡ）及び下記式（２）を満たす時間ｔ２（ｍｓ）で通電する第２通電工程と、
    　０．６０≦Ｉ２／Ｉ１≦１．１０　・・・（１）
    　５０≦ｔ２≦１０００　・・・（２）
    　前記第２通電工程後、下記式（３）を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）が経過してから、前記通電した位置において、焼き戻し温度が３５０℃以上であり、かつ下記式（Ａ）によって算出される焼き戻しパラメータＨが８０００以上１８０００以下となる条件で焼き戻しを行う焼き戻し工程と、
    　ｔｃ２＞３．５×１０－３×Ｍｓ２－３．３×Ｍｓ＋１１００　・・・（３）
    　Ｈ＝Ｔ×（ｌｏｇｔＨＴ＋（１７．７－５．８×［Ｃ］））　・・・（Ａ）
    を含む、スポット溶接継手の製造方法。
    　前記式（３）におけるＭｓは、下記式（４）において元素記号に前記板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％を代入して算出されるＭｓ点を意味する。但し、前記板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、前記板組を構成する全ての鋼板について前記式（４）により鋼板ごとに算出したＭｓ点に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＭｓ点を式（３）に代入する。
    　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×Ｃ－３３×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－１７×Ｃｒ－２１×Ｍｏ　・・・（４）
    　前記式（Ａ）におけるＴは前記通電によって形成されたナゲット端部近傍における焼き戻し温度（Ｋ）、ｔＨＴは焼き戻し時間（ｓ）をそれぞれ意味し、［Ｃ］は前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を意味する。
  7. 　前記焼き戻し工程において、炉、レーザー、焼きゴテ、ホットプレート、及び高周波誘導加熱からなる群より選ばれる加熱手段を用いて前記焼き戻しを行う請求項６に記載のスポット溶接継手の製造方法。
  8. 　下記式（Ｂ）によって算出される値をＡｃ１（℃）とした場合に、前記焼き戻し工程において、前記焼き戻し温度Ｔが（Ａｃ１－３０）℃以下となるように前記焼き戻しを行う請求項６又は請求項７に記載のスポット溶接継手の製造方法。
    　Ａｃ１（℃）＝７５０．８－２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ－１１．６Ｍｎ－２２．９Ｃｕ－２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ－３９．７Ｖ－５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ－１６９．４Ａｌ－８９４．７Ｂ　・・・（Ｂ）
    　前記式（Ｂ）における元素記号には前記板組を構成する鋼板に含まれる各元素の質量％が代入される。但し、前記板組を構成する全ての鋼板が同じ組成でない場合は、前記板組を構成する全ての鋼板について鋼板ごとに前記式（Ｂ）によって算出したＡｃ１に、それぞれ前記板組の総厚に対する各鋼板の板厚比を乗じた値の加重平均のＡｃ１に基づいて前記（Ａｃ１－３０）を定める。
  9. 　前記板組を構成する全ての鋼板のＣ含有量が、０．３００質量％超である請求項６～請求項８のいずれか１項に記載のスポット溶接継手の製造方法。
  10. 　前記板組においてＣ含有量が最も高い鋼板におけるＣ含有量（質量％）を［Ｃ］とした場合に、前記Ｃ含有量が最も高い鋼板の引張強さ（ＭＰａ）が、１８００×［Ｃ］＋２５０以上であるスポット溶接継手を製造する請求項６～請求項９のいずれか１項に記載のスポット溶接継手の製造方法。
  11. 　前記ｔｃ２が９０００ｍｓｅｃ以下である請求項６～請求項１０のいずれか１項に記載のスポット溶接継手の製造方法。
  12. 　前記第１通電工程、前記第１無通電工程及び前記第２通電工程において、前記板組に対する前記一対の電極による加圧力が一定である請求項６～請求項１１のいずれか１項に記載のスポット溶接継手の製造方法。
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