WO2023153247A1 - 抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法 - Google Patents

抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法 Download PDF

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直雄 川邉
克利 ▲高▼島
広志 松田
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Definitions

  • the present invention relates to a resistance spot-welded joint made of superimposed steel plates and a resistance spot-welding method.
  • Patent Documents 1 to 3 are examples of methods for preventing such delayed fracture of welded portions.
  • Patent Document 1 after a nugget is formed by main energization, post-energization is applied to maintain a high-temperature environment in which hydrogen tends to diffuse, thereby discharging hydrogen that has entered during welding to the outside and preventing delayed fracture. Techniques are disclosed.
  • Patent Document 2 after forming a nugget by main energization, a two-step energization in which post-energization is performed for the purpose of heating softens the area between the steel plate pressure welding part and the nugget edge, improving delayed fracture resistance. A technique for doing so is disclosed.
  • Patent Document 3 after forming a nugget by main energization, post-energization is applied, and the welding electrode is controlled to alternately and continuously repeat rising and falling, thereby relaxing the tensile residual stress and increasing the endurance. Techniques for improving delayed fracture characteristics have been disclosed.
  • Patent Document 1 is intended to reduce the amount of hydrogen that penetrates into the weld during welding, and does not consider hydrogen that penetrates from the outside in the usage environment. Therefore, delayed fracture is likely to occur in the usage environment after the production of the welded joint.
  • Patent Documents 2 and 3 are techniques for strengthening the pressure welded portion of the steel plate and alleviating the residual stress by using heating by energization after nugget formation. not considered. Therefore, there is a possibility that delayed fracture may occur due to accumulation of hydrogen.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is a resistance welder that can reduce the amount of hydrogen that penetrates under the usage environment after welding and can suppress delayed fracture of the welded joint under the usage environment. It is an object of the present invention to provide a spot weld joint and resistance spot method.
  • the present inventors In order to suppress delayed fracture of a resistance spot welded joint obtained by resistance spot welding two or more steel plates, including at least one high-strength steel plate, the present inventors have investigated the use environment that is a factor of delayed fracture. We investigated the behavior of hydrogen penetrating under the surface and obtained the following findings.
  • a resistance spot weld has a heat-affected zone around the nugget that has different phases and structures depending on the distance from the nugget edge. Therefore, when hydrogen enters the resistance spot weld from the external environment, it must pass through the heat affected zone to enter the nugget edge, which is the main failure initiation point of the resistance spot weld. Hydrogen that has passed through the heat-affected zone accumulates at the edge of the nugget where residual stress due to welding is concentrated, thereby causing delayed fracture. Therefore, reducing the amount of hydrogen passing through the heat-affected zone and penetrating into the nugget and reducing the amount of hydrogen accumulating at the edge of the nugget are effective in suppressing delayed fracture.
  • the present inventors investigated a resistance spot welding method that can reduce the amount of hydrogen that enters the nugget edge from the external environment, and a welded joint manufactured by this method.
  • the relationship between the hardness of the heat affected zone of the resistance spot weld and the base material of the high-strength steel plate is defined as the hardness of the most softened part of the heat affected zone X (HV) ⁇ the hardness of the base metal of the high-strength steel plate ( HV) ⁇ 0.95, it was found that the residual stress due to welding is relaxed and delayed fracture is prevented.
  • the high-strength steel plate is mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 2.50%, Mn: 1.0 to 5.0%, P: 0.020% or less, S: less than 0.010%, Al: 0.10% or less and N: 0.010% or less, and Nb: 0.10% or less, Contains one or more selected from Ti: 0.10% or less and V: 0.20% or less, and Nb, Ti and V satisfy the relationship of formula (1), Having a component composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities,
  • the weld has a nugget and a heat affected zone, When the hardness of the heat-affected zone is equal to or lower than the hardness of the base material of the high-stre
  • the hardness of the most softened portion of the heat-affected zone is X
  • the hardness X of the most softened portion and the hardness of the base material of the high-strength steel sheet satisfy the relationship of formula (3)
  • the resistance spot welded joint, wherein the total average number density of NbC, TiC and VC particles having grain sizes of 100 nm or less in the heat affected zone is 80 pieces/ ⁇ m 2 or more.
  • the element symbol in the formula (1) represents the content (% by mass) of each element in the high-strength steel sheet, and is set to 0 when the element is not contained.
  • the component composition contains one or more selected from Nb: 0.08% or less, Ti: 0.08% or less, and V: 0.16% or less, and The resistance spot welded joint according to [1], wherein the lower limit of the formula (1) is 0.04%.
  • the high-strength steel sheet has, in mass%, Mo: 0.500% or less, Cr: 0.300% or less, Ca: 0.0200% or less, Sb: 0.200% or less, B: 0.0100% or less,
  • a resistance spot welding method for manufacturing the resistance spot welded joint according to any one of [1] to [5] Two or more steel plates including at least one of the high-strength steel plates are superimposed to form a plate assembly, the plate assembly is sandwiched between a pair of welding electrodes, and the steel plates are joined by energizing while applying pressure, The energization comprising a main energization step and a post-energization step, and a cooling step between the main energization step and the post-energization step, In the post-energization step, the applied force F2 is set to 2.0 to 7.0 kN, and the current value I 2 that satisfies the relationship of formula (4) with respect to the current value I 1 in the main energization step is expressed
  • I 1 Current value (kA) in the main energization step
  • I 2 current value (kA) in the post-energization step
  • t 2 energization time (ms) in the post-energization step.
  • the element symbol in the formula (5) represents the content (% by mass) of each element in the high-strength steel sheet, and is set to 0 when the element is not contained.
  • the value of ([Nb] + [Ti] + [V] / 5) in formula (5) is a value calculated using each high-strength steel plate Use the average of [7]
  • the present invention in a resistance spot welded joint in which two or more steel plates including at least one high-strength steel plate are welded by resistance spot welding, the amount of hydrogen that enters under the operating environment is reduced, and the welded joint is Since delayed fracture can be suppressed, there is a significant industrial effect.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a resistance spot welded portion of a resistance spot welded joint of the present invention and its surroundings.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the Vickers hardness and the distance from the nugget edge at and around the resistance spot weld shown in FIG.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing an example of the resistance spot welding method of the present invention.
  • FIG. 4 is a graph showing an example of the energization pattern and pressure pattern of the resistance spot welding method of the present invention.
  • 5(A) and 5(B) are diagrams showing a test piece for resistance spot welding in an embodiment of the present invention, where FIG. 5(A) is a plan view and FIG. 5(B) is a side view. is.
  • FIG. 1 shows, as an example, a resistance spot welded portion (hereinafter sometimes referred to as a "welded portion”) and its surroundings in a resistance spot welded joint (hereinafter sometimes referred to as a "welded joint”) of the present invention. shows a cross-sectional view in the plate thickness direction.
  • the present invention is a welded joint having a welded portion where two or more steel sheets are resistance spot welded together.
  • the steel sheets to be superimposed include at least one steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more (that is, a high-strength steel sheet), which will be described later.
  • the upper limit of the number of steel plates to be superimposed is not particularly specified, it is preferably four or less.
  • the high-strength steel sheet contains a specific chemical composition, and Nb, Ti and V satisfy the relationship of formula (1).
  • FIG. 1 is a welded joint in which a plate set of two superimposed steel plates is resistance spot welded.
  • the high-strength steel sheet may have a metal plating layer, but illustration of the metal plating layer is omitted in FIG.
  • a welded portion, which will be described below, is formed on a steel plate mating surface (hereinafter referred to as a “lapped surface”) 7 of the steel plates 1 and 2 .
  • the welded part of the welded joint has a nugget 3 and a heat affected zone (HAZ) 6 formed on its outer circumference.
  • the heat affected zone 6 has different phases and textures depending on the distance from the edge of the nugget 3 .
  • the heat affected zone 6 has a softened zone 6a.
  • the nugget diameter Dn that is, the diameter of the nugget 3) (mm) and the width Dh (mm) of the softened portion 6a in the heat affected zone 6 satisfy the relationship of formula (2)
  • the hardness of the most softened portion of the heat affected zone 6 is X (HV)
  • the hardness X of the most softened portion and the hardness (HV) of the base material of the high-strength steel sheet satisfy the relationship of formula (3).
  • the total average number density of NbC, TiC and VC having a grain size of 100 nm or less in the heat affected zone 6 is 80 pieces/ ⁇ m 2 or more.
  • nugget diameter Dn is defined as a straight line connecting two nugget ends EE, where the intersection of the outer edge of the nugget 3 and the overlapping surface 7 is the nugget end E. (that is, the length of the straight line Z shown in FIG. 1).
  • the "heat-affected zone 6" is a peripheral structure of the nugget 3 that can be identified by etching the cross section of the welded part, and is quenched and tempered under the influence of the heat of fusion, and has a structure different from that of the base material. point to the area.
  • the "width Dh (mm) of the softened portion 6a in the heat affected zone 6" is two points ( That is, it refers to the length of a straight line connecting points a and b) shown in FIG.
  • this nugget diameter Dn and the width Dh of the softened portion 6a in the heat affected zone 6 (hereinafter also referred to as "width Dh of the softened portion 6a") satisfy the relationship of formula (2).
  • width Dh of the softened portion 6a By forming the width Dh of the softened portion 6a so as to satisfy the formula (2), it is possible to trap more hydrogen entering from the external environment. If the width Dh (mm) of the softened portion 6a is (nugget diameter Dn ⁇ 0.2) (mm) or less, the amount of trap sites that can trap hydrogen penetrating into the nugget 3 is insufficient, causing delayed fracture. The amount of hydrogen entering a certain nugget 3 cannot be sufficiently reduced.
  • the width Dh of the softened portion 6a is set to exceed (nugget diameter Dn ⁇ 0.2) (mm).
  • the width Dh of the softened portion 6a preferably exceeds (nugget diameter Dn x 0.22) (mm), more preferably exceeds (nugget diameter Dn x 0.25) (mm), and further preferably exceeds (nugget diameter Dn x 0.3) (mm).
  • the upper limit of the width Dh of the softened portion 6a is not specified. If the energization time in the post-energization step is increased to ensure the width Dh of the softened portion 6a, excessive tempering may reduce the strength of the heat-affected zone 6. ⁇ 0.5) (mm) or less is preferable.
  • the width Dh of the softened portion 6a is more preferably (nugget diameter Dn ⁇ 0.48) (mm) or less.
  • the “width Dh of the softened portion 6a in the heat-affected zone 6" in Equation (2) is the width of one of the softened portions 6a formed at both ends of the nugget 3, as shown in FIG. Point to Dh.
  • FIG. 2 shows the relationship between the distance from the nugget edge E and the Vickers hardness in the weld zone and its surrounding area enclosed by the square frame shown in FIG.
  • the horizontal axis indicates the "distance (mm) from the nugget edge” with reference to the nugget edge E
  • the vertical axis indicates the "Vickers hardness (HV)" at each measurement position.
  • a negative number on the horizontal axis indicates the distance from the nugget end E to the center of the nugget 3, and a positive number indicates the distance from the nugget end E to the base steel plate.
  • Vickers hardness is measured according to JISZ2244 (2020).
  • the Vickers hardness is a condition in which an indenter load of 300 gf is held for 15 seconds, and at a position 0.2 mm above the lap surface 7 of the high-strength steel plate and the lap Measurements are taken on a straight line parallel to surface 7 at intervals of 0.2 mm.
  • the measurement area is a range from the center of the nugget 3 to 7.0 mm in the direction of the base material of the high-strength steel plate.
  • the target of the measurement is the fusion zone and the base metal on the side of the high-strength steel sheet of the present invention.
  • the “softened portion 6a of the heat affected zone 6” is the Vickers hardness measured in the heat affected zone 6 according to JISZ2244 (2020), which is the base material of the high-strength steel plate.
  • the region where the Vickers hardness is equal to or less than the average Vickers hardness, and "the hardness X of the most softened portion” shall mean the minimum value of the Vickers hardness within the region. That is, the hardness X of the most softened portion is the lowest hardness region in the entire region of the heat affected zone 6 .
  • the "average Vickers hardness of the base material of the high-strength steel sheet” is the average value of five measured values obtained by measuring the hardness of the base material of the high-strength steel sheet under the above conditions.
  • the hardness X of the most softened portion of the heat affected zone 6 and the hardness of the base material of the high-strength steel sheet satisfy the relationship of formula (3), and the width Dh of the softened portion 6a is expressed by the formula ( It is important to satisfy 2).
  • the hardness X of the most softened portion of the heat affected zone 6 satisfies the relationship of formula (3), the effect of improving the delayed fracture resistance of the nugget 3 due to the hydrogen trap in the heat affected zone 6 and the post-energization process described later It can be expected to improve the joint strength by
  • the hardness X (HV) of the most softened portion of the heat-affected zone 6 is (hardness of the base material x 0.95) (HV) or more, the heat-affected zone 6 cannot be sufficiently tempered by overheating. Therefore, the hardness X of the most softened portion is less than (hardness of base material x 0.95) (HV).
  • the hardness X of the most softened portion is preferably less than (hardness of base material x 0.90) (HV), more preferably less than (hardness of base material x 0.85) (HV).
  • the lower limit of the hardness X of the most softened part is (hardness of base material x 0.40) (HV ).
  • the hardness X of the most softened portion is preferably (hardness of base material x 0.45) (HV) or more.
  • the hardness X of the most softened portion is preferably X (HV) ⁇ (average hardness of nugget 3 x 0.9) (HV) in relation to the hardness of nugget 3 . This is because if this relationship is not satisfied, the softened portion 6a is too hard, and even if the residual stress is within the allowable range of the nugget, the heat affected zone may undergo delayed fracture.
  • the above-mentioned "average hardness of the nugget 3" is the average value of five measurements obtained by measuring the hardness of the nugget 3 under the above conditions.
  • the Nb, Ti, and V contained in the high-strength steel sheet of the present invention form carbides of NbC, TiC, and VC in the heat-affected zone 6 by resistance spot welding under the welding conditions described later.
  • the heat-affected zone 6 traps hydrogen entering from the external environment, reduces the amount of hydrogen accumulated at the nugget edge, and suppresses delayed fracture.
  • the grain size of the formed NbC, TiC and VC each exceed 100 nm, excessive tempering is required in order to precipitate a carbide amount with a surface area sufficient to trap hydrogen penetrating into the nugget 3. As a result, joint strength decreases. For this reason, the grain size of NbC, TiC and VC is set to 100 nm or less.
  • the total average number density of the formed carbides that is, the total number density of NbC, TiC and VC having a particle size of 100 nm or less is less than 80 per 1 ⁇ m 2 of the plate cross section, the carbide interfaces acting as hydrogen trap sites The surface area is not sufficient, and the amount of hydrogen entering the nugget 3, which causes delayed fracture, cannot be sufficiently reduced.
  • the total average number density of NbC, TiC and VC having a particle size of 100 nm or less is set to 80 particles/ ⁇ m 2 or more.
  • the total average number density of NbC, TiC and VC having a particle size of 100 nm or less is 90/ ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the average number density of the carbides is not particularly defined. From the viewpoint of securing joint strength after overheating, the total average number density of NbC, TiC and VC having a particle size of 100 nm or less is preferably 150/ ⁇ m 2 or less, and is 140/ ⁇ m 2 or less. is more preferable.
  • the total average number density of NbC, TiC and VC having a particle size of 70 nm or less is preferably 60/ ⁇ m 2 or more. It is more preferable to set the number per ⁇ m 2 or more.
  • the average number density is preferably 130/ ⁇ m 2 or less, more preferably 120/ ⁇ m 2 or less, and even more preferably 100/ ⁇ m 2 or less.
  • the Vickers hardness of the weld zone and the base material described above, and the particle size and average number density of NbC, TiC, and VC described above can be measured by the methods described in Examples below.
  • high-strength steel sheet refers to a steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • % in component composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C 0.10-0.40% C is used for microstructure control for making the TS of the steel sheet 980 MPa or more and for controlling the hardness of the nugget. If the C content is less than 0.10%, it becomes difficult to increase the TS to 980 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the hardness inside the nugget increases, making it difficult to suppress breakage inside the nugget. Therefore, the C content should be 0.10 to 0.40%.
  • the content of C is preferably 0.13% or more. Also, the content of C is preferably 0.25% or less.
  • Si 0.10-2.50% Si is used to control the structure of the steel sheet and the size and amount of inclusions. If the Si content is less than 0.10%, it becomes difficult to increase the TS to 980 MPa or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.50%, the amount of carbide targeted in the present invention is not generated in the heat affected zone due to the carbide formation suppressing effect of Si, and as a result, the delayed fracture characteristics of the weld zone are deteriorated. difficult to improve. Therefore, the Si content should be 0.10 to 2.50%.
  • the Si content is preferably 0.20% or more. Also, the Si content is preferably 1.70% or less.
  • Mn 1.0-5.0% Mn is used to control the structure of steel sheets and nuggets, and the size and amount of inclusions. If the Mn content is less than 1.0%, it becomes difficult to increase the TS to 980 MPa or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 5.0%, the amount of coarse inclusions in the nugget increases, and the tendency of brittle fracture of the nugget increases. Therefore, the content of Mn is set to 1.0 to 5.0%. The content of Mn is preferably 1.2% or more. Also, the content of Mn is preferably 2.8% or less.
  • P 0.020% or less P exists in a solid solution state in the nugget and enhances the brittle fracture tendency of the nugget. Therefore, if the P content exceeds 0.020%, even if the nugget hardness and the nugget structure are controlled, there is a possibility that fractures in the nugget will occur. Therefore, the P content should be 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the content of P is not particularly limited. However, excessive reduction causes an increase in cost, so the P content is preferably 0.0005% or more.
  • S less than 0.010% S exists in the nugget in a solid solution state or as a sulfide, and increases the brittle fracture tendency of the nugget. If the S content is 0.010% or more, even if the nugget hardness and the nugget structure are controlled, there is a possibility that fractures in the nugget will occur. Therefore, the S content should be less than 0.010%. Also, the S content is preferably 0.005% or less. In addition, the lower limit of the content of S is not particularly limited. However, excessive reduction causes an increase in cost, so the S content is preferably 0.0001% or more.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element that controls the size and amount of oxide-based inclusions formed by the reaction between the weld zone and the outside air.
  • the content of Al is set to 0.10% or less.
  • the lower limit of the Al content is not specified, it is preferable that the Al content is 0.005% or more due to production technology restrictions. Also, the Al content is preferably 0.05% or less.
  • N 0.010% or less N exists as a nitride in steel. If the N content exceeds 0.010%, the deformability of the steel sheet is lowered, making it difficult to suppress brittle fracture in the nugget during or after welding. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Although the lower limit of the N content is not specified, it is preferable that the N content is 0.0005% or more due to production technology restrictions. Also, the N content is preferably 0.005% or less.
  • Nb 0.10% or less
  • V 0.20% or less
  • Nb, Ti, and V are carbides in the steel plate and the heat affected zone Used for size and quantity control.
  • Nb, Ti, and V are carbides in the steel plate and the heat affected zone Used for size and quantity control.
  • Nb, Ti, and V are carbides in the steel plate and the heat affected zone Used for size and quantity control.
  • Nb, Ti, and V are carbides in the steel plate and the heat affected zone Used for size and quantity control.
  • Nb 0.10% or less
  • V 0.20% or less
  • the formula (1 ) that is, the value of the left side ([Nb]+[Ti]+[V]/5) of Equation (1) is 0.01% or more).
  • Nb, Ti, and V When at least one of Nb, Ti, and V is contained, the contents of Nb, Ti, and V are preferably Nb: 0.08% or less, Ti: 0.08% or less, and V: 0.16% or less. and the left-side value of formula (1) (that is, the lower limit of formula (1)) is 0.04% or more.
  • the content of Nb, Ti and V is preferably Nb: 0.001% or more, Ti: 0.001% or more, V: 0.005% % or more, and the left-side value of Equation (1) is 0.01% or more.
  • the left-side value of formula (1) is preferably 0.55% or less.
  • One or two or more of the components Nb, Ti, and V can be contained, so the non-contained elements may be 0%.
  • the element symbol in formula (1) represents the content (% by mass) of each element in the base material, and is 0 when the element is not contained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention contains the above elements, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the above composition is the basic composition of high-strength steel sheets.
  • one or more selected from Mo, Cr, Ca, Sb, B, Cu, and Ni can be contained, if necessary.
  • the following components of Mo, Cr, Ca, Sb, B, Cu, and Ni can be contained as necessary, so these components may be 0%.
  • Mo 0.500% or less
  • Mo is an element that improves hardenability and is an effective element for generating a hard phase.
  • the Mo content should be 0.500% or less.
  • the lower limit of the Mo content may be 0.000%, the Mo content is set to 0.010% or more from the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more preferable range. is preferred.
  • the Mo content is preferably 0.300% or less, more preferably 0.100% or less. Also, the Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • Cr 0.300% or less
  • Cr is an element that improves hardenability and is an effective element for generating a hard phase.
  • the Cr content is set to 0.300% or less.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.000%
  • the Cr content is set to 0.010% or more from the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more preferable range. is preferred.
  • the Cr content is preferably 0.250% or less, more preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as inclusions in steel. If the Ca content exceeds 0.0200% and the steel sheet contains diffusible hydrogen, the inclusions act as starting points for cracks during a bending test, resulting in a decrease in bendability. Therefore, the content of Ca is set to 0.0200% or less. Although the lower limit of the Ca content may be 0.0000%, the Ca content is preferably 0.0001% or more due to production technology restrictions. Also, the content of Ca is preferably 0.0020% or more.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an element effective for suppressing oxidation of the surface of the steel sheet during annealing and controlling the softened thickness of the surface layer.
  • Sb is an element capable of reducing the frequency of corresponding grain boundaries in the surface layer of the steel sheet by suppressing nitriding of the surface layer of the steel sheet during annealing. If the Sb content exceeds 0.200%, a softened surface layer cannot be formed, resulting in deterioration of bendability and LME resistance. Therefore, the Sb content is set to 0.200% or less.
  • the lower limit of the Sb content may be 0.000%. It is preferable to The Sb content is more preferably 0.002% or more, still more preferably 0.005% or more. Also, the Sb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0100% or less B is used to control the structure in the material steel plate and the nugget.
  • B is an element that can improve hardenability by segregating at austenite grain boundaries.
  • B By adding B to steel, it is possible to suppress the formation of ferrite and grain growth during annealing and cooling. is. In order to obtain such effects, the content of B should be 0.0001% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks occur inside the steel sheet during hot rolling, and the ultimate deformability of the steel sheet is lowered, so the total void number density after punching increases, and the elongation Flangeability deteriorates. Also, the bendability is reduced. Therefore, when B is added, its content should be 0.0001% or more and 0.0100% or less. When B is added, its content is preferably 0.0002% or more. Moreover, when B is added, its content is preferably 0.0050% or less.
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that increases hardenability, and keeps the area ratio of the hard phase within a more preferable range, the TS within a more preferable range, and further improves the dimensional accuracy during molding. It is an effective element for In order to obtain such effects, the Cu content is set to 0.01% or more.
  • the Cu content exceeds 1.00%, the area ratio of the hard phase increases, and the dimensional accuracy and ductility during molding deteriorate.
  • coarse precipitates and inclusions increase and the steel sheet contains diffusible hydrogen, they act as starting points for cracks during a bending test, resulting in a decrease in bendability. Therefore, when Cu is added, its content is set to 0.01% or more and 1.00% or less. When Cu is added, its content is preferably 0.02% or more. Moreover, when Cu is added, its content is preferably 0.20% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that increases hardenability, and keeps the area ratio of the hard phase within a more preferable range, the TS within a more preferable range, and further improves the dimensional accuracy during molding. It is an effective element for In order to obtain such effects, the Ni content should be 0.01% or more.
  • the Ni content exceeds 0.50%, the area ratio of the hard phase increases, and the dimensional accuracy and ductility during molding deteriorate.
  • coarse precipitates and inclusions increase and the steel sheet contains diffusible hydrogen, they act as starting points for cracks during a bending test, resulting in a decrease in bendability. Therefore, when Ni is added, its content should be 0.01% or more and 0.50% or less. When Ni is added, its content is preferably 0.02% or more. Moreover, when Ni is added, its content is preferably 0.20% or less.
  • the high-strength steel sheet can have a metal plating layer on the surface of the steel sheet that is the base material, if necessary.
  • the metal plating layer is preferably a zinc plating layer or an alloyed zinc plating layer.
  • hot-dip galvanized steel sheets (GI) having a galvanized layer on the surface of the steel sheet that is the base material may be obtained.
  • an alloying treatment may be further applied to obtain an alloyed hot dip galvanized steel sheet (GA) having a galvannealed layer on the surface of the steel sheet that is the base material.
  • Resistance spot welding method An embodiment of a resistance spot welding method for producing a welded joint having the welds described above will now be described.
  • the welded joint of the present invention is a resistance that joins the steel plates by sandwiching a plate assembly in which two or more steel plates are superimposed, including at least one high-strength steel plate, with a pair of welding electrodes, and applying an electric current while applying pressure. It can be manufactured by spot welding.
  • two steel plates are used, a steel plate 1 arranged on the lower side (hereinafter referred to as “lower steel plate”) and a steel plate 2 arranged on the upper side (hereinafter referred to as “upper steel plate”). and are overlapped to form a board assembly.
  • the steel plate arranged on the lowest side is the “lower steel plate”
  • the steel plate arranged on the uppermost side is the “upper steel plate”.
  • the steel plate placed between them is the “medium steel plate”.
  • a pair of welding electrodes that is, a welding electrode 4 arranged on the lower side of the plate group (hereinafter sometimes referred to as “lower electrode”) and a welding electrode 5 arranged on the upper side of the plate group (hereinafter referred to as "lower electrode"
  • the superimposed steel plates that is, the lower steel plate 1 and the upper steel plate 2 are sandwiched between two electrodes, which may be referred to as an "upper electrode”, and are energized while applying pressure.
  • the apparatus for carrying out the resistance spot welding method of the present invention is not particularly limited as long as it has a configuration in which pressure is applied by the pair of welding electrodes 4 and 5 and the pressure is controlled.
  • conventionally known devices such as air cylinders and servomotors can be used.
  • the configuration for supplying current and controlling the current value at the time of energization is not particularly limited, and conventionally known devices can be used.
  • the present invention can be applied to both direct current and alternating current. For alternating current, "current" means "rms current.”
  • the form of the tip of each welding electrode 4, 5 is not particularly limited.
  • DR type dome radius type
  • R type radius type
  • D type dome type
  • the tip diameter of each welding electrode is, for example, 4 mm to 16 mm.
  • the radius of curvature is, for example, 50 mm to 200 mm, and flat-type electrodes with flat tips can also be used. Resistance spot welding is performed while each welding electrode is always water-cooled.
  • a nugget 3 of a required size is formed by resistance heating by applying pressure while sandwiching the superimposed steel plates 1 and 2 (that is, a set of plates) between a pair of welding electrodes 4 and 5.
  • a welded joint is obtained by joining the overlapping steel plates together.
  • the present invention provides resistance in a plate assembly in which either one of both surfaces or one surface of the assembly in contact with the welding electrodes 4, 5 arranged on the upper and lower sides of the assembly is a surface-treated steel plate having a metal plating layer. It can also be applied to spot welding methods.
  • both sides of the plate set in contact with each welding electrode refers to the two outermost steel plates of the plate set composed of a plurality of steel plates that are in contact with the upper electrode and the lower electrode.
  • either one side of the plate set in contact with each welding electrode refers to the two outermost plates of the plate set composed of a plurality of steel plates that are in contact with the upper electrode or the lower electrode. It refers to either one of the steel plates.
  • the melting point of the metal plating layer is preferably lower than the melting point of the base material of the surface-treated steel sheet.
  • surface-treated steel sheets include galvanizing typified by electrogalvanizing and hot-dip galvanizing (the hot-dip galvanizing includes alloyed hot-dip galvanizing), zinc, aluminum, magnesium, etc. It refers to a steel sheet that has a metal plating layer such as a zinc alloy plating containing elements on the surface of the base material (that is, the base steel sheet).
  • a surface-treated steel sheet is called a "zinc-based plated steel sheet”. Therefore, in the present invention, at least one of the plurality of steel sheets constituting the above-described set of sheets is a zinc-based plated steel sheet.
  • the plate thickness of the steel plate to be resistance spot welded is not particularly limited.
  • it is preferably within the range of 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • a steel sheet having a thickness within this range can be suitably used as a member for automobiles.
  • the two or more steel plates to be resistance spot welded may be steel plates of the same type and shape, or may be steel plates of different types or different shapes.
  • a surface-treated steel sheet having a metal plating layer and a steel sheet not having a metal plating layer may be superimposed.
  • the energization includes a main energization step and a post-energization step.
  • a non-energizing cooling step is provided between the main energizing step and the post-energizing step.
  • This energization step is a step of forming a nugget portion that becomes a nugget 3 (see FIG. 1) when the overlapping surface 7 is melted by energization and solidified.
  • the energizing conditions and pressurizing conditions in the main energizing step conditions capable of forming the nugget portion can be appropriately selected.
  • the current value I1 in the main energization step is 1.0 kA or more and 15.0 kA or less
  • the pressure F1 is 2.0 kN or more and 7.0 kN or less
  • the energization time t1 in the main energization step is It is preferably 100 ms or more and 1000 ms or less.
  • the above-mentioned "nugget 3" is a melted and solidified portion generated in the welded portion in resistance welding.
  • the main energization process may be a multi-stage energization process in which the current value changes during the main energization process, or a multi-stage pressurization process in which the applied pressure changes during the main energization process.
  • a cooling process is performed after the above-mentioned main energization process.
  • the cooling step is performed for the purpose of lowering the temperature of the welded portion by bringing the electrodes into contact in order to prevent dust from being generated due to overheating in the post-energization step immediately after the nugget is formed in the main-energization step.
  • the non-energized state is maintained for a predetermined cooling time tc.
  • the cooling time tc is preferably 500 ms or more and 2000 ms or less.
  • the cooling time tc is more preferably 550 ms or longer, and more preferably 1800 ms or shorter.
  • Post-energization process After the main energization process and the cooling process described above, a post-energization process is performed.
  • the post-energization step is performed for the purpose of heating the heat-affected zone without enlarging the diameter of the nugget by changing the supplied current value.
  • the applied force F2 is set to 2.0 to 7.0 kN, and the current value I 2 that satisfies the relationship of formula (4) with respect to the current value I 1 in the main energization step.
  • energization is performed during the energization time t 2 represented by the equation (5).
  • I 1 Current value (kA) in the main energization step
  • I 2 current value (kA) in the post-energization step
  • t 2 energization time (ms) in the post-energization step.
  • the element symbol in the formula (5) represents the content (% by mass) of each element in the base metal of the steel sheet, and is set to 0 when the element is not contained.
  • the current value I2 in the post-energization step will be described.
  • current is supplied at a current value I 2 (kA) that satisfies equation (4).
  • the inside of the nugget is reheated by passing through the cooling step and energizing at the current value I 2 (kA) in the post-energization step.
  • the heat-affected zone is tempered, and a state in which more carbides can be precipitated during the energization in the post-energization step is maintained. do.
  • the post-energization step is a step of reheating the heat-affected zone around the solidified nugget.
  • the current value I 2 (kA) is (0.6 ⁇ I 1 ) (kA) or less, the welded portion is not sufficiently reheated, and enough carbides are precipitated to trap hydrogen entering from the external environment. not. Therefore, the current value I 2 (kA) is set to exceed (0.6 ⁇ I 1 ) (kA).
  • the current value I 2 (kA) is preferably greater than (0.7 ⁇ I 1 )(kA).
  • the current value I 2 (kA) is set to be less than (1.0 ⁇ I 1 ) (kA) with respect to the current value I 1 in the main energization step. More preferably, the current value I 2 (kA) is less than (0.9 ⁇ I 1 )(kA).
  • the energization pattern in the post-energization step can provide the same effect as described above even if there is multi-stage energization.
  • the energization time t2 of the post-energization step will be described.
  • carbides due to the tempering of the weld zone, which is the target of the present invention are formed. It is formed. Thereby, the formed carbides can be controlled within the range of the above average number density.
  • the energization time t 2 in the post-energization step is equal to or less than the left-side value of Equation (5) (that is, (2100 ⁇ 8200 ⁇ ([Nb]+[Ti]+[V]/5)))
  • the heat-affected zone is not sufficiently heated and the carbides are not sufficiently precipitated, so that the delayed fracture resistance, which is the target of the present invention, cannot be obtained. Therefore, the energization time t2 in the post-energization step is set to a time exceeding the left-side value of equation (5).
  • the energization time t 2 (ms) is preferably 400 ms or more.
  • the left-side value of formula (5) is used using the Nb, Ti, and V amounts of each steel plate and find the average of these. This average value is compared with the energization time t2 .
  • the upper limit of the energization time t 2 (ms) in the post-energization step is not specified.
  • the energization time t2 in the post-energization step is preferably 2000 ms or less, more preferably less than 800 ms, and still more preferably 600 ms or less.
  • the pressurizing force F2 in the post-energization process will be described.
  • the pressure F2 in the post-energization step is set to 2.0 kN or more and 7.0 kN or less. If the pressure F2 is less than 2.0 kN, the pressure is insufficient and the nugget is not formed with a sufficient size. On the other hand, if the applied force F2 exceeds 7.0 kN, there is a risk of splintering during welding.
  • the holding process is performed for the purpose of stably cooling the welded portion after overheating in the post-energization process and preventing cracking.
  • the hold time th is preferably 10 ms or more and 100 ms or less.
  • FIG. 4 shows an example of the energization pattern of the present invention.
  • the vertical axis is the current value and the applied pressure
  • the horizontal axis is time.
  • the current value and applied pressure increase in the upward direction on the vertical axis.
  • the cooling process is performed with the cooling time tc, and then the current value I2 and the energization time t2 are performed.
  • the post-energization process is performed.
  • Table 1 shows the tensile strength (TS) of the lower steel plate 1 and the upper steel plate 2 and the presence or absence of the metal plating layer.
  • the metal plating layer is zinc plating.
  • Each steel plate had a long side of 100 mm, a short side of 30 mm, and a thickness of 1.4 mm.
  • the above “tensile strength” is the tensile strength ( MPa).
  • the resistance spot welding was performed at room temperature, and the welding electrodes (that is, the lower electrode and the upper electrode) were always water-cooled. Both the lower electrode and the upper electrode had a tip diameter (ie tip diameter) of 6 mm and a radius of curvature of 40 mm, and were DR type electrodes made of chromium copper. Further, the pressing force was controlled by driving the lower electrode and the upper electrode with a servomotor, and a single-phase alternating current with a frequency of 50 Hz was supplied at the time of energization.
  • the resistance spot welding is performed by inserting a 30 mm square with a thickness of 1.5 mm between the two steel plates 1 and 2 (size: long side: 100 mm, short side: 30 mm). A certain spacer 10 was sandwiched between both ends of the steel plates and temporarily welded.
  • FIG. 5 shows a plan view (see FIG. 5A) and a side view (see FIG. 5B) showing a test piece for resistance spot welding, and reference numeral 9 in FIG. A point 8 is a temporary welding point. All the samples were subjected to the main energizing step by controlling the current value and the energizing time so that the nugget diameter was 4 ⁇ t with respect to the plate thickness t.
  • the Vickers hardness of the weld zone and the base material of the steel plate was measured by the following method. The obtained welded joint was cut at a position passing through the center of the nugget to obtain a test piece, and after ultrasonically cleaning the test piece, the cross section of the welded portion of the sample that was embedded in resin was polished, and a picric acid solution was used. Etching was performed and samples were prepared. The Vickers hardness of the welded portion and the base material portion is measured using a Vickers hardness tester in accordance with JISZ2244 (2020). A load of 300 gf was applied for 15 seconds.
  • Hardness X of the most softened part of the heat-affected zone shown in Table 3 was determined as follows. Specifically, measurements were taken at intervals of 0.2 mm on a straight line parallel to the lapped surface 7 of the steel plate at a position 0.2 mm above the lapped surface 7 of the steel plate. The area to be measured was the range from the center of the nugget 3 to the base material of the steel plate (see FIG. 1). The reason why the position is 0.2 mm above the overlapping surface 7 of the steel plates is that the upper steel plate is a high-strength steel plate. In the case of the lower steel plate, the measurement was performed at a position 0.2 mm below the overlapping surface 7 of the steel plate.
  • the “softened portion 6a of the heat affected zone 6” is the Vickers hardness measured in the heat affected zone 6 according to JISZ2244 (2020), which is the base material of the high-strength steel plate. A region below the average Vickers hardness is indicated, and "hardness X at the most softened portion” is the minimum value within the region.
  • the "average Vickers hardness of the base material of the high-strength steel sheet” is the average value of the measured values obtained by measuring the hardness of the base material of the high-strength steel sheet five times under the above conditions.
  • the width Dh of the softened portion was measured using the sample prepared for the hardness measurement described above. Specifically, as shown in FIG. 1, an extension line of a straight line Z connecting the intersection of the nugget 3 and the overlapping surface 7 (that is, the nugget end E) and the boundary of the softened portion 6a (the inner peripheral edge and the outer edge of the softened portion 6a).
  • the two points that is, point a and point b) at which the two points intersect with each other (peripheral edge) were determined, and the length of the straight line connecting the two points was measured with an optical microscope to determine the width Dh (mm) of the softened portion 6a.
  • the point a is the intersection of the extension of the straight line Z and the inner peripheral edge of the softened portion 6a
  • the point b is the intersection of the extension of the straight line Z and the outer peripheral edge of the softened portion 6a.
  • the grain sizes of NbC, TiC and VC were measured by cutting out the heat-affected zone from the obtained welded joint, polishing the thickness cross-section, corroding it with 3% nital, and magnifying it 10,000 times using a transmission electron microscope (TEM). Observed under magnification. Using Image-Pro, the particle size of the precipitate was obtained by calculating the equivalent circle diameter with the lower limit set to 0.005 ⁇ m. The average number density (pieces/1 ⁇ m 2 ) of NbC, TiC and VC having a particle size of 100 nm or less was observed with a TEM at a magnification of 10,000 times, and the number density at 10 locations was determined and the average was taken. Observations were made on each of the upper steel plate and the lower steel plate. Also, the average number density (pieces/1 ⁇ m 2 ) of NbC, TiC and VC having a particle size of 70 nm or less was determined in the same manner.

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Abstract

抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法を提供する。本発明は、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板が溶接された抵抗スポット溶接継手であって、高強度鋼板は特定の成分組成を有し、溶接部は、ナゲット径と熱影響部における軟化部の幅とが式（２）の関係を満足し、かつ、熱影響部の最軟化部の硬さＸと高強度鋼板の母材の硬さとが式（３）の関係を満足し、かつ、熱影響部内における、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度が８０個／μｍ2以上である。 熱影響部における該軟化部の幅（ｍｍ）＞ナゲット径（ｍｍ）×０．２　…（２） Ｘ（ＨＶ）＜高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）×０．９５　…（３）

Description

抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法
　本発明は、重ね合わせた鋼板からなる抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法に関するものである。
　近年、自動車の分野では、車体の軽量化による燃費向上および衝突時の車体安全性の向上のため、高強度鋼板を用いている。
　しかし、鋼板の引張強度の高強度化に伴い、溶接に起因する残留応力や、溶接時および使用環境下で溶接部に侵入する水素の存在による、溶接部の耐遅れ破壊特性の低下に対する懸念が生じてきた。
　このような溶接部の遅れ破壊を防止する方法として、特許文献１～３に記載の技術が挙げられる。
　特許文献１には、本通電によりナゲットを形成した後、後通電を付与し、水素が拡散しやすい高温環境を維持することで、溶接時に侵入した水素を外部に排出し、遅れ破壊を防止する技術が開示されている。
　また、特許文献２には、本通電によりナゲットの形成後、さらに加熱を目的とした後通電を行う２段通電によって、鋼板圧接部からナゲット端部の間を軟化させ、耐遅れ破壊特性を向上する技術が開示されている。
　さらに、特許文献３には、本通電によりナゲットの形成後、後通電を付与するとともに、溶接電極の上昇と下降を交互に連続的に繰り返すように制御することにより引張残留応力を緩和させ、耐遅れ破壊特性を向上する技術が開示されている。
特開２０１９－７２７６４号公報 国際公開第２０１４／１７１４９５号 特開２０１８－１４４０９８号公報
　しかしながら、特許文献１の技術は、溶接時に溶接部に侵入する水素量を低減するものであり、使用環境において外部から侵入する水素を考慮していない。そのため、溶接継手の作製後の使用環境における遅れ破壊が発生しやすい。
　また、特許文献２、３の技術は、ナゲット形成後の後通電による加熱を用いて鋼板圧接部の強化、残留応力の緩和を図る技術であり、遅れ破壊の主な要因である水素の影響を考慮していない。そのため、水素の集積による遅れ破壊の発生の恐れがある。
　なお、これらの技術は、遅れ破壊の発生要因である水素のトラップサイトとして働くＮｂ、Ｔｉ、Ｖからなる炭化物の影響については考慮していない。これらの元素からなる炭化物と遅れ破壊特性の関係を調べることで、より優れた抵抗スポット溶接継手を作製できる可能性がある。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、溶接後の使用環境下で侵入する水素量を低減させ、使用環境下での溶接継手の遅れ破壊を抑制することが可能な、抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を抵抗スポット溶接して得られる抵抗スポット溶接継手の遅れ破壊を抑制するために、遅れ破壊の要因である使用環境下で侵入する水素の挙動について調査し、以下のような知見を得た。
　まず、抵抗スポット溶接部は、ナゲットの周辺に、ナゲット端部からの距離によって異なる相と組織を持つ熱影響部を有する。そのため、外部環境から抵抗スポット溶接部内へと水素が侵入する場合、抵抗スポット溶接部の主な破壊起点であるナゲット端部に侵入するために熱影響部を通過する必要がある。熱影響部を通過した水素は、溶接に起因する残留応力が集中されるナゲット端部に集積し、これにより遅れ破壊が発生する。そのため、熱影響部を通過しナゲットへ侵入する水素量を低減し、かつ、ナゲット端部に集積する水素量を低減することが、遅れ破壊の抑制に有効である。
　そこで、本発明者らは、外部環境からナゲット端部に侵入する水素量を低減できる抵抗スポット溶接方法およびその方法で製造される溶接継手について検討した。
　まず、抵抗スポット溶接部の熱影響部に高密度の炭化物を析出させることにより外部から侵入する水素を事前にトラップし、抵抗スポット溶接継手の耐遅れ破壊特性が向上することが分かった。加えて、溶接に用いる高強度鋼板の成分組成にＮｂ、Ｔｉ、Ｖを含有させることで、熱影響部にＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣを析出させ、これにより抵抗スポット溶接継手の強度が低下することなく、より短い後通電だけで耐遅れ破壊特性を向上させることが分かった。
　また、抵抗スポット溶接部の熱影響部と高強度鋼板の母材との硬さの関係を、熱影響部の最軟化部の硬さＸ（ＨＶ）＜ 高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）×０．９５にすることで、溶接による残留応力を緩和し、遅れ破壊を防止することが分かった。
　上述の特性を有する抵抗スポット溶接継手は、ナゲットを形成する本通電後に特定の溶接条件で後通電を付与し、適切に熱影響部の焼戻しを行うことで、得られることが分かった。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］　少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組が抵抗スポット溶接された溶接部を有する、抵抗スポット溶接継手であって、
　前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．４０％、
Ｓｉ：０．１０～２．５０％、
Ｍｎ：１．０～５．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％未満、
Ａｌ：０．１０％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１０％以下、および
Ｖ：０．２０％以下
のうちから選択された１種または２種以上を含有し、かつ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶが式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　前記溶接部は、ナゲットと熱影響部を有し、
前記熱影響部における硬さが前記高強度鋼板の母材の硬さ以下となる領域を軟化部としたとき、ナゲット径と熱影響部における該軟化部の幅とが式（２）の関係を満足し、
かつ、前記熱影響部の最軟化部の硬さをＸとしたとき、該最軟化部の硬さＸと前記高強度鋼板の母材の硬さとが式（３）の関係を満足し、
かつ、前記熱影響部内における、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度が、８０個／μｍ2以上である、抵抗スポット溶接継手。
（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５） ≧ ０．０１％　……（１）
熱影響部における軟化部の幅（ｍｍ） ＞ ナゲット径（ｍｍ）×０．２　……（２）
Ｘ（ＨＶ） ＜ 高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）×０．９５　……（３）
ここで、式（１）中の元素記号は、高強度鋼板における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
［２］　前記成分組成は、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０８％以下、およびＶ：０．１６％以下のうちから選択された１種または２種以上を含有し、かつ、前記式（１）の下限値が０．０４％である、［１］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［３］　前記高強度鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｃｒ：０．３００％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｓｂ：０．２００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、および
Ｎｉ：０．５０％以下
のうちから選択された１種または２種以上を含有する、［１］または［２］に記載の抵抗スポット溶接継手。
［４］　前記高強度鋼板は、金属めっき層を有する、［１］～［３］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手。
［５］　前記高強度鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上である、［１］～［４］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手。
［６］　［１］～［５］のいずれか１つに記載の抵抗スポット溶接継手を製造する抵抗スポット溶接方法であって、
　少なくとも１枚の前記高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とし、該板組を１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して前記鋼板を接合するに際し、
　本通電工程と後通電工程からなる前記通電と、該本通電工程と該後通電工程との間に冷却工程を有し、
　前記後通電工程では、加圧力Ｆ２を２．０～７．０ｋＮとし、かつ、前記本通電工程の電流値Ｉ1に対して式（４）の関係を満足する電流値Ｉ2で、式（５）で表される通電時間ｔ2の間、通電を行う、抵抗スポット溶接方法。
０．６×Ｉ1 ＜ Ｉ2 ＜ １．０×Ｉ1　……（４）
２１００－８２００×（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）＜ ｔ2　……（５）
ここで、各式において、
　　Ｉ1：本通電工程における電流値（ｋＡ）、
　　Ｉ2：後通電工程における電流値（ｋＡ）、
　　ｔ2：後通電工程における通電時間（ｍｓ）、とする。
また、式（５）中の元素記号は、高強度鋼板における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。また、高強度鋼板が２種類以上である場合には、式（５）中の（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）の値は、各高強度鋼板を用いて算出した値の平均値を使用する。
［７］　前記冷却工程では、５００ｍｓ以上２０００ｍｓ未満の間、無通電状態を保持する、［６］に記載の抵抗スポット溶接方法。
　本発明によれば、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接により溶接された抵抗スポット溶接継手における、使用環境下で侵入する水素量を低減させ、該溶接継手の遅れ破壊を抑制することができるので、産業上格段の効果を奏する。
図１は、本発明の抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接部およびその周辺を模式的に示す断面図である。 図２は、図１に示す抵抗スポット溶接部およびその周辺における、ヴィッカース硬さとナゲット端部からの距離との関係を示すグラフである。 図３は、本発明の抵抗スポット溶接方法の一例を模式的に示す断面図である。 図４は、本発明の抵抗スポット溶接方法の通電パターンおよび加圧パターンの一例を示すグラフである。 図５（Ａ）および図５（Ｂ）は、本発明の実施例における抵抗スポット溶接の試験片を示す図であり、図５（Ａ）が平面図であり、図５（Ｂ）が側面図である。
　以下、各図を参照して、本発明について説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されない。
　〔抵抗スポット溶接継手〕
　まず、図１を参照して、本発明の抵抗スポット溶接継手を説明する。図１には、一例として、本発明の抵抗スポット溶接継手（以下、「溶接継手」と称する場合もある）における、抵抗スポット溶接部（以下、「溶接部」と称する場合もある）およびその周辺の板厚方向断面図を示す。
　本発明は、重ね合わせた２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接された溶接部を有する溶接継手である。重ね合わせる鋼板には、後述する引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板（すなわち、高強度鋼板）を少なくとも１枚以上含むものとする。重ね合わせる鋼板の枚数の上限は特に規定しないが、４枚以下とすることが好ましい。なお、高強度鋼板は、後述するように、特定の成分組成を含有し、かつ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶが式（１）の関係を満足するものとする。
　図１に示す例は、２枚の鋼板を重ね合わせた板組が抵抗スポット溶接された溶接継手であり、下側に配置される鋼板１および／または上側に配置される鋼板２に高強度鋼板を適用する。なお、後述するように高強度鋼板が金属めっき層を有する場合もあるが、図１では金属めっき層の図示を省略している。鋼板１、２の鋼板合わせ面（以下、「重ね面」と称する）７には、以下に説明する溶接部が形成される。
　[抵抗スポット溶接部]
　本発明の溶接継手の溶接部について説明する。
　図１に示すように、溶接継手の溶接部は、ナゲット３とその外周に形成される熱影響部（ＨＡＺ）６を有する。熱影響部６は、ナゲット３の端部からの距離によって異なる相と組織を持つ。図１に示すように、熱影響部６内には軟化部６ａを有する。
　本発明では、溶接部は、ナゲット径Ｄn（すなわち、ナゲット３の直径）（ｍｍ）と熱影響部６における軟化部６ａの幅Ｄh（ｍｍ）が式（２）の関係を満足し、かつ、熱影響部６の最軟化部の硬さをＸ（ＨＶ）としたとき、該最軟化部の硬さＸと高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）が式（３）の関係を満足し、かつ、熱影響部６内における、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度が８０個／μｍ2以上となる。
熱影響部における軟化部の幅（ｍｍ）＞ ナゲット径（ｍｍ）×０．２　……（２）
Ｘ（ＨＶ） ＜ 高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）×０．９５　……（３）
　なお、例えば重ね合わせる全ての鋼板に本発明の高強度鋼板を適用する場合には、全ての高強度鋼板において鋼板ごとに上記の式（２）および式（３）の関係を満たし、かつ、全ての高強度鋼板における上記のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの平均個数密度の平均値が上記数値範囲となることが必要である。これにより、本発明の効果を得ることができる。
　　［ナゲット径Ｄnと熱影響部６における軟化部６ａの幅Ｄhの関係］
　図１に示すように、「ナゲット径Ｄn（ｍｍ）」とは、ナゲット３の外縁と重ね面７との交点をナゲット端部Ｅとするとき、２つのナゲット端部Ｅ―Ｅ間を結ぶ直線（すなわち、図１に示す直線Ｚ）の長さを指す。「熱影響部６」とは、溶接部の断面をエッチングし判別できるナゲット３の周辺組織であり、溶融熱の影響を受けて焼き入れ及び焼き戻しされた、母材の組織とは異なる組織の領域を指す。「熱影響部６における軟化部６ａの幅Ｄh（ｍｍ）」とは、直線Ｚの延長線と軟化部６ａの境界（すなわち、軟化部６ａの内周縁および外周縁）とが交差する２点（すなわち、図１に示す点ａ、点ｂ）を結ぶ直線の長さを指す。
　このナゲット径Ｄnと熱影響部６における軟化部６ａの幅Ｄh（以下、「軟化部６ａの幅Ｄh」と称する場合もある。）が式（２）の関係を満足するものとする。軟化部６ａの幅Ｄhが、式（２）を満足するように形成されることで、外部環境から侵入する水素をより多くトラップできる。軟化部６ａの幅Ｄh（ｍｍ）が、（ナゲット径Ｄn×０．２）（ｍｍ）以下の場合、ナゲット３へと侵入する水素をトラップできるトラップサイトの量が足りず、遅れ破壊の原因であるナゲット３へと進入する水素量を十分に低減できない。したがって、軟化部６ａの幅Ｄhは、（ナゲット径Ｄn×０．２）（ｍｍ）超えとする。軟化部６ａの幅Ｄhは、好ましくは（ナゲット径Ｄn×０．２２）（ｍｍ）超えとし、より好ましくは（ナゲット径Ｄn×０．２５）（ｍｍ）超えとし、さらに好ましくは（ナゲット径Ｄn×０．３）（ｍｍ）超えとする。
　軟化部６ａの幅Ｄhの上限は、特に規定しない。軟化部６ａの幅Ｄhの確保のために後通電工程の通電時間が長くなる場合、過度な焼戻しにより熱影響部６の強度低下が懸念されるため、軟化部６ａの幅Ｄhは（ナゲット径Ｄn×０．５）（ｍｍ）以下が好ましい。軟化部６ａの幅Ｄhは、より好ましくは（ナゲット径Ｄn×０．４８）（ｍｍ）以下とする。
　なお、式（２）における「熱影響部６における軟化部６ａの幅Ｄh」とは、図１に示すように、ナゲット３の両端に形成される軟化部６ａのうち一方の軟化部６ａの幅Ｄhを指す。
　　［熱影響部６の最軟化部の硬さＸと高強度鋼板の母材の硬さの関係］
　図２には、図１に示す四角枠で囲った溶接部およびその周辺の領域における、ナゲット端部Ｅからの距離とヴィッカース硬さとの関係を示す。図２のグラフは、横軸にナゲット端部Ｅを基準とした「ナゲット端部からの距離（ｍｍ）」を示し、縦軸に各測定位置における「ヴィッカース硬さ（ＨＶ）」を示す。横軸のマイナスの数字は、ナゲット端部Ｅからナゲット３の中心へと向かう距離を示し、プラスの数字はナゲット端部Ｅから母材鋼板へと向かう距離を示す。ヴィッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４（２０２０年）に準拠して測定する。
　具体的には、後述の実施例に記載の通り、ヴィッカース硬さは、圧子荷重３００ｇｆで１５秒保持する条件とし、かつ、高強度鋼板の重ね面７から０．２ｍｍ上方の位置でかつ該重ね面７に平行な直線上を０．２ｍｍ間隔で計測する。測定領域は、ナゲット３の中心から高強度鋼板の母材方向に７．０ｍｍまでの範囲とする。なお、計測は、本発明の高強度鋼板側の溶融部および母材を対象とする。
　図２に示すように、「熱影響部６の軟化部６ａ」とは、熱影響部６内をＪＩＳＺ２２４４（２０２０年）に準拠して測定したヴィッカース硬さのうち、高強度鋼板の母材の平均ヴィッカース硬さ以下となる領域を指すものとし、「最軟化部の硬さＸ」とは該領域内のヴィッカース硬さの最小値を指すものとする。すなわち、最軟化部の硬さＸとは、熱影響部６の全領域において最も硬さが低い領域である。また、「高強度鋼板の母材の平均ヴィッカース硬さ」とは、高強度鋼板の母材の硬さを上記条件で測定し、５回の測定値の平均値とする。
　本発明では、熱影響部６の最軟化部の硬さＸと高強度鋼板の母材の硬さとが式（３）の関係を満足し、かつ、上述の軟化部６ａの幅Ｄhが式（２）を満足することが重要である。
　この熱影響部６の最軟化部の硬さＸが式（３）の関係を満足する場合、熱影響部６の水素トラップによるナゲット３の耐遅れ破壊特性の改善効果と、後述の後通電工程による継手強度の向上を期待できる。熱影響部６の最軟化部の硬さＸ（ＨＶ）が（母材の硬さ×０．９５）（ＨＶ）以上の場合、過加熱により熱影響部６に十分な焼戻し効果を付与できない。したがって、上記最軟化部の硬さＸは、（母材の硬さ×０．９５）（ＨＶ）未満の硬さとする。上記最軟化部の硬さＸは、好ましくは（母材の硬さ×０．９０）（ＨＶ）未満とし、より好ましくは（母材の硬さ×０．８５）（ＨＶ）未満とする。
　なお、硬さの確保のために過度な加熱を与える場合、熱影響部の強度を担保できないため、上記最軟化部の硬さＸの下限は（母材の硬さ×０．４０）（ＨＶ）とする。上記最軟化部の硬さＸは、好ましくは（母材の硬さ×０．４５）（ＨＶ）以上とする。
　上記最軟化部の硬さＸは、ナゲット３の硬さとの関係では、Ｘ（ＨＶ）＜（ナゲット３の平均硬さ×０．９）（ＨＶ）であることが好ましい。この関係を満たさない場合、軟化部６ａが硬すぎるためナゲットの許容範囲内での残留応力であっても熱影響部が遅れ破壊する恐れがあるからである。上述の「ナゲット３の平均硬さ」とは、ナゲット３の硬さを上記条件で測定し、５回の測定値の平均値とする。
　　［熱影響部の炭化物］
　本発明では、上述のように、溶接部の熱影響部６に高密度の炭化物を析出することも重要である。具体的には、熱影響部６内における、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度が８０個／μｍ2以上とする。
　本発明の高強度鋼板に含有されたＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、後述の溶接条件での抵抗スポット溶接によって熱影響部６にＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの炭化物を生成する。これにより、熱影響部６において外部環境から侵入する水素をトラップし、ナゲット端部で集積する水素量を低減させ、遅れ破壊を抑制する。
　形成されたＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの粒径をそれぞれ１００ｎｍ超えとする場合、ナゲット３へと侵入する水素を十分にトラップできる表面積の炭化物量を析出させるためには、過度な焼戻しが必要となる。その結果、継手強度が低下する。このような理由から、ＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの粒径は１００ｎｍ以下とする。
　また、形成された上記炭化物、すなわち粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度は、板断面１μｍ2当たり８０個未満である場合、水素のトラップサイトとして作用する炭化物界面の表面積が十分でなく、遅れ破壊の原因であるナゲット３へと侵入する水素量を十分に低減できない。
　したがって、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度は、８０個／μｍ2以上とする。好ましくは、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度は９０個/μｍ2以上とする。
　上記炭化物の平均個数密度の上限は、特に規定しない。過加熱後の継手強度確保の観点からは、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度は１５０個／μｍ2以下とすることが好ましく、１４０個／μｍ2以下とすることがより好ましい。
　なお、本発明では、粒径が１００ｎｍ以下の上記炭化物に変えて、粒径が７０ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度を、６０個／μｍ2以上とすることが好ましく、８０個／μｍ2以上とすることがより好ましい。また、当該平均個数密度を、１３０個/μｍ2以下とすることが好ましく、１２０個/μｍ2以下とすることがより好ましく、１００個/μｍ2以下とすることがさらに好ましい。この粒径の炭化物を上記範囲内で有することにより、単位体積当たり炭化物の表面積が大きくなるため、より多くの拡散性水素をトラップすることができる。これは、後述の後通電工程により制御することができる。
　本発明において、上記した溶接部および母材のヴィッカース硬さ、上記したＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの粒径および平均個数密度は、後述する実施例に記載の方法で、測定することができる。
　[高強度鋼板]
　本発明の溶接継手における、高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。本発明において「高強度鋼板」とは、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板を指す。なお、以下の説明において、成分組成の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．４０％
　Ｃは、鋼板のＴＳを９８０ＭＰａ以上とするための組織制御と、ナゲットの硬さ制御のために用いられる。Ｃの含有量が０．１０％未満では、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｃの含有量が０．４０％を超えると、ナゲット内の硬さが増加するため、ナゲット内破壊の抑制が困難である。したがって、Ｃの含有量は、０．１０～０．４０％とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１３％以上とする。また、Ｃの含有量は、好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｓｉ：０．１０～２．５０％
　Ｓｉは、鋼板の組織制御と、介在物のサイズおよび量とを制御するために用いられる。Ｓｉの含有量が０．１０％未満では、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると、Ｓｉの炭化物生成抑制効果により、熱影響部に本発明で目標とする炭化物量が生成されず、その結果、溶接部の遅れ破壊特性を向上させることが困難になる。したがって、Ｓｉの含有量は、０．１０～２．５０％とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２０％以上とする。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｍｎ：１．０～５．０％
　Ｍｎは、鋼板およびナゲットの組織制御と、介在物のサイズおよび量とを制御するために用いられる。Ｍｎの含有量が１．０％未満では、ＴＳを９８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、Ｍｎの含有量が５．０％を超えると、ナゲット内の粗大な介在物量が増加し、ナゲットの脆性破壊傾向が強まる。したがって、Ｍｎの含有量は、１．０～５．０％とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．２％以上とする。また、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．８％以下とする。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、ナゲット内に固溶状態で存在し、ナゲットの脆性破壊傾向を強める。そのため、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、ナゲットの硬さやナゲットの組織を制御しても、ナゲット内破壊が発生する可能性がある。したがって、Ｐの含有量は、０．０２０％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｐの含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減はコストの増加を招くので、Ｐの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１０％未満
　Ｓは、ナゲット内で固溶状態あるいは硫化物として存在し、ナゲットの脆性破壊傾向を強める。Ｓの含有量が０．０１０％以上では、ナゲットの硬さやナゲットの組織を制御しても、ナゲット内破壊が発生する可能性がある。そのため、Ｓの含有量は０．０１０％未満にする。また、Ｓの含有量は、好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｓの含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減はコストの増加を招くので、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは、溶接部と外気の反応により形成される酸化物系介在物のサイズと量を制御する元素である。Ａｌの含有量が０．１０％を超えると、ナゲット内の粗大な介在物量が増加し、ナゲットの脆性破壊傾向が強まる。したがって、Ａｌの含有量は、０．１０％以下とする。Ａｌの含有量の下限は規定しないが、生産技術上の制約から、Ａｌの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ａｌの含有量は、好ましくは０．０５％以下とする。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。Ｎの含有量が０．０１０％を超えると、鋼板の変形能を低下されるため、溶接中や溶接後に、ナゲット内の脆性破壊を抑制することが困難になる。そのため、Ｎの含有量は０．０１０％以下にする。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ｎの含有量は、好ましくは０．００５％以下とする。
　Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｖ：０．２０％以下のうちから選択された１種または２種以上
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、鋼板および熱影響部の炭化物のサイズと量の制御のために用いられる。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１種を含有する場合、それらの含有量はＮｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｖ：０．２０％以下であり、かつ、式（１）の範囲内（すなわち、式（１）の左辺値（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）の値）が０．０１％以上）とする。Ｎｂ：０．１０％超え、Ｔｉ：０．１０％超え、Ｖ：０．２０％超えの場合には、熱影響部内に粗大な析出物が多く形成され、継手強度が低下する。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが式（１）の範囲を外れる場合（すなわち、式（１）の左辺値が０．０１％未満である場合）、本発明で目標とする熱影響部の水素トラップ効果を達成することが困難になる。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１種を含有する場合、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量は、好ましくは、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０８％以下、Ｖ：０．１６％以下であり、かつ、式（１）の左辺値（すなわち、式（１）の下限）が０．０４％以上とする。
また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１種を含有する場合、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量は、好ましくは、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｖ：０．００５％以上とし、式（１）の左辺値は０．０１％以上とする。
式（１）の左辺値は、０．５５％以下とすることが好ましい。
なお、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの各成分は、１種または２種以上を含有できるので、含有されない元素は０％であってもよい。
　（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）≧０．０１％　……（１）
ここで、式（１）中の元素記号は、母材における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
　本発明の高強度鋼板は、上記各元素を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　上記成分組成が高強度鋼板の基本の成分組成である。本発明では、上記成分組成に加え、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉのうちから選択される１種または２種以上を含有することができる。以下の、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉの各成分は、必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
　Ｍｏ：０．５００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｍｏの含有量は０．５００％以下にする。なお、Ｍｏの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｍｏの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．３００％以下、より好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上とする。
　Ｃｒ：０．３００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．３００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量は０．３００％以下にする。なお、Ｃｒの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、好ましくは０．２５０％以下、より好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。そのため、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２０％以上とする。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みを制御するために有効な元素である。また、Ｓｂは、焼鈍中に鋼板表層の窒化を抑制することで、鋼板表層の対応粒界頻度を低減することができる元素である。Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、表層軟化部を形成することができないため、曲げ性および耐ＬＭＥ特性が低下する。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にする。なお、Ｓｂの含有量の下限は０．０００％であってもよいが、対応粒界頻度を低減し、より良好な耐ＬＭＥ特性を得るためには、Ｓｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂの含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。また、Ｓｂの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０２０％以下とする。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、素材鋼板とナゲット内の組織制御に用いられる。
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させることができる元素であり、Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成および粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させることから、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上とし、０．０１００％以下とする。Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。また、Ｂを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とし、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｃｕの含有量が１．００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｃｕを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．２０％以下とする。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とし、かつ成形時の寸法精度をより向上するために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度および延性が低下する。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は０．０１％以上０．５０％以下とする。Ｎｉを添加する場合、その含有量は、好ましくは、０．０２％以上とする。また、Ｎｉを添加する場合、その含有量は、好ましくは０．２０％以下とする。
　なお、本発明では、上記高強度鋼板は、必要に応じて、母材である鋼板の表面に金属めっき層を有することができる。金属めっき層は、亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層であることが好ましい。特に自動車用途向けとして、溶融亜鉛めっき処理を施して、母材である鋼板表面に亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）としてもよい。また、該溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに合金化処理を施して、母材である鋼板表面に合金化亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）としても良い。
　〔抵抗スポット溶接方法〕
　次に、上述の溶接部を有する溶接継手を製造するための抵抗スポット溶接方法の一実施形態について、説明する。
　本発明の溶接継手は、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して鋼板を接合する抵抗スポット溶接によって製造できる。
　まず、２枚以上の鋼板を重ね合わせる。例えば、図３においては、２枚の鋼板を用い、下側に配置される鋼板１（以下、「下鋼板」と称する）と上側に配置される鋼板２（以下、「上鋼板」と称する）とを重ね合わせて板組とする。なお、図示はしないが、３枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする場合には、最も下側に配置される鋼板が「下鋼板」となり、最も上側に配置される鋼板が「上鋼板」となり、それらの間に配置される鋼板が「中鋼板」となる。
　次いで、１対の溶接電極、すなわち板組の下側に配置される溶接電極４（以下、「下電極」と称する場合もある）および板組の上側に配置される溶接電極５（以下、「上電極」と称する場合もある）で、重ね合わせた鋼板（すなわち、下鋼板１と上鋼板２）を挟持して、加圧しながら通電する。
　なお、本発明の抵抗スポット溶接方法を実施する装置は、一対の溶接電極４、５によって加圧し、且つその加圧力を制御する構成であればよく、この構成は特に限定されない。例えば、エアシリンダやサーボモータ等の従来から知られている機器が使用できる。また、通電の際に電流を供給し、且つ電流値を制御する構成も特に限定されず、従来から知られている機器が使用できる。また、直流、交流のいずれにも本発明を適用できる。交流の場合には、「電流」は「実効電流」を意味する。
　また、各溶接電極４、５の先端の形式も特に限定されない。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）等が挙げられる。各溶接電極の先端径は、例えば４ｍｍ～１６ｍｍである。曲率半径は例えば５０ｍｍ～２００ｍｍであり、先端が平坦なＦｌａｔ型電極とすることもできる。
なお、各溶接電極が常に水冷されている状態で抵抗スポット溶接を行う。
　このように、重ね合わせた鋼板１、２（すなわち、板組）を１対の溶接電極４、５で挟持した状態で加圧しながら通電して、抵抗発熱によって必要なサイズのナゲット３を形成すると共に、重ね合わせた鋼板同士を接合することで、溶接継手が得られる。
　本発明は、板組の上側および下側に配置される各溶接電極４、５と接する板組の両面、もしくは片面のいずれか一方が、金属めっき層を有する表面処理鋼板である板組における抵抗スポット溶接方法にも適用できる。ここで、上記の「各溶接電極と接する板組の両面」とは、上電極および下電極と接する、複数の鋼板で構成される板組のうち最も外側に配置される２枚の鋼板を指す。また、上記の「各溶接電極と接する板組の片面のいずれか一方」とは、上電極あるいは下電極と接する、複数の鋼板で構成される板組のうち最も外側に配置される２枚の鋼板のいずれか一方の鋼板を指す。なお、金属めっき層の融点は、表面処理鋼板の母材の融点よりも低いものを対象とすることが好ましい。
　上述のように、表面処理鋼板とは、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき（該溶融亜鉛めっきには、合金化溶融亜鉛めっきを含む）に代表される亜鉛めっきや、亜鉛のほかにアルミニウムやマグネシウムなどの元素を含んだ亜鉛合金めっきなどの金属めっき層を、母材（すなわち、下地鋼板）の表面上に有する鋼板を言う。ここでは、このような表面処理鋼板を「亜鉛系めっき鋼板」と称する。したがって、本発明では、上記の板組を構成する複数の鋼板のうち、少なくとも１枚が亜鉛系めっき鋼板とする。
　なお、本発明において、抵抗スポット溶接する鋼板の板厚は、特に限定されない。例えば、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下の範囲内であることが好ましい。板厚がこの範囲内である鋼板は、自動車用部材として好適に使用することができる。
　抵抗スポット溶接する２枚以上の鋼板は、同種および同形状の鋼板であってもよいし、異種や異形状の鋼板であってもよい。また、金属めっき層を有する表面処理鋼板と金属めっき層を有さない鋼板とを重ね合わせてもよい。
　次いで、本発明の抵抗スポット溶接方法における通電パターンについて説明する。
本発明では、上述の加圧および通電を、以下に説明する特定パターンで行う。上記通電は、本通電工程と後通電工程からなる。また、本通電工程と後通電工程との間に、無通電の冷却工程を有する。
　＜本通電工程＞
　本通電工程は、重ね面７が通電により溶融し、凝固するとナゲット３（図１を参照）となるナゲット部を形成する工程である。本通電工程の通電条件および加圧条件は、そのナゲット部を形成することが可能な条件を適宜選択することができる。
　本発明では、例えば、本通電工程の電流値Ｉ1は１．０ｋＡ以上１５．０ｋＡ以下であり、加圧力Ｆ１は２．０ｋＮ以上７．０ｋＮ以下であり、主通電工程の通電時間ｔ1は１００ｍｓ以上１０００ｍｓ以下であることが好ましい。
上記した「ナゲット３」とは、抵抗溶接において溶接部に生じる溶融凝固した部分である。
　なお、本通電工程は、電流値が本通電工程内で変化する多段通電、加圧力が本通電工程内で変化する多段加圧工程であっても良い。
　＜冷却工程＞
　上述の本通電工程の後、冷却工程を行う。冷却工程は、本通電工程によるナゲット形成直後、後通電工程による過加熱によりチリが発生することを防止するため、電極を接触し溶接部の温度を低下することを目的として行う。冷却工程では、所定の冷却時間ｔcの間、無通電状態を保持する。冷却時間ｔcは、５００ｍｓ以上２０００ｍｓ以下であることが好ましい。冷却時間ｔcは、５５０ｍｓ以上がより好ましく、また１８００ｍｓ以下がより好ましい。
　＜後通電工程＞
　上述の本通電工程と冷却工程の後、後通電工程を行う。後通電工程は、供給する電流値を変更することで、ナゲットの径を拡大せずに熱影響部を加熱することを目的として行う。
　具体的には、後通電工程では、加圧力Ｆ２を２．０～７．０ｋＮとし、かつ、本通電工程の電流値Ｉ1に対して式（４）の関係を満足する電流値Ｉ2で、式（５）で表される通電時間ｔ2の間、通電を行う。
０．６×Ｉ1 ＜ Ｉ2 ＜ １．０×Ｉ1　……（４）
２１００－８２００×（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）＜ ｔ2　……（５）
ここで、各式において、
　　Ｉ1：本通電工程における電流値（ｋＡ）、
　　Ｉ2：後通電工程における電流値（ｋＡ）、
　　ｔ2：後通電工程における通電時間（ｍｓ）、とする。
また、式（５）中の元素記号は、鋼板の母材における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
　まず、後通電工程の電流値Ｉ2について説明する。
後通電工程は、式(４)を満足する電流値Ｉ2（ｋＡ）で通電する。本発明では、本通電工程終了後、冷却工程を経て、後通電工程における電流値Ｉ2（ｋＡ）で通電し、ナゲット内を再加熱する。つまり、本通電工程において形成されたナゲットを、後通電工程において溶接部を再加熱することで、熱影響部を焼戻し、後通電工程での通電の間に炭化物をより多く析出させられる状態を維持する。
　後通電工程は凝固したナゲット周辺の熱影響部を再加熱する工程である。電流値Ｉ2（ｋＡ）が（０．６×Ｉ1）（ｋＡ）以下の場合には、溶接部が十分に再加熱されず、外部環境から侵入する水素をトラップするに十分な炭化物が析出されない。そのため、電流値Ｉ2（ｋＡ）は、（０．６×Ｉ1）（ｋＡ）超えとする。電流値Ｉ2（ｋＡ）は、好ましくは（０．７×Ｉ1）（ｋＡ）超えとする。
　電流値Ｉ2（ｋＡ）が高すぎる場合には、熱影響部が過加熱し、十分な炭化物を得られない恐れがある。さらに、高い電流値Ｉ2である場合には、溶融による散りなどの欠陥が発生し易い恐れがある。このような理由から、電流値Ｉ2（ｋＡ）は、本通電工程の電流値Ｉ1に対して、（１．０×Ｉ1）（ｋＡ）未満とする。電流値Ｉ2（ｋＡ）は、好ましくは（０．９×Ｉ1）（ｋＡ）未満とすることがより好ましい。なお、後通電工程の通電パターンは、多段通電あっても上述と同様の効果が得られる。
　続いて、後通電工程の通電時間ｔ2について説明する。
上述の電流値Ｉ2（ｋＡ）の条件で通電する場合、式（５）で表される通電時間ｔ2（ｍｓ）を満足することにより、本発明で目標とする溶接部の焼戻しによる炭化物が形成される。これにより、形成された炭化物を上述の平均個数密度の範囲内に制御できる。後通電工程の通電時間ｔ2が式（５）の左辺値（すなわち、（２１００－８２００×（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５））で算出される値）以下である場合、熱影響部が十分に加熱されず、炭化物が十分に析出されないため、本発明で目標とする耐遅れ破壊特性を得られない。したがって、後通電工程の通電時間ｔ2は式（５）の左辺値を超える時間とする。通電時間ｔ2（ｍｓ）は、好ましくは４００ｍｓ以上とする。
　なお、異なる鋼種の鋼板（異なる上記高強度鋼板同士も含む）を２枚以上重ね合わせて板組とする場合には、各鋼板のＮｂ、ＴｉおよびＶ量を用いて式（５）の左辺値を算出し、これらの平均値を求める。この平均値と通電時間ｔ2とを比較する。
　本発明では、後通電工程の通電時間ｔ2（ｍｓ）の上限は規定しない。しかしながら、この通電時間ｔ2が長すぎる場合には、過度な焼戻しにより、溶接継手強度を担保できない。このような理由から、後通電工程の通電時間ｔ2は、好ましくは２０００ｍｓ以下とし、より好ましくは８００ｍｓ未満とし、さらに好ましくは６００ｍｓ以下とする。
　続いて、後通電工程の加圧力Ｆ２について説明する。
上述の条件に加えて、後通電工程の加圧力Ｆ２は、２．０ｋＮ以上７．０ｋＮ以下とする。加圧力Ｆ２が２．０ｋＮ未満では加圧力が足りず、ナゲットが十分な大きさで形成されない。一方、加圧力Ｆ２が７．０ｋＮ超えでは溶接時にチリ発生の恐れがある。
　上述の後通電工程の後、ホールド工程を行う。ホールド工程は、後通電工程による過加熱後、溶接部が安定的に冷却し、割れを防止することを目的として行う。ホールド時間ｔhは、１０ｍｓ以上１００ｍｓ以下であることが好ましい。
　ここで、図４に本発明の通電パターンの一例を示す。図４において、縦軸は電流値および加圧力であり、横軸は時間である。電流値および加圧力は縦軸の上方向にいくにつれて大きくなる。例えば、図４に示すように、加圧力は一定とした状態で、電流値Ｉ1で主通電工程を行った後、冷却時間ｔcで冷却工程を行い、次いで電流値Ｉ2、通電時間ｔ2で後通電工程を行う。
　以上の説明では、２枚の鋼板を重ね合わせて抵抗スポット溶接する場合について主に述べたが、本発明は３枚以上の鋼板を重ね合わせて溶接する場合についても、同様に適用可能であり、同様に上述の効果を得ることができる。
　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。
　図３に示すように、表１に示す鋼種の鋼板を用いて下鋼板１と上鋼板２とし、これらを重ね合わせて表２に示す板組とした。板組に対して表２に示す溶接条件で抵抗スポット溶接を行い、溶接継手を作製した。この作製された溶接継手を試料とした。
なお、表２において、異なる鋼種の鋼板同士を重ね合わせて板組とした場合には、各鋼板のＮｂ、ＴｉおよびＶ量を用いて式（５）の左辺値を算出し、これらの平均値を後通電工程の通電時間ｔ2との比較のために用いた。
　下鋼板１と上鋼板２の引張強度（ＴＳ）、金属めっき層の有無は、表１に示した。金属めっき層は具体的には亜鉛めっきである。各鋼板のサイズは、長辺が１００ｍｍおよび短辺が３０ｍｍとし、板厚が１．４ｍｍとした。
　上記「引張強度」は、各鋼板から、圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を実施して求めた引張強度（ＭＰa）である。
　抵抗スポット溶接は常温で行い、溶接電極（すなわち、下電極、上電極）を常に水冷した状態で行った。下電極と上電極は、いずれも先端の直径（すなわち、先端径）が６ｍｍ、曲率半径が４０ｍｍとし、クロム銅製のＤＲ形電極とした。また、下電極と上電極をサーボモータで駆動することによって加圧力を制御し、通電の際には周波数５０Ｈｚの単相交流を供給した。
　抵抗スポット溶接は、図５に示すように、上記鋼板１、２（サイズは、長辺：１００ｍｍ、短辺：３０ｍｍとした）の２枚の間に、厚さが１．５ｍｍで３０ｍｍ四方であるスペーサ１０を該鋼板間の両端側に挟み込んで仮溶接し、その後、２枚の鋼板を重ね合わせた板組の中心を表２に記載する溶接条件で溶接した。なお、図５には抵抗スポット溶接の試験片を示す平面図（図５（Ａ）を参照）および側面図（図５（Ｂ）を参照）を示しており、図５中の符号９は溶接点、符号８は仮溶接点である。すべての試料は、ナゲット径が板厚tに対して４√ｔになるように、電流値と通電時間を制御して本通電工程を行った。
　得られた溶接継手を常温（ここでは、２０℃）で大気中に静置した後、以下に説明する方法で、（１）硬さ測定、（２）熱影響部における軟化部の幅の測定、（３）走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による溶接部の断面観察、および（４）浸漬試験による耐遅れ破壊特性評価を行った。
　（１）硬さ測定
　溶接部および鋼板の母材のヴィッカース硬さは、次の方法で測定した。
得られた溶接継手を、ナゲットの中心を通る位置で切断して試験片とし、該試験片を超音波洗浄した後に樹脂埋めを行ったサンプルの溶接部断面を研磨し、ピクリン酸溶液を用いてエッチングを行い、サンプルを準備した。溶接部および母材部のヴィッカース硬さは、ヴィッカース硬度計により、ＪＩＳＺ２２４４（２０２０年）に準拠して測定する。測定荷重は、３００ｇｆの圧子にて１５秒負荷する条件で行った。
　表３に示す「熱影響部の最軟化部の硬さＸ」は、次のように求めた。具体的には、上記サンプルにおける、鋼板の重ね面７から０．２ｍｍ上方の位置で、かつ該重ね面７に平行な直線上を、０．２ｍｍ間隔で計測した。計測する領域は、ナゲット３の中心から鋼板の母材までの範囲とした（図１を参照）。「鋼板の重ね面７から０．２ｍｍ上方の位置」としたのは、上鋼板に高強度鋼板を用いているからである。下鋼板の場合には、鋼板の重ね面７から０．２ｍｍ下方の位置で、計測した。
　図２に示すように、「熱影響部６の軟化部６ａ」とは、熱影響部６内をＪＩＳＺ２２４４（２０２０年）に準拠して測定したヴィッカース硬さのうち、高強度鋼板の母材の平均ヴィッカース硬さ以下の領域を指すものとし、「最軟化部の硬さＸ」とは該領域内の最小値を指すものとした。また、「高強度鋼板の母材の平均ヴィッカース硬さ」とは、高強度鋼板の母材の硬さを上記条件で５回測定し、それら測定値の平均値とした。
　（２）熱影響部における軟化部の幅Ｄｈの測定
　上述の硬さ測定で準備したサンプルを用いて、軟化部の幅Ｄｈを測定した。
具体的には、図１に示すように、ナゲット３と重ね面７の交点（すなわち、ナゲット端部Ｅ）を結ぶ直線Ｚの延長線と軟化部６ａの境界（軟化部６ａの内周縁および外周縁）とが交差する２点（すなわち、点ａ、点ｂ）を求め、該２点を結ぶ直線の長さを光学顕微鏡で測定し、軟化部６ａの幅Ｄｈ（ｍｍ）とした。点ａは直線Ｚの延長線と軟化部６ａの内周縁との交点とし、点ｂは直線Ｚの延長線と軟化部６ａの外周縁との交点とした。
　（３）断面観察
　断面観察では、熱影響部内の炭化物密度を測定した。ここでは、炭化物としてＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣを測定した。
　ＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの粒径は、得られた溶接継手から熱影響部を切り出し、その板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍の倍率で観察した。Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、その円相当直径を算出することで上記析出物の粒径を求めた。粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの平均個数密度（個／１μｍ2）は、ＴＥＭを用いて１００００倍の倍率で観察し、１０箇所の個数密度を求め、その平均とした。観察は、上鋼板と下鋼板のそれぞれで行った。また、同様の方法で、粒径が７０ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの平均個数密度（個／１μｍ2）を求めた。
得られた各値は、表３に示す「粒径１００ｎｍ以下の炭化物の合計の平均個数密度」および「粒径７０ｎｍ以下の炭化物の合計の平均個数密度」に示した。
　（４）耐遅れ破壊特性評価
　浸漬試験による耐遅れ破壊特性の評価は、次の方法で行った。まず、溶接後、常温（ここでは、２０℃）で大気中に２４時間以上静置した溶接継手を試料とした。該試料をｐＨ２．５の塩酸溶液で９６時間浸漬した後、遅れ破壊の有無を調査した。表３中、ナゲットがはく離しなかった試料には記号「〇」を記し、ナゲットがはく離した試料には記号「×」を記した。上記の「ナゲットがはく離」とは、接合界面でナゲットが二つに剥離する現象を指す。ここでは、記号「〇」の場合に、「優れた耐遅れ破壊特性」を有すると評価した。
　得られた結果を表３に示した。なお、表１～３に示した「式（１）」～「式（５）」の欄には、各関係式を充足するか否かの結果を示しており、記号の「〇」は関係式を充足し、記号の「×」は関係式を充足しないことを指すものとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から明らかなように、本発明例では使用環境下で侵入する水素量を低減でき、優れた耐遅れ破壊特性を有する、良好な溶接継手を得られた。これに対し、比較例では良好な溶接継手が得られなかった。
　１　　　　下鋼板
　２　　　　上鋼板
　３　　　　ナゲット
　４　　　　下電極
　５　　　　上電極
　６　　　　熱影響部
　６ａ　　　軟化部
　７　　　　重ね面
　８　　　　仮溶接点
　９　　　　溶接点
　１０　　　スペーサ

Claims (7)

  1. 　少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を重ね合わせた板組が抵抗スポット溶接された溶接部を有する、抵抗スポット溶接継手であって、
    　前記高強度鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．４０％、
    Ｓｉ：０．１０～２．５０％、
    Ｍｎ：１．０～５．０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０１０％未満、
    Ａｌ：０．１０％以下、および
    Ｎ：０．０１０％以下
    を含有し、さらに、
    Ｎｂ：０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．１０％以下、および
    Ｖ：０．２０％以下
    のうちから選択された１種または２種以上を含有し、かつ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶが式（１）の関係を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　前記溶接部は、ナゲットと熱影響部を有し、
    前記熱影響部における硬さが前記高強度鋼板の母材の硬さ以下となる領域を軟化部としたとき、ナゲット径と熱影響部における該軟化部の幅とが式（２）の関係を満足し、
    かつ、前記熱影響部の最軟化部の硬さをＸとしたとき、該最軟化部の硬さＸと前記高強度鋼板の母材の硬さとが式（３）の関係を満足し、
    かつ、前記熱影響部内における、粒径が１００ｎｍ以下のＮｂＣ、ＴｉＣおよびＶＣの合計の平均個数密度が、８０個／μｍ2以上である、抵抗スポット溶接継手。
    （[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５） ≧ ０．０１％　……（１）
    熱影響部における軟化部の幅（ｍｍ） ＞ ナゲット径（ｍｍ）×０．２　……（２）
    Ｘ（ＨＶ） ＜ 高強度鋼板の母材の硬さ（ＨＶ）×０．９５　……（３）
    ここで、式（１）中の元素記号は、高強度鋼板における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
  2. 　前記成分組成は、
    Ｎｂ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０８％以下、およびＶ：０．１６％以下のうちから選択された１種または２種以上を含有し、かつ、前記式（１）の下限値が０．０４％である、請求項１に記載の抵抗スポット溶接継手。
  3. 　前記高強度鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｃｒ：０．３００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、および
    Ｎｉ：０．５０％以下
    のうちから選択された１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の抵抗スポット溶接継手。
  4. 　前記高強度鋼板は、金属めっき層を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の抵抗スポット溶接継手。
  5. 　前記高強度鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上である、請求項１～４のいずれか１項に記載の抵抗スポット溶接継手。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の抵抗スポット溶接継手を製造する抵抗スポット溶接方法であって、
    　少なくとも１枚の前記高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とし、該板組を１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して前記鋼板を接合するに際し、
    　本通電工程と後通電工程からなる前記通電と、該本通電工程と該後通電工程との間に冷却工程を有し、
    　前記後通電工程では、加圧力Ｆ２を２．０～７．０ｋＮとし、かつ、前記本通電工程の電流値Ｉ1に対して式（４）の関係を満足する電流値Ｉ2で、式（５）で表される通電時間ｔ2の間、通電を行う、抵抗スポット溶接方法。
    ０．６×Ｉ1 ＜ Ｉ2 ＜ １．０×Ｉ1　……（４）
    ２１００－８２００×（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）＜ ｔ2　……（５）
    ここで、各式において、
    　　Ｉ1：本通電工程における電流値（ｋＡ）、
    　　Ｉ2：後通電工程における電流値（ｋＡ）、
    　　ｔ2：後通電工程における通電時間（ｍｓ）、とする。
    また、式（５）中の元素記号は、高強度鋼板における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。また、高強度鋼板が２種類以上である場合には、式（５）中の（[Ｎｂ]＋[Ｔｉ]＋[Ｖ]／５）の値は、各高強度鋼板を用いて算出した値の平均値を使用する。
  7. 　前記冷却工程では、５００ｍｓ以上２０００ｍｓ未満の間、無通電状態を保持する、請求項６に記載の抵抗スポット溶接方法。
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