WO2024029626A1 - スポット溶接継手の製造方法及びスポット溶接継手 - Google Patents

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WO2024029626A1
WO2024029626A1 PCT/JP2023/028603 JP2023028603W WO2024029626A1 WO 2024029626 A1 WO2024029626 A1 WO 2024029626A1 JP 2023028603 W JP2023028603 W JP 2023028603W WO 2024029626 A1 WO2024029626 A1 WO 2024029626A1
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post
energization
welding
plate
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千智 吉永
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日本製鉄株式会社
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    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present disclosure relates to a method for manufacturing a spot welded joint and a spot welded joint.
  • Tensile strength is an important property in a joint (also referred to as a "spot welded joint” in this disclosure) formed by spot welding a set of multiple steel plates stacked on top of each other.
  • the tensile strength of a spot welded joint is measured by tensile shear force (TSS), which is measured by applying a tensile load in the shear direction, and cross tensile strength (hereinafter referred to as "CTS”), which is measured by applying a tensile load in the peeling direction. (Sometimes referred to as "joint strength.")
  • Patent Document 1 describes a resistance spot welding method in which two or more superimposed high-strength thin steel plates are sandwiched between a pair of electrodes and a current is applied while applying pressure to form a welded part, and the welding current ( a first step of applying current (Im) to form a nugget; a second step of applying current to the welding part at a current value equal to or less than the welding current (Im); a third step of cooling the welding part; and a third step of cooling the welding part;
  • a resistance spot welding method is disclosed that includes, in this order, a fourth step of energizing the welding part with a current value larger than the welding current (Im) and heating the welding part to a recrystallization temperature range.
  • Patent Document 2 describes a resistance spot welding method in which a plate set of two or more overlapping steel plates with a total plate thickness of t (mm) is sandwiched between a pair of welding electrodes and welded by applying current while applying pressure. It includes a first step of forming a nugget, and a second step of cooling the welded part by holding it without applying electricity while being pressurized with an electrode, and then applying electricity, and the energization time TA in the first step is (ms), energizing current IA (kA), energizing time TB (ms) in the second step, and energizing current IB (kA) satisfy equations (1) and (2), and the energizing current IB (kA) higher than the energizing current IA (kA), and the non-energizing holding time Th (ms) in the second step is the total plate thickness t (mm) of the plate assembly, the diameter d (mm) of the nugget, and the welding electrode.
  • a resistance spot welding method is disclosed that satisfies equation (3) in relation to the tip area S (mm 2 ). 0.05 ⁇ (IB2 ⁇ TB)/(IA2 ⁇ TA) ⁇ 1.0...(1) 20 ⁇ TB ⁇ 100...(2) 10 ⁇ (t ⁇ d2)/S ⁇ Th ⁇ 200 ⁇ (t ⁇ d2)/S...(3)
  • Patent Document 3 describes a spot welding method for improving the cross tensile strength of a spot welded joint, using a high strength steel plate having a tensile strength of 750 to 2500 MPa and a predetermined carbon equivalent Ceq of 0.20 to 0.55% by mass. After stacking multiple steel plates including a molten steel plate and forming a molten part by actual welding, the electricity is turned off and the steel plates are cooled to form a solidified area in the molten part, and then the solidified area is subsequently welded to prevent it from remelting.
  • a spot welding method includes a step of repeating the step of post-energizing one or more times.
  • Patent Documents 4 to 6 also disclose spot welding methods in which post-energization is performed after main energization.
  • Patent Document 1 Patent No. 5895430
  • Patent Document 2 Patent No. 5891741
  • Patent Document 3 Patent No. 6409470
  • Patent Document 4 International Publication No. 2016/139952
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Publication No. 2018-30178
  • Patent Document 6 Unexamined Japanese Patent Publication No. 2013-78782
  • the present disclosure provides a spot welded joint that can effectively improve the cross tensile strength of the joint, compared to the case where the spot welded joint is manufactured using high-strength steel plates and is energized once after main welding.
  • the purpose of the present invention is to provide a manufacturing method and a spot welded joint.
  • a method for manufacturing a spot welded joint in which a plate assembly made of a plurality of overlapping steel plates is sandwiched in the plate thickness direction between a pair of welding electrodes, and spot welded by applying electricity under pressure, comprising: At least one of the plurality of steel plates has a C, Si, Mn, P, and S content in mass % of [C], [Si], [Mn], [P], and [S], respectively.
  • a main welding step in which a main welding current value I w0 (kA) is applied to the pair of welding electrodes to perform main welding to form a molten part in the plate assembly;
  • two post-energization steps of energizing including;
  • the first post-energization step, which is the first post-energization step, is a period of time t c1 (ms) that satisfies the following formula (C) after the main welding step.
  • n-th post-energization step (n is an integer of 3 or more and N or less) that includes the post-energization step from 3 to N times (N is an integer of 3 or more) and is the third or subsequent post-energization step (n is an integer of 3 or more and N or less).
  • the (n-1)th post-energization step which is the (n-1)th post-energization step, is a time period t cn (ms) that satisfies the following formula (F), followed by a non-energization period in which the energization is stopped,
  • t cn ms
  • the n-th post-energizing current value I wn (kA) satisfying the following formula (G) and the following formula (H) is applied for a time t wn (ms).
  • a method for manufacturing a spot welded joint that can effectively improve the cross tensile strength of the joint, compared to the case where the spot welded joint is manufactured by performing one post-energization after main welding, and Spot welded joints are provided.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of the arrangement of two steel plates and a welding electrode when resistance spot welding is started on a plate set in which two steel plates are overlapped.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of a nugget and a heat affected zone (HAZ) that are formed when resistance spot welding is performed on a plate set in which two steel plates are stacked one on top of the other. It is a figure which shows an example of the energization pattern of the manufacturing method of the spot weld joint based on this indication.
  • FIG. 3 is a diagram simulating the temperature history of a welded portion according to the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure.
  • FIG. 7 is a diagram showing another example of the energization pattern of the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure. It is a figure which shows the area
  • FIG. 8 is a diagram showing a fine grain region of crystal grains formed near the center of a nugget for joints spot welded according to each example shown in FIG. 7;
  • % for the content of each element means “mass %”.
  • a numerical range expressed using “ ⁇ ” means a range that includes the numerical values written before and after " ⁇ ” as lower and upper limits.
  • a numerical range in which "more than” or “less than” is attached to the numerical value written before and after " ⁇ ” means a range that does not include these numerical values as the lower limit or upper limit.
  • the upper limit of one stepwise numerical range may be replaced by the upper limit of the numerical range described step by step, and also as shown in the examples. You can replace it with the value shown below.
  • the lower limit of one stepwise numerical range may be replaced by the lower limit of the numerical range of another stepwise description, and You can replace it with the value shown below.
  • the term "process” is used not only to refer to an independent process but also to include a process that cannot be clearly distinguished from other processes as long as the intended purpose of the process is achieved.
  • the inventor of the present disclosure has conducted extensive studies on a method for effectively improving joint strength when manufacturing a spot welded joint by spot welding a plate set including high-strength steel plates having a tensile strength of, for example, 900 MPa or more. Ta.
  • post-energization was performed multiple times (at least twice) after main welding while the high-strength steel plate was pressurized with a predetermined pressure F E (N) depending on the plate thickness, and the first post-energization
  • F E predetermined pressure
  • the strength of the joint can be increased by lowering the current value compared to welding, and performing post-energization at a current value and energization time that satisfy a predetermined relationship with the previous cooling time and the current value of main welding in the second post-energization. We have found that it can be effectively improved.
  • At least one high-strength steel plate (sometimes simply referred to as "high-strength steel plate” in the present disclosure) having a carbon equivalent Ceq of 0.36% by mass or more, which will be described later, is used.
  • a plate assembly consisting of multiple steel plates stacked on top of each other is used.
  • the plurality of steel plates constituting the plate set may all be high-strength steel plates with a carbon equivalent Ceq of 0.36 mass% or more, or at least one steel plate may be a high-strength steel plate with a carbon equivalent Ceq of 0.36 mass% or more.
  • the steel plate may be a strength steel plate, and at least one of the steel plates may have a carbon equivalent Ceq of less than 0.36% by mass.
  • at least one plate needs to be a high-strength steel plate, and one or more steel plates with a carbon equivalent Ceq of less than 0.36% by mass may be included. You can.
  • the plurality of steel plates constituting the plate set are not limited to flat steel plates, and may be steel plates processed by hot stamping (hot pressing) or the like.
  • it may be a plate set made by stacking a plurality of steel plates processed into a three-dimensional part shape by bending or the like, or a plate set made by stacking a flat steel plate and a steel plate processed into a part shape.
  • the flat part (plate-like part) to be spot welded is This corresponds to "steel plate" in disclosure.
  • the tensile strength of the high-strength steel plate is preferably 900 MPa or more, and the upper limit is not particularly limited, but if the tensile strength is too high, defects and cracks are likely to occur inside the nugget. Therefore, the tensile strength of the high-strength steel plate is preferably 2500 MPa or less.
  • the tensile strength (TS) of the steel plate was measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece (gauge length: 50 mm, width 25 mm) from the steel plate and carrying out the measurement at a tensile speed of 10 mm/min in accordance with ISZ 2241:2011. do it.
  • TS When collecting from a joint, avoid areas that have been deformed by pressing, etc., and collect from a flat area. In addition, if a JIS No. 5 tensile test piece cannot be collected, TS may be measured using JIS 13B (gauge length: 50 mm, width 12.5 mm).
  • the high-strength steel plate in the present disclosure has a carbon equivalent Ceq expressed by the following formula (A) of 0.36% by mass or more.
  • Ceq [C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S] (A)
  • [C], [Si], [Mn], [P], and [S] are the respective contents of C, Si, Mn, P, and S contained in the high-strength steel sheet ( mass%).
  • the carbon equivalent Ceq is 0.36% by mass or more, the tensile strength of the high-strength steel plate can be, for example, 900 MPa or more.
  • the upper limit of the carbon equivalent Ceq is not particularly limited, but for example, if it exceeds 0.55% by mass, a high-strength steel plate with a tensile strength of over 2500 MPa can be obtained, but on the other hand, it is difficult to improve the CTS of a spot welded joint, so high strength
  • the Ceq of the steel plate is preferably 0.55% by mass or less.
  • Ceq of the steel plate is not particularly limited, and may be less than 0.36% by mass.
  • the chemical composition of the steel plate may be analyzed by any chemical analysis known to those skilled in the art, for example, by inductively coupled plasma mass spectrometry (ICP-MS).
  • ICP-MS inductively coupled plasma mass spectrometry
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the high-strength steel plate in the present disclosure may have a chemical composition having a carbon equivalent Ceq of 0.36% by mass or more.
  • a preferred chemical composition of the high-strength steel plate in the present disclosure will be explained.
  • C 0.07-0.50% C is an element that increases the tensile strength of steel. The higher the content of C in the steel, the higher the strength of the nugget. When the content of C in the steel is 0.07% or more, a tensile strength of 900 MPa or more is likely to be obtained. On the other hand, if the C content in the steel is 0.50% or less, deterioration in workability of the high-strength steel plate can be suppressed. Therefore, the C content of the high-strength steel plate is preferably 0.07 to 0.50%.
  • Si 0.001 ⁇ 2.50%
  • Si is an element that increases the strength of steel through solid solution strengthening and structural strengthening.
  • the Si content in the steel is 2.50% or more, deterioration in the workability of the steel can be suppressed.
  • the Si content in the steel is 0.001% or more, it is industrially and technically easy to manufacture. Therefore, the Si content of the high-strength steel plate is preferably 0.001% to 2.50%.
  • Mn 0.8-5.0%
  • Mn is an element that increases the strength of steel.
  • the Mn content in the steel is 5.0% or less, deterioration of the workability of the steel can be suppressed.
  • the Mn content in the steel is 0.8% or more, a tensile strength of 900 MPa or more is likely to be obtained. Therefore, the Mn content of the high-strength steel plate is preferably 0.8 to 5.0%.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that embrittles the nugget.
  • the content of P in the steel is 0.03% or more, cracks in the nugget are less likely to occur, and sufficiently high joint strength can be easily obtained. Therefore, the P content of the high-strength steel plate is preferably 0.03% or less. Note that the lower limit of the P content is not limited, but from the viewpoint of suppressing an increase in manufacturing costs, the P content of the high-strength steel plate may be 0.001% or more.
  • S 0.01% or less
  • S is an element that embrittles the nugget. Further, S is an element that combines with Mn to form coarse MnS and inhibits the workability of steel.
  • the S content in the steel is 0.01% or less, cracks in the nugget are less likely to occur, and sufficiently high joint strength can be easily obtained. Furthermore, the workability of steel is improved. Therefore, the S content of the high-strength steel plate is preferably 0.01% or less.
  • the S content of the high-strength steel plate may be 0.0001% or more.
  • N 0.01% or less
  • N is an element that forms coarse nitrides and deteriorates the workability of steel. Further, N is an element that causes blowholes to occur during welding.
  • the N content of the high-strength steel plate is preferably 0.01% or less. From the viewpoint of suppressing an increase in manufacturing costs, the N content of the high-strength steel plate may be 0.0005% or more.
  • O is an element that forms oxides and deteriorates the workability of steel.
  • the content of O in the high-strength steel plate is preferably 0.01% or less.
  • the content of O in the high-strength steel plate may be 0.0005% or more.
  • Al 1.50% or less
  • Al is a ferrite stabilizing element and has effects such as suppressing cementite precipitation during bainite transformation. Therefore, it is included to control the steel structure. Furthermore, Al also functions as a deoxidizing agent. On the other hand, Al is easily oxidized, and as inclusions increase, the workability of steel tends to deteriorate. Therefore, the Al content of the high-strength steel plate is preferably 1.50% or less.
  • the high-strength steel plate may selectively contain the following elements as necessary.
  • Ti, Nb, V 0.005-0.20%
  • Ti, Nb, and V contribute to increasing the strength of steel by at least one of precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. It is an element. However, if the content of any element in the steel is less than 0.005%, it is difficult to exhibit the effect of its inclusion. On the other hand, if the content in the steel is 0.20% or less, inhibition of the workability of the steel can be suppressed. Therefore, the content of these elements in the high-strength steel plate is preferably 0.005 to 0.20%.
  • B 0.0001-0.01%
  • B is an element that controls the steel structure and strengthens the steel. However, if the content of B in the steel is less than 0.0001%, the effect of the inclusion is difficult to be exhibited. On the other hand, when the B content in the steel exceeds 0.01%, the effect of B content is saturated. Therefore, the B content of the high-strength steel plate is preferably 0.0001 to 0.01%.
  • Ni 0.01-2.0%
  • Cu 0.01-2.0%
  • Mo 0.01 ⁇ 0.8% Cr
  • Ni, Cu, and Mo are elements that contribute to improving the strength of steel. These elements can be used, for example, in place of a part of Mn (strength improving element). However, if the content of any element in the steel is 0.01% or more, it tends to contribute to improving the strength.
  • the content of these elements in the high-strength steel plate is preferably 0.01% or more.
  • the content of Cr, Ni, and Cu in the steel is 2.0% or less, if the content of Mo in the steel exceeds 0.8%, the This can prevent problems from occurring at times. Therefore, the content of Cr, Ni, and Cu in the high-strength steel plate is preferably 2.0% or less.
  • the content of Mo in the high-strength steel plate is preferably 0.8% or less.
  • At least one of Ca, Mg, and REM: 0.0001 to 1.0% in total Ca, Mg, and REM (rare earth metal) are elements that contribute to improving the workability of steel by reducing the size of oxides after deoxidation and the size of sulfides present in hot rolled steel sheets. It is. If the total content of these elements in the steel is 0.0001% or more, the effects of their inclusion are likely to occur. On the other hand, when the total content of these elements in the steel is 1.0% or less, deterioration in the workability of the steel is suppressed. Therefore, the total content of these elements in the high-strength steel sheet is preferably 0.0001 to 1.0%.
  • REM is a general term for a total of 17 elements, including Sc, Y, and 15 elements belonging to the lanthanoid series, and REM can be added to molten steel as a misch metal during the steel manufacturing stage. Further, lanthanide series elements may be contained in combination.
  • the remainder other than the above-mentioned elements in the high-strength steel plate is Fe and impurities.
  • impurities include, for example, components contained in raw materials such as ore and scrap, or components mixed in during the manufacturing process, and refer to components that are not intentionally included in the steel sheet.
  • the above-mentioned Cr, Ni, Cu, Mo, B, Ti, Ni, and V are all allowed to be contained as impurities in trace amounts less than the lower limit.
  • Ca, Ce, Mg, La, and REM to be contained as impurities in trace amounts less than the above-mentioned lower limit of their total amount.
  • the chemical composition of the high-strength steel sheet in the present disclosure has been explained above, but if the steel sheet constituting the sheet set includes a steel sheet with a carbon equivalent Ceq of less than 0.36% by mass, the chemical composition and tensile strength of the steel sheet are Not particularly limited.
  • the steel structure (steel type) of the high-strength steel plate is not particularly limited as long as the carbon equivalent Ceq is 0.36% by mass or more.
  • two-phase structure type e.g., structure containing martensite in ferrite, structure containing bainite in ferrite
  • strain-induced transformation type structure containing retained austenite in ferrite
  • quenching type martensite structure
  • Any type of structure (steel type) may be used, such as a microcrystal type (ferrite-based structure).
  • the steel structure (steel type) of the steel plate is not particularly limited.
  • the thickness of the high-strength steel plate in the present disclosure is not particularly limited.
  • the plate thickness (0.5 mm to 3.2 mm) of high-strength steel plates commonly used for automobile bodies etc. can be mentioned.
  • the thickness of the high-strength steel plate is preferably 2.6 mm or less.
  • the thickness of the steel plate is also not particularly limited.
  • the plate thicknesses of the plurality of steel plates constituting the plate set may be the same or may be different from each other.
  • the thicknesses of the steel plates may be different, or the thicknesses of at least two steel plates may be the same.
  • a plating layer may be formed on the surface of the steel plates constituting the plate set.
  • Examples of the types of plating layers include Zn-based, Zn-Fe-based, Zn-Ni-based, Zn-Al-based, Zn-Mg-based, Pb-Sn-based, Sn-Zn-based, Al-Si-based, and the like.
  • the number of plating layers may be one layer or may have multiple plating layers.
  • Examples of the steel sheet with a Zn-based plating layer include an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an electrogalvanized steel sheet. If a plating layer is formed on the surface of the steel plates of the plate assembly, the spot welded joint after spot welding will exhibit excellent corrosion resistance. When the plating layer is a galvanized layer alloyed on the surface of the steel sheet, excellent corrosion resistance is obtained and paint adhesion is also improved.
  • the basis weight of the plating layer is also not particularly limited.
  • the plating layer may be formed on only one side of the steel plate or on both sides. Note that an inorganic or organic film (for example, a lubricating film, etc.) may be formed on the surface layer of the plating layer.
  • the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure is to satisfy the following equations (B) to (H) for a plate set in which a plurality of steel plates, at least one of which is the above-mentioned high-strength steel plate, are stacked. Then, a main welding process is performed in which a molten part is formed in the plate assembly under pressure applied by a pair of welding electrodes with a pressure F E (N), and after the main welding process, at least two post-energization processes are performed continuously. and do it.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of the arrangement of two steel plates including at least one high-strength steel plate and a welding electrode when spot welding is started.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing an example of a nugget and a heat affected zone (HAZ) formed by spot welding.
  • HZ heat affected zone
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of an energization pattern when energizing a welding electrode in the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure.
  • the current described below is a current flowing between the welding electrode 2A and the welding electrode 2B.
  • FIG. 4 is a diagram simulating the temperature history of a welded portion according to the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure.
  • QuickSpot (Computational Mechanics Research Center, Inc.) can be used as software for performing simulations based on heat conduction analysis.
  • h (mm) means the arithmetic mean value of the plate thicknesses of a plurality of superimposed steel plates. If the thicknesses of the two steel plates are different, the arithmetic mean value of the thicknesses of the two steel plates (the arithmetic mean value of the plate thicknesses of steel plate 1A and steel plate 1B) is expressed as "h" in formula (B). used as When spot welding three or more steel plates, for example, find the sum of the thicknesses of the steel plates, divide the sum by the number of plates, and calculate the value of the above formula (B). Used as "h".
  • the arithmetic mean value h of the plate thickness can be determined by measuring the thickness of each steel plate, taking the arithmetic mean of the thickness, and setting it as h.
  • the steel plates to be joined by stacking them it is necessary to measure without any gaps, so if there is any warping or lifting, measure by clamping, etc., then divide by the number of stacked plates to find h. Bye.
  • the pressing force FE applied to the steel plates 1A and 1B by the welding electrodes 2A and 2B greatly affects the occurrence of defects and cracks inside the nugget 13 and in the heat affected zone 14. If the pressing force F E is less than "2000 x h" (N), it will be difficult to suppress the occurrence of defects and cracks inside the nugget 13 and in the heat affected zone 14 .
  • the pressurizing force FE exceeds "4500 ⁇ h" (N)
  • the regions of the steel plates 1A and 1B where the welding electrodes 2A and 2B contact are greatly depressed. Therefore, not only the appearance is impaired, but also the strength of the joint is reduced.
  • the welding gun (device that applies pressurizing force to the welding electrodes 2A and 2B and energizes them) needs to have a highly rigid robot arm. be.
  • the pressing force FE of the welding electrodes 2A, 2B against the steel plates 1A, 1B is set to be greater than or equal to "2000 x h" (N) and less than or equal to "4500 x h" (N).
  • the main welding current I w0 and the main welding energization time t w0 are the conditions under which a molten part that becomes a nugget that joins all the steel plates constituting the plate set is formed. good.
  • the welding current and energization time that are conventionally used to stably obtain a nugget of the required size are adopted as the main welding current I w0 and the main welding time t w0 . I can do it.
  • the pressure value displayed on the welding machine if it is built into the spot welding machine you are using, or you can use a pressure meter such as a crystal piezoelectric sensor to measure the pressure load on the steel plate. It is also possible to measure by attaching it to a transmission shaft that is equivalent to .
  • the current value can be measured using a current monitor called a weld checker or a welding ammeter. Although the measurement method is not specified, for example, a method may be used in which a toroidal coil is inserted into a circuit through which current flows during welding, and changes in the current value are read.
  • the main welding current value I w0 in the main welding process it is preferable to adopt a current value that allows a desired nugget diameter to be obtained, taking into account the total plate thickness t of the plate set, etc.
  • the energization time t w0 in the main welding process is, for example, when the thickness of the thinnest steel plate in the plate set is t' (mm), the energization time t w0 is 10t'-5 to 10t'+50 cycles (in this disclosure, the time The unit of is the number of cycles at 50 Hz).
  • nugget diameter 4 ⁇ t' or more relative to the thickness t' of the thinner plate at each plate interface relative to the plate thickness of the plate assembly.
  • the nugget diameter is more preferably 5 ⁇ t' or more.
  • a gradual increase (up slope) of 1 cycle to 80 cycles (50 Hz) may be set before the main welding process.
  • the current value at the end of upslope is the current value I w0 (kA) in the main welding process
  • the energization time t w0 (ms) of the main welding process is the time required for upslope. exclude.
  • the current value is upslope from 0 (zero) until the current value reaches the main welding current I w0 (kA), and main welding is performed at the main welding current I w0 (kA).
  • pre-energization may be performed for 2 to 80 cycles at a current value lower than that of the main welding process. This pre-energization may be carried out in multiple stages, or a non-energized period may be provided in the middle.
  • a molten zone and a heat affected zone (so-called HAZ) 14 which will become a nugget 13 at the end of spot welding, are formed in the current-carrying parts of the steel plates 1A and 1B.
  • spot welding equipment conventional general spot welding equipment can be used as is. Further, as for welding electrodes, conventional welding electrodes can be used as they are.
  • the power source is not particularly limited either, and an AC power source, a DC inverter, an AC inverter, etc. can be used.
  • the tip diameter of the welding electrodes 2A, 2B is preferably about 6 mm to 8 mm.
  • the current value is set to 0 (zero) and the main welding is completed.
  • the current application is stopped for a time t c1 (ms) that satisfies equation (C).
  • the molten part formed by main welding is solidified from the outer periphery of the molten part (that is, the boundary between the molten part and other areas).
  • the boundary between the melted zone and other regions is referred to as a "melted boundary.”
  • the non-energization time t c1 is set to 2 ms or more and 300 ms or less. It is preferable that the time period be 40 ms or more and 250 ms or less.
  • the first post-energization current value I w1 (kA) that satisfies the above formula (D) is set.
  • the current is applied for a time t w1 (ms) satisfying the above formula (E). That is, the first post-energization current value I w1 is smaller than the main welding current value I w0 of the main welding process and larger than 0.75 ⁇ I w0 , and the first post-energization time t w1 is a time exceeding 100 ms. shall be.
  • the ⁇ phase (fcc crystal structure) formed in the nugget portion is phase-transformed into the ⁇ phase (bcc crystal structure) by cooling for the non-current application time t c1 .
  • the first post-energization time t w1 in the first post-energization step is preferably 110 ms or more and 1000 ms or less, more preferably 150 ms or more and 800 ms or less, from the viewpoint of remelting the nugget portion and shortening the overall spot welding time. preferable.
  • the pressurizing force F E during the non-energizing time t c1 may be different from the pressurizing force F E in the main welding process within a range that satisfies the above formula (B ) .
  • At least one post-energization step is performed as a second or subsequent post-energization step.
  • a time t c2 ( ms) Following the non-energization period in which the energization is stopped, a second post-energization current value I w2 (kA) that satisfies the following formula (G1) is applied for a second post-energization time t w2 (ms).
  • the presence or absence of phase transformation during each post-energization process and the position of the phase transformation can be determined by observing a cross section near the center of the nugget using EBSD, as shown in Figure 8, and determining the fine grain area of the crystal grains before and after each post-energization process. It can be determined by After forming a molten part that will become a nugget by main energization, phase transformation is performed at each appropriate position by energization two or more times satisfying the conditions of the present disclosure, so that the aspect ratio is 7 near the center of the nugget as described later. It is possible to form a nugget in which the number ratio of the above grains is 50% or less.
  • the non-energization time t c2 is less than 2 ms after the first post-energization step, there is a possibility that the nugget end portion will not solidify before the second post-energization step.
  • the non-energization time t c2 exceeds 300 ms, there is a risk that the nugget end portion will harden too much before the first post-energization step.
  • the non-energizing time t c2 after the first post-energization step is set as follows: It is preferably 2 ms or more and 300 ms or less, and preferably 60 ms or more and 250 ms or less.
  • the nugget portion is cooled to a ⁇ phase (fcc crystal structure) during a non-energization time t c2 .
  • the second post-energizing current value I w2 and the second post-energizing time t w2 are determined by the above (G1) with respect to the main welding current value I w0 of the main welding process and the non-energizing time t c2 of the second post-energizing process.
  • the nugget portion undergoes phase transformation again into the ⁇ phase (bcc crystal structure) as shown in FIG. This progresses the equiaxed grain refinement of the nugget portion, making it possible to improve CTS.
  • the current value I w2 in the second post-energization step is 0.75 ⁇
  • the current value I w0 is set to be larger than I w0 , and the current is applied so that the relationship between the main welding current value I w0 and the second post-energization current value I w2 (kA) satisfies the following formula (H1).
  • FIG. 5 shows an example of an energization pattern that satisfies formula (I).
  • the pressurizing force FE in the second post - energization process is also maintained as it is in the main welding process following the first post-energizing process.
  • the pressurizing force F E during the non-energizing time t c2 may be different from the pressurizing force F E in the main welding process within a range that satisfies the formula (B). That is, from the main welding process to the end of the final post-energization process, the pressurizing force FE may be constant or may vary as long as it is within a range that satisfies equation (B).
  • a down slope may be provided after the second post-energization process.
  • the downslope can further improve the properties of the spot weld by reducing liquid metal brittle cracking, blowholes, and suppressing delayed fracture.
  • the current value at the start of the downslope is the second post-energization current value I w2 (kA) in the second post-energization process, and the second post-energization time t w2 of the second post-energization process (ms) does not include the time required for downslope.
  • CTS resistance spot welding
  • resistance spot welding which consists of each of the steps described above
  • CTS can be improved compared to resistance spot welding with a single current.
  • the joint strength can be effectively improved in a shorter welding time than in conventional tempering energization or the like.
  • Test Example 0 after the main welding energization, the welding was performed up to the first post-energization.
  • Table 2 shows the CTS improvement rate of the joints of Test Examples 1 to 5, which were conducted up to the second post-energization.
  • Those with a CTS improvement rate of more than 10% for one post-energization (test example 0) were judged to have a CTS improvement effect, and those with a CTS improvement rate of 10% or less were judged to have a CTS improvement effect.
  • each joint was cut in the plate thickness direction so as to pass through the center of the nugget, and the crystal grains near the center of the nugget were observed by electron beam backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure includes, following the second post-energization step, further alternating non-energization and post-energization with the pressurizing force F E maintained as it is, and the above-mentioned first post-energization step.
  • the post-energization step may be performed 3 or more times and N times or less (N is an integer of 3 or more).
  • the third and subsequent post-energization processes are all based on the same relational formula as the second post-energization process, that is, after the (n-1) post-energization process (n is an integer from 3 to N), the following formula (F) is applied.
  • the nth post-energization current value I wn (kA) that satisfies the following equations (G) and (H) is determined by the n-th post-energization time t wn (kA) following the non-energization period that satisfies the following (G) and ( H ) equations. (ms) energize.
  • the n-th post-energization process (n is an integer of 3 or more and N or less), which is the second and subsequent post-energization process, is a time t cn (ms )
  • the n-th post-energization current value I wn (kA) that satisfies the following formula (G) is applied for the n-th post-energization time t wn (ms).
  • phase transformation occur inside the outermost position where phase transformation occurred in the (n-1)th post-energization step.
  • a down slope may be provided after the last post-energization process.
  • the downslope can further improve the properties of the spot weld by reducing liquid metal brittle cracking, blowholes, and suppressing delayed fracture.
  • the current value at the start of the downslope is taken as the energization current value (kA) in the last post-energization step, and the energization time after the last post-energization step (ms ) does not include the time required for downslope.
  • the third and subsequent post-energization processes are repeated without energization followed by post-energization so that formulas (F), (G), and (H) are satisfied. It is considered that the CTS is further improved by progressing equiaxed grain refinement due to phase transformation from ⁇ phase (fcc crystal structure) to ⁇ phase (bcc crystal structure) (inside the melting boundary).
  • the post-energization process be performed at least 2 times and at most 4 times, more preferably at least 2 times and at most 3 times, and particularly preferably at least 2 times.
  • the spot welded joint according to the present disclosure includes a spot welded portion in which a plurality of superimposed steel plates are joined, and at least one steel plate among the plurality of steel plates contains C, Si, Mn in mass %.
  • P, and S are respectively [C], [Si], [Mn], [P], and [S], and the carbon equivalent Ceq expressed by the following formula (A) is 0.36.
  • the spot welded joint according to the present disclosure is manufactured in a shorter welding time than when tempering current is applied after main welding is performed on a plate assembly including high-strength steel plates with a Ceq of 0.36% by mass or more. This allows the joint to have higher joint strength than a spot welded joint that is spot welded only through the main welding process.
  • FIG. 6 is a diagram showing a region in which the aspect ratio of crystal grains is measured in a welded portion of a spot welded joint.
  • the crystal orientation inside the fusion boundary of the nugget is measured using EBSD analysis on a cross section in the plate thickness direction passing through the center of the nugget of the spot weld.
  • the measurement field of view is 0.5 mm to the left and right of an imaginary line L2 in the plate thickness direction passing through the center of the nugget, and a middle part M that includes the position of the plate interface L1 and the melting boundary of one steel plate.
  • the steel structure of the nugget is approximately vertically symmetrical with the plate interface L1 as a boundary, it is sufficient to measure the intermediate portion M on one plate side as shown in FIG. Then, grain boundaries with a crystal orientation difference of 15 degrees or more, which are considered to be block grain boundaries and prior austenite grain boundaries, are drawn in the measurement field of view, and the aspect ratio of each crystal grain is calculated.
  • the aspect ratio (long axis/breadth axis) is calculated by setting the maximum length of the crystal grain as the long axis, and setting the interval between two parallel lines parallel to the long axis direction and touching the crystal grains at the widest interval as the short axis.
  • the size of the field of view is not limited because the size of grains varies depending on the sample, but it is sufficient to observe a size that includes 100 or more grains.
  • the aspect ratio values of 100 or more grains are determined, and the percentage of grains with an aspect ratio of 7 or more is calculated.
  • the ratio of grains having an aspect ratio value of 7 or more measured as described above is 50% or less. That is, by performing a post-energization process two or more times under the above-mentioned conditions after main welding on a plate set including the above-mentioned high-strength steel plates, equiaxed grain refinement in the nugget portion is promoted, and the aspect ratio becomes 7.
  • a spot welded joint can be obtained in which the proportion of grains of less than half (50%) is more than half (50%).
  • Such a spot welded joint can exhibit a higher CTS than a joint in which the number ratio of grains with an aspect ratio of 7 or more exceeds 50%.
  • the proportion of grains having an aspect ratio of 7 or more is preferably 40% or less, more preferably 30% or less.
  • a steel plate having a chemical composition (unit: mass %, remainder: Fe and impurities), plate thickness, and tensile strength (TS) shown in Table 3 below was prepared. Note that in each table in Examples, the underline indicates that it is outside the scope of the present disclosure.
  • each steel plate was combined and resistance spot welded under the conditions shown in Table 4 (plate assembly, pressing force, energization conditions, etc.) to produce a welded joint.
  • the CTS of the obtained welded joint was measured.
  • the CTS of the joint obtained by spot welding the three-ply plate set is at the interface with the target steel plate (Ceq: 0.36% by mass or more) in this disclosure, that is, at the interface between steel plate B and steel plate C.
  • CTS was measured.
  • the steel plate D of the plate assembly numbered 24 is prepared for use in a plate assembly including high-strength steel plates to which the method for manufacturing a spot welded joint according to the present disclosure can be applied, and is not underlined.
  • the CTS of the two plate interfaces will be the same value, so the CTS of either interface may be measured, but the welding CTS was measured by applying cross tension at the upper interface.
  • the CTS (reference CTS) of the welded joint was measured after main welding energization and up to the first post-energization under the conditions of each number. The rate of increase was determined in comparison with this reference CTS, and those exceeding 10% were judged to have an effect of improving joint strength.
  • Number 15 is an example in which after main welding energization, energization was performed for a long time at a relatively small current value for tempering (so-called temper energization). Although an effect of improving CTS has been obtained, it is necessary to lengthen the non-energizing process time after the main welding energization, and it is difficult to say that CTS is effectively improved in the spot welding process as a whole.
  • the CTS improvement rate of numbers 14 and 15 was compared with the CTS of the welded joint that was performed after the main welding energization to the first post-energization under the conditions of number 16 using the same plate set (two steel plates B). Calculated. For Nos. 18 to 22, after the main welding energization, the second post energization was performed, but each did not satisfy any of the formulas (A) to (H1) in the present disclosure, and no CTS improvement effect was obtained in any of them. do not have.

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Abstract

スポット溶接継手の製造方法は、Ｃｅｑが０．３６質量％以上の高強度鋼板を含む板組に対し、所定の条件を満たすように、本溶接電流値Ｉｗ０（ｋＡ）を通電して溶融部を形成する本溶接工程と、時間ｔｃ１（ｍｓ）の無通電に続いて第１後通電電流値Ｉｗ１を時間ｔｗ１通電する第１後通電工程と、第１後通電工程の後、時間ｔｃ２の無通電に続いて電流値Ｉｗ２を時間ｔｗ２通電する第２後通電工程とを含み、本溶接工程から最後の後通電工程までの工程を加圧力ＦＥ（Ｎ）を保持した状態で連続して行う。スポット溶接継手は、ナゲットの長軸方向の中間部において、アスペクト比が７以上である結晶粒の個数割合が５０％以下である。

Description

スポット溶接継手の製造方法及びスポット溶接継手
　本開示は、スポット溶接継手の製造方法及びスポット溶接継手に関する。
　近年、自動車分野では、低燃費化やＣＯ２排出量の削減のため、車体を軽量化することが求められている。また、衝突安全性の向上のため、車体部材を高強度化することが求められている。これらの要求を満たすためには、車体や部品などに高強度鋼板を使用することが有効である。車体の組立や部品の取付けなどには、主として、スポット溶接が使われている。
　複数枚の鋼板を重ね合わせた板組をスポット溶接して形成した継手（本開示において「スポット溶接継手」ともいう）において、引張強さは重要な特性である。スポット溶接継手の引張強さには、せん断方向に引張荷重を負荷して測定する引張せん断力（ＴＳＳ）と、剥離方向に引張荷重を負荷して測定する十字引張力（以下、「ＣＴＳ」又は「継手強度」と記す場合がある。）と、がある。
　一般に、高強度鋼板を用いてスポット溶接継手を製造する場合、溶接電極の加圧に対する変形能が小さく、溶接部への応力集中が高まる。また、溶接部に焼きが入ることにより溶接部の靱性が低下する。そのため、高強度鋼板を含むスポット溶接継手は、ＣＴＳが低くなり易く、ＣＴＳの向上が求められる。
　高強度鋼板を含む板組を用いたスポット溶接継手における強度と靭性を確保するため、ナゲットとなる溶融部を形成する本溶接を行った後、一定時間冷却した後に再度通電を行い、ナゲット部と熱影響部を焼き戻すテンパー通電を行う方法や、本溶接の後に、比較的短時間の間に後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、重ね合わせた２枚以上の高強度薄鋼板を一対の電極によって挟み加圧力を加えながら電流を流して溶接部を形成する抵抗スポット溶接方法であって、溶接電流（Ｉｍ）を通電してナゲットを形成する第１ステップと、前記溶接部を前記溶接電流（Ｉｍ）以下の電流値で通電する第２ステップと、前記溶接部を冷却する第３ステップと、前記溶接部を前記溶接電流（Ｉｍ）よりも大きい電流値で通電し、再結晶温度域に前記溶接部を加熱する第４ステップとを、この順に備え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、二枚以上の鋼板を重ね合せた総板厚ｔ（ｍｍ）の板組を、一対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して溶接する抵抗スポット溶接方法であって、ナゲットを形成する第１ステップと、電極で加圧したまま、無通電で保持することにより溶接部を冷却した後、通電する第２ステップとを備え、前記第１ステップにおける通電時間ＴＡ（ｍｓ）、通電電流ＩＡ（ｋＡ）、第２ステップにおける通電時間ＴＢ（ｍｓ）、通電電流ＩＢ（ｋＡ）が、（１）及び（２）式を満足し、前記通電電流ＩＢ（ｋＡ）が前記通電電流ＩＡ（ｋＡ）よりも高く、前記第２ステップの無通電の保持時間Ｔｈ（ｍｓ）が、板組の総板厚ｔ（ｍｍ）、前記ナゲットの径ｄ（ｍｍ）、前記溶接電極の先端部面積Ｓ（ｍｍ２）との関係で、（３）式を満足する抵抗スポット溶接方法が開示されている。
０．０５＜（ＩＢ２×ＴＢ）／（ＩＡ２×ＴＡ）＜１．０・・・（１）
２０≦ＴＢ≦１００・・・（２）
１０×（ｔ×ｄ２）／Ｓ＜Ｔｈ＜２００×（ｔ×ｄ２）／Ｓ・・・（３）
　特許文献３には、スポット溶接継手の十字引張力を向上させるスポット溶接方法として、引張強度が７５０～２５００ＭＰａであり、所定の炭素当量Ｃｅｑが０．２０～０．５５質量％である高強度鋼板を含む複数枚の鋼板を重ね合わせて本溶接により溶融部を形成した後、通電を休止し鋼板を冷却して溶融部に凝固域を形成し、その後つづけて凝固域が再溶融しないように後通電する１回目の冷却・後通電を行い、１回目の冷却・後通電を行う工程が終了した後、所定の加圧力ＦＥ（Ｎ）を保持して、所定の条件を満たすように、冷却時間ｔＳ（ｍｓ）通電を休止し、その後つづけて、後通電電流ＩＰ（ｋＡ）を、後通電時間ｔＰ（ｍｓ）通電して、凝固域が再溶融しないように後通電する冷却・後通電を行う工程を１又は２回以上繰り返す工程を有するスポット溶接方法が開示されている。
　また、特許文献４～６でも、本通電後、後通電を行うスポット溶接方法が開示されている。
　　特許文献１：特許第５８９５４３０号公報
　　特許文献２：特許第５８９１７４１号公報
　　特許文献３：特許第６４０９４７０号公報
　　特許文献４：国際公開第２０１６／１３９９５２号
　　特許文献５：特開２０１８－３０１７８号報
　　特許文献６：特開２０１３－７８７８２号報
　本開示は、高強度鋼板を用い、本溶接後、１回の後通電を行ってスポット溶接継手を製造する場合に比べ、継手の十字引張強度を効果的に向上させることができるスポット溶接継手の製造方法、及びスポット溶接継手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＞　複数枚の鋼板を重ね合わせた板組を一対の溶接電極により板厚方向に挟み込み、加圧した状態で通電することによりスポット溶接を行うスポット溶接継手の製造方法であって、
　前記複数枚の鋼板の少なくとも１枚は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの各含有量をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］とした場合に、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であり、
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
　前記複数枚の鋼板の板厚の算術平均値をｈ（ｍｍ）とした場合に、前記板組を前記一対の溶接電極により下記（Ｂ）式を満たす加圧力ＦＥ（Ｎ）で加圧した状態で、
　２０００×ｈ≦ＦＥ≦４５００×ｈ　（Ｂ）
　前記一対の溶接電極に本溶接電流値Ｉｗ０（ｋＡ）を通電し、前記板組に溶融部を形成する本溶接を行う本溶接工程と、
　前記本溶接工程の後、通電を行う２回の後通電工程と、
を含み、
　１回目の前記後通電工程である第１後通電工程は、前記本溶接工程の後、下記（Ｃ）式を満たす時間ｔｃ１（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｄ）式を満たす第１後通電電流値Ｉｗ１（ｋＡ）を、下記（Ｅ）式を満たす時間ｔｗ１（ｍｓ）通電し、
　２≦ｔｃ１≦３００　（Ｃ）
　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ１＜Ｉｗ０　（Ｄ）
　ｔｗ１＞１００　（Ｅ）
　２回目の前記後通電工程である第２後通電工程は、前記第１後通電工程の後、下記（Ｆ１）式を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ１）式及び下記（Ｈ１）式を満たす第２後通電電流値Ｉｗ２（ｋＡ）を、時間ｔｗ２（ｍｓ）通電し、
　２≦ｔｃ２≦３００　（Ｆ１）
　０．００４×ｔｃ２ ２－０．３１２５×ｔｃ２＋１０２≦Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２≦０．０１５６×ｔｃ２ ２－０．６２５×ｔｃ２＋３００　（Ｇ１）
　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ２　（Ｈ１）
　前記本溶接工程から最後の後通電工程までの工程を、前記加圧力ＦＥ（Ｎ）を前記（Ｂ）式を満たす範囲内に保持した状態で連続して行う、スポット溶接継手の製造方法。
＜２＞　前記本溶接電流値Ｉｗ０と前記第２後通電電流値Ｉｗ２との関係が、下記（Ｉ）式を満たす＜１＞に記載のスポット溶接継手の製造方法。
＜３＞　３回以上Ｎ回以下（Ｎは３以上の整数）の前記後通電工程を含み、３回目以降の前記後通電工程である第ｎ後通電工程（ｎは３以上Ｎ以下の整数）は、（ｎ－１）回目の前記後通電工程である第（ｎ－１）後通電工程の後、下記（Ｆ）式を満たす時間ｔｃｎ（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ）式及び下記（Ｈ）式を満たす第ｎ後通電電流値Ｉｗｎ（ｋＡ）を、時間ｔｗｎ（ｍｓ）通電する、＜１＞又は＜２＞に記載のスポット溶接継手の製造方法。
　２≦ｔｃｎ≦３００　（Ｆ）
　０．００４×ｔｃｎ ２－０．３１２５×ｔｃｎ＋１０２≦Ｉｗｎ／Ｉｗ０×ｔｗｎ≦０．０１５６×ｔｃｎ ２－０．６２５×ｔｃｎ＋３００　（Ｇ）
　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗｎ　（Ｈ）
＜４＞　重ね合わされた複数枚の鋼板が接合されたスポット溶接部を含み、
　前記複数枚の鋼板のうち少なくとも１枚の鋼板は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの各含有量をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］とした場合に、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であり、
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
　前記スポット溶接部のナゲットの中心を通る板厚方向の断面において前記ナゲットの溶融境界の内側を観察したときに、前記ナゲットの長軸方向の中間部において、結晶方位差が１５度以上である部分を結晶粒界とし、アスペクト比が７以上である結晶粒の個数割合が５０％以下である、スポット溶接継手。
　本開示によれば、本溶接後、１回の後通電を行ってスポット溶接継手を製造する場合に比べ、継手の十字引張強度を効果的に向上させることができるスポット溶接継手の製造方法、及びスポット溶接継手が提供される。
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開始する際の、２枚の鋼板と溶接電極の配置の一例を示す概略図である。 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）の一例を示す概略図である。 本開示に係るスポット溶接継手の製造方法の通電パターンの一例を示す図である。 本開示に係るスポット溶接継手の製造方法による溶接部の温度履歴をシミュレーションした図である。 本開示に係るスポット溶接継手の製造方法の通電パターンの他の例を示す図である。 スポット溶接継手の溶接部において結晶粒のアスペクト比を測定する領域を示す図である。 第２後通電条件を変更した各例について（Ｇ１）式との関係を示す図である。 図７に示す各例によりスポット溶接した継手についてナゲットの中央付近に形成された結晶粒の細粒域を示す図である。
　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に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。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に置き換えてもよく、また、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。
　本開示の発明者は、引張強さが例えば９００ＭＰａ以上の高強度鋼板を含む板組をスポット溶接してスポット溶接継手を製造する場合に、継手強度を効果的に向上させる方法について鋭意検討を重ねた。その結果、高強度鋼板の板厚に応じた所定の加圧力ＦＥ（Ｎ）で加圧した状態で、本溶接後に後通電を複数回（少なくとも２回）行い、１回目の後通電では本溶接よりも電流値を小さくし、２回目の後通電では、直前の冷却時間と本溶接の電流値に対して所定の関係を満たす電流値と通電時間で後通電を行うことにより、継手強度を効果的に向上させることができることを見出した。
　また、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法によって製造したスポット溶接部の鋼組織を観察したところ、ナゲット内部の結晶粒の等軸細粒化が促進されており、本溶接のみでスポット溶接を行った場合や、本溶接後にテンパー通電等を行った場合とは結晶粒の形態が異なることを見出した。
　以下、本開示の実施形態について説明する。
［高強度鋼板］
　まず、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法においてスポット溶接を行う板組に含まれる高強度鋼板について説明する。
（引張強さ）
　スポット溶接する板組の複数枚の鋼板の引張強さがいずれも例えば９００ＭＰａ未満であれば、高い継手強度が得られ易く、継手強度の問題が生じ難い。そのため、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法では、後述する炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上の高強度鋼板（本開示において単に「高強度鋼板」と記す場合がある。）を少なくとも１枚含む、複数枚の鋼板を重ね合せた板組を用いる。
　板組を構成する複数枚の鋼板は、全て炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であってもよいし、少なくとも１枚は炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上の高強度鋼板であり、少なくとも１枚は炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％未満の鋼板であってもよい。例えば、３枚以上の鋼板を重ね合わせた板組の場合、少なくとも１枚が高強度鋼板であればよく、炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％未満の鋼板が１枚又は２枚以上含まれていてもよい。
　また、本開示において板組を構成する複数枚の鋼板は、平坦な鋼板に限定されず、ホットスタンプ（熱間プレス）等によって加工された鋼板でもよい。例えば、曲げ加工等によって立体的な部品形状に加工された鋼板を複数枚重ね合わせた板組でもよいし、平坦な鋼板と部品形状に加工された鋼板を重ね合わせた板組でもよい。なお、例えば、平坦な鋼板を曲げ加工、溶接加工などの加工によって立体的な形状を有する鋼部材を用いてスポット溶接を行う場合は、スポット溶接を行う平坦な部分（板状部分）が、本開示における「鋼板」に該当する。
　高強度鋼板の引張強さは９００ＭＰａ以上であることが好ましく、上限は特に限定されないが、引張強さが高過ぎると、ナゲット内部での欠陥や割れが発生し易くなる。そのため、高強度鋼板の引張強さは２５００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　なお、鋼板の引張強さ（ＴＳ）の測定は、鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ、幅２５ｍｍ）を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎでＩＳＺ　２２４１：２０１１準拠して実施すればよい。継手より採取する場合には、特にプレス等により変形している箇所をなるべく避け、平坦な箇所より採取する。なお、ＪＩＳ５号引張試験片が採取できない場合には、ＪＩＳ１３Ｂ（標点距離：５０ｍｍ、幅１２．５ｍｍ）としてＴＳを測定してもよい。
（炭素当量Ｃｅｑ）
　本開示における高強度鋼板は、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
（Ａ）式において、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、及び［Ｓ］は、それぞれ高
強度鋼板に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、及びＳの各含有量（質量％）である。
　炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上であれば、高強度鋼板の引張強さを例えば９００ＭＰａ以上とすることができる。
　炭素当量Ｃｅｑの上限は特に限定されないが、例えば０．５５質量％超では、引張強さが２５００ＭＰａを超える高強度鋼板を得ることができる反面、スポット溶接継手のＣＴＳが向上し難いため、高強度鋼板のＣｅｑは０．５５質量％以下であることが好ましい。
　なお、板組に例えば引張強さが９００ＭＰａ未満の鋼板が含まれている場合、当該鋼板のＣｅｑは特に限定されず、０．３６質量％未満であってもよい。
　なお、鋼板の化学組成の分析は、当業者に公知の任意の化学分析によって行えばよく、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により行われる。ただし、Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎについては不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定してもよい。これらの分析は、鋼板をＪＩＳ  Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法で採取したサンプルで行うとよい。
（化学組成）
　本開示における高強度鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上となる化学組成であればよい。以下、本開示における高強度鋼板の好ましい化学組成について説明する。
　Ｃ：０．０７～０．５０％
　Ｃは、鋼の引張強さを高める元素である。鋼中のＣの含有量が多いほど、ナゲットの強度を高めることができる。鋼中のＣの含有量が０．０７％以上であると、９００ＭＰａ以上の引張強さが得られ易い。一方、鋼中のＣの含有量が０．５０％以下であれば、高強度鋼板の加工性の低下を抑制することができる。したがって、高強度鋼板のＣの含有量は、０．０７～０．５０％が好ましい。
　Ｓｉ：０．００１～２．５０％
　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。鋼中のＳｉの含有量が２．５０％以上であると、鋼の加工性の低下を抑制することできる。一方、鋼中のＳｉの含有量が０．００１％以上であれば工業的、技術的に製造し易い。したがって、高強度鋼板のＳｉの含有量は、０．００１％～２．５０％が好ましい。
　Ｍｎ：０．８～５．０％
　Ｍｎは、鋼の強度を高める元素である。鋼中のＭｎの含有量が５．０％以下であると、鋼の加工性の劣化を抑制することができる。一方、鋼中のＭｎの含有量が０．８％以上であると、９００ＭＰａ以上の引張強さが得られ易い。したがって、高強度鋼板のＭｎの含有量は、０．８～５．０％が好ましい。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、ナゲットを脆化する元素である。鋼中のＰの含有量が０．０３％以上であると、ナゲット内の割れが生じ難くなり、十分に高い継手強度が得られ易い。したがって、高強度鋼板のＰの含有量は、０．０３％以下が好ましい。なお、Ｐ含有量の下限値は限定されないが、製造コストの上昇を抑制する観点から、高強度鋼板のＰの含有量は０．００１％以上であってもよい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ナゲットを脆化する元素である。また、Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の加工性を阻害する元素である。鋼中のＳの含有量が０．０１％以下であれば、ナゲット内の割れが生じ難くなり、十分に高い継手強度を得られ易い。さらに、鋼の加工性が向上する。したがって、高強度鋼板のＳの含有量は、０．０１％以下が好ましい。なお、製造コストの上昇を抑制する観点から、高強度鋼板のＳの含有量は、０．０００１％以上あってもよい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、鋼の加工性を劣化させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因になる元素である。鋼の加工性の劣化やブローホールの発生を抑制するため、高強度鋼板のＮの含有量は、０．０１％以下が好ましい。製造コストの上昇を抑制する観点から、高強度鋼板のＮの含有量は、０．０００５％以上であってもよい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、鋼の加工性を劣化させる元素である。鋼の加工性の劣化を抑制する観点から、高強度鋼板のＯの含有量は０．０１％以下が好ましい。製造コストの上昇を抑制する観点から、高強度鋼板のＯの含有量は、０．０００５％以上であってもよい。
　Ａｌ：１．５０％以下
　Ａｌは、フェライト安定化元素であり、ベイナイト変態時のセメンタイト析出抑制等の効果がある。このため、鋼組織の制御のために含有される。また、Ａｌは脱酸剤としても機能する。その一方で、Ａｌは酸化し易く、介在物が増加することにより、鋼の加工性が劣化しやすくなる。したがって、高強度鋼板のＡｌの含有量は、１．５０％以下であることが好ましい。
　高強度鋼板は、以上の主要元素の他に、必要に応じて、以下の元素を選択的に含有してもよい。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：０．００５～０．２０％
　Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、析出強化と、フェライト結晶粒の成長の抑制による細粒強化と、再結晶の抑制による転位強化と、の少なくとも何れか１つにより、鋼の強度の上昇に寄与する元素である。しかし、いずれの元素も、鋼中の含有量が０．００５％未満であると、含有効果が発現し難い。一方、鋼中の含有量が０．２０％以下であれば、鋼の加工性の阻害を抑制することができる。したがって、高強度鋼板におけるこれらの元素の含有量は、いずれも、０．００５～０．２０％が好ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．０１％
　Ｂは、鋼組織を制御して鋼を強化する元素である。しかし、鋼中のＢの含有量が０．０００１％未満であると、含有効果が発現し難い。一方、鋼中のＢの含有量が０．０１％を超えると、含有効果が飽和する。したがって、高強度鋼板のＢの含有量は、０．０００１～０．０１％が好ましい。
　Ｃｒ：０．０１～２．０％
　Ｎｉ：０．０１～２．０％
　Ｃｕ：０．０１～２．０％
　Ｍｏ：０．０１～０．８％
　Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、及びＭｏは、鋼の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、例えば、Ｍｎ（強度向上元素）の一部に代えて用いることができる。しかし、いずれの元素も、鋼中の含有量が０．０１％以上であれば、強度の向上に寄与し易い。
　したがって、高強度鋼板におけるこれらの元素の含有量は、いずれも、０．０１％以上が好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、及びＣｕの鋼中の含有量が２．０％以下であれば、鋼中のＭｏの含有量が０．８％を超えている場合に、酸洗時や熱間加工時に支障が生じることを抑制することができる。したがって、高強度鋼板のＣｒ、Ｎｉ、及びＣｕの含有量は、２．０％以下が好ましい。また、高強度鋼板のＭｏの含有量は、０．８％以下が好ましい。
　Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの少なくとも１種：合計で０．０００１～１．０％
　Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭ（ｒａｒｅ　ｅａｒｔｈ　ｍｅｔａｌ）は、脱酸後の酸化物の大きさや、熱延鋼板中に存在する硫化物の大きさを小さくして、鋼の加工性の向上に寄与する元素である。鋼中におけるこれらの元素の含有量が合計で０．０００１％以上であれば、含有効果が発現し易い。一方、鋼中におけるこれらの元素の含有量が合計で１．０％以下であると、鋼の加工性の低下が抑制される。したがって、高強度鋼板におけるこれらの元素の含有量は、合計で、０．０００１～１．０％が好ましい。
　なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイド系列に属する１５元素の計１７元素の総称であり、ＲＥＭは、製鋼の段階でミッシュメタルとして溶鋼に添加することができる。また、ランタノイド系列の元素が複合で含有されていてもよい。
　高強度鋼板における以上の各元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。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。
　なお、前述のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、及びＶについては、いずれも前記下限値未満の微量を不純物として含有することが許容される。また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｌａ、及びＲＥＭについても、その合計量の前記下限値未満の微量を不純物として含有することが許容される。
　以上、本開示における高強度鋼板の化学組成について説明したが、板組を構成する鋼板として炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％未満の鋼板が含まれる場合、当該鋼板の化学組成及び引張強さは特に限定されない。
（鋼組織）
　高強度鋼板の鋼組織（鋼種）は、炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上であれば、特に限定されない。例えば、２相組織型（例えば、フェライト中にマルテンサイトを含む組織、フェライト中にベイナイトを含む組織）、加工誘起変態型（フェライト中に残留オーステナイトを含む組織）、焼入れ型（マルテンサイト組織）、微細結晶型（フェライト主体組織）等、いずれの型の組織（鋼種）でもよい。
　また、板組を構成する鋼板として炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％未満の鋼板が含まれる場合、当該鋼板の鋼組織（鋼種）も特に限定されない。
（板厚）
　本開示における高強度鋼板の板厚は特に限定されない。例えば、自動車の車体等に一般に用いられている高強度鋼板の板厚（０．５ｍｍ～３．２ｍｍ）程度が挙げられる。ただし、高強度鋼板の板厚の増加に伴ってナゲットの周囲での応力集中が増加するので、高強度鋼板の板厚は２．６ｍｍ以下が好ましい。
　板組を構成する鋼板として炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％未満の鋼板が含まれる場合、当該鋼板の板厚も特に限定されない。
　また、板組を構成する複数枚の鋼板の板厚は、同じでもよいし、相互に異なっていてもよい。例えば、３枚以上の鋼板を重ね合わせる場合、鋼板の各々の板厚が異なっていてもよいし、少なくとも２枚の鋼板の板厚が同じでもよい。
（めっき）
　板組を構成する鋼板は、表面にめっき層が形成されていてもよい。めっき層の種類は、例えば、Ｚｎ系、Ｚｎ－Ｆｅ系、Ｚｎ－Ｎｉ系、Ｚｎ－Ａｌ系、Ｚｎ－Ｍｇ系、Ｐｂ－Ｓｎ系、Ｓｎ－Ｚｎ系、Ａｌ－Ｓｉ系等が挙げられる。鋼板の表面にめっき層を有する場合、めっき層は１層でもよいし、多層のめっき層を有していてもよい。
　Ｚｎ系めっき層を備えた鋼板としては、例えば、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び電気亜鉛めっき鋼板等が挙げられる。板組の鋼板の表面にめっき層が形成されていれば、スポット溶接後のスポット溶接継手が優れた耐食性を示す。めっき層が、鋼板の表面に合金化した亜鉛めっき層である場合、優れた耐食性が得られ、また、塗料の密着性が良好になる。
　めっき層の目付け量も特に限定されない。めっき層は、鋼板の片面だけに形成されていても、両面に形成されていてもよい。なお、めっき層の表層に無機系又は有機系の皮膜（例えば、潤滑皮膜等）等が形成されていてもよい。
［スポット溶接継手の製造方法］
　次に、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法について説明する。
　本開示に係るスポット溶接継手の製造方法は、少なくとも１枚は前述した高強度鋼板である複数枚の鋼板を重ね合わせた板組に対し、後述する（Ｂ）式～（Ｈ）式を満たすように、一対の溶接電極により加圧力ＦＥ（Ｎ）で加圧した状態で、板組に溶融部を形成する本溶接工程と、本溶接工程後、少なくとも２回の後通電工程と、を連続して行う。
　ここでは、前述した高強度鋼板を少なくとも１枚含む２枚の鋼板を重ね合わせてスポット溶接する場合を例に挙げて説明する。なお、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む３枚以上の鋼板をスポット溶接する場合であっても、以下に示す方法と同様の方法でスポット溶接を行うことができる。
　図１は、スポット溶接を開始する際の、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚の鋼板と溶接電極の配置の一例を模式的に示す図である。図２は、スポット溶接により形成されたナゲットと熱影響部（ＨＡＺ）の一例を模式的に示す図である。
　また、図３は、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法において溶接電極に通電する際の通電パターンの一例を示す図である。なお、以下に説明する電流は、溶接電極２Ａ及び溶接電極２Ｂの間を流れる電流である。さらに、図４は、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法による溶接部の温度履歴をシミュレーションした図である。なお、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、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。
［本溶接工程］
　まず、図１に示すように、鋼板１Ａ，１Ｂを板面が互いに向き合うように重ね合わせた板組を用意し、一対の溶接電極２Ａ，２Ｂにより板厚方向に挟み込む。そして、下記（Ｂ）式を満たす加圧力ＦＥ（Ｎ）で加圧した状態で、本溶接電流値Ｉｗ０（ｋＡ）を溶接電極２Ａ，２Ｂに通電し、板組に溶融部を形成する本溶接（本通電）を行う。なお、鋼板１Ａ，１Ｂの少なくとも一方は、前述した高強度鋼板である。
　２０００×ｈ≦ＦＥ≦４５００×ｈ　（Ｂ）
　ここでｈ（ｍｍ）は、重ね合わせた複数枚の鋼板の板厚の算術平均値を意味する。
　２枚の鋼板の板厚が異なる場合は、２枚の鋼板の板厚の算術平均値（鋼板１Ａの板厚と鋼板１Ｂの板厚の算術平均値）を（Ｂ）式中の「ｈ」として用いる。３枚以上の複数枚の鋼板をスポット溶接する場合には、例えば、当該複数枚の鋼板の板厚の総和を求め、当該総和を板組の枚数分で除した値を前記（Ｂ）式の「ｈ」として用いる。
　板厚の算術平均値ｈは、スポット溶接によって接合する前の鋼板の板厚を測定する場合には鋼板各々の板厚を測定し、その算術平均を取りｈとすればよい。接合する鋼板を重ね合わせて測定する場合には、隙間なく測定する必要があるため、反りや浮きがある場合にはクランプする等をして測定し、重ね合わせた枚数で除し、ｈとすればよい。また、溶接継手から測定する場合には、なるべく溶接による変形のない箇所の板厚を測定するのが望ましい。ノギス等により測定できない場合には、断面観察によって測定してもよい。
　溶接電極２Ａ，２Ｂによる鋼板１Ａ，１Ｂの板組に対する加圧力ＦＥは、ナゲット１３の内部及び熱影響部１４での欠陥や割れの発生に大きく影響する。加圧力ＦＥが、「２０００×ｈ」（Ｎ）未満であると、ナゲット１３の内部及び熱影響部１４での欠陥及び割れの発生を抑制することが難しくなる。
　一方、加圧力ＦＥが「４５００×ｈ」（Ｎ）を超えると、鋼板１Ａ，１Ｂにおいて、溶接電極２Ａ，２Ｂが接触する領域が大きくへこむ。したがって、外観が損なわれるだけでなく、継手強度が低下する。また、「４５００×ｈ」（Ｎ）を超える加圧力ＦＥを得るには、溶接ガン（溶接電極２Ａ，２Ｂに加圧力を加えて通電する装置）が、剛性の高いロボットアームを有する必要がある。したがって、本開示では、溶接電極２Ａ，２Ｂの鋼板１Ａ，１Ｂに対する加圧力ＦＥを、「２０００×ｈ」（Ｎ）以上「４５００×ｈ」（Ｎ）以下とする。
　本溶接電流Ｉｗ０及び本溶接通電時間ｔｗ０（本溶接電流Ｉｗ０を流している時間）は、板組を構成する全ての鋼板を接合するナゲットとなる溶融部が形成される条件とすればよい。従来、所要の大きさのナゲットを安定して得るのに採用している溶接電流、通電時間と同程度の溶接電流、通電時間を、本溶接電流Ｉｗ０及び本溶接時間ｔｗ０として採用することができる。
　加圧力の測定は、使用するスポット溶接機に内蔵されている場合には溶接機の表示加圧値を使用してもよいし、水晶圧電式センサ等の圧力測定計を鋼板への加圧負荷と同等になる伝動軸に取り付けて測定してもよい。電流値については、ウェルドチェッカーや溶接電流計と呼ばれる電流モニターを用いて測定することができる。測定方法は特定されないが、例えば溶接時に電流が流れる回路にトロイダルコイルを挿入し、電流値の変化を読み取る方式等を用いればよい。
　本溶接工程における本溶接電流値Ｉｗ０は、板組の総板厚ｔ等も考慮して所望のナゲット径が得られる電流値を採用することが好ましい。
　本溶接工程における通電時間ｔｗ０は、例えば、板組のうち最も薄い鋼板の板厚をt’（ｍｍ）とした場合、通電時間ｔｗ０は１０t’－５から１０t’＋５０ｃｙｃｌｅ（本開示において時間の単位は５０Ｈｚにおけるｃｙｃｌｅ数とする）などとすることができる。
　板組の板厚に対し、ナゲット径はそれぞれの板界面において薄板側の板厚 t’に対して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。ナゲット径はさらに望ましくは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、本溶接工程の前に１ｃｙｃｌｅ～８０ｃｙｃｌｅ（５０Ｈｚ）の漸増（アップスロープ）を設定してもよい。
　なお、アップスロープ通電を行う場合、アップスロープの終了時の電流値を本溶接工程における電流値Ｉｗ０（ｋＡ）とし、本溶接工程の通電時間ｔｗ０（ｍｓ）にはアップスロープにかかる時間を含めない。図３に示す通電パターンでは、電流値が本溶接電流Ｉｗ０（ｋＡ）になるまで、電流値を０（ゼロ）からアップスロープし、本溶接電流Ｉｗ０（ｋＡ）にして本溶接を行う。
　また、本溶接工程の前に、本溶接工程より低い電流値で、例えば２～８０ｃｙｃｌｅの前通電を行ってもよい。この前通電は多段通電でもよいし、途中に無通電時間を設けても構わない。
　本溶接工程により、鋼板１Ａと鋼板１Ｂとの通電部には、スポット溶接の終了時にナゲット１３となる溶融部及び熱影響部（いわゆるＨＡＺ）１４が形成される。
　スポット溶接設備については、従来の一般的なスポット溶接設備をそのまま用いることができる。また、溶接電極等についても、従来の溶接電極をそのまま用いることができる。電源についても特に限定されず、交流電源、直流インバータ、交流インバータ等を用いることができる。
　なお、溶接電極２Ａ，２Ｂの先端径が大きくなり過ぎると、溶接電極２Ａ，２Ｂの先端での面圧が低下する。溶接電極２Ａ，２Ｂの先端径は６ｍｍ～８ｍｍ程度が好ましい。
［第１後通電工程］
　本溶接工程の後、１回目の後通電工程（第１後通電工程）として、下記（Ｃ）式を満たす時間ｔｃ１（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｄ）式を満たす第１後通電電流値Ｉｗ１（ｋＡ）を、下記（Ｅ）式を満たす時間ｔｗ１（ｍｓ）通電する。
　２≦ｔｃ１≦３００　（Ｃ）
　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ１＜Ｉｗ０　（Ｄ）
　ｔｗ１＞１００　（Ｅ）
　すなわち、本溶接電流Ｉｗ０を、所定の時間、溶接電極２Ａ，２Ｂに通電して鋼板１Ａ，１Ｂに溶融部を形成した後、電流値を０（ゼロ）にして本溶接が終了した直後、本溶接のとき（本溶接電流Ｉｗ０を通電しているとき）の加圧力ＦＥをそのまま保持しながら、（Ｃ）式を満たす時間ｔｃ１（ｍｓ）の間、通電を休止する。これにより、本溶接により形成された溶融部を、当該溶融部の外周（すなわち溶融部の他の領域との境界）から凝固させる。なお、本開示では、溶融部と他の領域との境界を「溶融境界」と称する。
　本溶接電流Ｉｗ０の通電が終了した直後から、溶融部の凝固が、溶融境界から始まる。溶融部が凝固してナゲット１３が形成され、溶融境界の外側には熱影響部１４が形成される。
　本溶接工程後、無通電時間ｔｃ１が２ｍｓ未満では、その後に続く後通電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３００ｍｓを超えると、その後に続く後通電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を避け、ナゲット端部の凝固を適切に進めるために、本溶接工程後の無通電時間ｔｃ１は、２ｍｓ以上３００ｍｓ以下とし、４０ｍｓ以上２５０ｍｓ以下とすることが好ましい。
　第１後通電工程では、前記（Ｃ）式を満たす時間ｔｃ１（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、前記（Ｄ）式を満たす第１後通電電流値Ｉｗ１（ｋＡ）を、前記（Ｅ）式を満たす時間ｔｗ１（ｍｓ）通電する。すなわち、第１後通電電流値Ｉｗ１は、本溶接工程の本溶接電流値Ｉｗ０よりも小さく、かつ０．７５×Ｉｗ０よりは大きくし、第１後通電時間ｔｗ１は１００ｍｓを超える時間とする。このような条件で第１後通電を行うことにより、図４に示すように、本溶接工程でできた溶融境界を越えずにナゲット部の少なくとも一部を再溶融させ、本溶接工程の後の無通電時間ｔｃ１の冷却によりナゲット部に形成されたγ相（ｆｃｃ結晶構造）をδ相（ｂｃｃ結晶構造）に相変態させることが好ましい。
　第１後通電工程における第１後通電時間ｔｗ１は、ナゲット部の再溶融、スポット溶接全体の時間短縮の観点から、１１０ｍｓ以上１０００ｍｓ以下とすることが好ましく、１５０ｍｓ以上８００ｍｓ以下とすることがより好ましい。
　なお、第１後通電工程における加圧力ＦＥは、本溶接工程における加圧力ＦＥをそのまま保持すれば、作業効率上、好ましい。しかしながら、無通電時間ｔｃ１における加圧力ＦＥを、前記（Ｂ）式を満たす範囲で、本溶接工程における加圧力ＦＥと異なる加圧力ＦＥとしてもよい。
［第２後通電工程］
　本開示に係るスポット溶接継手の製造方法は、第１後通電工程の後、２回目以降の後通電工程として少なくとも１回の後通電工程を行う。
　第１後通電工程（１回目の後通電工程）の後、第２後通電工程（２回目の後通電工程）では、第１後通電工程の後、下記（Ｆ１）式を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ１）式を満たす第２後通電電流値Ｉｗ２（ｋＡ）を、第２後通電時間ｔｗ２（ｍｓ）通電する。
　２≦ｔｃ２≦３００　（Ｆ１）
　０．００４×ｔｃ２ ２－０．３１２５×ｔｃ２＋１０２≦Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２≦０．０１５６×ｔｃ２ ２－０．６２５×ｔｃ２＋３００　（Ｇ１）
　なお、各後通電工程による相変態の発生の有無及び相変態の位置は、図８に示すようにナゲットの中央付近の断面をＥＢＳＤにより観察し、各後通電工程前後の結晶粒の細粒域によって判断することができる。本通電によりナゲットとなる溶融部を形成した後、本開示の条件を満たす２回以上の後通電によりそれぞれ適切な位置で相変態させることで、後述するようにナゲットの中央付近においてアスペクト比が７以上の粒の個数割合が５０％以下となるナゲットを形成することができる。
　第１後通電工程後、無通電時間ｔｃ２が２ｍｓ未満では第２後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ｔｃ２が３００ｍｓを超えると、第１後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第２後通電を避け、ナゲット端部の凝固を適切に進めるために、第１後通電工程後の無通電時間ｔｃ２は、２ｍｓ以上３００ｍｓ以下とし、６０ｍｓ以上２５０ｍｓ以下とすることが好ましい。
　第２後通電工程では、無通電時間ｔｃ２、ナゲット部が冷却されてγ相（ｆｃｃ結晶構造）となる。そして、第２後通電電流値Ｉｗ２及び第２後通電時間ｔｗ２が、本溶接工程の本溶接電流値Ｉｗ０と第２後通電工程の無通電時間ｔｃ２に対して、上記（Ｇ１）式を満たす条件で後通電を行うことで図４に示すようにナゲット部が再度δ相（ｂｃｃ結晶構造）に相変態する。これによりナゲット部の等軸細粒化が進み、ＣＴＳを向上させることができる。
　また、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法では、本溶接電流値Ｉｗ０と第１後通電電流値Ｉｗ１との関係と同様、第２後通電工程における電流値Ｉｗ２は０．７５×Ｉｗ０より大きくし、本溶接電流値Ｉｗ０と第２後通電電流値Ｉｗ２（ｋＡ）との関係が下記式（Ｈ１）を満たすように通電を行う。
　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ２　（Ｈ１）
　本溶接電流値Ｉｗ０と第２後通電電流値Ｉｗ２が、上記（Ｈ１）式の関係を満たさない場合は、長時間の通電を行っても十分な入熱を与えることができずにナゲット内の等軸細粒化を生じる位置がナゲットの中央部にとどまってしまったり、変化しないため、ＣＴＳの向上効果が得られない。
　さらに、本溶接電流値Ｉｗ０と第２後通電電流値Ｉｗ２との関係は、下記（Ｉ）式を満たすことが好ましい。
　Ｉｗ２＞Ｉｗ０　（Ｉ）
　図５は、（Ｉ）式を満たす通電パターンの一例を示している。このように本溶接電流値Ｉｗ０よりも第２後通電電流値Ｉｗ２を大きくすることでナゲット内の等軸細粒化が確実に促進され、ＣＴＳを向上させることができる。
　第２後通電の後、加圧力ＦＥをそのまま保持しながら通電を止め、後通電工程を２回で終了する場合は、重ね合わせた鋼板１Ａ，１Ｂ（板組）から、溶接電極２Ａ，２Ｂによる加圧ＦＥを解放する。なお、第２後通電工程の後は、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。保持時間は５ｃｙｃｌｅ（５０Ｈｚ）以上が望ましい。
　なお、第２後通電工程における加圧力ＦＥも、第１後通電工程に続けて本溶接工程における加圧力ＦＥをそのまま保持すれば、作業効率上、好ましい。しかしながら、無通電時間ｔｃ２における加圧力ＦＥを、前記（Ｂ）式を満たす範囲で、本溶接工程における加圧力ＦＥと異なる加圧力ＦＥとしてもよい。すなわち、本溶接工程から最後の後通電工程が終了するまで加圧力ＦＥは（Ｂ）式を満たす範囲内であれば、一定でもよいし、変動してもよい。
　第２後通電工程後にダウンスロープを設けてもよい。ダウンスロープにより、液体金属脆性の割れ低減、ブローホール低減、遅れ破壊の抑制の効果によりスポット溶接部の特性をさらに向上させることができる。
　なお、ダウンスロープ通電を行う場合、ダウンスロープの開始時の電流値を第２後通電工程における第２後通電電流値Ｉｗ２（ｋＡ）とし、第２後通電工程の第２後通電時間ｔｗ２（ｍｓ）にはダウンスロープにかかる時間を含めない。
　高強度鋼板を少なくとも１枚含む複数枚の鋼板を重ね合わせた板組に対し、上述した各工程からなる抵抗スポット溶接を行うことで、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。また、本開示によれば、従来のテンパー通電等と比較して短い溶接時間で継手強度を効果的に向上させることができる。
　ここで、２回目の後通電工程を上記（Ｇ１）式を満たして通電を行うことによるＣＴＳの向上効果について説明する。下記表１に化学組成（単位：質量％、残部：Ｆｅ及び不純物）、板厚、及び引張強さ（ＴＳ）を有する高強度鋼板を２枚重ね合せた板組に対し、表２に示す条件で本溶接通電及び後通電を施してスポット溶接を行い、溶接継手を製造した。得られた溶接継手について、ＪＩＳ Ｚ　３１３７；１９９９に準拠した方法でＣＴＳを測定した。なお、表２において「クール」とは、通電を休止した無通電時間（冷却時間）を意味する。

 
 
　試験例０は、本溶接通電後、第１後通電まで行った。試験例０の継手のＣＴＳを基準とし、第２後通電まで行った試験例１～５の継手のＣＴＳ向上率を表２に示す。後通電１回（試験例０）に対するＣＴＳ向上率が１０％を超えるものをＣＴＳ向上効果「有り」と判断し、１０％以下のものをＣＴＳ向上効果「無し」と判断した。
　また、各継手についてナゲットの中心を通るように板厚方向に切断し、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）によりナゲット中央付近の結晶粒を観察し、観察結果を図７に示す。なお、結晶方位差が１５度以上である部分を結晶粒界とした。点線の四角で囲った領域は第１後通電にてできた細粒域であり、実線の四角で囲った領域は第２後通電にてできた細粒域である。表２及び図７に示す結果から、以下のように推察される。
　試験例１は、Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２の値が（Ｇ１）式の下限を下回っており、入熱が不足し、第２後通電で生じた細粒がナゲット中心にかなり近く、継手強度試験においてかなりき裂進展してから到達する位置であるため継手強度向上には寄与しない。
　試験例２～４は、Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２の値が（Ｇ１）式を満たしており、適切な入熱であり、第２後通電で生じた細粒がナゲット中心からある程度距離を持ち、かつ第１後通電で生じた細粒の最も外側よりも内側にあるため靭性向上に有効に働く。
　試験例５は、Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２の値が（Ｇ１）式の上限を超えており、第２後通電で生じた細粒が第１後通電で生じた細粒域を超えているため第１後通電で生じた細粒は消えてしまっており、高い継手強度向上効果が得られない。
（３回目以降の後通電工程）
　本開示に係るスポット溶接継手の製造方法は、第２後通電工程に続いて、加圧力ＦＥをそのまま保持した状態で、さらに無通電と後通電を交互に繰り返し、前述した第１後通電工程及び第２後通電工程を含めて後通電工程を３回以上Ｎ回以下（Ｎは３以上の整数）行ってもよい。３回目以降の後通電工程は、いずれも第２後通電工程と同様の関係式、すなわち、ｎ－１回目（ｎは３以上Ｎ以下の整数）の後通電工程の後、下記（Ｆ）式を満たす時間ｔｃｎ（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ）式及び（Ｈ）式を満たす第ｎ後通電電流値Ｉｗｎ（ｋＡ）を、第ｎ後通電時間ｔｗｎ（ｍｓ）通電する。
　２回目以降の後通電工程である第ｎ後通電工程（ｎは３以上Ｎ以下の整数）は、第（ｎ－１）後通電工程の後、下記（Ｆ）式を満たす時間ｔｃｎ（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ）式を満たす第ｎ後通電電流値Ｉｗｎ（ｋＡ）を、第ｎ後通電時間ｔｗｎ（ｍｓ）通電する。
　２≦ｔｃｎ≦３００　（Ｆ）
　０．００４×ｔｃｎ ２－０．３１２５×ｔｃｎ＋１０２≦Ｉｗｎ／Ｉｗ０×ｔｗｎ≦０．０１５６×ｔｃｎ ２－０．６２５×ｔｃｎ＋３００　　（Ｇ）
　第ｎ後通電工程では、第（ｎ－１）後通電工程で相変態を生じた最外位置よりも内側にて相変態を生じさせることが好ましい。
　後通電工程を３回以上行う場合、最後の後通電工程後にダウンスロープを設けてもよい。ダウンスロープにより、液体金属脆性の割れ低減、ブローホール低減、遅れ破壊の抑制の効果によりスポット溶接部の特性をさらに向上させることができる。
　なお、最後の後通電工程後にダウンスロープ通電を行う場合も、ダウンスロープの開始時の電流値を最後の後通電工程における通電電流値（ｋＡ）とし、最後の後通電工程の後通電時間（ｍｓ）にはダウンスロープにかかる時間を含めない。
　２回目の後通電工程と同様、３回目以降の後通電工程を（Ｆ）式、（Ｇ）式、及び（Ｈ）式を満たすように無通電に続いて後通電を繰り返すことで、ナゲット内（溶融境界の内側）においてγ相（ｆｃｃ結晶構造）からδ相（ｂｃｃ結晶構造）への相変態により等軸細粒化が進むことで、ＣＴＳがさらに向上すると考えられる。ただし、後通電工程が増えるほど溶接時間が長くなる。そのため、後通電工程は２回以上４回以下とすることが好ましく、２回以上３回以下とすることがより好ましく、２回とすることが特に好ましい。
＜スポット溶接継手＞
　本開示に係るスポット溶接継手の製造方法によれば、以下のようなスポット溶接継手を製造することができる。すなわち、本開示に係るスポット溶接継手は、重ね合わされた複数枚の鋼板が接合されたスポット溶接部を含み、複数枚の鋼板のうち少なくとも１枚の鋼板は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの各含有量をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］とした場合に、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であり、スポット溶接部のナゲットの中心を通る板厚方向の断面においてナゲットの溶融境界の内側を観察したときに、ナゲットの長軸方向の中間部において結晶方位差が１５度以上である部分を結晶粒界とし、アスペクト比が７以上である結晶粒の個数割合が５０％以下である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
　本開示に係るスポット溶接継手は、Ｃｅｑが０．３６質量％以上の高強度鋼板を含む板組に対して本溶接を行った後、テンパー通電を行う場合と比較して短い溶接時間で製造することができ、本溶接工程のみでスポット溶接したスポット溶接継手に比較して高い継手強度を有することができる。
（アスペクト比が７以上である結晶粒の個数割合の測定方法）
　図６はスポット溶接継手の溶接部において結晶粒のアスペクト比を測定する領域を示す図である。スポット溶接部のナゲットの中心を通る板厚方向の断面についてＥＢＳＤ解析を用いて、ナゲットの溶融境界の内側における結晶方位を測定する。図６に示すようにナゲットの中心部を通る板厚方向の仮想線Ｌ２の左右０．５ｍｍ、板界面Ｌ１であった位置と一方の鋼板の溶融境界を含む中間部Ｍを測定視野とする。なお、ナゲットの鋼組織は板界面Ｌ１を境界としてほぼ上下対称であるため、図６に示すように一方の板側の中間部Ｍを測定すればよい。
　そして、測定視野においてブロック粒界および旧オーステナイト粒界とされる結晶方位差が１５度以上である粒界を描き、各結晶粒のアスペクト比を算出する。結晶粒の最大長を長径とし、長径方向に平行であり、最も広い間隔で結晶粒に接する二本の平行線の間隔を短径としてアスペクト比（長径／短径）を算出する。視野のサイズは、粒の大きさはサンプルによって異なるため限定しないが、１００個以上の粒を含むサイズにおいて観察すればよい。上記の視野において、１００個以上の粒についてアスペクト比の値を求め、アスペクト比が７以上の粒の割合を算出する。
　本開示に係るスポット溶接継手は、上記のように測定したアスペクト比の数値が７以上の粒の割合が５０％以下である。すなわち、前述した高強度鋼板を含む板組に対し、本溶接後、前述した条件で２回以上の後通電工程を行うことにより、ナゲット部における等軸細粒化が促進され、アスペクト比が７未満の粒の割合が半数（５０％）以上となるスポット溶接継手が得られる。このようなスポット溶接継手は、アスペクト比が７以上の粒の個数割合が５０％を超える場合に比べ、高いＣＴＳを発揮することができる。
　なお、アスペクト比の数値が７以上の粒の割合は４０％以下が好ましく、３０％以下がより好ましい。
　以下、実施例によって本開示に係る抵抗スポット溶接継手の製造方法等について説明する。尚、本開示に係る抵抗スポット溶接継手の製造方法等はこれらの実施例に限定されるものではない。
　下記表３に示す化学組成（単位：質量％、残部：Ｆｅ及び不純物）、板厚、及び引張強さ（ＴＳ）を有する鋼板を準備した。なお、実施例における各表において下線は本開示の範囲外であることを示す。
　各鋼板を組合せて表４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を行い、溶接継手を製造した。得られた溶接継手のＣＴＳを測定した。
　番号２４において３枚重ねの板組をスポット溶接した継手のＣＴＳは、本開示において対象とする鋼板（Ｃｅｑ：０．３６質量％以上）との界面、すなわち、鋼板Ｂと鋼板Ｃとの界面でＣＴＳを測定した。なお、番号２４における板組の鋼板Ｄは、本開示に係るスポット溶接継手の製造方法を適用可能な高強度鋼板を含む板組に用いるために用意したものであり、下線は付していない。
　また、番号２５において同種の鋼板を３枚重ねた板組の継手の場合は、２つの板界面の各ＣＴＳは同等の値となるため、いずれの界面のＣＴＳを測定してもよいが、溶接時に上側となっていた界面で十字引張を行ってＣＴＳを測定した。
　各番号の板組に対し、各番号における条件で本溶接通電の後、第１後通電まで行った溶接継手のＣＴＳ（基準ＣＴＳ）を測定した。この基準ＣＴＳと比較してそれぞれ上昇率を求め、１０％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。

 
　番号１～９は、本溶接通電の後、第２後通電まで行ったが、それぞれ本開示における（Ａ）式～（Ｈ）式のいずれか１つを満たさず、いずれもＣＴＳ向上効果が得られていない。なお、番号１は、アスペクト比が７以上の粒の割合が５０％以下であったが、板組を構成する鋼板ＣのＣｅｑが低く、第１後通電まで行った継手でもＣＴＳが高いため、第２後通電によるＣＴＳ向上効果が得られていない。
　番号１４は、本溶接通電のみを行った例である。
　番号１５は、本溶接通電後、焼き戻しのため、比較的小さい電流値で長い時間の後通電（いわゆるテンパー通電）を行った例である。ＣＴＳ向上効果が得られているが、本溶接通電後の無通電工程時間も長くする必要があり、スポット溶接工程全体としてＣＴＳを効果的に向上させるとは言い難い。なお、番号１４、１５のＣＴＳ向上率は、同じ板組（２枚の鋼板Ｂ）を用いた番号１６の条件で本溶接通電の後、第１後通電まで行った溶接継手のＣＴＳと比較して算出した。
　番号１８～２２は、本溶接通電の後、第２後通電まで行ったが、それぞれ本開示における（Ａ）式～（Ｈ１）式のいずれかを満たさず、いずれもＣＴＳ向上効果が得られていない。
　一方、実施例に分類されている番号は、いずれも本開示における（Ａ）式～（Ｈ）式を満たしており、ＣＴＳ向上効果が得られている。
　なお、番号１３は、第三後通電まで行った例であり、ＣＴＳ向上率が最も高くなっている。表４において第三後通電における無通電、電流値、時間は、便宜上、第２後通電の欄に分けて記載した。
　２０２２年８月４日に出願された日本特許出願２０２２－１２５１００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　溶接電極
１３　ナゲット
１４　熱影響部（ＨＡＺ）
 

Claims (4)

  1. 　複数枚の鋼板を重ね合わせた板組を一対の溶接電極により板厚方向に挟み込み、加圧した状態で通電することによりスポット溶接を行うスポット溶接継手の製造方法であって、
    　前記複数枚の鋼板の少なくとも１枚は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの各含有量をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］とした場合に、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であり、
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
    　前記複数枚の鋼板の板厚の算術平均値をｈ（ｍｍ）とした場合に、前記板組を前記一対の溶接電極により下記（Ｂ）式を満たす加圧力ＦＥ（Ｎ）で加圧した状態で、
    　２０００×ｈ≦ＦＥ≦４５００×ｈ　（Ｂ）
    　前記一対の溶接電極に本溶接電流値Ｉｗ０（ｋＡ）を通電し、前記板組に溶融部を形成する本溶接を行う本溶接工程と、
    　前記本溶接工程の後、通電を行う２回の後通電工程と、
    を含み、
    　１回目の前記後通電工程である第１後通電工程は、前記本溶接工程の後、下記（Ｃ）式を満たす時間ｔｃ１（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｄ）式を満たす第１後通電電流値Ｉｗ１（ｋＡ）を、下記（Ｅ）式を満たす時間ｔｗ１（ｍｓ）通電し、
    　２≦ｔｃ１≦３００　（Ｃ）
    　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ１＜Ｉｗ０　（Ｄ）
    　ｔｗ１＞１００　（Ｅ）
    　２回目の前記後通電工程である第２後通電工程は、前記第１後通電工程の後、下記（Ｆ１）式を満たす時間ｔｃ２（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ１）式及び下記（Ｈ１）式を満たす第２後通電電流値Ｉｗ２（ｋＡ）を、時間ｔｗ２（ｍｓ）通電し、
    　２≦ｔｃ２≦３００　（Ｆ１）
    　０．００４×ｔｃ２ ２－０．３１２５×ｔｃ２＋１０２≦Ｉｗ２／Ｉｗ０×ｔｗ２≦０．０１５６×ｔｃ２ ２－０．６２５×ｔｃ２＋３００　（Ｇ１）
    　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗ２　（Ｈ１）
    　前記本溶接工程から最後の後通電工程までの工程を、前記加圧力ＦＥ（Ｎ）を前記（Ｂ）式を満たす範囲内に保持した状態で連続して行う、スポット溶接継手の製造方法。
  2. 　前記本溶接電流値Ｉｗ０と前記第２後通電電流値Ｉｗ２との関係が、下記（Ｉ）式を満たす請求項１に記載のスポット溶接継手の製造方法。
    　Ｉｗ２＞Ｉｗ０　（Ｉ）
  3. 　３回以上Ｎ回以下（Ｎは３以上の整数）の前記後通電工程を含み、３回目以降の前記後通電工程である第ｎ後通電工程（ｎは３以上Ｎ以下の整数）は、（ｎ－１）回目の前記後通電工程である第（ｎ－１）後通電工程の後、下記（Ｆ）式を満たす時間ｔｃｎ（ｍｓ）通電を休止する無通電に続いて、下記（Ｇ）式及び下記（Ｈ）式を満たす第ｎ後通電電流値Ｉｗｎ（ｋＡ）を、時間ｔｗｎ（ｍｓ）通電する、請求項１又は請求項２に記載のスポット溶接継手の製造方法。
    　２≦ｔｃｎ≦３００　（Ｆ）
    　０．００４×ｔｃｎ ２－０．３１２５×ｔｃｎ＋１０２≦Ｉｗｎ／Ｉｗ０×ｔｗｎ≦０．０１５６×ｔｃｎ ２－０．６２５×ｔｃｎ＋３００　（Ｇ）
    　０．７５×Ｉｗ０＜Ｉｗｎ　（Ｈ）
  4. 　重ね合わされた複数枚の鋼板が接合されたスポット溶接部を含み、
    　前記複数枚の鋼板のうち少なくとも１枚の鋼板は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの各含有量をそれぞれ［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｓ］とした場合に、下記（Ａ）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３６質量％以上である高強度鋼板であり、
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋２［Ｐ］＋４［Ｓ］　（Ａ）
    　前記スポット溶接部のナゲットの中心を通る板厚方向の断面において前記ナゲットの溶融境界の内側を観察したときに、前記ナゲットの長軸方向の中間部において、結晶方位差が１５度以上である部分を結晶粒界とし、アスペクト比が７以上である結晶粒の個数割合が５０％以下である、スポット溶接継手。
     
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