WO2024127865A1 - 抵抗スポット溶接継手の製造方法 - Google Patents

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WO2024127865A1
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resistance spot
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heat treatment
nugget
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玲子 遠藤
克利 ▲高▼島
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JFE Steel Corp
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JFE Steel Corp
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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 invention relates to a method for manufacturing resistance spot welded joints.
  • high-strength steel sheets also called high-tensile steel
  • resistance spot welding is mainly used to join components on automobile assembly lines.
  • the joint strength of resistance spot welds made by resistance spot welding is evaluated based on the tensile shear strength (TSS), which is the tensile strength in the shear direction, and the cross tension strength (CTS), which is the tensile strength in the peeling direction.
  • TSS tensile shear strength
  • CTS cross tension strength
  • the TSS in resistance spot welds tends to increase with the tensile strength of the base metal, but the CTS may decrease when the tensile strength of the base metal is 980 N/mm2 or more (i.e., 980 MPa or more).
  • the fracture mode of the resistance spot welds (hereinafter sometimes referred to as "welds") transitions from plug fracture, which is a ductile fracture in the base metal or heat-affected zone (HAZ) around the weld, to interface fracture or partial plug fracture, which is a brittle fracture in the nugget.
  • the main cause of the decrease in CTS is said to be brittle fracture caused by hardening of the nugget end after quenching. Furthermore, it is said that the hydrogen embrittlement susceptibility increases with the increase in the strength of the steel plate.
  • Patent Document 1 discloses that after resistance spot welding steel plates having a tensile strength of 440 MPa or more, the welded portion is subjected to a heat treatment that satisfies the following formula (A). 300 ⁇ T ⁇ ( log10 (t)+1) ⁇ 1000 ... (A)
  • Patent Document 2 discloses that by conducting welding current through high-strength steel plate with a carbon equivalent (Ceq) in the range of 0.22 to 0.55 mass% to form a nugget, and then conducting post-current at a high current value to mitigate segregation, it is possible to improve the cross tensile strength, fatigue strength, and delayed fracture resistance of the welded joint.
  • a carbon equivalent Ceq
  • JP 2010-59451 A Patent No. 6194765
  • Patent Document 1 specifies an extremely broad range of formulas for this heat treatment, including cases where the heat treatment is carried out over a period of several decades, which is not realistic.
  • Patent Document 1 specifies C, P, and S as steel plate components to improve the toughness of the nugget end, but the content of segregated elements is low. Furthermore, the C and P amounts listed in Table 4 of the examples of Patent Document 1 are broad and not specific. For this reason, it is unclear whether the L-shaped strength (i.e., the tensile strength of the L-shaped joint) is improved by the effect of the heat treatment, or whether the L-shaped strength is improved by the steel plate components.
  • the L-shaped strength i.e., the tensile strength of the L-shaped joint
  • the spot welding method in which steel plates with a tensile strength of 980 MPa or more, particularly high-strength steel plates with a tensile strength of 980 MPa or more and a C content of 0.10 to 0.40 mass%, are welded using only a single current has the problem of reduced CTS, and there is a demand for improvement. There is also the problem of delayed fracture.
  • the present invention was made in consideration of the above problems, and aims to provide a manufacturing method for a resistance spot welded joint that joins multiple steel plates, including at least one high-strength steel plate, which can improve the joint strength characteristics (specifically, CTS and delayed fracture resistance).
  • the present invention has conducted extensive research into methods for improving CTS and mechanisms for reducing delayed fracture in resistance spot welding using plate assemblies that include at least one high-strength steel plate.
  • the CTS decreases.
  • the fracture mode changes from plug fracture, which is a ductile fracture in the base material or HAZ around the resistance spot weld, to interface fracture or partial plug fracture, which is a brittle fracture within the nugget. This makes it difficult to ensure CTS with high-strength steel plate.
  • the causes of interfacial fracture include (a) embrittlement due to segregation that occurs between cells or dendrites at the nugget edge during solidification, (b) embrittlement of the nugget edge due to the formation of a hardened structure caused by rapid cooling after the nugget is formed, and (c) stress concentration at the nugget edge due to hardening.
  • embrittlement due to segregation that occurs between cells or dendrites at the nugget edge during solidification (b) embrittlement of the nugget edge due to the formation of a hardened structure caused by rapid cooling after the nugget is formed, and (c) stress concentration at the nugget edge due to hardening.
  • it is necessary for the structure at the nugget edge to have sufficient toughness, and to change the path of crack propagation in order to alleviate the stress concentration at the nugget edge.
  • the area near the nugget edge is effectively tempered, which prevents the crack from progressing into the nugget, and instead propagates toward the steel plate surface. As a result, plug fracture is possible.
  • possible causes of delayed fracture include the hardness of the nugget end, which is the fracture initiation point, and the effects of segregation and inclusions present at the nugget end. In order to avoid these causes, it is effective to prevent hardening of the nugget end and to reduce residual stress. According to the present invention, it is possible to temper the area near the nugget end, which makes it possible to reduce residual stress near the nugget end, and it has been discovered that this makes delayed fracture less likely to occur.
  • the vicinity of the nugget end is tempered by appropriately controlling the current flow method during welding, and further tempered by subsequent heat treatment, thereby improving the toughness of the nugget end and reducing the residual stress near the nugget end. This improves the CTS of the resulting welded joint, and further improves delayed fracture resistance.
  • a method for manufacturing a resistance spot welded joint in which two or more steel plates, including at least one high-strength steel plate, are resistance spot welded comprising: The method includes a preparation step of overlapping the two or more steel plates to form a plate assembly, a welding step of resistance spot welding the plate assembly to form a resistance spot welded portion, and a heat treatment step of heat treating the resistance spot welded portion formed in the welding step,
  • the high strength steel plate comprises, in mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 1.5 to 5.5%, P: 0.10% or less, S: 0.005% or less, A steel sheet having a composition containing N: 0.001 to 0.010%, O: 0.03% or less, and the balance being Fe and unavoidable impurities is used;
  • a main current application process is performed to form a resistance spot weld by applying a current of I 1 (kA)
  • a post-heat treatment step is performed, the post-heat treatment step including a holding step of passing current to the resistance spot welds at a current value I3 (kA) shown in formula (4) for a current passing time t3 (ms) shown in formula (5),
  • the resistance spot welded portion after the post-heat treatment step is subjected to a heat treatment at a temperature T (°C) in a range satisfying formula (6) for a time t4 (min) satisfying formula (7).
  • the composition of the high strength steel plate further comprises, in mass%, Cu: 0.8% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Nb: 0.080% or less, V: 0.50% or less, Ti: 0.20% or less, B: 0.005% or less,
  • the present invention it is possible to improve the toughness of the nugget end and reduce the residual stress near the nugget end in a resistance spot welded joint in which multiple steel plates, including high-strength steel plates, are welded together. This makes it possible to improve the CTS and delayed fracture resistance of the resistance spot welded joint, which is of great industrial value.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view illustrating an example of a resistance spot welding method in the manufacturing method of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining an example of a current pattern in the welding step in the manufacturing method of the present invention.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view in the plate thickness direction, which typically illustrates a resistance spot welded portion.
  • the present invention is a method for manufacturing a resistance spot welded joint, which involves stacking two or more steel plates, including at least one high-strength steel plate, to form a plate assembly, clamping this plate assembly between a pair of welding electrodes, and joining the steel plates by resistance spot welding using a current pattern described below while applying pressure with the welding electrodes, and then producing a welded joint by subjecting the formed resistance spot weld to a heat treatment.
  • the manufacturing method of the resistance spot welded joint of the present invention includes a preparation step of stacking two or more steel plates to form a plate assembly, a welding step of resistance spot welding the plate assembly to form a resistance spot weld, and a heat treatment step of applying heat treatment to the resistance spot weld formed in the welding step.
  • ⁇ Preparation process> two or more steel plates including at least one high-strength steel plate are prepared, and the two or more steel plates are stacked to form a plate set.
  • a steel plate 1 i.e., a lower steel plate
  • a steel plate 2 i.e., an upper steel plate
  • At least one of the steel plates 1 and 2 is a high-strength steel plate.
  • the high-strength steel plate in the present invention is a steel plate having a component composition described later.
  • the upper limit of the number of steel plates to be stacked is not particularly specified, but it is preferable that the number is four or less.
  • the welding process includes a main current application process and a post heat treatment process, which will be described later. In this welding process, the plate assembly prepared in the preparation process is joined.
  • FIG. 1 shows, as an example, a cross-sectional view in the plate thickness direction illustrating the welding process of resistance spot welding two steel plates.
  • FIG. 1 shows, as an example, a cross-sectional view in the plate thickness direction illustrating the welding process of resistance spot welding two steel plates.
  • a pair of welding electrodes 4, 5 i.e., the lower electrode and the upper electrode
  • electricity is passed through under controlled conditions to achieve the specified welding conditions as shown in Figure 2.
  • This causes resistance heating to form a nugget 3 of the required size between the steel sheets that form the steel sheet overlapping surface 7, joining the steel sheets together.
  • the two steel sheets can be stacked so that the surface of the high-strength plated steel sheet having the plating layer faces the high-strength cold-rolled steel sheet.
  • three or more steel plates may be stacked together to form a plate assembly, and when this plate assembly is resistance spot welded, a nugget is formed that includes the steel plate overlapping surfaces between each steel plate.
  • the resistance spot weld formed in the welding step is subjected to heat treatment under the conditions described below. As described above, this step is performed for the purpose of reheating the nugget end and effectively tempering the vicinity of the nugget end.
  • This heat treatment step makes it possible to manufacture a resistance spot welded joint (hereinafter sometimes referred to as a "welded joint") with improved properties (specifically, CTS and delayed fracture resistance).
  • the welding device for carrying out the resistance spot welding method in the welding process of the present invention only needs to have a pair of welding electrodes (i.e., a lower electrode and an upper electrode), sandwich the part (area) to be welded between the lower electrode and the upper electrode, apply pressure and pass electricity between the lower electrode and the upper electrode, and have a configuration that allows the pressure and welding current during welding to be freely controlled.
  • a pair of welding electrodes i.e., a lower electrode and an upper electrode
  • the pressure mechanism may be an air cylinder, servo motor, or other device.
  • the current control mechanism may be either AC or DC, and there is no particular limit to the type, such as a stationary type or a robot gun.
  • the type of power source may be single-phase AC, AC inverter, DC inverter, or other, and there is no particular limit to this. In the case of AC, "current" means "effective current.”
  • the type of the tip of the lower electrode and the upper electrode is not particularly limited.
  • DR type dome radius type
  • R type radius type
  • D type dome type
  • the tip diameter of each electrode is, for example, 4 mm to 16 mm.
  • the radius of curvature is, for example, 10 mm to 400 mm, and the electrode can also be a flat type electrode with a flat tip.
  • C 0.10 to 0.40%
  • C is an element that contributes to the strengthening of steel. If the C content is less than 0.10%, the strength of the steel is low, and it is extremely difficult to manufacture a steel plate with a tensile strength of 980 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the strength of the steel plate is high, but the amount of hard martensite in the welded joint becomes excessive, and microvoids increase. Furthermore, the nugget and the HAZ around it are excessively hardened and embrittlement progresses, making it difficult to improve the CTS. Therefore, the C content is set to 0.10 to 0.40%. The C content is preferably set to 0.12% or more. The C content is preferably set to 0.38% or less.
  • Si 0.1 to 2.0%
  • Si content is set to 0.1 to 2.0%.
  • the Si content is preferably set to 0.2% or more.
  • the Si content is preferably set to 1.8% or less.
  • Mn 1.5 to 5.5% If the Mn content is less than 1.5%, it is difficult to manufacture a high-strength steel plate having the necessary strength as in the present invention. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.5%, embrittlement of the resistance spot weld or cracks associated with embrittlement become prominent, making it difficult to improve the joint strength. Therefore, the Mn content is set to 1.5 to 5.5%.
  • the Mn content is preferably set to 2.0% or more.
  • the Mn content is preferably set to 5.0% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is an inevitable impurity, but if the P content exceeds 0.10%, strong segregation appears at the nugget end of the resistance spot weld, making it difficult to improve the joint strength. Therefore, the P content is set to 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited. However, since excessive reduction leads to an increase in costs, the P content is preferably 0.005% or more.
  • S 0.005% or less
  • S is an element that segregates at grain boundaries and embrittles steel. Furthermore, S reduces the sulfides and the local deformability of the steel sheet. Therefore, the S content is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably set to 0.004% or less, and more preferably set to 0.003% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited. However, since excessive reduction leads to an increase in costs, the S content is preferably set to 0.001% or more.
  • N 0.001 to 0.010%
  • N is an element that deteriorates the aging resistance of steel, so the N content is set to 0.001 to 0.010%, and preferably to 0.008% or less.
  • O 0.03% or less
  • O (oxygen) is an element that generates nonmetallic inclusions and thereby deteriorates the cleanliness and toughness of steel. Therefore, the O content is set to 0.03% or less.
  • the O content is preferably set to 0.02% or less.
  • the O content is preferably set to 0.005% or more.
  • the high-strength steel plate used in the present invention contains the above elements, with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the above composition is the basic composition of the high-strength steel plate.
  • one or more elements selected from Cu, Ni, Mo, Cr, Nb, V, Ti, B, Al, and Ca can be added as needed. Note that these elements may be present at 0% as they can be included as needed.
  • Cu 0.8% or less, Ni: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less Cu, Ni, and Mo are elements that can contribute to improving the strength of steel. However, if added in large amounts, toughness deteriorates. For this reason, when these elements are contained, it is preferable that the Cu content is 0.8% or less, Ni: 1.0% or less, and Mo: 1.0% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.6% or less.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.8% or less.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.8% or less.
  • the Mo content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • Cr 1.0% or less Cr is an element that can improve strength by improving hardenability. However, if Cr is contained in excess of 1.0%, the toughness of the HAZ may deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 1.0% or less. The Cr content is more preferably 0.8% or less. The Cr content is preferably 0.01% or more.
  • Nb 0.080% or less Nb improves the CTS and delayed fracture resistance after resistance spot welding by forming fine carbonitrides.
  • Nb is contained in an amount of 0.005% or more.
  • the Nb content is set to 0.080% or less.
  • the Nb content is more preferably set to 0.070% or less, and further preferably set to 0.060% or less.
  • the Nb content is preferably set to 0.005% or more, and more preferably set to 0.006% or more.
  • V 0.50% or less
  • V is an element that can strengthen steel by controlling the structure through precipitation hardening.
  • adding a large amount of V leads to deterioration of HAZ toughness.
  • the V content is preferably 0.50% or less.
  • the V content is more preferably 0.3% or less.
  • the V content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Ti 0.20% or less
  • Ti is an element that can improve hardenability and strengthen steel. However, if added in large amounts, it forms carbides, which undergo precipitation hardening and significantly deteriorate toughness. For this reason, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.20% or less. The Ti content is more preferably 0.15% or less. The Ti content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more.
  • B 0.005% or less
  • B is an element that can improve hardenability and strengthen steel. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0007% or more. However, even if a large amount of B is added, the above effect is saturated, so the B content is set to 0.005% or less. The B content is more preferably set to 0.0010% or less.
  • Al 2.0% or less
  • Al is an element that can control the structure by refining austenite grains, but adding a large amount of Al deteriorates toughness. Therefore, when Al is contained, the Al content is preferably 2.0% or less.
  • the Al content is more preferably 1.5% or less.
  • the Al content is preferably 0.02% or more, and more preferably 1.2% or more.
  • Ca 0.005% or less Ca is an element that can contribute to improving the workability of steel. However, adding a large amount of Ca deteriorates toughness. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.005% or less. The Ca content is more preferably 0.004% or less. The Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the high-strength steel plate having the above-mentioned composition can have a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the tensile strength of the high-strength steel plate is preferably 1180 MPa or more.
  • the vicinity of the nugget end becomes a structure having toughness due to segregation relaxation and tempering. This makes it possible to prevent brittle fracture at the nugget end. This makes it possible to suppress the decrease in CTS and improve the delayed fracture resistance of the resistance spot weld.
  • the above effects can be obtained even in the case of a high-strength steel plate having a tensile strength of less than 980 MPa.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can obtain the above-mentioned effects even if it is a steel sheet (i.e., a galvanized steel sheet) that has been subjected to a galvanizing treatment to have a galvanized layer on the steel sheet surface.
  • the galvanized layer refers to a plating layer containing zinc as the main component. Examples of plating layers containing zinc as the main component include a hot-dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, a Zn-Al plating layer, and a Zn-Ni layer.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may also be a galvanized steel sheet that has been subjected to the above-mentioned galvanizing treatment and then an alloying treatment to have an alloyed galvanized layer on the base metal surface.
  • the steel sheets to be stacked may be two or more of the same type of steel sheets, or two or more of different types of steel sheets.
  • a steel sheet having a zinc-plated layer on its surface (here, a zinc-plated steel sheet) may be stacked with a steel sheet not having a zinc-plated layer on its surface (here, a cold-rolled steel sheet).
  • the thicknesses of the steel sheets are the same or different. From the perspective of targeting general steel sheets for automobiles, for example, it is preferable that the thickness of the steel sheets is 0.4 mm to 2.2 mm.
  • a plate assembly consisting of two or more overlapping steel plates, including at least one high-strength steel plate, is clamped between a pair of welding electrodes and joined by passing electricity through it while applying pressure.
  • This current passing process includes a main current passing process and a post-heat treatment process. Each process will be described in detail below.
  • the main current application process is a process in which the steel sheet overlapping surfaces 7 of the steel sheets 1 and 2 constituting the sheet assembly are melted to form a nugget 3 of a required size (see FIG. 1 ).
  • a current of I 1 (kA) is applied to the sheet assembly to form a nugget as a resistance spot weld.
  • the nugget diameter used in resistance spot welds of automotive steel sheets is generally 3.0 ⁇ t (mm) to 6.0 ⁇ t (mm) (where t (mm) is the sheet thickness). In the present invention, this numerical range is defined as the "target nugget diameter.” In the main current application process of the present invention, it is sufficient to obtain a nugget 3 with the target nugget diameter, and there are no particular limitations on the current application conditions and pressure application conditions for forming this nugget 3.
  • the current value I 1 (kA) of the main current application step is preferably 4.0 kA to 8.0 kA. If the current value I 1 is too small, the target nugget diameter cannot be obtained stably. On the other hand, if the current value I 1 is too large, the nugget diameter may become too large, or the degree of melting of the steel sheet may increase, and the resistance spot welded part melted as an expulsion may go outside the gap between the sheets, resulting in a small nugget diameter. For these reasons, the current value I 1 is set to 4.0 kA to 8.0 kA. The current value I 1 is more preferably 4.5 kA or more, and more preferably 7.5 kA or less. However, if the required nugget diameter is obtained, the current value I 1 may be set shorter or longer than the above numerical range.
  • the current for forming the nugget may be controlled in multiple stages.
  • the current that plays a central role in forming the nugget is treated as the main current application process, and the current value at this time is designated as I1 .
  • the energization time t 1 (ms) of the main energization step is preferably 120 ms to 400 ms. This is the time for stably forming a nugget 3 having a target nugget diameter, similar to the current value I 1. If the energization time t 1 is less than 120 ms, there is a concern that the nugget will be difficult to form. On the other hand, if the energization time t 1 exceeds 400 ms, there is a concern that the nugget diameter formed may be larger than the target nugget diameter and that workability may be reduced. However, as long as the required nugget diameter is obtained, the energization time t 1 may be set shorter or longer than the above numerical range.
  • Pressure conditions in the main current application process are preferably a pressure of 2.0 kN to 7.0 kN. If the pressure is too large, the current diameter will increase, making it difficult to ensure the nugget diameter. On the other hand, if the pressure is too small, the current diameter will become small and splashing will be more likely to occur. For these reasons, the pressure is set to 2.0 kN to 7.0 kN. The pressure is more preferably 3.0 kN or more, and more preferably 6.5 kN or less. The pressure may be limited by the capacity of the equipment used. As long as the pressure is sufficient to obtain the required nugget diameter, the pressure may be set lower or higher than the above numerical range.
  • the post-heat treatment process is a post-heat treatment process for tempering the outside of the nugget end (see FIG. 3) of the resistance spot weld formed in the main current process.
  • the nugget end is subjected to a cooling process, a heating process, and a holding process in this order.
  • the nugget end is cooled in order to reheat the nugget end in the subsequent heating process. Specifically, in the cooling process, a non-energized state is maintained for a cooling time tc1 (ms) shown in formula (1) to cool the resistance spot weld. 20 ⁇ tc1 ⁇ 800... (1)
  • the cooling time t c1 (ms) of the cooling process is less than 20 ms, the temperature is not lowered while the subsequent heating and holding processes are conducted, so that the temperature of the nugget end rises excessively, and the nugget diameter becomes large. As a result, the nugget may melt and the molten metal may escape as spatter. This makes it impossible to ensure the required nugget diameter. Therefore, in order to heat only the nugget end while maintaining the size of the nugget diameter even if post-current is conducted during the heating process, the cooling time t c1 (ms) is set to 20 ms or more.
  • the upper limit of the cooling time tc1 is set to 800 ms or less from the viewpoint of workability.
  • the cooling time tc1 (ms) is preferably set to 60 ms or more, and preferably set to 700 ms or less.
  • the pressure conditions during the cooling process of the post heat treatment step are preferably a pressure of 2.5 kN to 7.0 kN. If the pressure is too small, the contact area of the electrodes is small, so cooling does not proceed and martensitic transformation cannot proceed. On the other hand, if the pressure is too large, the plate may be deformed. For these reasons, the pressure is set to 2.5 kN to 7.0 kN. The pressure is more preferably 3.0 kN or more. The pressure is more preferably 6.5 kN or less. The pressure may be limited by the capacity of the equipment used. As long as the pressure is sufficient to obtain the required nugget diameter, it can be set lower or higher than the above numerical range.
  • a heating process is performed.
  • current is applied to raise the temperature to an appropriate temperature range (i.e., post-current application) in order to obtain the effect of mitigating segregation at the nugget edge and tempering the hardened structure near the nugget edge by reheating the nugget edge.
  • This "appropriate temperature range” refers to a temperature range in which only the nugget edge can be reheated without causing expulsion.
  • tempering current is used to heat the center of the nugget, so in order to temper the entire nugget, a current value lower than that of the main current process is used.
  • a post-current is used to heat only the ends of the nugget that are far from the center of the nugget.
  • nugget end refers to the nugget end and a portion of the HAZ located outside the nugget end, as shown in Figure 3.
  • nugget end refers to both ends of the nugget on the outer peripheral edge of the nugget (i.e., the boundary between the nugget and the HAZ).
  • the current value I2 (kA) during the temperature rise process must satisfy the relationship of the above formula (2). If the current value I2 during the temperature rise process is less than I1 (kA), the heat input is insufficient, and as a result, the nugget edge cannot be heated.
  • the current value I2 is preferably (1.12 x I1 ) (kA) or more.
  • the current value I2 during the heating process exceeds (2.0 x I1 ) (kA)
  • the current value I2 is preferably set to (1.8 x I1 ) (kA) or less.
  • the temperature rise process is performed by rapidly raising the temperature in a short time, so the current application time t2 (ms) is set within the range of the numerical value of the above formula (3). If the current application time t2 exceeds 200 ms, the temperature becomes too high, and there is a high possibility that the temperature will rise to the austenite single phase region. As a result, the final structure becomes a martensite structure, which is an embrittled structure, and it is not possible to improve the joint strength and delayed fracture resistance.
  • the current application time t2 is preferably 60 ms or more, and preferably 180 ms or less.
  • the pressure conditions during the heating process of the post-heat treatment step are preferably a pressure of 2.5 kN to 7.0 kN. If the pressure is too large, the contact area will increase, which may result in a larger nugget diameter. On the other hand, if the pressure is too small, it may not be possible to ensure sufficient current density, and the effect of post-current application may not be obtained. For these reasons, the pressure is set to 2.5 kN to 7.0 kN. The pressure is more preferably set to 3.0 kN or more, and more preferably set to 6.5 kN or less.
  • the purpose of the holding process is to hold the temperature lower than that of the heating process. Therefore, if the current value I3 during the holding process is too high, the temperature of the nugget edge becomes high, which increases the possibility of expulsion. Therefore, the current value I3 (kA) is set to (0.95 x I2 ) (kA) or less. The current value I3 is preferably set to (0.85 x I2 ) (kA) or less.
  • the current value I3 during the holding process is lower than the current value I2 (kA) during the heating process, segregation can be alleviated and the hardened structure of the nugget edge can be tempered.
  • the current value I3 is set to be more than (0.10 x I2 ) (kA).
  • the current value I3 is preferably set to be equal to or greater than (0.20 x I2 ) (kA).
  • the current conduction time t3 is set to be more than 0 ms.
  • the current conduction time t3 is preferably set to be 20 ms or more.
  • the current conduction time t3 is set to less than 600 ms.
  • the current conduction time t3 is preferably set to 400 ms or less.
  • the pressure conditions during the holding step of the post-heat treatment process are a pressure of 2.0 kN to 7.0 kN. If the pressure is too high, the contact area will increase, which may result in a larger nugget diameter. On the other hand, if the pressure is too low, a sufficient current density may not be secured, and the effect of post-current application may not be obtained. For these reasons, the pressure is set to 2.0 kN to 7.0 kN. The pressure is more preferably 3.0 kN or more, and more preferably 6.5 kN or less. The pressure may be limited by the capacity of the equipment used. As long as the pressure is high enough to obtain the required nugget diameter, it can be set lower or higher than the above numerical range.
  • the nugget diameter of the resistance spot weld obtained after the post heat treatment process is in the range of 3.0 ⁇ t (mm) to 6.0 ⁇ t (mm).
  • the plate thickness "t" above refers to the plate thickness of the thinnest steel plate.
  • the heat treatment process is performed on the joint after the welding process.
  • the heat treatment after the welding process makes it possible to temper the resistance spot welds of the joint. This improves the toughness of the resistance spot welds and improves the strength of the joint.
  • the resistance spot welds are heat treated at a heat treatment temperature within a temperature T (°C) range that satisfies formula (6) and for a heat treatment time of time t4 (min) that satisfies formula (7).
  • T temperature
  • t4 time of time t4
  • temperature T (°C) should be 70°C or higher and 300°C or lower. Temperature T is preferably 100°C or higher and 280°C or lower.
  • the time t4 (min) is set to 5 min or more and 30 min or less. In order to obtain a greater tempering effect, the time t4 is preferably set to 10 min or more and 25 min or less.
  • test specimens used were steel plates (here, steel plates A to J) with tensile strengths of 980 MPa to 1,800 MPa, as shown in Tables 1 and 2.
  • the size of the test specimens was long side: 100 mm, short side: 30 mm.
  • Table 1 shows the chemical compositions of steel plates A to J.
  • resistance spot welding was performed on a plate assembly consisting of two or more overlapping steel plates (in the example shown in Figure 1, lower steel plate 1 and upper steel plate 2) using a resistance welding machine with a servo motor pressure type DC power source attached to a C-gun.
  • test pieces were stacked and arranged as shown in Table 2 to form plate assemblies. Note that the "overlapping positions of steel plates” in Table 2 are counted from the bottom steel plate, with “first plate” and “second plate” being the first and “second plate” in order. Some plate assemblies had three steel plates stacked.
  • each plate assembly was used to perform resistance spot welding under the welding conditions of the welding process shown in Table 3, forming a nugget 3 of the required size between the plates, and then the resistance spot welds were subjected to heat treatment under the conditions of the heat treatment process shown in Table 3 to produce resistance spot welded joints.
  • a "-" in Table 3 indicates that the process or step was not performed.
  • the pressure applied during current flow was constant, here 3.5 kN.
  • the lower electrode 4 and upper electrode 5 for the plate assembly both had a tip diameter of 6 mm and a tip curvature radius of 40 mm, and chromium copper DR-type electrodes were used.
  • the pressure applied by the lower electrode 4 and upper electrode 5 was controlled, and welding was performed using a DC power source.
  • the nugget diameter of the resistance spot weld after welding was formed to be 5.5 ⁇ t (mm) or less, where t (mm) is the plate thickness.
  • CTS test A cross tensile test (CTS test) was conducted using the obtained resistance spot welded joints using the method described below, and the CTS was evaluated.
  • CTS test A cross tensile test (CTS test) was conducted using the obtained resistance spot welded joints using the method described below, and the CTS was evaluated.
  • a delayed fracture test was conducted using the method described below, and the delayed fracture resistance properties were evaluated.
  • the CTS was evaluated based on a cross tensile test.
  • a cross tensile test was performed using the prepared resistance spot welded joints according to the method specified in JIS Z3137 to measure the CTS (cross tensile strength).
  • the symbol " ⁇ ” was given to those whose measured values were JIS Class A (i.e., 3.4 kN) or higher, and the symbol “ ⁇ ” was given to those whose measured values were less than JIS Class A. In this embodiment, the symbol " ⁇ ” was evaluated as good, and the symbol " ⁇ ” was evaluated as poor.
  • Table 3 The evaluation results are shown in Table 3.
  • the delayed fracture test was carried out as follows. The prepared resistance spot welded joint was left to stand for 24 hours under atmospheric conditions at room temperature (20°C). After that, delayed fracture was deemed to have occurred when the phenomenon of nugget peeling in the welded joint was visually observed. The symbol “x” was given to those where delayed fracture had occurred, and the symbol “o” was given to those where delayed fracture had not occurred. In this example, the symbol “o” was evaluated as good, and the symbol "x” was evaluated as poor. The evaluation results are shown in Table 3.
  • the resistance spot welded joints produced by resistance spot welding two or more steel plates, including at least one high-strength steel plate were good welded joints that had both excellent CTS and excellent delayed fracture resistance. In contrast, good welded joints were not obtained in the comparative examples.

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Abstract

抵抗スポット溶接継手の製造方法の提供を目的とする。本発明は、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする準備工程と、板組を抵抗スポット溶接する溶接工程と、抵抗スポット溶接部に熱処理を施す熱処理工程と、を有し、溶接工程では、抵抗スポット溶接部を形成する主通電工程の後に、２０～８００ｍｓの冷却時間ｔc1の間、抵抗スポット溶接部を冷却する冷却過程と、次いで所定の電流値Ｉ2で１０～２００ｍｓの通電時間ｔ2の間、抵抗スポット溶接部の通電を行う昇温過程と、次いで所定の電流値Ｉ3で０ｍｓ超え６００ｍｓ未満の通電時間ｔ3の間、抵抗スポット溶接部の通電を行う保持過程と、を有する後熱処理工程を行い、熱処理工程では、７０～３００℃の温度Ｔで５～３０ｍｉｎを満たす時間ｔ4の間、抵抗スポット溶接部に熱処理を施す。

Description

抵抗スポット溶接継手の製造方法
　本発明は、抵抗スポット溶接継手の製造方法に関する。
　近年、自動車車体には、燃費改善のための軽量化および衝突安全性の確保の観点から、種々の高強度鋼板（ハイテンとも称する）の適用が進められている。また、自動車の組み立てラインにおいては、部材の接合として主に抵抗スポット溶接が用いられている。
　抵抗スポット溶接で接合された抵抗スポット溶接部の継手強度は、せん断方向への引張強度であるせん断引張強度（ＴＳＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｈｅａｒ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）と剥離方向への引張強度である十字引張強度（ＣＴＳ：Ｃｒｏｓｓ　ｔｅｎｓｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）で評価される。
　抵抗スポット溶接部におけるＴＳＳは母材の引張強度と共に増加する傾向にあるが、ＣＴＳは母材の引張強度が９８０Ｎ／ｍｍ2以上（すなわち９８０ＭＰａ以上）では低下する場合がある。ＣＴＳが低下する場合、抵抗スポット溶接部（以下、「溶接部」と称する場合もある）の破断形態は、溶接部の周囲の母材または熱影響部（ＨＡＺ）で延性的に破断するプラグ破断から、ナゲット内で脆性的に破断する界面破断もしくは部分プラグ破断へ、遷移する。ＣＴＳが低下する主な原因は、急冷後のナゲット端部の硬化によって脆性的な破壊が起こることにあるとされている。さらには、鋼板の高強度化に伴い、水素脆化感受性が高くなることにあるとされている。
　そして、抵抗スポット溶接では、鋼板表面の防錆油や鋼板表面上のめっき層などの影響により、溶接部に水素が取り込まれ、その結果、遅れ破壊が生じやすくなる。
　このような問題を解決する技術として、例えば特許文献１、２が挙げられる。
特許文献１には、引張強度が４４０ＭＰａ以上の鋼板を抵抗スポット溶接した後に、溶接部に下記式（Ａ）を充足する熱処理を施すことが開示されている。
３００≦Ｔ・(ｌｏｇ10(ｔ)＋１)≦１０００　…（Ａ）
　特許文献２には、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．２２～０．５５質量％の範囲である高強度鋼板に溶接通電を実施してナゲットを形成した後、偏析緩和のための高い電流値で後通電を行うことで、溶接継手の十字引張強度、疲労強度、および耐遅れ破壊性などを改善できることが開示されている。
特開２０１０－５９４５１号公報 特許第６１９４７６５号公報
　しかしながら、特許文献１の技術では、この熱処理の数式範囲が極めて広範囲であり、熱処理を数十年単位で与える場合も含まれることになっており、現実的ではない。
　また特許文献１の技術では、ナゲット端部の靭性を向上させるために鋼板成分としてＣ、ＰおよびＳを規定しているが、偏析元素の含有量が低い。また、特許文献１の実施例の表４に記載されているＣ量およびＰ量は広範囲な記載であり、具体的でない。このことから、熱処理による効果によってＬ字強度（すなわち、Ｌ字継手の引張強度）が向上するものであるのか、あるいは鋼板成分によってＬ字強度が向上するものであるのかが、不明である。
　特許文献２の技術を本発明に適用する場合、後述する本発明例の高強度鋼板は、高Ｃ含有鋼板を対象としていることから、特許文献２に開示される後通電のみで高い十字引張強度を得るのは困難である。そのため、後述するように、本発明では溶接後に熱処理を行うことで、ナゲット端部の焼戻しを促進するものである。すなわち、両者の技術思想が異なっている。
　そして、上述のとおり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板、特に引張強度が９８０ＭＰａ以上かつＣ含有量が０．１０～０．４０質量％の高強度鋼板を、単通電のみで溶接するスポット溶接方法では、ＣＴＳが低下する問題があり、改善することが求められている。さらに、遅れ破壊が生じる問題もある。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、継手強度特性（具体的には、ＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性）を向上させることが可能な、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板を接合する抵抗スポット溶接継手の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明では、上記課題を解決するために、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む板組を用いて、抵抗スポット溶接におけるＣＴＳの向上方法および遅れ破壊の低下メカニズムについて、鋭意検討した。
　上述のように、鋼板の高強度化が進むにつれ、ＣＴＳは低下する。ＣＴＳが低い場合の破断形態は、抵抗スポット溶接部の周囲の母材またはＨＡＺで延性的に破断するプラグ破断から、ナゲット内で脆性的に破断する界面破断もしくは部分プラグ破断へ、遷移する。これにより、高強度鋼板ではＣＴＳの確保が困難となる。
　界面破断となる原因は、（ａ）ナゲット端部における凝固時のセルもしくはデンドライト間に生じる偏析による脆化、（ｂ）ナゲット形成後の急冷により硬化組織が形成されることによるナゲット端部の脆化、（ｃ）硬化によるナゲット端部への応力集中、が挙げられる。これらの原因を回避するためには、プラグ破断させることが重要である。また、この脆性破壊を起こさないためには、ナゲット端部の組織が十分な靱性を有すること、かつ、ナゲット端部への応力集中を緩和するためにき裂の進展経路を変えることが必要である。
　そこで、溶接プロセス中の後通電によるナゲット端部の再熱および溶接後の熱処理を行うことによりナゲット端部近傍が効果的に焼戻され、これによりき裂の進展経路がナゲット内部へ進まず、鋼板表面方向へ進展する。その結果、プラグ破断化することが可能となる。
　また、遅れ破壊が生じる原因として、破壊起点となるナゲット端部の硬さ、更にはナゲット端部に存在する偏析や介在物の影響が考えられる。これらの原因を回避するためには、ナゲット端部の硬化を防ぐこと、および残留応力を減らすことが有効である。本発明によれば、ナゲット端部近傍を焼戻すことができることから、ナゲット端部近傍の残留応力を低減することが可能であり、これにより遅れ破壊が生じにくくなることを見出した。
　すなわち、本発明では、溶接時の通電方法を適正に制御することによってナゲット端部近傍の焼戻しを行い、更に、後続の熱処理によってもナゲット端部近傍を焼戻すことで、ナゲット端部の靭性向上およびナゲット端部近傍の残留応力の低減を実現する。これにより、得られる溶接継手のＣＴＳが向上し、さらに耐遅れ破壊特性が向上する。
　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、以下を要旨とするものである。
［１］　少なくとも１枚の高強度鋼板を含む２枚以上の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接継手の製造方法であって、
　前記２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする準備工程と、前記板組を抵抗スポット溶接して抵抗スポット溶接部を形成する溶接工程と、前記溶接工程で形成した抵抗スポット溶接部に熱処理を施す熱処理工程と、を有し、
　前記高強度鋼板として、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．４０％、
Ｓｉ：０．１～２．０％、
Ｍｎ：１．５～５．５％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００１～０．０１０％、および
Ｏ：０．０３％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成の鋼板を用い、
　前記溶接工程では、
　前記板組を電流値Ｉ1（ｋＡ）で通電することにより抵抗スポット溶接部を形成する主通電工程を行い、
　前記主通電工程の後に、式（１）に示す冷却時間ｔc1（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部を冷却する冷却過程と、
次いで、式（２）に示す電流値Ｉ2（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔ2（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部の通電を行う昇温過程と、
次いで、式（４）に示す電流値Ｉ3（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ3（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部の通電を行う保持過程と、を有する後熱処理工程を行い、
　前記熱処理工程では、
前記後熱処理工程後の抵抗スポット溶接部に、式（６）を満たす温度Ｔ（℃）の範囲で、式（７）を満たす時間ｔ4（ｍｉｎ）の間、熱処理を施す、
抵抗スポット溶接継手の製造方法。
２０≦ｔc1≦８００　　…式（１）
Ｉ1≦Ｉ2≦２．０×Ｉ1　　…式（２）
１０≦ｔ2≦２００　　…式（３）
０．１０×Ｉ2＜Ｉ3≦０．９５×Ｉ2　　…式（４）
０＜ｔ3＜６００　　…式（５）
７０　≦　Ｔ　≦　３００　　…式（６）
５　≦　ｔ4　≦　３０　　…式（７）
［２］　前記高強度鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃｕ：０．８％以下、
　Ｎｉ：１．０％以下、
　Ｍｏ：１．０％以下、
　Ｃｒ：１．０％以下、
　Ｎｂ：０．０８０％以下、
　Ｖ：０．５０％以下、
　Ｔｉ：０．２０％以下、
　Ｂ：０．００５％以下、
　Ａｌ：２．０％以下、および
　Ｃａ：０．００５％以下
から選択される１種または２種以上を含有する、［１］に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
［３］　前記高強度鋼板は鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、［１］または［２］に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
　本発明によれば、高強度鋼板を含む複数の鋼板が溶接された抵抗スポット溶接継手の抵抗スポット溶接部における、ナゲット端部の靭性を向上すること、およびナゲット端部近傍の残留応力を減らすことができる。これにより、抵抗スポット溶接継手のＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性を向上することができるため、産業上格段の効果を奏する。
図１は、本発明の製造方法のおける抵抗スポット溶接方法の一例を説明する断面図である。 図２は本発明の製造方法における溶接工程の通電パターンの一例を説明する図である。 図３は抵抗スポット溶接部を模式的に示す板厚方向断面図である。
　以下、各図を参照して、本発明の抵抗スポット溶接継手の製造方法について説明する。なお、本発明は、この実施形態に限定されない。
　本発明は、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、合計枚数が２枚以上となる鋼板を重ね合わせて板組とし、次いで、この板組を一対の溶接電極で挟持し、該溶接電極で加圧しながら後述する通電パターンで抵抗スポット溶接して鋼板同士を接合し、次いで、形成した抵抗スポット溶接部に熱処理を施すことで溶接継手を製造する、抵抗スポット溶接継手の製造方法である。
　具体的には、本発明の抵抗スポット溶接継手の製造方法は、製造工程として、２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする準備工程と、当該板組を抵抗スポット溶接して抵抗スポット溶接部を形成する溶接工程と、溶接工程で形成した抵抗スポット溶接部に熱処理を施す熱処理工程と、を有する。
　＜準備工程＞
　この工程では、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む、２枚以上の鋼板を準備し、当該２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする。例えば、後述の図１に示すように、下側に配置される鋼板１（すなわち下鋼板）と上側に配置される鋼板２（すなわち上鋼板）とを重ね合わせて、板組とする。鋼板１および鋼板２の少なくとも１枚の鋼板が高強度鋼板である。本発明における高強度鋼板とは、後述する成分組成を有する鋼板である。また、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。
　次いで、溶接工程が行われる。
　＜溶接工程＞
　溶接工程は、後述する主通電工程と後熱処理工程とを有する。この溶接工程では、準備工程で準備した板組の接合を行う。
　図１には、一例として、２枚の鋼板を抵抗スポット溶接する溶接工程を説明する板厚方向断面図を示す。以降の説明では、図１を参照し、重ね合わせた２枚の鋼板を本発明の製造方法によって接合する場合について説明する。
　図１に示すように、この溶接工程では、まず、板組に対して下側および上側に配置される一対の溶接電極４、５（すなわち下電極、上電極）を用いて、当該板組を挟持した状態で加圧しながら、図２に示すような所定の溶接条件となるように制御して通電する。これにより、抵抗発熱により鋼板重ね面７となる鋼板間に必要サイズのナゲット３を形成することによって、鋼板同士が接合される。
　例えば、高強度冷延鋼板と高強度めっき鋼板とを重ね合わせて板組とする場合には、当該高強度めっき鋼板のめっき層を有する面が高強度冷延鋼板と対向するように、２枚の鋼板を重ね合わせればよい。
　なお、図示は省略するが、３枚以上の鋼板を重ね合わせて板組としてもよく、この板組を抵抗スポット溶接する場合には、各鋼板間の鋼板重ね面を含むようにナゲットが形成される。
　次いで、熱処理工程が行われる。
　＜熱処理工程＞
　熱処理工程では、溶接工程で形成した抵抗スポット溶接部に、後述する条件で熱処理を施す。この工程は、上述のように、ナゲット端部を再熱し、ナゲット端部近傍が効果的に焼戻されることを目的として行う。この熱処理工程によって、上記特性（具体的にはＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性）を向上させた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）を製造できる。
　なお、本発明の溶接工程における抵抗スポット溶接方法を実施する溶接装置は、一対の溶接電極（すなわち下電極と上電極）を備え、下電極と上電極によって溶接する部分（領域）を挟み、下電極と上電極によって加圧および通電ができ、且つ、溶接中の加圧力および溶接電流をそれぞれ任意に制御可能な構成を有していればよい。その構成は特に限定されない。
　例えば、加圧機構として、エアシリンダやサーボモータ等の機器が使用できる。また例えば、電流制御機構として、交流や直流のいずれにも本発明を適用でき、定置式やロボットガン等の形式も特に限定されない。また例えば、電源の種類として、単相交流や交流インバータや直流インバータ等も特に限定されない。交流の場合は、「電流」は「実効電流」を意味する。
　また、下電極や上電極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。各電極の先端径は、例えば４ｍｍ～１６ｍｍである。曲率半径は例えば１０ｍｍ～４００ｍｍであり、先端が平坦なＦｌａｔ型電極とすることもできる。
　[高強度鋼板]
　本発明で用いる高強度鋼板の母材の成分組成の限定理由について説明する。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％」を指すものとする。
　Ｃ：０．１０～０．４０％
　Ｃは鋼の強化に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．１０％未満では、鋼の強度が低くなり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板を製作することは極めて困難である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、鋼板の強度は高くなるものの、溶接継手における硬質なマルテンサイト量が過大となり、マイクロボイドが増加する。更にナゲットとその周辺のＨＡＺが過度に硬化し、脆化も進むため、ＣＴＳを向上させることは困難である。そのため、Ｃ含有量は０．１０～０．４０％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８％以下とする。
　Ｓｉ：０．１～２．０％
　Ｓｉ含有量が０．１％以上であると、鋼の強化に有効に作用する。また、Ｓｉはフェライトフォーマー元素であることからナゲット端部のフェライトの生成に優位に働く。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、鋼は強化されるものの、靱性に悪影響を与えることがある。そのため、Ｓｉ含有量は０．１～２．０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下とする。
　Ｍｎ：１．５～５．５％
　Ｍｎ含有量が１．５％未満であると、本発明のような必要な強度をもつ高強度鋼板を製造することが難しい。一方、Ｍｎ含有量が５．５％を超えると、抵抗スポット溶接部の脆化あるいは脆化に伴う割れが顕著に現れるため、継手強度を向上させることは困難である。そのため、Ｍｎ含有量は１．５～５．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは５．０％以下とする。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは不可避的不純物であるが、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、抵抗スポット溶接部のナゲット端部に強偏析が現れるため、継手強度を向上させることは困難である。そのため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。なお、Ｐ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含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、粒界に偏析して鋼を脆化させる元素である。さらに、Ｓは、硫化物と鋼板の局部変形能を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４％以下とし、より好ましくは０．００３％以下とする。なお、Ｓ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含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００１～０．０１０％
　Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。そのため、Ｎ含有量は０．００１～０．０１０％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
　Ｏ：０．０３％以下
　Ｏ（酸素）は非金属介在物を生成することにより、鋼の清浄度、靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．０３％以下とする。Ｏ含有量は、０．０２％以下とすることが好ましい。また、Ｏ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
　本発明に用いる高強度鋼板は、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。
　本発明では、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、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、ＡｌおよびＣａのうちから選択される１種または２種以上の元素を加えることができる。なお、必要に応じて含有できるので、これらの元素は０％であってもよい。
　Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与することができる元素である。しかし、多量に添加すると靭性が劣化する。このため、これらの元素を含有する場合、それぞれ、Ｃｕ含有量は０．８％以下とし、Ｎｉ：１．０％以下とし、Ｍｏ：１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．６％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。
　Ｃｒ：１．０％以下
　Ｃｒは、焼入れ性の向上により強度を向上させることができる元素である。しかし、Ｃｒは１．０％を超えて過剰に含有すると、ＨＡＺの靱性が劣化する恐れがある。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。
　Ｎｂ：０．０８０％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成することで抵抗スポット溶接後のＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させる。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するだけでなく、靭性を著しく損ねることから、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０７０％以下とし、さらに好ましくは０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．００６％以上とする。
　Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、析出硬化により組織制御をして鋼を強化することができる元素である。しかし、多量に添加するとＨＡＺ靱性の劣化につながる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。
　Ｔｉ：０．２０％以下
　Ｔｉは、焼入れ性を改善して鋼を強化することができる元素である。しかし、多量に添加すると炭化物を形成し、その析出硬化によって靭性が著しく劣化する。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上とし、より好ましくは０．００４％以上とする。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、焼入れ性を改善して鋼を強化することができる元素である。このため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上とする。しかし、Ｂを多量に添加しても、上記効果は飽和することから、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１０％以下とする。
　Ａｌ：２．０％以下
　Ａｌは、オーステナイト細粒化のため組織制御をすることができる元素であるが、多量に添加すると靭性が劣化する。このため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量は２．０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは１．５％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２％以上とし、より好ましくは１．２％以上とする。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、鋼の加工性向上に寄与することができる元素である。しかし、多量に添加すると靭性が劣化する。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００４％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１％以上とする。
　上記した成分組成を有する高強度鋼板は、引張強度を９８０ＭＰａ以上とすることができる。高強度鋼板の引張強度は、好ましくは１１８０ＭＰａ以上とする。上述のように、特に母材の引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合、ＣＴＳの低下および耐遅れ破壊特性が悪化する恐れがある。本発明によれば、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であっても、偏析緩和と焼戻しにより、ナゲット端部近傍が靱性を有する組織となる。このことから、ナゲット端部の脆性的な破壊を防止できる。これにより、抵抗スポット溶接部はＣＴＳの低下の抑制および耐遅れ破壊特性の向上が可能となる。なお、引張強度が９８０ＭＰａ未満の高強度鋼板でも、当然に上記の効果は得られる。
　[高強度鋼板のめっき種]
　本発明の高強度鋼板は、亜鉛めっき処理を施して、鋼板表面に亜鉛めっき層を有する鋼板（すなわち亜鉛めっき鋼板）であっても、上記の効果を得ることができる。亜鉛めっき層とは、亜鉛を主成分とするめっき層を指す。亜鉛を主成分とするめっき層には、例えば、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、Ｚｎ－Ａｌめっき層およびＺｎ－Ｎｉ層等が含まれる。また、本発明の高強度鋼板は、上記の亜鉛めっき処理を施した後に合金化処理を施して、母材表面に合金化亜鉛めっき層を有する合金化亜鉛めっき鋼板であってもよい。
　なお、本発明において重ね合わせる鋼板は、同種の鋼板を２枚以上重ねてもよく、あるいは異種の鋼板を２枚以上重ねてもよい。鋼板表面に亜鉛めっき層を有する鋼板（ここでは亜鉛めっき鋼板）と鋼板表面に亜鉛めっき層を有さない鋼板（ここでは冷延鋼板）とを重ね合わせてもよい。各鋼板の板厚は同じでも異なっていても何ら問題はない。一般的な自動車用鋼板を対象とする観点から、例えば鋼板の板厚は０．４ｍｍ～２．２ｍｍとすることが好ましい。
　次に、本発明の製造方法における溶接工程の通電パターンについて説明する。
　本発明の溶接工程では、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、一対の溶接電極で狭持し、加圧しながら通電して接合する。この通電として、主通電工程と後熱処理工程とを有する。以下に、各工程について詳細に説明する。
　＜主通電工程＞
　主通電工程とは、板組を構成する鋼板１、２の鋼板重ね面７を溶融して必要サイズのナゲット３を形成する工程である（図１を参照）。主通電工程では、板組を電流値Ｉ１（ｋＡ）で通電することにより抵抗スポット溶接部としてナゲットを形成する。
　自動車鋼板の抵抗スポット溶接部に採用されるナゲット径は、３．０√ｔ（ｍｍ）～６．０√ｔ（ｍｍ）（ここで、ｔ（ｍｍ）は板厚である）が一般的である。本発明では、この数値範囲を「目標のナゲット径」とする。本発明の主通電工程では、目標のナゲット径となるナゲット３を得られればよく、このナゲット３を形成するための通電条件および加圧条件は特に限定しない。
　重ね合わせる鋼板に本発明の高強度鋼板を用い、鋼板重ね面に目標のナゲット径となるナゲット３を安定して形成する観点からは、主通電工程の通電条件および加圧条件を次のように制御することが好ましい。
　主通電工程の電流値Ｉ１（ｋＡ）は、好ましくは４．０ｋＡ～８．０ｋＡとする。電流値Ｉ１が小さすぎると目標のナゲット径を安定的に得られない。一方、電流値Ｉ１が大きすぎると、ナゲット径が大きくなりすぎる可能性、あるいは、鋼板の溶融度合いが大きくなり、散りとして溶けた抵抗スポット溶接部が板間より外に出てしまい、ナゲット径が小さくなる可能性がある。このような理由から電流値Ｉ１は４．０ｋＡ～８．０ｋＡとする。電流値Ｉ１は、より好ましくは４．５ｋＡ以上とし、より好ましくは７．５ｋＡ以下とする。しかしながら、必要とするナゲット径が得られれば、電流値Ｉ１は上記数値範囲に対して短く設定しても、あるいは長く設定してもよい。
　なお、実施工上、ナゲットを形成する通電が多段に制御される場合もある。この場合には、ナゲット形成に対して中心的な役割を担う通電を主通電工程として扱うものとし、このときの電流値をＩ１とする。
　主通電工程の通電時間ｔ１（ｍｓ）は、好ましくは１２０ｍｓ～４００ｍｓとする。これは、電流値Ｉ１と同様に、安定的に目標のナゲット径となるナゲット３を形成するための時間である。通電時間ｔ１が１２０ｍｓ未満では、ナゲットが生成しにくくなることが懸念される。一方、通電時間ｔ１が４００ｍｓを超えると、形成されるナゲット径が目標のナゲット径に比べて大きくなる可能性と、施工性の低下とが懸念される。しかしながら、必要とするナゲット径が得られれば、通電時間ｔ１は上記数値範囲に対して短く設定しても、あるいは長く設定してもよい。
　主通電工程での加圧条件は、好ましくは加圧力を２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力が大き過ぎると通電径が拡大するため、ナゲット径の確保が難しくなりやすい。一方、加圧力が小さ過ぎると、通電径が小さくなり、散りが発生しやすくなる。このような理由から加圧力は２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力は、より好ましくは３．０ｋＮ以上とし、より好ましくは６．５ｋＮ以下とする。加圧力は、使用する装置能力によって制限される場合がある。必要とするナゲット径が得られる加圧力であれば、加圧力は上記数値範囲に対して低く設定し、あるいは高く設定してもよい。
　＜後熱処理工程＞
　後熱処理工程とは、主通電工程で形成された抵抗スポット溶接部における、ナゲット端部の外側（図３を参照）を焼戻すための後熱処理の工程である。主通電工程の後に行う後熱処理工程では、ナゲット端部に対して冷却過程、昇温過程および保持過程をこの順に施す。溶接プロセス中の後通電によるナゲット端部の再熱によってナゲット端部近傍を効果的に焼き戻すためには、後熱処理工程における各過程の溶接条件を次のように制御することが重要である。
　[冷却過程]
　まず、後続の昇温過程でナゲット端部を再発熱させるために、ナゲット端部の冷却を行う。具体的には、冷却過程では、式（１）に示す冷却時間ｔｃ1（ｍｓ）の間、無通電状態を保持することで、抵抗スポット溶接部を冷却する。
２０≦ｔｃ1≦８００…（１）
　冷却過程の冷却時間ｔｃ1（ｍｓ）が２０ｍｓ未満の場合、温度が下がらないまま後続の昇温過程および保持過程での通電が行われるため、ナゲット端部の温度が過度に上昇してしまい、ナゲット径が大きくなってしまう。その結果、溶融し、散りとして溶融金属が外へ出てしまう場合がある。これにより必要なナゲット径を確保できない。したがって、昇温過程において後通電を行っても、ナゲット径の大きさを維持しながら、ナゲット端部のみを発熱させるためには、冷却時間ｔｃ１（ｍｓ）は２０ｍｓ以上とする。
　また、冷却時間は長くてもマルテンサイト変態を進めることができるため、抵抗スポット溶接部の品質として悪化することはない。溶接時間が長くなると施工効率が低下するため、施工性の観点から冷却時間ｔｃ１の上限は８００ｍｓ以下とする。冷却時間ｔｃ１（ｍｓ）は、好ましくは６０ｍｓ以上とし、好ましくは７００ｍｓ以下とする。
　後熱処理工程の冷却過程での加圧条件は、加圧力を２．５ｋＮ～７．０ｋＮとすることが好ましい。加圧力が小さ過ぎると電極の接触面積が小さいために冷却が進行せず、マルテンサイト変態を進めることができない。一方、加圧力が大き過ぎると、板が変形してしまう可能性がある。このような理由から加圧力は２．５ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力は、より好ましくは３．０ｋＮ以上とする。加圧力は、より好ましくは６．５ｋＮ以下とする。加圧力は、使用する装置能力によって制限される場合がある。必要とするナゲット径が得られる加圧力であれば、加圧力は上記数値範囲に対して低く設定し、あるいは高く設定することができる。
　[昇温過程]
　冷却過程に続いて、昇温過程を行う。昇温過程では、ナゲット端部を再発熱させることで、ナゲット端部の偏析の緩和およびナゲット端部近傍の硬化組織の焼戻しの効果を得るために、適切な温度域に昇温する通電（すなわち後通電）を行う。この「適切な温度域」とは、散りが発生せずにナゲット端部のみを再発熱させるための温度域を指す。
　具体的には、昇温過程では、式（２）に示す電流値Ｉ2（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔ2（ｍｓ）の間、抵抗スポット溶接部を通電する。
Ｉ1≦Ｉ2≦２．０×Ｉ1　　…（２）
１０≦ｔ2≦２００　　…（３）
　通常、テンパー通電はナゲット中心の発熱とすることから、ナゲット全体を焼戻すために主通電工程の電流値よりも低い電流値で焼戻しを行う。しかしながら、本発明では、ナゲット中心から離れたナゲット端部のみを発熱させるための後通電を行うものである。
　ここで、本発明における「ナゲット端部近傍」とは、図３に示すように、ナゲット端部と、該ナゲット端部の外側に位置するＨＡＺ内の一部領域とを指す。また「ナゲット端部」とは、ナゲット外周縁（すなわち、ナゲットとＨＡＺの境界）側のナゲット内の両端部を指す。
　したがって、昇温過程の電流値Ｉ2（ｋＡ）は、上記式（２）の関係を満たすものとする。昇温過程の電流値Ｉ2がＩ1（ｋＡ）未満の場合、十分な入熱とならず、その結果、ナゲット端部を発熱させることができない。電流値Ｉ2は、好ましくは（１．１２×Ｉ1）（ｋＡ）以上とする。
　一方、昇温過程の電流値Ｉ2が、（２．０×Ｉ1）（ｋＡ）を超える場合、ナゲット端部が融点を超えてしまう可能性が高い。その結果、ナゲット内部の溶融金属が散りとして外へ出てしまい、必要なナゲット径を得られない可能性も高くなる。電流値Ｉ2は、好ましくは（１．８×Ｉ1）（ｋＡ）以下とする。
　上述のように、昇温過程は、短時間で急速に温度を上げるため、通電時間ｔ2（ｍｓ）は、上記式（３）の数値範囲内とする。通電時間ｔ2が２００ｍｓを超える場合、温度が高くなりすぎてしまい、オーステナイト単相域まで上昇してしまう可能性が高くなる。その結果、最終的に脆化した組織であるマルテンサイト組織となってしまい、継手強度および耐遅れ破壊特性を向上させることができない。通電時間ｔ2は、好ましくは６０ｍｓ以上とし、好ましくは１８０ｍｓ以下とする。
　後熱処理工程の昇温過程での加圧条件は、加圧力を２．５ｋＮ～７．０ｋＮとすることが好ましい。加圧力が大き過ぎると接触面積が広がるために、ナゲット径が大きくなってしまう可能性がある。一方、加圧力が小さ過ぎると、十分な電流密度を確保することができず、後通電の効果が得られなくなる可能性がある。このような理由から加圧力は２．５ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力は、より好ましくは３．０ｋＮ以上とし、より好ましくは６．５ｋＮ以下とする。
　[保持過程]
　昇温過程に続いて、保持過程を行う。保持過程では、昇温過程で急速に上げた温度を維持し、ナゲット端部の焼戻しの効果をより促進するための通電を行う。
　具体的には、保持過程では、式（４）に示す電流値Ｉ3（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ3（ｍｓ）の間、抵抗スポット溶接部の通電を行う。
０．１０×Ｉ2＜Ｉ3≦０．９５×Ｉ2　　…式（４）
０＜ｔ3＜６００　　…式（５）
　保持過程は、昇温過程より低温で温度保持することを目的とする。そのため、保持過程の電流値Ｉ3が高過ぎる場合、ナゲット端部の温度が高温となり、その結果、散りが発生してしまう可能性が高くなる。したがって、電流値Ｉ3（ｋＡ）は、（０．９５×Ｉ2）（ｋＡ）以下とする。電流値Ｉ3は、好ましくは（０．８５×Ｉ2）（ｋＡ）以下とする。
　保持過程の電流値Ｉ3が昇温過程の電流値Ｉ2（ｋＡ）より低ければ、偏析の緩和およびナゲット端部の硬化組織の焼戻しを行うことができる。しかし、電流値Ｉ3が（０．１０×Ｉ2）（ｋＡ）未満であれば、昇温過程で与えた温度に一時的に温度が上昇するのみとなり、ナゲット端部を焼戻す効果の程度が低くなってしまう可能性がある。したがって、電流値Ｉ3（ｋＡ）は、（０．１０×Ｉ2）（ｋＡ）超えとする。電流値Ｉ3は、好ましくは（０．２０×Ｉ2）（ｋＡ）以上とする。
　また、保持過程での通電時間（すなわち保持時間）ｔ3が０ｍｓの場合、ナゲット端部を焼戻すことが困難である。したがって、通電時間ｔ3は０ｍｓ超えとする。通電時間ｔ3は、好ましくは２０ｍｓ以上とする。
　一方、保持過程での通電時間ｔ3が６００ｍｓ以上の場合、温度が上昇してしまい、ナゲット端部を効果的に焼戻すことが困難となる。また、温度が上昇することで、ナゲット端部が再度オーステナイト領域まで上昇し、結果的に脆化したマルテンサイト組織となる可能性がある。したがって、通電時間ｔ3は６００ｍｓ未満とする。通電時間ｔ3は、好ましくは４００ｍｓ以下とする。
　後熱処理工程の保持過程での加圧条件は、加圧力を２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力が大き過ぎると接触面積が広がるために、ナゲット径が大きくなってしまう可能性がある。一方、加圧力が小さ過ぎると、十分な電流密度を確保することができず、後通電の効果が得られなくなる可能性がある。このような理由から加圧力は２．０ｋＮ～７．０ｋＮとする。加圧力は、より好ましくは３．０ｋＮ以上とし、より好ましくは６．５ｋＮ以下とする。加圧力は、使用する装置能力によって制限される場合がある。必要とするナゲット径が得られる加圧力であれば、加圧力は上記数値範囲に対して低く設定し、あるいは高く設定することができる。
　なお、本発明では、十分な継手強度（ＣＴＳ）および耐遅れ破壊特性を確保するために、後熱処理工程後に得られる抵抗スポット溶接部のナゲット径は、３．０√t（ｍｍ）～６．０√t（ｍｍ）の範囲とすることが好ましい。なお、異なる板厚の板組の場合、上記の板厚を示す「ｔ」は最も薄い鋼板側の板厚とする。
　以上に説明したように後熱処理工程を適切に制御することによって、後述する熱処理過程の効果を有効に得ることが可能となり、ＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性が向上する。
　次に、本発明の製造方法における熱処理工程について詳細に説明する。
　＜熱処理工程＞
　熱処理工程は、溶接工程終了後の継手に実施する。溶接工程後の熱処理により、継手の抵抗スポット溶接部を焼戻すことが可能となる。これにより、抵抗スポット溶接部の靭性が向上し、継手強度が向上する。
　具体的には、熱処理工程では、熱処理温度が式（６）を満たす温度Ｔ（℃）の範囲で、かつ、熱処理時間が式（７）を満たす時間ｔ4（ｍｉｎ）の間、抵抗スポット溶接部に熱処理を施す。
７０≦Ｔ≦３００　　…式（６）
５≦ｔ4≦３０　　…式（７）
　温度Ｔ（℃）が低すぎる場合は、抵抗スポット溶接部を焼戻すことが可能となる温度とならない。その結果、焼戻しの効果が得られない。一方で、温度Ｔ（℃）が高すぎる場合は、溶接部が脆化してしまい、その結果、抵抗スポット溶接部が粒界破面となってしまう。したがって、温度Ｔ（℃）は７０℃以上３００℃以下とする。温度Ｔは、好ましくは１００℃以上とし、好ましくは２８０℃以下とする。
　また、時間ｔ4（ｍｉｎ）も短すぎると、抵抗スポット溶接部を焼戻すことができないため、その結果、焼戻しの効果が得られない。一方で、時間ｔ4が長すぎると、抵抗スポット溶接部が脆化してしまう恐れがある。さらには、時間ｔ4が長すぎると施工性が悪くなる。したがって、時間ｔ4（ｍｉｎ）は５ｍｉｎ以上３０ｍｉｎ以下とする。より焼戻しの効果を得るためには、時間ｔ4は好ましくは１０ｍｉｎ以上２５ｍｉｎ以下とする。
　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。
　試験片には、表１および表２に示した、引張強度が９８０ＭＰａ～１８００ＭＰａの鋼板（ここでは、鋼板Ａ～鋼板Ｊ）を使用した。試験片のサイズは、長辺：１００ｍｍ、短辺：３０ｍｍとした。表１には鋼板Ａ～鋼板Ｊの成分組成を示した。
　なお、表１の「－」は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（すなわち０％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。表２に示した「ＧＡ鋼板」とは、上記合金化亜鉛めっき鋼板を表すものとした。
　本実施例では、図１に示したように、２枚以上の鋼板（図１に示す例では、下鋼板１と上鋼板２）を重ね合わせた板組について、Ｃガンに取付けられたサーボモータ加圧式で直流電源を有する抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行った。
　まず、得られた試験片を用いて表２に示すように重ねて配置し、板組とした。なお、表２中の「鋼板の重ね位置」は、下側の鋼板から順に「一枚目」、「二枚目」と数えるものとする。一部の板組は、３枚の鋼板を重ね合わせた。
　次に、各板組を用いて、表３に示す溶接工程の溶接条件で抵抗スポット溶接を行い、板間に必要サイズのナゲット３を形成し、次いで抵抗スポット溶接部に表３に示す熱処理工程の条件で熱処理を施して、抵抗スポット溶接継手を作製した。表３中の「－」は、その過程及び工程を実施していないことを表すものとした。
　なお、その他の溶接条件は、以下に示す条件で行った。通電中の加圧力は一定とし、ここでは３．５ｋＮで行った。板組に対して下電極４および上電極５は、いずれも先端の直径：６ｍｍ、先端の曲率半径：４０ｍｍとし、クロム銅製のＤＲ型電極を用いた。下電極４および上電極５で加圧力を制御し、直流電源を用いて溶接を行った。溶接終了後の抵抗スポット溶接部のナゲット径は、板厚：ｔ（ｍｍ）とするとき５．５√ｔ（ｍｍ）以下となるように形成した。
　得られた抵抗スポット溶接継手を用いて、以下に記載の方法で十字引張試験（ＣＴＳ試験）を行い、ＣＴＳの評価を行った。また、以下に記載の方法で遅れ破壊試験を行い、耐遅れ破壊特性の評価を行った。
　［ＣＴＳの評価］
　ＣＴＳの評価は、十字引張試験に基づき行った。作製した抵抗スポット溶接継手を用いて、ＪＩＳＺ３１３７に規定の方法で十字引張試験を行い、ＣＴＳ（十字引張強度）を測定した。測定値がＪＩＳ　Ａ級（すなわち３．４ｋＮ）以上であったものに対して記号「○」を付し、ＪＩＳ　Ａ級未満であったものに対して記号「×」を付した。なお、本実施例では、記号「○」の場合を良好と評価し、記号「×」の場合を劣ると評価する。評価結果は表３に示した。
　［耐遅れ破壊特性の評価］
　遅れ破壊試験は、次のように行った。作製した抵抗スポット溶接継手を、常温（２０℃）の大気中の条件下で、２４時間静置した。その後、溶接継手におけるナゲットが剥離した現象が目視で観察されたものを遅れ破壊が発生したとした。遅れ破壊が発生したものに対して記号「×」を付し、遅れ破壊が発生しなかったものに対して記号「〇」を付した。なお、本実施例では、記号「○」の場合を良好と評価し、記号「×」の場合を劣ると評価する。評価結果は表３に示した。
　［継手評価］
　本実施例では、上述のＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性の評価を用いて、継手の評価を行った。表３中、ＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性の各評価がいずれも「〇」の場合に、継手評価を「〇（合格）」とした。一方、ＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性の各評価のうちいずれか１つが「×」の場合、あるいはＣＴＳおよび耐遅れ破壊特性の両方の評価が「×」の場合に、継手評価を「×（不合格）」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、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されて製造された抵抗スポット溶接継手は、優れたＣＴＳおよび優れた耐遅れ破壊特性を兼ね備えた良好な溶接継手であった。これに対し、比較例では良好な溶接継手を得られなかった。
　　１、２　鋼板
　　３　　　ナゲット
　　４、５　溶接電極
　　７　　　鋼板重ね面

Claims (3)

  1. 　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された抵抗スポット溶接継手の製造方法であって、
    　前記２枚以上の鋼板を重ね合わせて板組とする準備工程と、前記板組を抵抗スポット溶接して抵抗スポット溶接部を形成する溶接工程と、前記溶接工程で形成した抵抗スポット溶接部に熱処理を施す熱処理工程と、を有し、
    　前記高強度鋼板として、質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．４０％、
    Ｓｉ：０．１～２．０％、
    Ｍｎ：１．５～５．５％、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ｎ：０．００１～０．０１０％、および
    Ｏ：０．０３％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成の鋼板を用い、
    　前記溶接工程では、
    　前記板組を電流値Ｉ1（ｋＡ）で通電することにより抵抗スポット溶接部を形成する主通電工程を行い、
    　前記主通電工程の後に、式（１）に示す冷却時間ｔc1（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部を冷却する冷却過程と、
    次いで、式（２）に示す電流値Ｉ2（ｋＡ）で、式（３）に示す通電時間ｔ2（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部の通電を行う昇温過程と、
    次いで、式（４）に示す電流値Ｉ3（ｋＡ）で、式（５）に示す通電時間ｔ3（ｍｓ）の間、前記抵抗スポット溶接部の通電を行う保持過程と、を有する後熱処理工程を行い、
    　前記熱処理工程では、
    前記後熱処理工程後の抵抗スポット溶接部に、式（６）を満たす温度Ｔ（℃）の範囲で、式（７）を満たす時間ｔ4（ｍｉｎ）の間、熱処理を施す、
    抵抗スポット溶接継手の製造方法。
    ２０≦ｔc1≦８００　　…式（１）
    Ｉ1≦Ｉ2≦２．０×Ｉ1　　…式（２）
    １０≦ｔ2≦２００　　…式（３）
    ０．１０×Ｉ2＜Ｉ3≦０．９５×Ｉ2　　…式（４）
    ０＜ｔ3＜６００　　…式（５）
    ７０　≦　Ｔ　≦　３００　　…式（６）
    ５　≦　ｔ4　≦　３０　　…式（７）
  2. 　前記高強度鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃｕ：０．８％以下、
    　Ｎｉ：１．０％以下、
    　Ｍｏ：１．０％以下、
    　Ｃｒ：１．０％以下、
    　Ｎｂ：０．０８０％以下、
    　Ｖ：０．５０％以下、
    　Ｔｉ：０．２０％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ａｌ：２．０％以下、および
    　Ｃａ：０．００５％以下
    から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
  3. 　前記高強度鋼板は鋼板表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の抵抗スポット溶接継手の製造方法。
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JP2024504767A JP7468825B1 (ja) 2022-12-15 2023-11-10 抵抗スポット溶接継手の製造方法
CN202380084586.1A CN120344340A (zh) 2022-12-15 2023-11-10 电阻点焊接头的制造方法
EP23903163.6A EP4592415A4 (en) 2022-12-15 2023-11-10 METHOD FOR MANUFACTURING A RESISTANCE SPOT WELDING JOINT
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010059451A (ja) 2008-09-02 2010-03-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接継手およびその製造方法
JP6194765B2 (ja) 2013-11-08 2017-09-13 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板のスポット溶接方法
JP2020040122A (ja) * 2018-09-07 2020-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法
WO2021177254A1 (ja) * 2020-03-05 2021-09-10 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接方法および抵抗スポット溶接継手の製造方法
WO2022249650A1 (ja) * 2021-05-26 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010059451A (ja) 2008-09-02 2010-03-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接継手およびその製造方法
JP6194765B2 (ja) 2013-11-08 2017-09-13 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板のスポット溶接方法
JP2020040122A (ja) * 2018-09-07 2020-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接方法、抵抗スポット溶接継手の製造方法
WO2021177254A1 (ja) * 2020-03-05 2021-09-10 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接方法および抵抗スポット溶接継手の製造方法
WO2022249650A1 (ja) * 2021-05-26 2022-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法

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