JP7276614B2 - 自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法 - Google Patents
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Description
本発明は、特に自動車などの構造部品の部材として好適な、高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法に関する。
近年、環境問題の高まりからＣＯ2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による自動車部品の薄肉化が進められており、引張強度（ＴＳ）が１４００ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。
自動車の組み立てでは、コストや製造効率の観点から、プレス成形された各プレス成形部品を組み合わせて抵抗スポット溶接（スポット溶接）し、１つの自動車部品を製造することが多い。そのため、鋼板（溶接用鋼板）の高強度化に伴い、溶接部における強度を向上させることが求められる。
一般的に、溶接部における継手の引張強度は、溶接用鋼板（母材）の引張強度の高強度化に伴って比例的に増加する。この増加する「継手の引張強度」とは、せん断方向に引張荷重を負荷して測定する継手の引張せん断強度のことである（以降の説明においては「引張せん断強度」と称する）。しかしながら、溶接部における継手の十字引張強度は、母材の引張強度が１４００ＭＰａを超えると低下し、その結果、破断形態が界面破断となる問題が生じる。
さらに母材の引張強度の高強度化に伴い、特に抵抗スポット溶接部では、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊が懸念される。
上記のような現象に対して、溶接部の強度を改善する従来技術として、例えば特許文献１および２が挙げられる。特許文献１には、Ｃ等の添加量を調整した鋼組成を有する高強度鋼板同士を溶接するとともに、溶接条件を変化させることによって、溶接部における強度を確保する技術が開示されている。特許文献２には、ナゲット形成後に通電しながら、溶接部への加圧力の上昇と下降を繰り返す工程を行うことによって、溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させる技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、炭素当量が所定範囲となるようにＣ、Ｐ、Ｓ等の添加量を規定する。そのため、母材である高強度鋼板の材質が制限され、自動車用鋼板に求められる高延性の確保が困難になる。また、低Ｐ化、低Ｓ化により、製鋼コストが増大する。
特許文献２に記載の技術では、溶接部の強度を改善するために、溶接部周辺の引張残留応力を低減させる結果、継手の十字引張強度が低下する。
また、上述のように、溶接用鋼板として引張強度が１４００ＭＰａ以上の鋼板（高強度鋼板）を用いた場合であっても、得られる抵抗スポット溶接部材における、抵抗スポット溶接部の十字引張強度および耐遅れ破壊特性を向上させることが望まれている。
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部における、十字引張強度および耐遅れ破壊特性に優れた自動車用部材およびその抵抗スポット溶接方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の実情に鑑みて鋭意検討を重ねた。その結果、溶接用鋼板として引張強度が１４００ＭＰａ以上の鋼板（高強度鋼板）を含む自動車用部材における、抵抗スポット溶接部の十字引張強度および耐遅れ破壊特性を向上させるための知見を得た。
すなわち、抵抗スポット溶接部のナゲット端部から熱影響部の領域において、抵抗スポット溶接部のミクロ組織の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、ミクロ組織の結晶粒を微細化して、このミクロ組織内に微細炭化物を生成させる。これにより、抵抗スポット溶接後の抵抗スポット溶接部が、優れた十字引張強度および優れた耐遅れ破壊特性を兼ね備えることを見出した。
具体的には、抵抗スポット溶接において、母材の引張強度を確保するために母材の鋼組成が高炭素当量となると、形成されるナゲットの靭性が低下し、その結果、十字引張試験においてナゲット内にき裂が進展して剥離するように破断する。そのため、十字引張強度は著しく低下してしまう。
そこで、本発明では、抵抗スポット溶接において、主通電によって鋼板重ね面にナゲットを形成した後に、ナゲット端部から熱影響部の領域に後熱処理を与えて溶接部のミクロ組織を変化させる。これにより、十字引張試験時にき裂がナゲット内に進展することなく、熱影響部で延性的に破壊することで、十字引張強度が高くなることを見出した。
さらに、遅れ破壊に対しても、微細なＮｂ系炭化物および／またはＴｉ系炭化物を上記したナゲット端部から熱影響部の領域に分散させることで、ナゲット端部の粒径が微細化する。また、微細なＮｂ系炭化物および／またはＴｉ系炭化物が水素トラップサイトとなることで水素脆化を抑制し、かつ、結晶粒微細化による靭性向上も影響して、顕著に耐遅れ破壊特性が向上することを見出した。
また、上記の微細炭化物（Ｎｂ系炭化物およびＴｉ系炭化物）は、熱影響部の強度にも影響する。上記の微細炭化物の析出量が少ないことに起因して、熱影響部の軟化が大きくなると、この熱影響部の強度までしか十字引張強度を確保できない。すなわち、本発明では、上記の微細炭化物の析出量が適切に制御されることによって、十字引張強度の向上にも寄与することを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］ 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材であって、
前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．２１～０．４０％、
Ｓｉ：１．０～１．９％、
Ｍｎ：２．０～３．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％のうちから選択される１種または２種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記抵抗スポット溶接部のナゲット端部から鋼板合わせ面上をナゲット中心部の方向に５０μｍの箇所を点Ａとし、前記ナゲット端部から鋼板合わせ面上を熱影響部の方向に２００μｍの箇所を点Ｂとしたとき、前記ナゲットおよび前記熱影響部における該点Ａから該点Ｂの領域内のミクロ組織が、
体積率で、フェライトが１～３０％、マルテンサイトが１～５０％、および焼戻しマルテンサイトが２０％以上を有する複合組織であり、
粒径０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および粒径０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物の平均個数密度が、板断面１００μｍ2当たり１０個以上である、自動車用部材。
［２］ 前記高強度鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうちから選択される１種または２種以上を含有する、［１］に記載の自動車用部材。
［３］ 前記高強度鋼板の引張強度が１４００ＭＰａ以上である、［１］または［２］に記載の自動車用部材。
［４］ 前記高強度鋼板の組織は、体積率で、残留オーステナイトが５～３０％である、［１］～［３］のいずれか１つに記載の自動車用部材。
［５］ 前記高強度鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有する、［１］～［４］のいずれか１つに記載の自動車用部材。
［６］ 前記めっき層が亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である、［５］に記載の自動車用部材。
［７］ ［１］～［６］のいずれか１つに記載の自動車用部材の抵抗スポット溶接方法であって、
前記高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合するに際し、
前記通電として、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で前記板組を通電してナゲットを形成する主通電工程と、ナゲットおよび熱影響部に後熱処理を行う後熱処理工程を有し、
前記後熱処理工程では、
冷却時間を５００ｍｓ以上設けてナゲット端部を冷却する冷却過程と、
式（１）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（２）に示す通電時間Ｔｔ（ｍｓ）の間、ナゲット端部および熱影響部に通電を行う昇温過程と、
該昇温過程後、ナゲット端部および熱影響部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）で、通電電流を電流値Ｉｔ（ｋＡ）からＩｔｍ（ｋＡ）へ連続的に減少させる遷移過程および／または式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電を行う保持過程と、
を有する、自動車用部材の抵抗スポット溶接方法。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５× Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０× Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。
［１］ 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材であって、
前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．２１～０．４０％、
Ｓｉ：１．０～１．９％、
Ｍｎ：２．０～３．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％のうちから選択される１種または２種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記抵抗スポット溶接部のナゲット端部から鋼板合わせ面上をナゲット中心部の方向に５０μｍの箇所を点Ａとし、前記ナゲット端部から鋼板合わせ面上を熱影響部の方向に２００μｍの箇所を点Ｂとしたとき、前記ナゲットおよび前記熱影響部における該点Ａから該点Ｂの領域内のミクロ組織が、
体積率で、フェライトが１～３０％、マルテンサイトが１～５０％、および焼戻しマルテンサイトが２０％以上を有する複合組織であり、
粒径０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および粒径０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物の平均個数密度が、板断面１００μｍ2当たり１０個以上である、自動車用部材。
［２］ 前記高強度鋼板は、前記成分組成に加えて、質量％で、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．０２０％以下、
Ｂ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうちから選択される１種または２種以上を含有する、［１］に記載の自動車用部材。
［３］ 前記高強度鋼板の引張強度が１４００ＭＰａ以上である、［１］または［２］に記載の自動車用部材。
［４］ 前記高強度鋼板の組織は、体積率で、残留オーステナイトが５～３０％である、［１］～［３］のいずれか１つに記載の自動車用部材。
［５］ 前記高強度鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有する、［１］～［４］のいずれか１つに記載の自動車用部材。
［６］ 前記めっき層が亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である、［５］に記載の自動車用部材。
［７］ ［１］～［６］のいずれか１つに記載の自動車用部材の抵抗スポット溶接方法であって、
前記高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合するに際し、
前記通電として、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で前記板組を通電してナゲットを形成する主通電工程と、ナゲットおよび熱影響部に後熱処理を行う後熱処理工程を有し、
前記後熱処理工程では、
冷却時間を５００ｍｓ以上設けてナゲット端部を冷却する冷却過程と、
式（１）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（２）に示す通電時間Ｔｔ（ｍｓ）の間、ナゲット端部および熱影響部に通電を行う昇温過程と、
該昇温過程後、ナゲット端部および熱影響部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）で、通電電流を電流値Ｉｔ（ｋＡ）からＩｔｍ（ｋＡ）へ連続的に減少させる遷移過程および／または式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電を行う保持過程と、
を有する、自動車用部材の抵抗スポット溶接方法。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５× Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０× Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。
なお、本発明における「優れた十字引張強度」とは、後述する実施例に記載した方法で行った、十字引張試験（ＪＩＳ Ｚ ３１３７）に基づく十字引張強度が７．０ｋＮ以上の場合を指す。
本発明における「優れた耐遅れ破壊特性」とは、後述する実施例に記載したように、得られた溶接継手を常温（２５℃）で大気中に静置して２４時間経過し、塩酸（ｐＨ＝２．５）の溶液に９６ｈｒ浸漬した後に、遅れ破壊の有無を調査し、浸漬後に遅れ破壊が発生しなかった場合を指す。
本発明における「優れた耐遅れ破壊特性」とは、後述する実施例に記載したように、得られた溶接継手を常温（２５℃）で大気中に静置して２４時間経過し、塩酸（ｐＨ＝２．５）の溶液に９６ｈｒ浸漬した後に、遅れ破壊の有無を調査し、浸漬後に遅れ破壊が発生しなかった場合を指す。
本発明によれば、少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材が、優れた十字引張強度および優れた耐遅れ破壊特性を有する。
以下、本発明について具体的に説明する。なお、本発明は、この実施形態に限定されない。
〔自動車用部材〕
まず、図１を参照して、本発明の自動車用部材を説明する。図１には、一例として、本発明の自動車用部材における、抵抗スポット溶接部６およびその周辺の板厚方向断面図を示す。
まず、図１を参照して、本発明の自動車用部材を説明する。図１には、一例として、本発明の自動車用部材における、抵抗スポット溶接部６およびその周辺の板厚方向断面図を示す。
本発明は、重ね合わせた複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材である。重ね合わせる鋼板には、後述する高強度鋼板を少なくとも１枚以上含む。上記した複数の鋼板の枚数は特に限定されず、２枚以上であればよい。なお、上記した複数の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。
図１に示す例は、２枚の鋼板を重ね合わせて溶接した自動車用部材であり、下側に配置される鋼板１および／または上側に配置される鋼板２に高強度鋼板を適用している。なお、後述するように高強度鋼板がめっき層を有する場合もあるが、図１ではめっき層の図示を省略している。鋼板１、２の鋼板合わせ面（重ね面）７には、以下に説明するミクロ組織を有する抵抗スポット溶接部６が形成される。
[抵抗スポット溶接部のミクロ組織]
本発明の自動車部材における、抵抗スポット溶接部のミクロ組織について詳細に説明する。
本発明の自動車部材における、抵抗スポット溶接部のミクロ組織について詳細に説明する。
図１に示すように、自動車部材の抵抗スポット溶接部６（以下、「溶接部」と称する）は、ナゲット３と熱影響部（ＨＡＺ）４を有する。
本発明者らは、後述する高強度鋼板を少なくとも１枚含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された溶接部を有する自動車用部材における、溶接部６のナゲット３端部近傍から熱影響部４内の領域を精査した。その結果、（ｉ）ナゲット３端部近傍から熱影響部４内の特定の領域において、ミクロ組織の体積分率を特定の比率となるように制御すること、および、（ii）ナゲット３端部近傍から熱影響部４内の特定の領域において、微細炭化物を特定の析出量となるように生成させることによって、自動車用部材が優れた十字引張強度および耐遅れ破壊特性を兼ね備えることを見出した。
本発明では、上記(ｉ)のとおり、ナゲット端部近傍から熱影響部内の特定の領域において、溶接部のミクロ組織に含まれる各組織の体積率を規定する。なお、ここで述べる「体積率」とは、測定範囲全体の全組織に対する各組織の割合である。
具体的には、図１に示すように、ナゲット３の外縁と重ね面７との交点をナゲット端部Ｅとする。ナゲット端部Ｅから、重ね面７上をナゲット３の中心部に向けて５０μｍ離れた箇所を点Ａとし、ナゲット端部Ｅから、重ね面７上を熱影響部４に向けて２００μｍ離れた箇所を点Ｂとする。溶接部６における点Ａから点Ｂの領域内（図１に示す斜線の領域内）、すなわち点Ａから点Ｂの領域内におけるナゲット３のミクロ組織および熱影響部４のミクロ組織の合計が、フェライトを体積率で１～３０％、マルテンサイトを体積率で１～５０％、焼戻しマルテンサイトを体積率で２０％以上を有する複合組織とする。
図１に示すように、上記「点Ａから点Ｂの領域内」とは、点Ａにおいて重ね面７に垂直な直線と、点Ａを中心とし点Ｂを通る円弧とで囲まれた領域である。
図１に示すように、上記「点Ａから点Ｂの領域内」とは、点Ａにおいて重ね面７に垂直な直線と、点Ａを中心とし点Ｂを通る円弧とで囲まれた領域である。
フェライト：体積率で１～３０％
フェライトは、体積率で３０％を超えて形成されると、ナゲット端部または熱影響部が軟化され、その結果、該ナゲット端部または該熱影響部の強度が向上しない。これに起因して、本発明で目的とする十字引張強度を確保できない。そのため、フェライトの体積率は３０％以下とする。フェライトの体積率は、好ましくは２５％以下とし、より好ましくは２４％以下とする。一方、フェライトが体積率で１％未満では、水素侵入時に旧オーステナイト粒界に沿ったき裂が生成し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、フェライトの体積率は１％以上とする。フェライトの体積率は、好ましくは３％以上とし、より好ましくは４％以上とする。
フェライトは、体積率で３０％を超えて形成されると、ナゲット端部または熱影響部が軟化され、その結果、該ナゲット端部または該熱影響部の強度が向上しない。これに起因して、本発明で目的とする十字引張強度を確保できない。そのため、フェライトの体積率は３０％以下とする。フェライトの体積率は、好ましくは２５％以下とし、より好ましくは２４％以下とする。一方、フェライトが体積率で１％未満では、水素侵入時に旧オーステナイト粒界に沿ったき裂が生成し、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、フェライトの体積率は１％以上とする。フェライトの体積率は、好ましくは３％以上とし、より好ましくは４％以上とする。
マルテンサイト：体積率で１～５０％
良好な十字引張強度を確保するためには、マルテンサイトを体積率で１％以上確保する必要がある。マルテンサイトの体積率は、好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上であり、さらに好ましくは２０％以上である。一方、マルテンサイトの体積率が５０％を超えると、水素侵入による感受性が高まり、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、マルテンサイトの体積率は５０％以下とする。マルテンサイトの体積率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。なお、ここで云う「マルテンサイト」とは、後述する後熱処理工程で生成したオーステナイトが室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
良好な十字引張強度を確保するためには、マルテンサイトを体積率で１％以上確保する必要がある。マルテンサイトの体積率は、好ましくは５％以上であり、より好ましくは１０％以上であり、さらに好ましくは２０％以上である。一方、マルテンサイトの体積率が５０％を超えると、水素侵入による感受性が高まり、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、マルテンサイトの体積率は５０％以下とする。マルテンサイトの体積率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。なお、ここで云う「マルテンサイト」とは、後述する後熱処理工程で生成したオーステナイトが室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
焼戻しマルテンサイト：体積率で２０％以上
良好な十字引張強度および耐遅れ破壊特性を確保するためには、焼戻しマルテンサイトを体積率で２０％以上有することが必要である。焼戻しマルテンサイトが２０％未満では、フェライトおよびマルテンサイトの量が相対的に多くなるため、十字引張強度および耐遅れ破壊特性のどちらか一方もしくは双方が低下する。焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。焼き戻しマルテンサイトの上限は特に規定しない。十字引張強度の観点からは、焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは８５％以下であり、より好ましくは８０％以下であり、さらに好ましくは７５％以下であり、さらに一層好ましくは７０％以下である。
良好な十字引張強度および耐遅れ破壊特性を確保するためには、焼戻しマルテンサイトを体積率で２０％以上有することが必要である。焼戻しマルテンサイトが２０％未満では、フェライトおよびマルテンサイトの量が相対的に多くなるため、十字引張強度および耐遅れ破壊特性のどちらか一方もしくは双方が低下する。焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。焼き戻しマルテンサイトの上限は特に規定しない。十字引張強度の観点からは、焼戻しマルテンサイトの体積率は、好ましくは８５％以下であり、より好ましくは８０％以下であり、さらに好ましくは７５％以下であり、さらに一層好ましくは７０％以下である。
溶接部のミクロ組織は、上記構成に加え、上記(ii)のとおり微細炭化物（Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物）の析出量を規定することも重要である。
具体的には、図１に示すように、溶接部６内の点Ａから点Ｂの領域（図１に示す斜線の領域内）における、粒径０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および粒径０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物の平均個数密度が、板断面１００μｍ2当たり１０個以上である。
Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の粒径が、それぞれ０．０９μｍ以上の場合、水素トラップサイトとしての表面積が低下するため、耐遅れ破壊特性が低下する。該粒径が０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および該粒径が０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物を、平均個数密度で板断面１００μｍ2当たり１０個以上存在させることで、十字引張強度および耐遅れ破壊特性が向上する。
上記の微細炭化物の板断面１００μｍ2当たりの平均個数密度が１０個未満では、軟化部（後熱処理工程後に得られるナゲット端部近傍）の硬度を十分に確保できない。その結果、十字引張強度が低下するばかりか、水素トラップサイトが存在しないために耐遅れ破壊特性が低下する。上記の微細炭化物の板断面１００μｍ2当たりの平均個数密度は、好ましくは２０個以上であり、更に好ましくは３０個以上であり、更に一層好ましくは３５個以上である。上記の微細炭化物の板断面１００μｍ2当たりの平均個数密度の上限は、特に規定しない。十字引張強度の観点からは、該平均個数密度が５００個以下とすることが好ましい。該平均個数密度は、より好ましくは４８０個以下であり、さらに好ましくは３５０個以下であり、さらに一層好ましくは１５０個以下である。
なお、本発明では、上記した溶接部６内の点Ａから点Ｂの領域におけるミクロ組織は、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトが生成される場合がある。この場合でも、上記したフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率、かつ、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の分布状態を満足していれば、本発明の目的を達成できる。ただし、残部組織として、ベイナイト、残留オーステナイト、パーライトの１種または２種以上が生成される場合には、それぞれ、ベイナイトの体積率は１０％以下（０％含む）、残留オーステナイトの体積率は１０％以下（０％含む）、パーライトの体積率は３％以下（０％含む）であることが好ましい。これら残部組織の合計体積率は２３％以下（０％含む）であることが好ましい。
本発明において、上記した各組織の測定、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の粒径と平均個数密度は、後述する実施例に記載の方法で、測定することができる。
なお、図示はしないが、例えば３枚以上の鋼板を重ね合わせた場合、全ての鋼板を含むように、上述の溶接部６が形成される。本発明において、３枚以上の鋼板を重ね合わせた板組では、一番下側に配置される鋼板と一番上側に配置される鋼板との間に配置される鋼板を、「中間の鋼板」と称する。鋼板合わせ面（重ね面）７は、２つ以上存在することとなる。このような場合であっても、図１に例示する溶接部６と同様に、ナゲット３の外縁といずれか１つの重ね面７との交点をナゲット端部Ｅとする。ナゲット端部Ｅから、該重ね面７上をナゲット３の中心部に向けて５０μｍ離れた箇所を点Ａとし、ナゲット端部Ｅから、重ね面７上を熱影響部４に向けて２００μｍ離れた箇所を点Ｂとする。溶接部６における点Ａから点Ｂの領域内に上記ミクロ組織が形成されることとなる。
[高強度鋼板]
本発明の自動車用部材における、高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、成分組成の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
本発明の自動車用部材における、高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、成分組成の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．２１～０．４０％
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。またＣは、本発明における溶接部のミクロ組織であるマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの形成に寄与し、さらに本発明に重要なＴｉ系およびＮｂ系の析出物の形成にも寄与する。Ｃ含有量が０．２１％未満では、抵抗スポット溶接後に形成されるＴｉ系およびＮｂ系の析出物が少ないため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２３％以上とする。一方、Ｃは過剰に添加すると、抵抗スポット溶接後に、ナゲット近傍のミクロ組織が所望の体積率を得られない。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８％以下とし、より好ましくは０．３６％以下とする。
Ｃは、鋼板の高強度化に有効な元素である。またＣは、本発明における溶接部のミクロ組織であるマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの形成に寄与し、さらに本発明に重要なＴｉ系およびＮｂ系の析出物の形成にも寄与する。Ｃ含有量が０．２１％未満では、抵抗スポット溶接後に形成されるＴｉ系およびＮｂ系の析出物が少ないため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２３％以上とする。一方、Ｃは過剰に添加すると、抵抗スポット溶接後に、ナゲット近傍のミクロ組織が所望の体積率を得られない。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８％以下とし、より好ましくは０．３６％以下とする。
Ｓｉ：１．０～１．９％
Ｓｉは、Ｍｎ偏析を緩和させることにより、鋼板の板厚方向の硬度分布を緩和させる効果があるため、曲げ性が向上することで、プレス成形性を向上させる。その効果を得るためには、１．０％以上のＳｉの含有が必要である。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．１％以上とする。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、化成処理性およびめっき性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．９％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下とし、より好ましくは１．６％以下とする。
Ｓｉは、Ｍｎ偏析を緩和させることにより、鋼板の板厚方向の硬度分布を緩和させる効果があるため、曲げ性が向上することで、プレス成形性を向上させる。その効果を得るためには、１．０％以上のＳｉの含有が必要である。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．１％以上とする。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、化成処理性およびめっき性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．９％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下とし、より好ましくは１．６％以下とする。
Ｍｎ：２．０～３．６％
Ｍｎは、固溶強化、およびマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。またＭｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、高強度鋼板の鋼板組織の分率制御に必要な元素である。これらの効果を得るためには、２．０％以上のＭｎを含有することが必要である。一方、過剰にＭｎを含有する場合、抵抗スポット溶接後に、ナゲット近傍のミクロ組織が所望の体積率を得られない。そればかりか、水素が鋼板内に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため、抵抗スポット溶接後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．６％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下とし、より好ましくは３．１％以下とし、さらに好ましくは２．９％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化、およびマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。またＭｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、高強度鋼板の鋼板組織の分率制御に必要な元素である。これらの効果を得るためには、２．０％以上のＭｎを含有することが必要である。一方、過剰にＭｎを含有する場合、抵抗スポット溶接後に、ナゲット近傍のミクロ組織が所望の体積率を得られない。そればかりか、水素が鋼板内に侵入した場合、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため、抵抗スポット溶接後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は３．６％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下とし、より好ましくは３．１％以下とし、さらに好ましくは２．９％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、過剰に添加された場合、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることで、継手強度が低下する。そのことから、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４％以下とする。特にＰ含有量の下限は規定しないが、極低Ｐ化は製鋼コストが上昇する。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、過剰に添加された場合、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させることで、継手強度が低下する。そのことから、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４％以下とする。特にＰ含有量の下限は規定しないが、極低Ｐ化は製鋼コストが上昇する。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００４％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、水素侵入時にＭｎＳからき裂が生成するために抵抗スポット溶接後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００４％とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。特にＳ含有量の下限は規定しないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇する。そのため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、水素侵入時にＭｎＳからき裂が生成するために抵抗スポット溶接後の耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．００４％とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。特にＳ含有量の下限は規定しないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇する。そのため、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１～０．１０％
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上のＡｌを含有することが必要である。一方、Ａｌは、ベイナイト変態時にセメンタイト析出を抑制する効果があり、母材の組織（鋼板組織）の残留オーステナイト生成に寄与する。しかし、抵抗スポット溶接後のナゲット近傍のミクロ組織にフェライトを過剰に生成することから、Ａｌの上限は０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上のＡｌを含有することが必要である。一方、Ａｌは、ベイナイト変態時にセメンタイト析出を抑制する効果があり、母材の組織（鋼板組織）の残留オーステナイト生成に寄与する。しかし、抵抗スポット溶接後のナゲット近傍のミクロ組織にフェライトを過剰に生成することから、Ａｌの上限は０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成することで抵抗スポット溶接後の十字引張強度を低下させることから、Ｎの含有量を抑える必要がある。Ｎ含有量が０．０１０％超えの場合に、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、極低Ｎ化は製鋼コストが上昇する理由から、Ｎ含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。
Ｎは、粗大な窒化物を形成することで抵抗スポット溶接後の十字引張強度を低下させることから、Ｎの含有量を抑える必要がある。Ｎ含有量が０．０１０％超えの場合に、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７５％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、極低Ｎ化は製鋼コストが上昇する理由から、Ｎ含有量は、好ましくは０．０００１％以上とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％のうちから選択される１種または２種
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％
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十字引張強度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、０．００５％以上のＮｂを含有させることが必要である。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、連続鋳造後にスラブ割れが生じる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０７０％以下とし、より好ましくは０．０５５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％
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十字引張強度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、０．００５％以上のＮｂを含有させることが必要である。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、連続鋳造後にスラブ割れが生じる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０７０％以下とし、より好ましくは０．０５５％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０８０％
Ｔｉ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十字引張強度および耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましく０．０６５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉ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十字引張強度および耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましく０．０６５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
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。上記の不可避的不純物としては、例えば、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｎ等が挙げられる。これらの含有量の許容範囲としては、Ｃｏ：０．０５％以下、Ｓｎ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下である。また本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、上記した本発明の効果は失われない。
本発明では、上記成分組成が高強度めっき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、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭのうちから選択される１種または２種以上を含有することができる。以下のＶ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの各成分は、必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、耐遅れ破壊特性の向上に寄与することができる。このような作用を有するため、Ｖを含有させる場合には０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加させても、Ｖ含有量が０．０５％を超えた分の強度上昇効果は小さい。そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０５％以下とする。
Ｖは、微細な炭窒化物を形成することで、耐遅れ破壊特性の向上に寄与することができる。このような作用を有するため、Ｖを含有させる場合には０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量のＶを添加させても、Ｖ含有量が０．０５％を超えた分の強度上昇効果は小さい。そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０５％以下とする。
Ｃｒ:１．０％以下
Ｃｒは、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。この効果を発揮させるため、Ｃｒを含有させる場合には０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒは１．０％を超えて含有させると、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８％以下とする。
Ｃｒは、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。この効果を発揮させるため、Ｃｒを含有させる場合には０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒは１．０％を超えて含有させると、表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８％以下とする。
Ｍｏ:０．５０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。さらに、Ｍｏは、水素過電圧を増加させることで耐遅れ破壊特性が向上する元素である。これら効果を発揮させるために、Ｍｏを含有させる場合には、０．０５％以上のＭｏを含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とする。また、０．５０％を超えてＭｏを含有させても上述の効果が飽和するため、コストが上昇するだけとなる。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４２％以下とする。
Ｍｏは、Ｃｒと同様、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する元素である。さらに、Ｍｏは、水素過電圧を増加させることで耐遅れ破壊特性が向上する元素である。これら効果を発揮させるために、Ｍｏを含有させる場合には、０．０５％以上のＭｏを含有させることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とする。また、０．５０％を超えてＭｏを含有させても上述の効果が飽和するため、コストが上昇するだけとなる。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４２％以下とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、添加することで水素過電圧を増加させ、これにより耐遅れ破壊特性が向上する。これら効果を発揮するために、Ｃｕを含有させる場合には、０．００５％以上のＣｕを含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有させても上述の効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｕは、添加することで水素過電圧を増加させ、これにより耐遅れ破壊特性が向上する。これら効果を発揮するために、Ｃｕを含有させる場合には、０．００５％以上のＣｕを含有させることが好ましい。一方、０．５０％を超えてＣｕを含有させても上述の効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、水素過電圧を増加させ、これにより耐遅れ破壊特性が向上する元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｎｉを含有させる場合には、０．００５％以上のＮｉを含有させることが好ましい。また、Ｎｉは、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時には有効である。一方、０．５０％を超えてＮｉを含有させても上述の効果が飽和するため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、水素過電圧を増加させ、これにより耐遅れ破壊特性が向上する元素である。これらの効果を発揮させるために、Ｎｉを含有させる場合には、０．００５％以上のＮｉを含有させることが好ましい。また、Ｎｉは、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時には有効である。一方、０．５０％を超えてＮｉを含有させても上述の効果が飽和するため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。
Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させ、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する。この効果を発揮するために、Ｂを含有させる場合には、０．０００２％以上のＢを含有させることが好ましい。一方、０．０１０％を超えてＢを含有させても、効果が飽和するため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｂは、焼入れ性を向上させ、抵抗スポット溶接部にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを生成することで、十字引張強度の高強度化に寄与する。この効果を発揮するために、Ｂを含有させる場合には、０．０００２％以上のＢを含有させることが好ましい。一方、０．０１０％を超えてＢを含有させても、効果が飽和するため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量を０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８％以下とする。
Ｓｂ:０．０２０％以下
Ｓｂは、鋼板表層に生じる脱炭層を抑制する効果を有するため、鋼板表面の水溶液環境下における電位分布が均一となり、耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するために、Ｓｂを含有させる場合には、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂが０．０２０％を超えて含有されると、鋼板製造時の圧延負荷荷重を増大させるため、生産性を低下させる。このことから、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｓｂは、鋼板表層に生じる脱炭層を抑制する効果を有するため、鋼板表面の水溶液環境下における電位分布が均一となり、耐遅れ破壊特性が向上する。このような効果を発現するために、Ｓｂを含有させる場合には、Ｓｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｂが０．０２０％を超えて含有されると、鋼板製造時の圧延負荷荷重を増大させるため、生産性を低下させる。このことから、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．０２０％以下とする。
Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物の形状を球状化することで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するために、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合には、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭは、０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５０％以下とする。
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物の形状を球状化することで耐遅れ破壊特性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するために、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合には、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＣａおよびＲＥＭは、０．００５０％を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合、ＣａおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５０％以下とする。
本発明では、上記した高強度鋼板の鋼板組織（母材の鋼板組織）は、特に限定されない。本発明を自動車の構造部品に適用する観点からは、母材の鋼板組織は、体積率で、５～３０％の残留オーステナイトを含む鋼板であることが好ましい。これは、母材（溶接用鋼板）として、引張強度が１４００ＭＰａ以上の鋼板（高強度鋼板）が適用される際、プレス成形性が問題になるためである。したがって、母材の鋼板組織は、応力変態誘起による高い一様伸びを確保できる残留オーステナイトを上記体積分率で含有するのが好ましい。自動車の構造部品に適用する観点からは、高い一様伸びとして、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に基づき測定される伸びＥｌが１４％以上であることが好ましい。
また本発明では、上記した高強度鋼板は、必要に応じて、母材である鋼板の表面にめっき層を有することができる。めっき層は、亜鉛めっき層、合金化亜鉛めっき層であることが好ましい。特に自動車用途向けとして、溶融亜鉛めっき処理を施して、母材である鋼板表面に亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）としてもよい。また、該溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに合金化処理を施して、母材である鋼板表面に合金化亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）としても良い。
〔抵抗スポット溶接方法〕
次に、上記した溶接部を有する本発明の自動車用部材の抵抗スポット溶接方法について説明する。
次に、上記した溶接部を有する本発明の自動車用部材の抵抗スポット溶接方法について説明する。
本発明の自動車用部材は、少なくとも１枚の上記高強度鋼板を含む、複数の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合する抵抗スポット溶接によって製造できる。
例えば、２枚の鋼板を重ね合わせて板組とする。ついで、板組の下側および上側に配置される一対の溶接電極で該板組を挟持し、加圧しながら所定の溶接条件となるように制御して通電を行う。これにより、鋼板１、２の重ね面７となる板間に上記の溶接部６を形成することによって、鋼板同士を接合することができる（図１を参照）。なお、めっき層を有する鋼板（ＧＩあるいはＧＡ）とめっき層を有しない鋼板（高強度冷延鋼板）とを用いて板組としてもよい。
ここで、本発明の通電工程について説明する。本発明では、通電工程として、主通電工程と後熱処理工程とを有する。
主通電工程では、上記した１対の溶接電極を用いて板組を挟持し、加圧しながら、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で通電する。図１に示す例では、主通電工程によって、下側に配置される鋼板１と上側に配置される鋼板２の鋼板合わせ面７（重ね面）を溶融し、ナゲット３を形成する。
本発明では、主通電工程におけるナゲット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。自動車用途向けの観点から、通電条件および加圧条件は以下の範囲に調整することが好ましい。
例えば、主通電工程の電流値Ｉｗ（ｋＡ）は、安定したナゲット径を得るために、３．０～８．５ｋＡとすることが好ましい。ここで、自動車用鋼板の抵抗スポット溶接部に採用されるナゲット径は、一般的に、３．０√ｔ～６．０√ｔ（tは板組のなかで最も薄い板厚とする）であり、以降の説明では「目標のナゲット径」と称する場合もある。電流値Ｉｗ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Ｉｗが大きすぎると、目標のナゲット径と比較して生成される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、溶けた溶接部が散りとして板間より外に出てしまう結果、目標のナゲット径と比較して生成されるナゲット径が小さくなる可能性がある。したがって、電流値Ｉｗは、好ましくは３．０～８．５ｋＡとする。電流値Ｉｗは、より好ましくは４．５ｋＡ以上であり、より好ましくは８．０ｋＡ以下である。
主通電工程の通電時間Ｔｗ（ｍｓ）は、１２０～４００ｍｓとすることが好ましい。その理由は、上述の電流値Ｉｗの理由と同様、目標のナゲット径を得るために最適な時間だからである。通電時間Ｔｗが１２０ｍｓ未満では、ナゲットが生成しにくくなる。一方、通電時間Ｔｗが４００ｍｓ超えでは、ナゲット径が大きくなりすぎる可能性があり、また施工性の低下が懸念される。通電時間Ｔｗは、より好ましくは１５０ｍｓ以上であり、より好ましくは３５０ｍｓ以下である。しかしながら、本発明を適用する上で要求されるナゲット径が得られれば、通電時間Ｔｗは、上記範囲と比較して短くても、あるいは長くても構わない。
主通電工程の加圧条件は、好ましくは、加圧力（ｋＮ）を２．０～７．０ｋＮとする。加圧力が大き過ぎると通電径が拡大するため、目標の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。その結果、生成されるナゲット径が目標のナゲット径より小さくなる可能性がある。したがって、加圧力は２．０～７．０ｋＮとすることが好ましい。より好ましくは２．５ｋＮ以上である。しかしながら、本発明を適用する上で要求されるナゲット径が得られる加圧力であれば、加圧力は、上記範囲と比較して低くても、あるいは高くても構わない。なお、加圧力は、装置能力によって制限される場合がある。
本発明では、上記の主通電工程後に、溶接部を後熱処理する後熱処理工程を行う。後熱処理工程は、冷却過程と、昇温過程と、遷移過程および／または保持過程とを有する。
後熱処理工程では、まず冷却過程を行う。後熱処理工程の冷却過程では、５００ｍｓ以上の冷却時間Ｔｃ（ｍｓ）を設けて、ナゲットを冷却する。
冷却時間Ｔｃが５００ｍｓ未満では、主通電工程で生成したナゲット端部近傍から熱影響部を含む領域（具体的には溶接部内の上記点Ａから上記点Ｂの領域。図１を参照。）においてオーステナイトがマルテンサイト変態を促進できない状態で、後続の昇温過程で加熱される。その結果、溶接部のミクロ組織が上記した各組織の体積率を得られない。したがって、冷却時間Ｔｃは５００ｍｓ以上とする。冷却時間Ｔｃは、好ましくは６００ｍｓ以上とする。なお、冷却時間Ｔｃの上限は特に規定しない。生産性の観点から、冷却時間Ｔｃは２０００ｍｓ以下が好ましい。
冷却時間Ｔｃが５００ｍｓ未満では、主通電工程で生成したナゲット端部近傍から熱影響部を含む領域（具体的には溶接部内の上記点Ａから上記点Ｂの領域。図１を参照。）においてオーステナイトがマルテンサイト変態を促進できない状態で、後続の昇温過程で加熱される。その結果、溶接部のミクロ組織が上記した各組織の体積率を得られない。したがって、冷却時間Ｔｃは５００ｍｓ以上とする。冷却時間Ｔｃは、好ましくは６００ｍｓ以上とする。なお、冷却時間Ｔｃの上限は特に規定しない。生産性の観点から、冷却時間Ｔｃは２０００ｍｓ以下が好ましい。
後熱処理工程では、上記の冷却過程後に、昇温過程と、遷移過程および／または保持過程とを行う。
昇温過程、遷移過程および／または保持過程では、主通電工程の電流値Ｉｗより高い電流値で通電した後に、ナゲット端部から重ね面上をナゲット中心部の方向に５０μｍ離れた箇所までの領域（ナゲット端部から上記点Ａまでのナゲット内の領域）をＡｃ1点～Ａｃ3点の温度域まで加熱し、ナゲット端部から重ね面上を熱影響部の方向に２００μｍ離れた箇所までの領域（ナゲット端部から上記点Ｂまでの熱影響部内の領域）をＡｃ1点直下の温度域まで昇温する昇温過程を行う。その後、その温度域を保持するような通電条件で遷移過程および／または保持過程を付加する。これにより、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の平均個数密度を制御する。
昇温過程、遷移過程および／または保持過程では、主通電工程の電流値Ｉｗより高い電流値で通電した後に、ナゲット端部から重ね面上をナゲット中心部の方向に５０μｍ離れた箇所までの領域（ナゲット端部から上記点Ａまでのナゲット内の領域）をＡｃ1点～Ａｃ3点の温度域まで加熱し、ナゲット端部から重ね面上を熱影響部の方向に２００μｍ離れた箇所までの領域（ナゲット端部から上記点Ｂまでの熱影響部内の領域）をＡｃ1点直下の温度域まで昇温する昇温過程を行う。その後、その温度域を保持するような通電条件で遷移過程および／または保持過程を付加する。これにより、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の平均個数密度を制御する。
昇温過程では、式（１）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（２）に示す通電時間Ｔｔ（ｍｓ）の間、溶接部の通電を行う。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５× Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５× Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。
昇温過程の電流値Ｉｔが「１．０５×Ｉｗ」未満では、加熱が十分でないため、ナゲット端部周辺の領域（具体的には、溶接部内の上記点Ａから上記点Ｂの領域）において、上記したミクロ組織のフェライトおよびマルテンサイトの体積率を得られない。その結果、十字引張強度が低下する。電流値Ｉｔは、好ましくは「１．１０×Ｉｗ」以上とし、より好ましくは「１．２０×Ｉｗ」以上とする。一方、昇温過程の電流値Ｉｔが「１．７５×Ｉｗ」を超えると、このナゲット端部周辺の領域は過昇温状態となるため、上記したミクロ組織のフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率が得られない。その結果、耐遅れ破壊特性が低下する。電流値Ｉｔは、好ましくは「１．７０×Ｉｗ」以下とする。
昇温過程の通電時間Ｔｔが２００ｍｓを超えると、過昇温状態となるため、このナゲット端部周辺の領域において、上記したミクロ組織のフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率が得られない。その結果、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、通電時間Ｔｔは２００ｍｓ以下とする。なお、溶接部のミクロ組織が、上記した各組織の体積率を有するためには、昇温過程の通電時間Ｔｔは０ｍｓ超えとする必要がある。通電時間Ｔｔは、好ましくは２０ｍｓ以上とする。
昇温過程の後に、溶接部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）で、通電電流を電流値Ｉｔ（ｋＡ）からＩｔｍ（ｋＡ）へ連続的に減少させる遷移過程および／または式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電する保持過程を行う。
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０× Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０× Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。
ここでは、「昇温過程および遷移過程」をこの順に行う場合（図２を参照）、「昇温過程、遷移過程および保持過程」をこの順に行う場合（図３を参照）、「昇温過程および保持過程」をこの順に行う場合（図４を参照）について、それぞれ説明する。
最初に、昇温過程後に遷移過程のみを行う場合について説明する。
図２に示すように、上述の昇温過程に引き続き、溶接部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）の間、通電電流が昇温過程の電流値Ｉｔ（ｋＡ）から遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍ（ｋＡ）まで連続的に電流が変化する（減少する）遷移過程を行う。なお、昇温過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
図２に示すように、上述の昇温過程に引き続き、溶接部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）の間、通電電流が昇温過程の電流値Ｉｔ（ｋＡ）から遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍ（ｋＡ）まで連続的に電流が変化する（減少する）遷移過程を行う。なお、昇温過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
上述のように、遷移過程は、ナゲット端部から重ね面上を熱影響部の方向に２００μｍ離れた箇所までの領域（ナゲット端部から上記点Ｂまでの熱影響部内の領域）をＡｃ1点直下の温度に制御することを目的としている。
遷移過程の遷移時間（ダウンスロープ通電時間Ｔｄ）が式（４）を満足していれば、短時間でも上記した効果を得ることができる。よって、遷移過程を有する場合には、式（４）を満たす遷移時間（ダウンスロープ通電時間Ｔｄ）とする。なお、溶接時間が長いと施行効率の低下につながることから、遷移時間は、０ｍｓ超え８００ｍｓ以下とすることが好ましい。図２に示すように、保持過程を有さない場合、式（４）の通電時間Ｔｔａは０ｍｓとする。
遷移過程の遷移時間（ダウンスロープ通電時間Ｔｄ）が式（４）を満足していれば、短時間でも上記した効果を得ることができる。よって、遷移過程を有する場合には、式（４）を満たす遷移時間（ダウンスロープ通電時間Ｔｄ）とする。なお、溶接時間が長いと施行効率の低下につながることから、遷移時間は、０ｍｓ超え８００ｍｓ以下とすることが好ましい。図２に示すように、保持過程を有さない場合、式（４）の通電時間Ｔｔａは０ｍｓとする。
また、遷移過程の通電開始時の電流値が、昇温過程の電流値Ｉｔ（ｋＡ）を超える場合、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物が粗大化となり耐遅れ破壊特性が低下となる。一方、遷移過程の通電終了時の電流値が、低すぎると焼戻しが不十分となり、ナゲット端部から熱影響部までの領域におけるミクロ組織の体積分率は特定の比率を得られないため、十字引張強度（ＣＴＳ）が低下となる。そのような理由から、遷移過程の通電開始時の電流値は、Ｉｔ（ｋＡ）とする。
遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍは、２．０ｋＡ以上とすることが好ましい。
遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍは、２．０ｋＡ以上とすることが好ましい。
次に、昇温過程後に遷移過程および保持過程の両方を有する場合（すなわち、昇温過程と保持過程の間に遷移過程を有する場合）について説明する。
図３に示すように、上述した昇温過程を行い、ついで遷移過程を行った後、溶接部に対して、式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電する保持過程を行う。保持過程では、通電電流の電流値Ｉｔａを一定にして通電を行う（一定通電）。なお、電流値Ｉｔａ（ｋＡ）は、遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍ以下とすることが好ましい。昇温過程と遷移過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
図３に示すように、上述した昇温過程を行い、ついで遷移過程を行った後、溶接部に対して、式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電する保持過程を行う。保持過程では、通電電流の電流値Ｉｔａを一定にして通電を行う（一定通電）。なお、電流値Ｉｔａ（ｋＡ）は、遷移過程の通電終了時の電流値Ｉｔｍ以下とすることが好ましい。昇温過程と遷移過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
保持過程の電流値Ｉｔａが「０．１５×Ｉｔ」未満では、昇温過程の通電条件（式（１）および式（２）に示す条件）を満足できたとしても、ナゲット端部から熱影響部までの領域が低温となる。そのため、マルテンサイトの体積率が増加して焼戻しマルテンサイトの体積率が低下する。その結果、溶接部が上記したミクロ組織を得られず、耐遅れ破壊特性が低下する。保持過程の電流値Ｉｔａは、好ましくは「０．２０×Ｉｔ」以上とする。一方、保持過程の電流値Ｉｔａが「０．９０×Ｉｔ」を超えると、過昇温状態となるため、溶接部が上記したミクロ組織のフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率を得られない。そればかりか、Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の粗大化が進むため、耐遅れ破壊特性が低下する。
保持過程の通電時間Ｔｔａは、後熱処理工程における通電時間の合計が式（４）の関係式を満たすように制御する。
昇温過程の通電時間Ｔｔ（ｍｓ）と遷移過程のダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）と保持過程の通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の合計が２５０ｍｓ未満では、ナゲット端部周辺を、昇温過程で昇温した温度域で十分に保持することができないため、溶接部が上記したミクロ組織のフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率を得られない。なお、後熱処理工程における通電時間の合計の上限は、特に規定しないが、施工性の観点から、該通電時間の合計は３０００ｍｓ以下が好ましく、２５００ｍｓ以下がより好ましい。
昇温過程の通電時間Ｔｔ（ｍｓ）と遷移過程のダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）と保持過程の通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の合計が２５０ｍｓ未満では、ナゲット端部周辺を、昇温過程で昇温した温度域で十分に保持することができないため、溶接部が上記したミクロ組織のフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率を得られない。なお、後熱処理工程における通電時間の合計の上限は、特に規定しないが、施工性の観点から、該通電時間の合計は３０００ｍｓ以下が好ましく、２５００ｍｓ以下がより好ましい。
最後に、昇温過程後に保持過程のみを有する場合について説明する。
図４に示すように、上述した昇温過程を行い、ついで、溶接部に対して上述の保持過程を行う。なお、昇温過程と保持過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
ここで、遷移過程を有さない場合、式（４）のダウンスロープ通電時間Ｔｄは０ｍｓとする。
図４に示すように、上述した昇温過程を行い、ついで、溶接部に対して上述の保持過程を行う。なお、昇温過程と保持過程の限定理由は、既に説明しているため省略する。
ここで、遷移過程を有さない場合、式（４）のダウンスロープ通電時間Ｔｄは０ｍｓとする。
以上に説明したように、本発明によれば、極めて高い引張強度を有する鋼板を少なくとも１枚以上含む板組を抵抗スポット溶接することによって、優れた継手性能を有する抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材を安定して得ることができる。
例えば、極めて高い引張強度と伸びを兼備した鋼板（高強度鋼板）として、引張強度が１４００ＭＰａ以上、伸びが１４％以上の鋼板を用いる場合であっても、抵抗スポット溶接後の継手において、４．５√ｔのナゲット径を有し、かつ十字引張強度が７．０ｋＮ以上、かつ定荷重試験負荷された抵抗スポット溶接部に陰極電解チャージしても割れが生じない、自動車用部材を提供できる。
以下、本発明の実施例を説明する。なお、本発明は、下記の実施例によって制限を受けるものではない。本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとした。表１に示す「－」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（０％）場合だけでなく、元素を不可避的に含有する場合も含むものとした。
上記スラブを加熱した後に、仕上げ圧延終了温度９００℃で熱間圧延を施して熱延鋼板（板厚：３．２ｍｍ）とし、熱延鋼板を冷却停止温度５００℃まで冷却し、巻取温度５００℃でコイルに巻取った。得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施して冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）とした。
その後、得られた冷延鋼板に８５０℃で１０分間熱処理し、室温まで冷却する焼鈍を施して、高強度鋼板を製造した。製造した高強度鋼板のうち、一部の鋼板はめっき層を有する鋼板（ＧＩあるいはＧＡ）とし、残りの鋼板はめっき層を有しない鋼板（高強度冷延鋼板：ＣＲ）とした。
製造した高強度鋼板（ＣＲ、ＧＩ、ＧＡ）から、５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を切り出し、試験片を表２および表４に示す組み合わせで重ね合わせて板組とした。その後、表２および表４に示す溶接条件で抵抗スポット溶接を施し、抵抗スポット溶接部材を得た。
なお、溶接装置には、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いた。使用した１対の電極チップは、先端の曲率半径Ｒ４０ｍｍ、先端径６ｍｍを有するクロム銅のＤＲ型電極とした。
なお、溶接装置には、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いた。使用した１対の電極チップは、先端の曲率半径Ｒ４０ｍｍ、先端径６ｍｍを有するクロム銅のＤＲ型電極とした。
得られた高強度鋼板から圧延方向にＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
また、母材の鋼板組織の評価は、次の方法で行った。
残留オーステナイトの体積分率は、得られた高強度鋼板を板厚方向の１／４面（板厚の１／４位置の面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面とのＸ線回折線の積分強度を測定した。これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６およびｐ.６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。各組織の体積率をそれぞれ表２および表４に示した。
残留オーステナイトの体積分率は、得られた高強度鋼板を板厚方向の１／４面（板厚の１／４位置の面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面とのＸ線回折線の積分強度を測定した。これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６およびｐ.６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。各組織の体積率をそれぞれ表２および表４に示した。
得られた抵抗スポット溶接部材を用いて、以下に示す方法で、溶接部におけるミクロ組織と、溶接継手の十字引張強度および耐遅れ破壊特性とを評価した。
＜溶接部のミクロ組織の評価方法＞
図１に示すように、溶接部のナゲット端部から、重ね面７上をナゲット３の中心部に向けて５０μｍの箇所を点Ａとした。ナゲット端部から、重ね面７上を熱影響部に向けて２００μｍの箇所を点Ｂとした。該点Ａから該点Ｂの領域内におけるナゲット端部および熱影響部のミクロ組織のフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率を、次のように測定した。得られた抵抗スポット溶接部材から該領域を切り出し、その板厚断面（板厚方向断面）を研磨し、その後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で観察した。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、上記組織の面積率を測定し、その面積率を体積率とした。残部組織は、ＳＥＭ、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、溶接部を含む鋼板組織を観察し、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。残部組織の体積率の合計値を表３および表５に示した。
図１に示すように、溶接部のナゲット端部から、重ね面７上をナゲット３の中心部に向けて５０μｍの箇所を点Ａとした。ナゲット端部から、重ね面７上を熱影響部に向けて２００μｍの箇所を点Ｂとした。該点Ａから該点Ｂの領域内におけるナゲット端部および熱影響部のミクロ組織のフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積率を、次のように測定した。得られた抵抗スポット溶接部材から該領域を切り出し、その板厚断面（板厚方向断面）を研磨し、その後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて３０００倍の倍率で観察した。ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、上記組織の面積率を測定し、その面積率を体積率とした。残部組織は、ＳＥＭ、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、溶接部を含む鋼板組織を観察し、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。残部組織の体積率の合計値を表３および表５に示した。
上記した点Ａから点Ｂの領域内における微細なＮｂ系炭化物およびＴｉ系炭化物は、次のように測定した。
Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の粒径は、得られた抵抗スポット溶接部材から該領域を切り出し、その板厚断面を研磨し、その後、３％ナイタールで腐食し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察した。Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、その円相当直径を算出することで上記析出物の粒径を求めた。粒径が０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物の平均個数密度（個／１００μｍ2）は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察し、１０箇所の個数密度を求め、その平均とした。粒径が０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物も同様にして求めた。
Ｎｂ系析出物およびＴｉ系析出物の粒径は、得られた抵抗スポット溶接部材から該領域を切り出し、その板厚断面を研磨し、その後、３％ナイタールで腐食し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察した。Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、下限を０．００５μｍとして、その円相当直径を算出することで上記析出物の粒径を求めた。粒径が０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物の平均個数密度（個／１００μｍ2）は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１００００倍の倍率で観察し、１０箇所の個数密度を求め、その平均とした。粒径が０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物も同様にして求めた。
＜抵抗スポット溶接継手の十字引張強度の評価＞
抵抗スポット溶接後の十字引張強度（ＣＴＳ）は、十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ ３１３７）に基づき行った。得られた各高強度鋼板から十字引張試験片（短手方向の長さ：５０ｍｍ、長手方向の長さ：１５０ｍｍ）を切り出し、表２および表４に示す板組および溶接条件で抵抗スポット溶接を施した試験片を用いた。表３および表５中、十字引張強度（ＣＴＳ）が７．０ｋＮ以上の場合は、抵抗スポット溶接後の十字引張強度が良好（表３および表５中、記号「○」で示す）とし、十字引張強度が７．０ｋＮ未満の場合は、抵抗スポット溶接後の十字引張強度が劣（表３および表５中、記号「×」で示す）とした。ここでは、良好の場合に、「優れた十字引張強度」を有すると評価した。
抵抗スポット溶接後の十字引張強度（ＣＴＳ）は、十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ ３１３７）に基づき行った。得られた各高強度鋼板から十字引張試験片（短手方向の長さ：５０ｍｍ、長手方向の長さ：１５０ｍｍ）を切り出し、表２および表４に示す板組および溶接条件で抵抗スポット溶接を施した試験片を用いた。表３および表５中、十字引張強度（ＣＴＳ）が７．０ｋＮ以上の場合は、抵抗スポット溶接後の十字引張強度が良好（表３および表５中、記号「○」で示す）とし、十字引張強度が７．０ｋＮ未満の場合は、抵抗スポット溶接後の十字引張強度が劣（表３および表５中、記号「×」で示す）とした。ここでは、良好の場合に、「優れた十字引張強度」を有すると評価した。
＜抵抗スポット溶接継手の耐遅れ破壊特性の評価＞
耐遅れ破壊特性は、次の方法で評価した。
まず、２枚の鋼板を重ね合わせた板組の場合には、上記鋼板（長手方向の長さ：１５０ｍｍ、短手方向の長さ：５０ｍｍ）の２枚の間に、厚さ１．４ｍｍで５０ｍｍ四方のスペーサを、板組の両側に挟み込んで仮溶接した。ついで、２枚の鋼板を重ね合わせた板組の中心を表２に記載する溶接条件で溶接し、溶接継手を作製した。
３枚の鋼板を重ね合わせた板組の場合には、上記鋼板の重なり合う各鋼板同士の間に、上記スペーサを、板組の両側にそれぞれ挟み込んで、仮溶接した。ついで、３枚の鋼板を重ね合わせた板組の中心を表４に記載する溶接条件で溶接し、溶接継手を作製した。上記した「鋼板の重なり合う各鋼板同士の間に」とは、具体的には、上側の鋼板と中間の鋼板との間、および、中間の鋼板と下側の鋼板との間、を指す。
耐遅れ破壊特性は、次の方法で評価した。
まず、２枚の鋼板を重ね合わせた板組の場合には、上記鋼板（長手方向の長さ：１５０ｍｍ、短手方向の長さ：５０ｍｍ）の２枚の間に、厚さ１．４ｍｍで５０ｍｍ四方のスペーサを、板組の両側に挟み込んで仮溶接した。ついで、２枚の鋼板を重ね合わせた板組の中心を表２に記載する溶接条件で溶接し、溶接継手を作製した。
３枚の鋼板を重ね合わせた板組の場合には、上記鋼板の重なり合う各鋼板同士の間に、上記スペーサを、板組の両側にそれぞれ挟み込んで、仮溶接した。ついで、３枚の鋼板を重ね合わせた板組の中心を表４に記載する溶接条件で溶接し、溶接継手を作製した。上記した「鋼板の重なり合う各鋼板同士の間に」とは、具体的には、上側の鋼板と中間の鋼板との間、および、中間の鋼板と下側の鋼板との間、を指す。
得られた溶接継手を常温（２５℃）で大気中に静置して２４時間経過し、塩酸(ｐＨ＝２．５)の溶液に９６ｈｒ浸漬した後に、遅れ破壊の有無を調査した。表３および表５中、浸漬後に遅れ破壊が発生しなかったものには記号「○」を記載し、破壊が発生したものには記号「×」を記載した。ここでは、記号「〇」の場合に、「優れた耐遅れ破壊特性」を有すると評価した。
母材の引張強度および鋼板組織、溶接部のミクロ組織、溶接継手の十字引張強度および耐遅れ破壊特性の測定結果を表２～表５に示した。
１、２ 鋼板
３ ナゲット
４ 熱影響部
６ 抵抗スポット溶接部
７ 鋼板合わせ面
３ ナゲット
４ 熱影響部
６ 抵抗スポット溶接部
７ 鋼板合わせ面
Claims (6)
- 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材であって、
前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．２１～０．４０％、
Ｓｉ：１．０～１．９％、
Ｍｎ：２．０～３．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％のうちから選択される１種または２種を含有し、
さらに、Ｖ：０．０５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．０２０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選択される１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記抵抗スポット溶接部のナゲット端部から鋼板合わせ面上をナゲット中心部の方向に５０μｍの箇所を点Ａとし、前記ナゲット端部から鋼板合わせ面上を熱影響部の方向に２００μｍの箇所を点Ｂとしたとき、前記ナゲットおよび前記熱影響部における該点Ａから該点Ｂの領域内のミクロ組織が、
体積率で、フェライトが１～３０％、マルテンサイトが１～５０％、および焼戻しマルテンサイトが２０％以上を有する複合組織であり、
粒径０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および粒径０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物の平均個数密度が、板断面１００μｍ2当たり１０個以上である、自動車用部材。 - 前記高強度鋼板の引張強度が１４００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の自動車用部材。
- 前記高強度鋼板の組織は、体積率で、残留オーステナイトが５～３０％である、請求項１または２に記載の自動車用部材。
- 前記高強度鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有し、前記めっき層が亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である、請求項１～３のいずれか１項に記載の自動車用部材。
- 請求項１～４のいずれか１項に記載の自動車用部材の抵抗スポット溶接方法であって、
前記高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合するに際し、
前記通電として、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で前記板組を通電してナゲットを形成する主通電工程と、ナゲットおよび熱影響部に後熱処理を行う後熱処理工程を有し、
前記後熱処理工程では、
冷却時間を５００ｍｓ以上設けてナゲット端部を冷却する冷却過程と、
式（１）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（２）に示す通電時間Ｔｔ（ｍｓ）の間、ナゲット端部および熱影響部に通電を行う昇温過程と、
該昇温過程後、ナゲット端部および熱影響部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）で、通電電流を電流値Ｉｔ（ｋＡ）からＩｔｍ（ｋＡ）へ連続的に減少させる遷移過程および／または式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電を行う保持過程と、
を有する、自動車用部材の抵抗スポット溶接方法。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５ × Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０ × Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。 - 少なくとも１枚の高強度鋼板を含む複数の鋼板が抵抗スポット溶接された抵抗スポット溶接部を有する自動車用部材であり、
前記高強度鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．２１～０．４０％、
Ｓｉ：１．０～１．９％、
Ｍｎ：２．０～３．６％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００４％以下、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｔｉ：０．００５～０．０８０％のうちから選択される１種または２種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
前記抵抗スポット溶接部のナゲット端部から鋼板合わせ面上をナゲット中心部の方向に５０μｍの箇所を点Ａとし、前記ナゲット端部から鋼板合わせ面上を熱影響部の方向に２００μｍの箇所を点Ｂとしたとき、前記ナゲットおよび前記熱影響部における該点Ａから該点Ｂの領域内のミクロ組織が、
体積率で、フェライトが１～３０％、マルテンサイトが１～５０％、および焼戻しマルテンサイトが２０％以上を有する複合組織であり、
粒径０．０９μｍ未満のＮｂ系析出物および粒径０．０９μｍ未満のＴｉ系析出物の平均個数密度が、板断面１００μｍ 2 当たり１０個以上である、自動車用部材の抵抗スポット溶接方法であって、
前記高強度鋼板を少なくとも１枚含む、複数の鋼板を重ね合わせた板組を、１対の溶接電極で挟持し、加圧しながら通電して接合するに際し、
前記通電として、電流値Ｉｗ（ｋＡ）で前記板組を通電してナゲットを形成する主通電工程と、ナゲットおよび熱影響部に後熱処理を行う後熱処理工程を有し、
前記後熱処理工程では、
冷却時間を５００ｍｓ以上設けてナゲット端部を冷却する冷却過程と、
式（１）に示す電流値Ｉｔ（ｋＡ）で、式（２）に示す通電時間Ｔｔ（ｍｓ）の間、ナゲット端部および熱影響部に通電を行う昇温過程と、
該昇温過程後、ナゲット端部および熱影響部に対して、式（４）に示すダウンスロープ通電時間Ｔｄ（ｍｓ）で、通電電流を電流値Ｉｔ（ｋＡ）からＩｔｍ（ｋＡ）へ連続的に減少させる遷移過程および／または式（３）に示す電流値Ｉｔａ（ｋＡ）で、式（４）に示す通電時間Ｔｔａ（ｍｓ）の間、通電を行う保持過程と、
を有する、自動車用部材の抵抗スポット溶接方法。
１．０５ × Ｉｗ ≦ Ｉｔ ≦ １．７５ × Ｉｗ ・・・（１）
０ ＜ Ｔｔ ≦ ２００ ・・・（２）
０．１５ × Ｉｔ ≦ Ｉｔａ ≦ ０．９０ × Ｉｔ ・・・（３）
２５０ ≦ Ｔｔ ＋ Ｔｔａ ＋ Ｔｄ ・・・（４）
ここで、各式において、Ｉｗ：主通電工程における電流値（ｋＡ）、
Ｉｔ：後熱処理工程における昇温過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｔ：後熱処理工程における昇温過程での通電時間（ｍｓ）、
Ｉｔａ：後熱処理工程における保持過程での電流値（ｋＡ）、
Ｔｄ：後熱処理工程における遷移過程でのダウンスロープ通電時間（ｍｓ）、
Ｔｔａ：後熱処理工程における保持過程での通電時間（ｍｓ）、
とする。また、後熱処理工程における遷移過程を有さない場合は式（４）のＴｄを０ｍｓとし、後熱処理工程における保持過程を有さない場合は式（４）のＴｔａを０ｍｓとする。
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