CN118043157A - 电阻点焊接头及其电阻点焊方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的在于提供一种电阻点焊接头及其电阻点焊方法。本发明是对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊接头，高强度钢板具有特定的成分组成，熔核前端区域的组织以相对于熔核前端区域整体的面积率计具有1％以上的铁素体，并且熔核前端区域的最软化部的硬度Hv相对于熔核中心部的硬度Hvm满足0.90×Hvm＞Hv的关系，HAZ软化区域的硬度Hvh相对于熔核中心部的硬度Hvm满足0.90×Hvm＞Hvh的关系。

Description

电阻点焊接头及其电阻点焊方法

技术领域

本发明涉及电阻点焊接头及其电阻点焊方法。

背景技术

近年来，从用于改善油耗的轻型化和确保碰撞安全性的观点考虑，汽车车体逐渐使用各种高强度钢板(High tensile strength steel sheets)。另外，在汽车的组装生产线中，作为部件的接合，主要采用电阻点焊。

通过电阻点焊接合的电阻点焊部的接头强度用在剪切方向的拉伸强度、即拉伸剪切强度(TSS：Tensile shear strength)、和在剥离方向的拉伸强度、即十字拉伸强度(CTS：Cross tension strength)进行评价。电阻点焊部的TSS具有随着母材的拉伸强度增加的趋势，但CTS在母材的拉伸强度为780MPa以上时有降低的情况。CTS降低时，电阻点焊部(焊接部)的断裂形态从在电阻点焊部的周围的母材或热影响部(HAZ)进行延展性断裂的塞型断裂向在熔核内进行脆性断裂的界面断裂或部分塞型断裂转变。作为CTS降低的原因，例如可举出由于快速冷却后的熔核端部的固化而引起脆性的破坏等。因此，为了解决这样的问题，对在正式通电后再次进行通电的后通电法进行了各种研究。

另外，在使用拉伸强度为780MPa以上的钢板(高强度钢板)的电阻点焊部中，由于焊接中的冷却过程中的热收缩，在作为硬组织的马氏体中产生拉伸残余应力。进而，焊接中氢从钢板表面的镀层、油和水分等进入焊接金属内，由此还担心氢侵入到电阻点焊部内的延迟破坏性。因此，除了上述CTS的问题之外，为了解决延迟破坏的问题，还进行了通电模式的研究、钢板组织的研究。

作为解决这样的问题的技术，例如可举出专利文献1～5。专利文献1中公开了对由特定的成分组成构成的电阻焊接钢板进行电阻焊接而成的接合部中的熔融凝固部(熔核)和热影响部是以回火马氏体或回火贝氏体为主相的组织。

专利文献2中公开了在Ac₁点以下的温度下实施后通电工序后得到的焊接接头。该焊接接头的点焊部具有在熔核中心部与热影响部的硬度最低的最软化部之间形成的由回火马氏体构成的区域。

专利文献3中公开了规定熔核外侧的硬度和熔核内组织的电阻点焊接头。该电阻点焊接头的电阻点焊部的条件是，熔核内的组织为等轴状马氏体组织，并且在熔核的外侧存在硬度比母材低的软化区域。

专利文献4中公开了分为形成熔核的第一通电工序、无通电的冷却工序、使熔核软化的第二通电工序这三个工序进行的点焊方法。在第二通电工序中，对第一通电工序中形成的马氏体进行回火而制成回火马氏体，由此使熔核软化，对熔核内部进行回火。

专利文献5中公开了一种电阻点焊方法，其通过组合主通电工序和后通电工序来减少进入焊接金属中的氢量，进一步抑制因飞散的发生而导致的熔核减缩。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5182855号公报

专利文献2：日本专利第5713147号公报

专利文献3：日本专利第5895430号公报

专利文献4：日本专利第6107939号公报

专利文献5：日本专利第6315161号公报

发明内容

然而，专利文献1仅公开了电阻焊接钢板的成分组成和接合部的组织，对正式通电后再次进行通电的后通电法的焊接条件、具体而言后通电的温度范围完全没有考虑。

在使用由后述的本发明的成分组成构成的钢板(高强度钢板)进行焊接的情况下，需要在生成熔核后，将焊接部升温至Ac₁点正上方附近的温度，由此在焊接后使熔核端部的马氏体成为由铁素体和马氏体构成的二相组织。如果该温度过低，则无法得到上述二相组织，无法得到熔核端部的应力集中缓和以及熔核端部的韧性提高这两种效果。其结果，裂纹侵入到熔核内，因此CTS降低。另一方面，如果该温度比Ac₃点高，则熔核端部成为马氏体单相的组织，其结果，认为有可能成为脆弱的组织。基于这样的理由，本发明的问题在于提供一种实现在适当的温度下对焊接部进行回火的组织控制的技术。即，在本发明和专利文献1中技术思想不同。

专利文献2在熔核中心部与热影响部的硬度最低的最软化部之间具有由回火马氏体构成的区域。但是，由于后通电工序中的通电为一个阶段，所以该通电导致温度上升，不能将温度保持恒定。其结果，不能对HAZ进行充分回火。在将专利文献2的技术应用于由本发明的成分组成构成的钢板的情况下，是否能够兼顾CTS的提高和耐延迟破坏特性的提高尚不明确。

应予说明，在本发明中，不产生如专利文献2那样的由上述回火马氏体构成的区域。在本发明中，通过将熔核端部升温至Ac₁点正上方的温度，熔核端部成为具有铁素体的上述二相组织。由此，是可以得到上述的熔核端部的应力集中缓和以及熔核端部的韧性提高的效果的技术。即，在本发明和专利文献2中技术思想不同。

专利文献3是通过使熔核内的组织为等轴状马氏体组织，并且在熔核的外侧存在硬度比母材低的软化区域来使变形集中在熔核的外侧的软化区域的技术。但是，本发明中的技术通过熔核端部成为具有铁素体的上述二相组织，可以得到熔核端部的应力集中缓和以及熔核端部的韧性提高的效果。即，在专利文献3中，关于如本发明那样的在适当的温度范围内对焊接部进行回火的组织控制，完全没有考虑。

专利文献4是通过第二通电工序对第一通电工序中形成的马氏体进行回火而制成回火马氏体的技术。但是，本发明是熔核端部成为具有铁素体的上述二相组织的技术，本发明中得到的熔核内部的组织未被回火而是固化的组织。即，在本发明和专利文献4中技术思想不同。

专利文献5的焊接方法在通电工序中不包括除保持时间之外的冷却工序，因此不能如本发明那样熔核端部成为具有铁素体的上述二相组织。应予说明，本发明是通过熔核端部的组织具有铁素体且HAZ成为包含回火马氏体的组织来抑制进入钢中的氢的技术。即，在本发明和专利文献5中技术思想不同。

而且，如上所述，仅利用单通电将拉伸强度为780MPa以上且C含量为0.05～0.6质量％的高强度钢板进行焊接的点焊方法中，存在CTS降低的问题和产生延迟破坏的问题，需要改善。

本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种提高了接头强度和耐延迟破坏特性的、对包含至少1张高强度钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊接头及其电阻点焊方法。

在本发明中，为了解决上述问题，使用包含至少1张高强度钢板的板组，对电阻点焊的十字拉伸强度(CTS)的降低机制和十字拉伸强度(CTS)的提高方法进行了深入研究。

如上所述，随着钢板的高强度化的进行，CTS降低。CTS低时的断裂形态从在电阻点焊部的周围的母材或热影响部(HAZ)进行延展性断裂的塞型断裂向在熔核内进行脆性断裂的界面断裂或部分塞型断裂转变。由此，高强度钢板难以确保CTS。

成为界面断裂的原因可举出(i)由于熔核形成后的快速冷却而形成固化组织，熔核端部脆化；(ii)应力集中在固化的熔核端部和HAZ，由此在熔核端部产生龟裂。为了不引起该脆性破坏，通过对焊接部进行回火，提高熔核端部的组织的韧性，并且使在回火的HAZ内的组织中由板分离产生的裂纹的应力分散。需要通过该分散来避免集中在熔核端部的应力，由此防止裂纹侵入到熔核内部。

因此，在本发明中，为了提高这样的使用高强度钢板的电阻点焊部的CTS，进一步重复深入研究，结果得到以下见解。

为了提高CTS，需要提高熔核端部的韧性。为了提高韧性，熔核端部的组织成为具有铁素体的组织是有效的，明确了作为对此的方法，焊接时的温度控制是有效的。另外，通过以熔核端部的组织成为具有铁素体的组织的方式进行温度控制，熔核端部附近的HAZ内的区域得到最大回火，能够避免熔核端部的应力集中。由此明确裂纹不会发展到熔核内部。

在本发明中，作为上述焊接时的温度控制，特别着眼于主通电工序后的通电条件。具体而言，根据在各种通电条件下焊接的结果，进行实现图5所示的熔核端部的通电时的温度历程和图6所示的HAZ的通电时的温度历程的温度控制。由此，得到上述作用效果，发现能够形成具有本发明所需特性的焊接部。

首先，对于重叠的2张以上的钢板，为了形成熔核进行加热至熔融点以上的温度的主通电。然后，经过熔融部(熔核)凝固，进行快速冷却至从奥氏体向马氏体相变的温度的冷却，接着为了熔核端部成为具有铁素体的组织(上述二相组织)而在适当的温度范围进行回火。通过该温度控制，还可以对熔核端部附近的HAZ内的区域进行回火。明确了由此可以得到熔核端部的应力集中缓和以及熔核端部的韧性提高这样的效果，CTS和耐延迟破坏特性提高。

进而，通过HAZ成为包含回火马氏体的组织，得到抑制进入钢中的氢的效果，耐延迟破坏特性也提高。另外，还明确了可以缓和熔核端部的应力集中。

本发明基于上述见解而完成，主旨如下。

[1]一种电阻点焊接头，是具有对包含至少1张高强度钢板的2张以上的钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的电阻点焊接头，

上述高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.05～0.6％、Si：0.1～2.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.10％以下、S：0.005％以下和N：0.001～0.010％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

将与上述钢板的重叠面相交的熔核的边界上的2点设为第一端部和第二端部，将连接上述第一端部和上述第二端部的线段X的长度设为D(mm)，将从上述第一端部和上述第二端部朝向上述熔核的中心的上述线段X上的位置设为点a和点b，

将从上述第一端部到上述点a和从上述第二端部到上述点b的各距离L(mm)相对于上述线段X的长度D(mm)满足式(1)的关系的上述熔核内的区域设为熔核前端区域时，

至少一个上述重叠面的上述熔核前端区域的组织以相对于上述熔核前端区域整体的面积率计具有1％以上的铁素体，

并且，上述熔核前端区域的最软化部的硬度Hv相对于上述熔核的中心部的硬度Hvm满足式(2)的关系，

将与上述重叠面平行的直线Z与上述熔核的边界的交点设为点q，将上述直线Z上热影响部内的位置设为点r，

将上述直线Z与上述重叠面的板厚方向的距离M(mm)满足式(3)的关系且从上述点q到上述点r的距离T(mm)满足式(4)的关系的上述热影响部内的区域设为HAZ软化区域时，

上述高强度钢板侧的上述HAZ软化区域的硬度Hvh相对于上述熔核的中心部的硬度Hvm满足式(5)的关系。

0＜L≤0.15×D···(1)

0.90×Hvm＞Hv···(2)

M＝0.10×D···(3)

0＜T≤0.10×D···(4)

0.90×Hvm＞Hvh···(5)

其中，在上述重叠面存在上述钢板间的间隙的情况下，将与位于上述间隙的中间且与上述重叠面平行的直线Y相交的上述熔核的边界上的2点设为上述第一端部和上述第二端部。

[2]根据[1]所述的电阻点焊接头，其中，上述HAZ软化区域的粒径为100nm以上的碳化物的平均个数密度是每5μm²板截面为10个以上。

[3]根据[1]或[2]所述的电阻点焊接头，其中，上述HAZ软化区域的组织以相对于上述HAZ软化区域整体的面积率计具有50％以上的回火马氏体。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的电阻点焊接头，其中，上述高强度钢板的上述成分组成以质量％计进一步含有选自Al：2.0％以下、B：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.20％以下、V：0.50％以下、Nb：0.20％以下和O：0.03％以下中的1种或2种以上。

[5]一种电阻点焊接头的电阻点焊方法，是[1]～[4]中任一项所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，

用一对焊接电极夹持包含至少1张上述高强度钢板的重叠有2张以上的钢板的板组，一边加压一边通电而形成上述电阻点焊部时，

作为上述通电，具有主通电工序和回火后热处理工序，

在上述主通电工序中，以电流值I₁(kA)进行通电而形成熔核，

在上述回火后热处理工序中，

进行第一冷却过程：在式(6)所示的冷却时间t_c1(ms)期间保持无通电状态，

接着，进行升温过程：以式(7)所示的电流值I₂(kA)，在式(8)所示的通电时间t₂(ms)期间对上述电阻点焊部通电，

接着，进行第二冷却过程：在式(9)所示的冷却时间t_c2(ms)期间保持无通电状态。

800≤t_c1···(6)

I₁＜I₂≤1.8×I₁···(7)

100＜t₂≤300···(8)

0＜t_c2＜300···(9)

[6]根据[5]所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，在上述第二冷却过程后进行第一保持过程：以式(10)所示的电流值I₃(kA)，在式(11)所示的通电时间t₃(ms)期间对上述电阻点焊部通电。

0＜I₃＜I₂···(10)

0＜t₃＜2000···(11)

[7]根据[6]所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，在上述第一保持过程后进一步具有后通电过程，

在该后通电过程中，

进行第三冷却过程：在式(12)所示的冷却时间t_c3(ms)期间保持无通电状态，

然后，进行第二保持过程：以相对于伴随前一个通电的过程的电流值为0.1倍～1.3倍的电流值I₄，在超过0ms且2000ms以下的通电时间t₄期间对上述电阻点焊部通电。

t_c3＜300···(12)

[8]根据[7]所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，重复进行上述后通电过程中的上述第三冷却过程和上述第二保持过程。

根据本发明，可以提供缓和熔核端部的应力集中并提高熔核端部的韧性的电阻点焊接头及其电阻点焊方法。由此，可以提高电阻点焊接头的接头强度和耐延迟破坏特性，因此起到工业上显著的效果。

附图说明

图1是示意性地表示本发明的一个实施方式的电阻点焊接头的电阻点焊部周边的剖视图。

图2是示意性地表示本发明的一个实施方式的电阻点焊接头的电阻点焊部周边的剖视图。

图3是示意性地表示本发明的一个实施方式的电阻点焊接头的电阻点焊部周边的剖视图。

图4是说明本发明的电阻点焊方法的一个例子的剖视图。

图5是表示本发明的回火后热处理工序中的熔核端部的通电时间与温度的关系的图。

图6是表示本发明的回火后热处理工序中的HAZ的通电时间与温度的关系的图。

图7是说明本发明的电阻点焊方法的通电模式的一个例子的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行说明。应予说明，本发明并不限定于该实施方式。

〔电阻点焊接头〕

首先，参照图1～图3，对本发明的电阻点焊接头进行说明。图1～图3中，作为一个例子，示出了本发明的电阻点焊接头的电阻点焊部及其周边的板厚方向剖视图。图1是重叠的钢板的张数为2张的情况，图2是重叠的钢板的张数为2张且钢板间具有板隙的情况，图3是重叠的钢板的张数为3张的情况。

本发明是对重叠的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊接头。重叠的钢板中包含至少1张以上的后述的高强度钢板。上述多个钢板的张数没有特别限定，可以为2张以上。应予说明，上述多个钢板的张数的上限没有特别规定，但优选为4张以下。

图1是将2张钢板重叠并焊接而成的电阻点焊接头11，配置于下侧的钢板1和/或配置于上侧的钢板2使用高强度钢板。在图1所示的例子中，上侧的钢板2使用高强度钢板。应予说明，如后所述，也有在高强度钢板具有镀层的情况，但在图1中省略钢板表面的镀层的图示。在钢板1、2的钢板重合面(重叠面)7形成以下说明的电阻点焊部。

[电阻点焊部]

对本发明的电阻点焊接头11的电阻点焊部进行详细说明。如图1所示，电阻点焊接头11的电阻点焊部(以下称为“焊接部”)具有熔核3和热影响部(HAZ)6。在本发明中，如下规定熔核端部和熔核端部附近的HAZ内的区域中的组织。

如图1所示，将与钢板1、2的重叠面7相交的熔核3的边界上的2点设为第一端部8和第二端部9。将连接第一端部8和第二端部9的线段X的长度设为D(mm)。将从第一端部8和第二端部9朝向熔核3的中心的线段X上的位置设为点a和点b，将从第一端部8到点a和从第二端部9到点b的各距离设为L(mm)。在本发明中，将这些距离L相对于线段X的长度D满足式(1)的关系的熔核3内的区域(图1中的带有斜线的区域)定义为“熔核前端区域31”。

至少一个重叠面7的熔核前端区域31的组织以相对于熔核前端区域31整体的面积率计具有1％以上的铁素体，并且熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv相对于熔核的中心部的硬度Hvm满足式(2)的关系。

0＜L≤0.15×D···(1)

0.90×Hvm＞Hv···(2)

这里，式(1)中的D表示上述线段X的长度。式(2)中的Hv表示熔核前端区域31的最软化部的硬度，Hvm表示熔核的中心部的硬度。

另外，在本发明中还控制HAZ6的组织。本发明的HAZ6的组织形成在后述的高强度钢板侧且熔核3的两端。

如图1所示，将与重叠面7平行的直线Z与熔核3的边界的交点设为点q，将直线Z上HAZ6内的位置设为点r。将直线Z与重叠面7的板厚方向的距离M(mm)满足式(3)的关系且从点q到点r的距离T(mm)满足式(4)的关系的HAZ6内的区域定义为HAZ软化区域61。应予说明，上述“直线Z”是在本发明的高强度钢板侧绘制的线。

本发明的高强度钢板侧的HAZ软化区域61的硬度Hvh相对于熔核3的中心部的硬度Hvm满足式(5)的关系。

M＝0.10×D···(3)

0＜T≤0.10×D···(4)

0.90×Hvm＞Hvh···(5)

这里，式(3)和式(4)中的D表示上述线段X的长度。式(5)中的Hvm表示熔核的中心部的硬度，Hvh表示HAZ软化区域的硬度。

应予说明，如图3所示，在重叠3张以上的钢板的情况下，在每个重叠面71、72存在熔核前端区域31(图3中未图示)。另外，如图2所示，在重叠面7在钢板1、2之间存在间隙的情况下，将与位于间隙的中间且与重叠面7平行的直线Y相交的熔核3的边界上的2点设为第一端部8和第二端部9。

[熔核前端区域的铁素体的面积率：1％以上]

可知在熔核前端区域31的铁素体以相对于熔核前端区域31整体的面积率计小于1％的情况下，焊接时的温度控制不适当。如上所述，在温度控制不适当的情况下，焊接后熔核端部的马氏体不会成为由铁素体和马氏体构成的二相组织，不能提高熔核端部的韧性。进而，熔核端部附近的HAZ的组织也很有可能成为马氏体，其结果，HAZ软化区域61的硬度Hvh不能确保上述硬度。

即，从判断已以熔核端部成为上述二相组织且熔核端部附近的HAZ的组织成为回火马氏体的方式将熔核端部升温至适当的温度(Ac₁点正上方的温度)的观点出发，熔核前端区域31的铁素体的面积率为1％以上。铁素体的面积率优选为3％以上，更优选为5％以上，进一步优选为7％以上，进一步更优选为20％以上。

通常，在形成熔核的主通电工序后不进行后通电的情况下，铁素体存在于与母材的边界附近。另一方面，在本发明中，通过焊接时的温度控制，如上所述，使熔核端部的组织成为由铁素体和马氏体构成的二相组织。由此，可以表示HAZ软化区域61在熔核端部附近生成，并局部回火。另外，通过在熔核前端区域31具有铁素体作为该二相组织，与熔核前端区域31成为全马氏体的情况相比不会太脆，因此裂纹不易发展到熔核内部。其结果，可以提高熔核端部的韧性。

应予说明，在本发明中，熔核前端区域31的铁素体的面积率的上限没有特别规定。从将熔核端部的升温温度控制为Ac₁点正上方的温度的观点出发，熔核前端区域31的铁素体的面积率优选为80％以下，更优选为60％以下，进一步优选为50％以下，进一步更优选为35％以下。

熔核前端区域31的铁素体以外的组织(剩余部分组织)为马氏体。基于与上述同样将升温温度控制为Ac₁点正上方的温度的理由，熔核前端区域31的马氏体以相对于熔核前端区域31整体的面积率计优选为97％以下。马氏体的面积率更优选为95％以下，进一步优选为80％以下，进一步更优选为70％以下，进一步更优选为40％以下。另外，该马氏体的面积率优选为20％以上，更优选为30％以上。

这样，在本发明中，熔核前端区域31成为由铁素体和马氏体构成的二相组织是重要的。特别是，通过将该二相组织的铁素体的面积率控制为上述范围，可以得到上述作用效果。另外，通过熔核前端区域31为二相组织，可以防止裂纹向熔核内的侵入。其结果，可以避免熔核前端区域31的应力集中，并且熔核前端区域31具有韧性。由此，即使由于板分离而产生CTS负载时的裂纹，裂纹也不发展到熔核3的内部。

应予说明，该二相组织是通过后述的回火后热处理工序中的温度控制而得到的。

应予说明，在本发明中，熔核3和熔核前端区域31的组织可以通过后述的实施例所记载的方法来测定。

[熔核前端区域的硬度]

熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv相对于熔核3的中心部的硬度Hvm满足式(2)的关系。

0.90×Hvm＞Hv···(2)

熔核3内的熔核前端区域31以外的组织为马氏体。

这里，“熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv”是指在熔核前端区域31中根据JISZ2244(2020年)测定的维氏硬度最低的值。具体而言，如后述的实施例所记载的测定方法那样，将熔核的截面组织用于试验片，在连接椭圆形的熔融部(熔核)的边界与钢板彼此的重叠面所成的线相交的2点(第一端部、第二端部)的线段X上，从该2点分别向熔融部内侧以0.2(mm)的间隔测量硬度。然后，将熔核前端区域31内的这些测定值的最小值设为“熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv”。

另外，“熔核3的中心部的硬度Hvm”是指在熔核3的中心部根据JISZ2244(2020年)测定的维氏硬度的值。具体而言，如后述的实施例所记载的测定方法那样，将熔核的截面组织用于试验片，在连接椭圆形的熔融部(熔核)的边界与钢板彼此的重叠面所成的线相交的2点(第一端部、第二端部)的线段X上，并且测量该2点间的中点的位置的硬度。然后，将该测定值设为“熔核的中心部的硬度Hvm”。

在熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv与熔核3的中心部的硬度Hvm不满足式(2)的关系的情况下，熔核前端区域31的组织成为马氏体单相，无法得到上述二相组织。其结果，无法得到熔核前端区域31的韧性提高和向熔核前端区域31的应力集中的缓和。熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.85倍以下。

在本发明中，熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv的下限没有特别规定。从将熔核前端区域31的由铁素体和马氏体的二相区域的比率控制为上述范围的观点出发，熔核前端区域31的最软化部的硬度Hv优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.40倍以上，更优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.50倍以上，进一步优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.60倍以上。

[HAZ软化区域的硬度]

本发明的高强度钢板侧的HAZ软化区域61的硬度Hvh相对于熔核3的中心部的硬度Hvm满足式(5)的关系。

0.90×Hvm＞Hvh···(5)

如上所述，通过控制熔核端部的升温温度，熔核端部的组织成为具有铁素体的二相组织，而且通过适当地进行熔核前端区域31的组织控制，还控制HAZ6的组织。

这里，“HAZ软化区域61的硬度Hvh”是指在HAZ软化区域61中根据JISZ2244(2020年)测定的维氏硬度的平均值。具体而言，如后述的实施例所记载的测定方法那样，在以压头载荷300gf保持15秒的条件下，以0.2(mm)的间隔对HAZ软化区域61内进行测量。将这些测定值的平均值设为“HAZ软化区域61的硬度Hvh”。

应予说明，如上所述，本发明中规定了高强度钢板侧的硬度。因此，例如在图1所示的例子中，在钢板2侧使用高强度钢板的情况下，上述“直线Z”是在钢板2侧绘制的线，上述“直线Z与重叠面7的板厚方向”是指钢板2侧的板厚方向。即，在下侧的钢板1使用高强度钢板的情况下，上述“直线Z”是在下侧的钢板1绘制的线，上述“直线Z与重叠面7的板厚方向”是指钢板1侧的板厚方向。

另外，在重叠2张同种的高强度钢板而成的板组的情况下，使用上侧的钢板2测量各硬度，在重叠2张不同种类的高强度钢板而成的板组的情况下，测量低强度钢板侧的硬度。

在HAZ软化区域61的硬度Hvh与熔核3的中心部的硬度Hvm不满足式(5)的关系的情况下，熔核端部周边未充分回火而成为固化的组织，无法将熔核端部前端区域31的组织和硬度控制为上述范围。其结果，无法实现熔核端部的韧性提高和应力集中缓和。HAZ软化区域61的硬度Hvh优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.85倍以下，更优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.80倍以下。

在本发明中，HAZ软化区域61的硬度Hvh的下限没有特别规定。即使在HAZ软化区域61的组织全部成为回火马氏体的情况下，也具有一定程度的硬度，因此HAZ软化区域61的硬度Hvh优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.40倍以上，更优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.45倍以上，进一步优选相对于熔核3的中心部的硬度Hvm为0.60倍以上。

在本发明中，焊接部除了具有上述构成之外，还具有以下构成，由此本发明效果进一步提高。

[HAZ软化区域的碳化物]

HAZ软化区域61的粒径为100nm以上的碳化物的平均个数密度优选为每5μm²板截面10个以上。

将上述碳化物的粒径设为100nm以上的理由是为了确认通过充分进行回火而产生粗大的碳化物。但是，如果碳化物的粒径变大，则有可能是回火产生的碳化物以外的析出物，因此碳化物的粒径优选为500nm以下。

另外，如果HAZ软化区域61的上述碳化物的平均个数密度小于每5μm²板截面10个，则回火不充分。其结果，熔核端部及其周边成为低韧性，有可能无法实现应力集中缓和。因此，上述碳化物的平均个数密度优选为每5μm²板截面10个以上，更优选每5μm²板截面20个以上，进一步优选为每5μm²板截面40个以上。应予说明，HAZ软化区域61的上述碳化物的平均个数密度的上限没有特别规定。即使在HAZ软化区域61的组织全部成为回火马氏体的情况下，也不会成为100％碳化物。因此，上述碳化物的平均个数密度优选为每5μm²板截面155个以下，更优选为每5μm²板截面90个以下，进一步优选为每5μm²板截面80个以下，进一步更优选为每5μm²板截面70个以下。

应予说明，在本发明中，碳化物的粒径、碳化物的平均个数密度可以通过后述的实施例所记载的方法来测定。

[HAZ的组织]

HAZ 6的组织为回火马氏体、马氏体。

通过熔核端部周边的HAZ6的组织成为回火马氏体，可以实现熔核前端区域31附近的HAZ的韧性提高和应力集中缓和。基于这样的理由，成为熔核前端区域31的附近的HAZ软化区域61的组织以相对于HAZ软化区域61整体的面积率计优选具有50％以上的回火马氏体。该HAZ软化区域61的回火马氏体以面积率计更优选为60％以上。

HAZ软化区域61的回火马氏体的面积率的上限没有规定。其理由是，即使HAZ软化区域61的回火马氏体的面积率为100％，也能够期待韧性提高和应力集中缓和的效果。即，该HAZ软化区域61的回火马氏体以面积率计优选为100％以下。

HAZ软化区域61的回火马氏体以外的剩余部分组织为马氏体。但是，如果在HAZ软化区域61中回火马氏体以外的组织较多，则难以实现熔核前端区域31的韧性提高和应力集中缓和。因此，HAZ软化区域61的剩余部分组织(马氏体)的面积率以相对于HAZ软化区域61整体的面积率计优选小于50％。

[高强度钢板]

对本发明的电阻点焊接头中的高强度钢板的母材的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，在以下的说明中，只要没有特别说明，成分组成的“％”表示是指“质量％”。

C：0.05～0.6％

C是有助于钢的强化的元素。C含量小于0.05％时，钢的强度变低，制作拉伸强度780MPa以上的钢板极其困难。另一方面，如果C含量超过0.6％，则虽然钢板的强度变高，但硬质的马氏体量过大，微孔增加。进而熔核及其周边的HAZ过度固化，脆化也进行，因此难以提高CTS。因此，C含量为0.05～0.6％。C含量优选为0.10％以上，优选为0.45％以下。

Si：0.1～2.0％

如果Si含量为0.1％以上，则对钢的强化有效作用。另外，Si是铁素体形成元素，因此有利地促进熔核端部的铁素体的生成。另一方面，如果Si含量超过2.0％，则虽然钢被强化，但有时对韧性产生不良影响。因此，Si含量为0.1～2.0％。Si含量优选为0.2％以上，优选为1.8％以下。

Mn：1.5～4.0％

如果Mn含量小于1.5％，则即使不像本发明这样给予长时间的冷却，也能够得到高的接头强度。另一方面，如果Mn含量超过4.0％，则焊接部的脆化或伴随脆化的破裂显著出现，因此难以提高接头强度。因此，Mn含量为1.5～4.0％。Mn含量优选为2.0％以上，优选为3.5％以下。

P：0.10％以下

P是不可避免的杂质，但如果P含量超过0.10％，则在焊接部的熔核端部出现强偏析，因此难以提高接头强度。因此，P含量为0.10％以下。P含量优选为0.05％以下，更优选为0.02％以下。应予说明，P含量的下限没有特别限定。但是，过度的减少导致成本的增加，因此P含量优选为0.005％以上。

S：0.005％以下

S是在粒界偏析而使钢脆化的元素。进而，S降低硫化物和钢板的局部变形能力。因此，S含量为0.005％以下。S含量优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。应予说明，S含量的下限没有特别限定。但是，过度的减少导致成本的增加，因此S含量优选为0.001％以上。

N：0.001～0.010％

N是使钢的耐时效性劣化的元素。N是不可避免的包含的元素。因此，N含量为0.001～0.010％。N含量优选为0.008％以下。

本发明中使用的高强度钢板含有上述各元素，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

在本发明中，上述成分组成是高强度钢板的基本的成分组成。在本发明中，除了上述成分组成之外，根据需要，可以加入选自Al、B、Ca、Cr、Cu、Ni、Mo、Ti、V、Nb和O中的1种或2种以上的元素。应予说明，以下的Al、B、Ca、Cr、Cu、Ni、Mo、Ti、V、Nb和O的各成分可以根据需要含有，因此这些成分可以为0％。

Al：2.0％以下

Al是能够进行组织控制而使奥氏体细粒化的元素，但如果大量添加，则韧性劣化。因此，在含有Al的情况下，Al含量优选为2.0％以下。Al含量更优选为1.5％以下，优选为1.2％以上。

B：0.005％以下

B是可以改善淬透性而强化钢的元素。因此，在含有B的情况下，B含量优选为0.0005％以上。B含量更优选为0.0007％以上。但是，即使大量添加B，上述效果也饱和，因此B含量为0.005％以下。B含量更优选为0.0010％以下。

Ca：0.005％以下

Ca是能够有助于提高钢的加工性的元素。但是，如果大量添加，则韧性劣化。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量优选为0.005％以下。Ca含量更优选为0.004％以下，优选为0.001％以上。

Cr：1.0％以下

Cr是可以通过提高淬透性而提高强度的元素。但是，如果超过1.0％而过度含有Cr，则存在HAZ的韧性劣化的风险。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量优选为1.0％以下。更优选为0.8％以下，优选为0.01％以上。

Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下

Cu、Ni、Mo是有助于提高钢的强度的元素。但是，如果大量添加，则韧性劣化。因此，在含有这些元素的情况下，分别优选Cu含量为1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下。Cu含量更优选为0.8％以下。Cu含量优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上。Ni含量更优选为0.8％以下，优选为0.01％以上。Mo含量更优选为0.8％以下。Mo含量优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上。

Ti：0.20％以下

Ti是可以改善淬透性而强化钢的元素。但是，如果大量添加，则形成碳化物，通过其析出固化而使韧性显著劣化。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量优选为0.20％以下。Ti含量更优选为0.15％以下。Ti含量优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。

V：0.50％以下

V是可以通过析出固化进行组织控制来强化钢的元素。但是，如果大量添加，则导致HAZ韧性的劣化。因此，在含有V的情况下，V含量优选为0.50％以下。V含量更优选为0.30％以下。V含量优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上。

Nb：0.20％以下

Nb通过形成微细的碳氮化物而提高电阻点焊后的CTS和耐延迟破坏特性。为了得到该其效果，含有0.005％以上的Nb。另一方面，如果大量添加Nb，则不仅伸长率显著降低，而且韧性显著受损，因此Nb含量为0.20％以下。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.20％以下。Nb含量更优选为0.18％以下，进一步优选为0.15％以下，进一步更优选为0.10％以下。Nb含量优选为0.005％以上，更优选为0.006％以上，进一步优选为0.007％以上。

应予说明，只要生产上包含的O也在以下范围内，就不会损害上述本发明的效果，因此可以允许。

O：0.03％以下

O(氧)是通过生成非金属夹杂物而使钢的清洁度、韧性劣化的元素。因此，在含有O的情况下，O含量优选为0.03％以下。O含量更优选为0.02％以下。另外，O含量优选为0.005％以上。

具有上述成分组成的高强度钢板可以使拉伸强度为780MPa以上。高强度钢板的拉伸强度优选为1180MPa以上。如上所述，特别是当母材的拉伸强度为780MPa以上时，存在CTS降低的风险，延迟破坏特性也恶化。根据本发明，即使是拉伸强度为780MPa以上的高强度钢板，通过使熔核端部的组织成为上述二相组织并使HAZ的组织成为回火马氏体，也成为具有韧性的组织。由此，可以防止熔核端部的脆性破坏。由此，焊接部可以抑制CTS的降低和延迟破坏。应予说明，即使是拉伸强度小于780MPa的高强度钢板，当然也能够得到上述效果。

[高强度钢板的镀覆种类]

本发明的高强度钢板即使是实施镀锌处理而在钢板表面具有镀锌层的钢板(镀锌钢板)，也能够得到上述效果。镀锌层是指以锌为主成分的镀层。以锌为主成分的镀层包括公知的镀锌层，例如包括热浸镀锌层、电镀锌层、Zn－Al镀层和Zn－Ni层等。另外，本发明的高强度钢板也可以是在实施上述镀锌处理后实施合金化处理而在母材表面具有合金化镀锌层的合金化镀锌钢板。

应予说明，在本发明中，重叠的钢板可以重叠多张同种的钢板，或者也可以重叠多张不同种类的钢板。可以将在钢板表面具有镀锌层的钢板(表面处理钢板)与在钢板表面不具有镀锌层的钢板(冷轧钢板)重叠。各钢板的板厚可以相同或不同，没有任何问题。从以一般的汽车用钢板为对象的观点出发，例如钢板的板厚优选为0.4mm～2.2mm。

〔电阻点焊方法〕

接下来，对用于制造具有上述焊接部的本发明的电阻点焊接头的电阻点焊方法的一个实施方式进行说明。

本发明的电阻点焊接头可以利用电阻点焊来制造，所述电阻点焊用一对焊接电极夹持包含至少1张上述高强度钢板的重叠有2张以上的钢板的板组，一边加压一边通电进行接合。

例如，如图4所示，重叠2张钢板1、2而制成板组。接着，用配置于板组的下侧和上侧的一对焊接电极4、5夹持该板组，一边加压一边控制为规定的焊接条件进行通电。由此，可以通过将成为钢板的重叠面7的板间接合来形成上述焊接部(参照图1)。应予说明，在将高强度冷轧钢板与高强度镀锌钢板重叠而制成板组的情况下，以该高强度镀锌钢板的具有镀锌层的面与高强度冷轧钢板相对的方式重叠多个钢板即可。

在本发明中，作为对用焊接电极4、5夹持的重叠的钢板1、2通电的工序，具有主通电工序和回火后热处理工序。以下，对本发明的各工序进行详细说明。

＜主通电工序＞

主通电工序是将钢板1、2的重叠面7熔融而形成所需尺寸的熔核3的工序(参照图4)。在主通电工序中，以电流值I₁(kA)进行通电而形成熔核。

汽车钢板的电阻点焊部(焊接部)中采用的熔核直径一般为3.0√t～6.0√t(t(mm)为板厚)。在本发明中，将该数值范围设为“目标熔核直径”。在本发明的主通电工序中，只要得到成为目标熔核直径的熔核3即可，用于形成熔核3的通电条件和加压条件没有特别限定。

从重叠的钢板使用本发明的高强度钢板并在钢板的重叠面稳定地形成成为目标熔核直径的熔核3的观点出发，优选如下控制主通电工序的通电条件和加压条件。

主通电工序的电流值I₁(kA)优选为3.0kA～8.0kA。如果电流值I₁过小，则不能稳定地得到目标熔核直径。另一方面，如果电流值I₁过大，则熔核直径有可能变得过大，或者钢板的熔融程度变大，飞散并熔化的焊接部从板间向外突出，熔核直径有可能变小。基于这样的理由，电流值I₁为3.0kA～8.0kA。电流值I₁更优选为4.5kA以上，进一步优选为6.0kA以上。电流值I₁更优选为7.5kA以下，进一步优选为7.3kA以下。然而，只要得到所需的熔核直径，则电流值I₁可以比上述数值范围短或长。

主通电工序的通电时间t₁(ms)优选为120ms～400ms。这与电流值I₁同样，是用于稳定地形成成为目标熔核直径的熔核3的时间。如果通电时间t₁小于120ms，则担心难以生成熔核。另一方面，如果通电时间t₁超过400ms，则担心所形成的熔核直径有可能比目标熔核直径大以及施工性降低。然而，只要得到所需的熔核直径，通电时间t₁可以比上述数值范围短或长。

主通电工序中的加压条件优选使加压力为2.0kN～7.0kN。如果加压力过大，则通电直径扩大，因此难以确保熔核直径。另一方面，如果加压力过小，则通电直径变小，容易发生飞散。基于这样的理由，加压力为2.0kN～7.0kN。加压力更优选为3.0kN以上，更优选为6.5kN以下。加压力有时受到所使用的装置能力的限制。只要是得到所需的熔核直径的加压力，加压力可以比上述数值范围低或高。

＜回火后热处理工序＞

回火后热处理工序是用于使对主通电工序中形成的熔核的熔核端部的组织成为具有铁素体的组织(上述二相组织)并对HAZ进行回火的后热处理的工序。在回火后热处理工序中，在主通电工序后对熔核端部及其周边的HAZ区域实施冷却过程(第一冷却过程、第二冷却过程)和升温过程。另外，根据需要，实施第一保持过程、或者第一保持过程和后通电过程。为了得到提高熔核端部的韧性的效果和缓和熔核端部的应力集中的效果，如下控制回火后热处理工序中的各过程的焊接条件是重要的。

[冷却过程(第一冷却过程)]

首先，在主通电工序后，进行冷却至熔核端部产生马氏体相变的温度的冷却(第一冷却过程)。在该第一冷却过程中，为了充分地得到后述的回火的效果，通过在式(6)所示的冷却时间t_c1(ms)期间保持无通电状态来冷却焊接部。

800≤t_c1···(6)

当第一冷却过程的冷却时间t_c1(ms)小于800ms时，马氏体相变没有充分发生，不出现马氏体，从而成为奥氏体残留的组织。由此，即使进行后续的升温过程，奥氏体也原样残留，最终成为马氏体组织。其结果，熔核端部成为脆化的组织，因此CTS不提高。因此，冷却时间t_c1(ms)为800ms以上。冷却时间t_c1优选为850ms以上，更优选为900ms以上。

第一冷却过程的冷却时间t_c1(ms)的上限没有特别限定。由于本发明中成为对象的钢板是汽车用钢板，所以焊接时间长时会产生施行效率的降低。因此，冷却时间t_c1(ms)优选为2200ms以下，更优选为2000ms以下。

[升温过程]

在第一冷却过程后进行升温过程。在升温过程中，为了对通过主通电工序后的第一冷却过程冷却至熔核端部及其周边的HAZ内的区域产生马氏体相变的温度后成为马氏体的组织进行回火，进行升温至适当的温度范围的通电(后通电)。该“适当的温度范围”是指用于使熔核端部(具体而言，上述熔核前端区域31)成为具有铁素体的二相组织的温度范围。

具体而言，在升温过程中，以式(7)所示的电流值I₂(kA)，在式(8)所示的通电时间t₂(ms)期间对焊接部进行通电。

I₁＜I₂≤1.8×I₁···(7)

100＜t₂≤300···(8)

通常，即使在主通电工序后的通电中将电流值设为恒定而进行通电，随着通电时间增加，熔核端部的温度也上升。因此，目标温度范围内的回火是暂时的。

因此，在本发明中，通过增大主通电工序后的初通电(即升温过程的通电)的电流而使熔核端部及其周边区域在短时间内迅速地温度上升至上述“适当的温度”即Ac₃点～Ac₁点的温度范围的温度是特别重要的(参照图5和图6)。由此，可以使熔核端部的组织成为具有铁素体的二相组织，并且对熔核端部附近的HAZ有效地进行回火。

如果该过程中的电流值I₂过低，则上述回火的效果减弱。另一方面，如果该过程中的电流值I₂过高，则由于超过Ac₃点，所以无法对熔核端部附近的HAZ进行回火。另外，在熔核端部的组织成为马氏体单相的情况下，通过后续过程中的通电，熔核端部附近的HAZ成为马氏体单相，或者成为马氏体和铁素体的二相组织。其结果，无法实现熔核端部的应力集中缓和以及韧性提高。在熔核端部的组织成为回火马氏体单相的情况下，通过后续过程中的通电，熔核端部成为软化的组织。其结果，CTS负载时的裂纹直接进入熔核内部，无法缓和应力集中。因此，以熔核端部成为上述二相组织的方式适当地进行温度控制是重要的。

基于这样的理由，升温过程的电流值I₂(kA)满足I₁＜I₂≤1.8×I₁的关系。在升温过程的电流值I₂为主通电工序的电流值I₁(kA)以下的情况下，成为小于Ac₁点的温度，无法对熔核端部有效地进行回火。升温过程的电流值I₂优选为(1.01×I₁)(kA)以上，更优选为(1.05×I₁)(kA)以上，进一步优选为(1.10×I₁)(kA)以上。

另一方面，在升温过程的电流值I₂超过(1.8×I₁)(kA)的情况下，很有可能超过Ac₃点，在后续的过程中，熔核端部的组织再次发生奥氏体相变，最终成为马氏体组织，由此熔核端部脆化。即，无法对熔核端部附近的HAZ进行回火，结果无法得到熔核端部的韧性。升温过程的电流值I₂优选为(1.7×I₁)(kA)以下，更优选为(1.6×I₁)(kA)以下，进一步优选为(1.5×I₁)(kA)以下。

如上所述，为了在短时间内迅速提高温度，升温过程的通电时间t₂(ms)为100＜t₂≤300。通电时间t₂优选为120ms以上，更优选为140ms以上。通电时间t₂优选为280ms以下，更优选为240ms以下。

[冷却过程(第二冷却过程)]

在升温过程后，进行用于对HAZ进行回火的冷却(第二冷却过程)。在该第二冷却过程中，通过在式(9)所示的冷却时间t_c2(ms)期间保持无通电状态来冷却焊接部。

0＜t_c2＜300···(9)

第二冷却过程的冷却时间t_c2(ms)超过0ms且小于300ms。通过设置该冷却时间t_c2，能够避免熔核端部的急剧的温度上升。另外，在进行根据需要进行的后续过程中的通电时，也能够避免温度急剧上升。其结果，能够将升温过程后的熔核端部的温度维持为恒定。应予说明，第二冷却过程即使在短时间内也能够避免急剧的温度上升。另一方面，如果该过程的冷却时间长，则施工时间整体变长。因此，冷却时间t_c2优选为20ms以上。冷却时间t_c2优选小于200ms，更优选为150ms以下。

通过在以上的焊接条件下进行电阻点焊，可以得到本发明的焊接部。应予说明，从更稳定地制造该焊接部的观点出发，回火后热处理工序可以在第二冷却过程后根据需要进行以下过程。

[第一保持过程]

第一保持过程是根据需要进行的过程。在回火后热处理工序进一步具有第一保持过程的情况下，在第二冷却过程后进行第一保持过程。在第一保持过程中，以式(10)所示的电流值I₃(kA)，在式(11)所示的通电时间t₃(ms)期间对焊接部通电。

0＜I₃＜I₂···(10)

0＜t₃＜2000···(11)

从为了更有效地进行向HAZ的回火而进行适当的温度控制的观点出发，第一保持过程的电流值I₃(kA)优选小于升温过程的电流值I₂(kA)。通过使第一保持过程的电流值I₃为比升温过程的电流值I₂低的电流值，可以将熔核端部及其周边保持在Ac₃点以下的温度。如果第一保持过程的电流值I₃为升温过程的电流值I₂(kA)以上的电流值，则熔核端部及其周边有可能再次成为Ac₃点以上的温度，有时无法对熔核端部附近的HAZ进行回火。

另一方面，即使在第一保持过程的电流值I₃低的情况下，通过进行第一保持过程也能够维持升温过程中上升的温度，因此第一保持过程的电流值优选超过0kA。因此，第一保持过程的电流值I₃优选超过0kA且小于升温过程的电流值I₂kA。电流值I₃更优选为(0.95×I₂)(kA)以下，更优选为(0.2×I₂)(kA)以上。

另外，第一保持过程的通电时间t₃(ms)优选超过0ms且小于2000ms。在上述升温过程中，由于是使温度上升的工序，所以需要高电流值，但第一保持过程是通过维持在升温过程中上升的温度来进行HAZ的回火的工序。因此，第一保持过程的通电时间t₃可能较长。然而，从施行效率的观点出发，通电时间t₃小于2000ms。应予说明，即使在短时间内，通过进行第一保持过程也能进一步得到回火效果，因此第一保持过程的通电时间t₃优选超过0ms。通电时间t₃更优选为1800ms以下，进一步优选为1600ms以下。通电时间t₃更优选为150ms以上，进一步优选为200ms以上。

[后通电过程]

后通电过程是根据需要进行的过程。在回火后热处理工序进一步具有后通电过程的情况下，在进行第一保持过程后进行后通电过程。

在后通电过程中，设置第三冷却过程：在式(12)所示的冷却时间t_c3(ms)期间保持无通电状态；然后进行第二保持过程：以相对于伴随前一个通电的过程的电流值为0.1倍～1.3倍的电流值I₄，在超过0ms且2000ms以下的通电时间t₄期间对电阻点焊部通电。

t_c3＜300···(12)

这里，上述“伴随前一个通电的过程”是指具有以当前的通电过程为基准前一个进行的通电的过程。即，在第一次后通电过程之前，例如在进行升温过程和第一保持过程的情况下，“伴随前一个通电的过程的电流值”是指第一保持过程的电流值，另外，例如在升温过程后不进行第一保持过程的情况下，“伴随前一个通电的过程的电流值”是指升温过程的电流值。

后通电过程的第三冷却过程和第二保持过程可以仅实施1次，或者也可以重复实施多次。例如，图7表示本发明的通电模式的一个例子。如图7所示的例子，在主通电工序后的回火后热处理工序中，可以依次进行第一冷却过程、升温过程、第二冷却过程、第一保持过程和两次后通电过程。

[后通电过程的第三冷却过程]

如上所述，为了进一步有效地得到上述作用效果，可以进行后通电过程。此时，以抑制因进行后通电过程而引起的温度上升为目的而进行第三冷却过程。因此，第三冷却过程的冷却时间t_c3(ms)优选小于300ms。冷却时间t_c3更优选为250ms以下，进一步优选为100ms以下。冷却时间t_c3的下限没有特别规定，但优选为10ms以上，更优选为20ms以上，进一步优选为40ms以上。

[后通电过程的第二保持过程]

后通电过程的第二保持过程以维持后通电温度为目的。在该后通电过程的第二保持过程的电流值I₄(kA)相对于伴随前一个通电的过程的电流值不满足0.1倍～1.3倍的关系的情况下，后通电温度过度上升。其结果，难以得到进行后通电过程所带来的回火效果。第二保持过程的电流值I₄优选相对于伴随前一个通电的过程的电流值满足0.90倍～0.95倍的关系。

另外，在后通电过程的第二保持过程的通电时间t₄(ms)不满足超过0ms且2000ms以下的情况下，难以得到回火的效果。第二保持过程的通电时间t₄优选为300ms以上，优选为500ms以下。

后通电过程的第三冷却过程和第二保持过程的重复数优选为2次以上。该重复数优选为5次以下，更优选为4次以下。

如上所述，本发明的电阻点焊方法通过适当地控制回火后热处理工序的焊接条件，焊接部的熔核端部的组织成为具有铁素体的二相组织。另外，通过该控制，熔核端部成为Ac₁点附近的温度，对熔核端部附近的HAZ实施局部回火。由此，得到的焊接接头能够缓和熔核端部的应力集中，进而能够提高熔核端部的韧性。

即，根据具有本发明的焊接部的焊接接头，能够通过得到延展性断裂面而抑制界面断裂，能够成为塞型断裂或塞型的大部分残留的部分塞型断裂。由此，能够提高所得到的焊接接头的接头强度(CTS)。进而，通过对熔核端部附近的HAZ进行回火，还能够进一步提高焊接接头的耐延迟破坏性。因此，即使在板组中包含具有上述钢板的成分组成的钢板作为高强度钢板的情况下，也能够进一步提高接头强度(CTS)和耐延迟破坏性。

实施例

以下，利用实施例对本发明的作用和效果进行说明。应予说明，本发明不限于以下的实施例。

试验片使用表1和表2所示的拉伸强度为780MPa～1470MPa且板厚为0.8～1.2mm的钢板(钢板A～钢板J)。试验片的尺寸为长边：150mm、短边：50mm。表1表示钢板A～钢板J的成分组成。应予说明，表1的“－”表示不有意地添加元素，不仅包括不含有元素的(0％)情况，还包括不可避免地含有的情况。表2所示的“GA钢板”表示上述合金化镀锌钢板。

在本实施例中，如图4所示，对于重叠多个钢板(在图4所示的例子中，下侧的钢板1和上侧的钢板2)而成的板组，使用安装于C焊枪的伺服马达加压式且具有直流电源的电阻焊接机进行电阻点焊。

首先，使用所得到的试验片如表2所示地重叠配置，制成板组。应予说明，表2中的“钢板的重叠位置”从下侧的钢板依次计数为“第一张”、“第二张”。接下来，使用各板组，在表3－1和表3－2所示的焊接条件下进行电阻点焊，在板间形成所需尺寸的熔核3，制作电阻点焊接头。部分板组重叠3张钢板。应予说明，表3－1和表3－2中的“－”表示未实施该过程。

应予说明，其他焊接条件在以下所示的条件下进行。通电中的加压力为恒定，这里以3.5kN进行。板组的下侧的焊接电极4和上侧的焊接电极5均使用前端的直径：6mm、前端的曲率半径：40mm、铬铜制的DR型电极。用下侧的焊接电极4和上侧的焊接电极5控制加压力，使用直流电源进行焊接。熔核直径以制成板厚：t(mm)时成为5.5√t(mm)以下的方式形成。

使用所得到的电阻点焊接头，按照以下记载的方法进行十字拉伸试验，进行CTS的评价。另外，按照以下记载的方法进行耐延迟破坏特性的评价、以及熔核端部的组织、熔核的硬度、HAZ的硬度、HAZ的碳化物的粒径和该碳化物的平均个数密度的测定。

[CTS的评价]

CTS的评价基于十字拉伸试验进行。使用所制作的电阻点焊接头，按照JISZ3137中规定的方法进行十字拉伸试验，测定CTS(十字拉伸力)。对测定值为JIS A级(3.4kN)以上者标注符号“○”，对低于JIS A级者标注符号“×”。应予说明，在本实施例中，将符号“○”的情况评价为良好，将符号“×”的情况评价为差。评价结果示于表5－1和表5－2。

[耐延迟破坏特性评价]

耐延迟破坏特性通过以下方法进行评价。将制作的电阻点焊接头在常温(20℃)下在大气中静置24小时，接着浸渍于3％NaCl+1.0％NH₄SCN水溶液，接着以0.07mA/cm²的电流密度实施96hr的阴极电解充电，然后调查有无延迟破坏。表5－1和表5－2中，对浸渍后未发生延迟破坏者记载符号“○”，对浸渍后发生延迟破坏者记载符号“×”。这里，在符号“〇”的情况下，评价为具有“优异的耐延迟破坏特性”。

[接头评价]

在本实施例中，使用上述CTS和耐延迟破坏特性的评价，进行接头的评价。表5－1和表5－2中，在CTS和耐延迟破坏特性的各评价均为“〇”的情况下，将接头评价评为“〇(合格)”。另一方面，在CTS和耐延迟破坏特性的各评价中的任一个为“×”的情况下，或者在CTS和耐延迟破坏特性的评价均为“×”的情况下，将接头评价评为“×(不合格)”。

[熔核的组织评价]

如下观察熔核端部的组织。将制作的电阻点焊接头在通过形成为圆状的熔核的中心的位置切断而制成试验片，对该试验片进行超声波清洗。然后，对该试验片进行树脂填埋而得到样品，对该样品的板厚截面进行研磨，使用硝酸乙醇溶液进行蚀刻，准备样品。

具体而言，如图1所示，将与钢板的重叠面7相交的熔核3的边界上的2点设为第一端部8和第二端部9，将连接第一端部8和第二端部9的线段X的长度设为D(mm)。将从第一端部8和第二端部9朝向熔核3的中心的线段X上的位置设为点a和点b，将从第一端部8到点a和从第二端部9到点b的各距离L(mm)满足上述式(1)的区域设为熔核前端区域31。将线段X的长度D示于表4－1和表4－2。以该熔核前端区域31成为观察面的方式准备样品。

使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍～100000倍的倍率观察该样品中的熔核前端区域31的组织。对于钢板组织，通过点计数法(依据ASTM E562―83(1988))测定各组织的面积率。将得到的各组织的面积率分别示于表4－1和表4－2。表4－1和表4－2中，组织的“F”表示铁素体，“M”表示马氏体。

[熔核和HAZ的硬度]

通过与上述组织评价同样的方法制作样品。熔核和HAZ的硬度利用维氏硬度计通过JISZ2244中规定的方法测定。测定载荷在以300gf的压头负载15秒的条件下进行。

表4－1和表4－2所示的“熔核中心部的硬度”的测定位置为上述线段X上且第一端部和第二端部的中心。将在该位置测量的值作为熔核的中心部的硬度Hvm。

表4－1和表4－2所示的“熔核前端区域的最软化部的硬度”如下求出。测定位置为熔核前端区域内的上述线段X上，在该线段X上从第一端部和第二端部分别向熔核内侧以0.2(mm)的间隔进行测量，测定它们的值。将得到的测定值中的最小的值作为熔核前端区域的最软化部的硬度Hv。

表4－1和表4－2所示的“HAZ软化区域的硬度”的测定位置为HAZ软化区域内。

具体而言，如图1所示，将与重叠面平行的直线Z与熔核的边界的交点设为点q，将直线Z上热影响部内的位置设为点r。将直线Z与重叠面的板厚方向的距离M(mm)满足上述式(3)且从点q到点r的距离T(mm)满足上述式(4)的HAZ内的区域设为HAZ软化区域。以该HAZ软化区域成为观察面的方式准备样品。

表4－1和表4－2所示的“HAZ软化区域的硬度”如下求出。测定位置以第一端部8(熔核端部)为原点，在HAZ软化区域内从熔核端部向母材的方向以及从熔核端部向钢板表面方向分别以0.2(mm)间隔进行测量，测定它们的值。将得到的测定值的平均值作为HAZ软化区域的硬度Hvh。

将得到的熔核和HAZ的硬度分别示于表4－1和表4－2。

如上所述，在本发明中规定了高强度钢板侧的硬度。因此，例如在图1所示的例子中，在钢板2侧使用高强度钢板的情况下，上述“直线Z”是在钢板2侧绘制的线，上述“直线Z与重叠面7的板厚方向”是指钢板2侧的板厚方向。即，在下侧的钢板1使用高强度钢板的情况下，上述“直线Z”是在下侧的钢板1绘制的线，上述“直线Z与重叠面7的板厚方向”是指钢板1侧的板厚方向。因此，在仅下侧的钢板应用本发明的高强度钢板的实施例(板组k、板组l)中，测定下侧的钢板的硬度。

另外，在重叠2张同种的高强度钢板而成的板组的情况下，使用上侧的钢板2测定各硬度。在重叠2张不同种类的高强度钢板而成的板组的情况下，即在板组c、d、e、o、p的情况下，测定低强度钢板侧的硬度。

[HAZ的组织评价]

通过与熔核的组织评价同样的方法，还观察HAZ的组织。

具体而言，观察图1所示HAZ软化区域的钢板组织。以该HAZ软化区域成为观察面的方式准备样品。使用该样品，使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍～100000倍的倍率观察熔核前端区域31的组织。对于钢板组织，通过点计数法(依据ASTM E562―83(1988))测定各组织的面积率。将得到的各组织的面积率示于表4－1和表4－2。表4－1和表4－2中，组织的“TM”表示回火马氏体，“M”表示马氏体。

[HAZ软化区域的碳化物的粒径和平均个数密度]

如图1所示，观察HAZ软化区域的钢板组织。这对得到的电阻点焊部件的板厚截面进行研磨，接着用3％硝酸乙醇进行腐蚀，然后以该HAZ软化区域成为观察面的方式准备样品。使用TEM(透射式电子显微镜)以10000倍的倍率观察该样品的观察面。进而，使用Image－Pro，将下限设为0.005μm，算出渗碳体的当量圆直径，由此求出渗碳体的粒径。

粒径为100nm以上的渗碳体的平均个数密度(个/5μm²)使用TEM以10000倍的倍率观察观察面，求出任意选择的5处的每5μm²板截面的个数密度。将得到的值的平均值作为粒径为100nm以上的碳化物的每5μm²板截面的平均个数密度。将该平均个数密度示于表4－1和表4－2。

应予说明，如果碳化物的粒径变大，则有可能是回火产生的碳化物以外的析出物，因此碳化物的粒径为500nm以下。

[表2]

[表5-1]

*1.接头评价：符号“○”是满足CTS和耐延迟破坏特性的情况，符号“×”是不满足CTS或耐延迟破坏特性的情况。

[表5-2]

*1.接头评价：符号“○”是满足CTS和耐延迟破坏特性的情况，

符号“×”是不满足CTS或耐延迟破坏特性的情况。

从表3-1～表5-2可知，在本发明例中，对包含至少1张高强度镀覆钢板的多个钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊接头是兼具优异的拉伸剪切强度和优异的耐延迟破坏特性的良好的焊接接头。与此相对，在比较例中无法得到良好的焊接接头。

符号说明

1、2、10 钢板

3 熔核

4、5 焊接电极

6 热影响部

7 钢板重合面

8 第一端部

9 第二端部

11 电阻点焊接头

31 熔核前端区域

61 HAZ软化区域

Claims (8)

1.一种电阻点焊接头，是具有对包含至少1张高强度钢板的2张以上的钢板进行电阻点焊而成的电阻点焊部的电阻点焊接头，

所述高强度钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.05～0.6％、Si：0.1～2.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.10％以下、S：0.005％以下和N：0.001～0.010％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

将与所述钢板的重叠面相交的熔核的边界上的2点设为第一端部和第二端部，将连接所述第一端部和所述第二端部的线段X的长度设为D，将从所述第一端部和所述第二端部朝向所述熔核的中心的所述线段X上的位置设为点a和点b，

将从所述第一端部到所述点a和从所述第二端部到所述点b的各距离L相对于所述线段X的长度D满足式(1)的关系的所述熔核内的区域设为熔核前端区域时，

至少一个所述重叠面的所述熔核前端区域的组织以相对于所述熔核前端区域整体的面积率计具有1％以上的铁素体，

并且，所述熔核前端区域的最软化部的硬度Hv相对于所述熔核的中心部的硬度Hvm满足式(2)的关系，

将与所述重叠面平行的直线Z与所述熔核的边界的交点设为点q，将所述直线Z上热影响部内的位置设为点r，

将所述直线Z与所述重叠面的板厚方向的距离M满足式(3)的关系且从所述点q到所述点r的距离T满足式(4)的关系的所述热影响部内的区域设为HAZ软化区域时，

所述高强度钢板侧的所述HAZ软化区域的硬度Hvh相对于所述熔核的中心部的硬度Hvm满足式(5)的关系，

其中，D、L、M、T的单位为mm，

0＜L≤0.15×D···(1)

0.90×Hvm＞Hv···(2)

M＝0.10×D···(3)

0＜T≤0.10×D···(4)

0.90×Hvm＞Hvh···(5)

其中，在所述重叠面存在所述钢板之间的间隙的情况下，将与位于所述间隙的中间且与所述重叠面平行的直线Y相交的所述熔核的边界上的2点设为所述第一端部和所述第二端部。

2.根据权利要求1所述的电阻点焊接头，其中，所述HAZ软化区域的粒径为100nm以上的碳化物的平均个数密度是每5μm²板截面为10个以上。

3.根据权利要求1或2所述的电阻点焊接头，其中，所述HAZ软化区域的组织以相对于所述HAZ软化区域整体的面积率计具有50％以上的回火马氏体。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的电阻点焊接头，其中，所述高强度钢板的所述成分组成以质量％计进一步含有选自Al：2.0％以下、B：0.005％以下、Ca：0.005％以下、Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ti：0.20％以下、V：0.50％以下、Nb：0.20％以下和O：0.03％以下中的1种或2种以上。

5.一种电阻点焊接头的电阻点焊方法，是权利要求1～4中任一项所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，

用1对焊接电极夹持包含至少1张所述高强度钢板的重叠有2张以上的钢板的板组，一边加压一边通电而形成所述电阻点焊部时，

作为所述通电，具有主通电工序和回火后热处理工序，

在所述主通电工序中，以电流值I₁进行通电而形成熔核，

在所述回火后热处理工序中，

进行第一冷却过程：在式(6)所示的冷却时间t_c1期间保持无通电状态，

接着，进行升温过程：以式(7)所示的电流值I₂在式(8)所示的通电时间t₂期间将所述电阻点焊部通电，

接着，进行第二冷却过程：在式(9)所示的冷却时间t_c2期间保持无通电状态，

其中，I₁、I₂的单位为kA，t_c1、t₂、t_c2的单位为ms，

800≤t_c1···(6)

I₁＜I₂≤1.8×I₁···(7)

100＜t₂≤300···(8)

0＜t_c2＜300···(9)。

6.根据权利要求5所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，在所述第二冷却过程后进行第一保持过程：以式(10)所示的电流值I₃在式(11)所示的通电时间t₃期间将所述电阻点焊部通电，其中，I₃的单位为kA，t₃的单位为ms，

0＜I₃＜I₂···(10)

0＜t₃＜2000···(11)。

7.根据权利要求6所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，在所述第一保持过程后进一步具有后通电过程，

在该后通电过程中，

进行第三冷却过程：在式(12)所示的冷却时间t_c3期间保持无通电状态，其中，t_c3的单位为ms，

然后，进行第二保持过程：以相对于伴随前一个通电的过程的电流值为0.1倍～1.3倍的电流值I₄在超过0ms且2000ms以下的通电时间t₄期间将所述电阻点焊部通电，

t_c3＜300 · · · (12)。

8.根据权利要求7所述的电阻点焊接头的电阻点焊方法，其中，重复进行所述后通电过程中的所述第三冷却过程和所述第二保持过程。