(57)【要約】【課題】  高強度鋼板のスポット溶接において、継手の疲労強度が高い信頼性ある継手を作製することが可能な、実操業に適した安定した技術を提供することを目的とする。【解決手段】  降伏応力が２７０ＭＰａ以上で、かつ鋼板の板厚が１．０〜３．６ｍｍの鋼板を重ね合わせて、片面からプラズマにより接合部に貫通孔を形成した後、該貫通孔内に、マルテンサイトの体積率が５０％以上であり、かつ、前記鋼板の重ね合わせ面における平均円相当径Ｄが薄い側の鋼板板厚ｔ1に対して３．５√ｔ１ｍｍ以上である溶接金属を形成する鋼板のプラズマスポット溶接方法。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
降伏応力が２７０ＭＰａ以上で、かつ鋼板の板厚が１．０〜３．６ｍｍの鋼板を重ね合わせて、片面からプラズマにより接合部に貫通孔を形成した後、該貫通孔内に、マルテンサイトの体積率が５０％以上であり、かつ、前記鋼板の重ね合わせ面における平均円相当径Ｄが下記（１）式を満足する溶接金属を形成することを特徴とする鋼板のプラズマスポット溶接方法。
Ｄ≧３．５×√ｔ１    ・  ・  ・  （１）
但し、ｔ１は薄い側の鋼板板厚（ｍｍ）を示す。
【請求項２】
前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．４％〜２．５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【請求項３】
前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：１．５〜４．０％を制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【請求項４】
前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【請求項５】
前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする請求項３に記載の鋼板のスポット溶接方法。
【請求項６】
前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｔｉを０．０５〜０．５％含有することを特徴とする請求項２〜５の何れかに記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車分野などで広く適用される鋼板のスポット溶接方法に関し、特に車体の軽量化および衝突安全性向上を狙い、引張強度、成形性及び疲労強度に優れた鋼板のスポット溶接継手を得るためのスポット溶接方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の低燃費化、ＣＯ2排出量削減および衝突安全性向上の観点から、自動車の車体や部品等に用いられる素材として高強度鋼板のニーズが高まっており、今後、益々そのニーズは高まるものと考えられる。
【０００３】
一方、車体の組立てや部品の取付け等に用いられる溶接法としては、抵抗スポット溶接法が広く用いられている。
【０００４】
抵抗スポット溶接法は、図１に示したように、例えば、鋼板１同士を重ね合わせ、水冷された上下二つの銅電極２で鋼板１を加圧しながら通電し、鋼板１同士の接触部（重ね合わせ面）を溶融させ、通電終了後、その部分を水冷された銅電極２で冷却して溶融部を凝固させ、ナゲット３を形成させる溶接法である。
【０００５】
抵抗スポット溶接部（溶接継手）の品質指標としては、静的引張強さとともに疲労強度も重要となる。
通常、抵抗スポット溶接継手の静的引張強さは、鋼板の引張強さの増加とともに増加する。これに対して、抵抗スポット溶接継手の疲労強度は、鋼板の引張強さが増加してもほとんど増加しないことが知られている。
例えば、引張強さが２９０ＭＰａの軟鋼板の代わりに、引張強さが５９０ＭＰａの高強度鋼板を用いた場合には、抵抗スポット溶接継手の引張せん断強さ（せん断方向に荷重を負荷した場合の引張強さ）はほぼ２倍の値に増加する。これに対して、同じ鋼板の引張強さの増加条件で抵抗スポット溶接継手の引張せん断疲労強度（せん断方向に繰り返し荷重を負荷した場合の疲労強度、すなわち、応力負荷の回数が一定の値での荷重）は増加せず、軟鋼板の場合とほぼ同じ値を示すのである。
【０００６】
このように、鋼板の引張強さが増加しても抵抗スポット溶接継手の疲労強度が増加しない理由としては、従来、抵抗スポット溶接部のノッチ形状が原因であるとの報告がなされている。すなわち、図２に示したように、抵抗スポット溶接継手では、鋼板１の重ね合わせ面に形成されたナゲット３の両端部がノッチ形状となりやすい。このため、抵抗スポット溶接継手の引張せん断方向（矢印方向）４に荷重を負荷して疲労試験を行った場合、このノッチ効果によって疲労強度が増加せず、鋼板の引張強さを増加させても疲労強度が増加しないのである。
【０００７】
特に抵抗スポット溶接中に散り（通電中、鋼板間に形成された溶融部の直径が銅電極の先端直径より大きくなって、鋼板間から溶融金属が飛散する現象）が発生した場合には、鋼板間に形成されたナゲットの端部が鋭い切り欠き形状になるため、その結果、継手の疲労強度は、散りが発生しない場合に比べてさらに低下する場合もある。
【０００８】
また、一般的に、鋼板の引張強さが増加すると、下記（１）、（２）式で定義される炭素当量の値も増加する。
Ｃeqh＝Ｃ＋Ｓｉ／４０＋Ｃｒ／２０                  ・・・（１）
Ｃeqt＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋２Ｐ＋４Ｓ      ・・・（２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、ＰおよびＳは、それぞれ、鋼板中の炭素、珪素、クロム、マンガン、リン、硫黄の含有量（質量％）を示す。
上記（１）式で示されるＣeqhは、ナゲット部の硬さに対応する炭素当量であり、この値が増加するほど、ナゲット部の硬さは増加する。
また、上記（２）式で示されるＣeqtは、ナゲット部の亀裂発生感受性に対応する炭素当量であり、この値が増加するほど、ナゲット部の亀裂発生感受性は高まる。
【０００９】
一般的に、抵抗スポット溶接継手では、鋼板の引張強さが増加するほど、上記（１）、（２）式で示される炭素当量Ｃeqh、Ｃeqtの値は高くなる。このため、鋼板の引張強さの増加にともない、抵抗スポット溶接継手におけるナゲット部の硬さが増加し、また、亀裂発生感受性が高まって、疲労試験時にナゲット部近傍に亀裂が容易に発生するようになる。
高強度鋼板を用いた抵抗スポット溶接継手では、上述したノッチ効果と併せて、これらのナゲット部の硬さや亀裂発生感受性の影響が作用するため、疲労強度が向上しにくくなるのである。
【００１０】
また、抵抗スポット溶接継手の剥離方向（引張せん断方向（矢印方向）４と垂直な方向）に荷重を負荷して疲労試験を行った場合にも、せん断方向に負荷した場合と同様、高強度鋼板溶接継手の疲労強度は軟鋼板の場合と同じ値を示す。この場合も、せん断方向に負荷した場合と同様、ノッチ効果が抵抗スポット溶接継手の疲労強度が増加しない原因となる。しかし、この場合には、抵抗スポット溶接継手のせん断方向に繰り返し荷重を負荷した場合に比べて、ナゲット周辺部での応力集中が顕著になり、局部的な応力負荷が高まってそこで亀裂が発生し易くなるため、せん断方向に負荷した場合に比べて疲労強度は一桁程度低下する。
【００１１】
また、抵抗スポット溶接継手における鋼板の引張強さが増加すると、継手の変形が起こり難くなるため、疲労試験時の変形量が少なくなり、ナゲット周囲で応力集中が高まるため、この作用によっても継手の疲労強度は増加しない。さらに、高強度鋼板は軟鋼に比べてスプリングバックが起こり易いため、スポット溶接部には引張の残留応力が発生し易くなり、また、ナゲット端部の形状不良にもなり易いため、スポット溶接継手の疲労強度が増加しない原因となっている。
【００１２】
以上のように、従来の抵抗スポット溶接方法では、鋼板の引張強さを増加しても、溶接継手の疲労強度は軟鋼板を用いた場合と同程度にしかならなかった。
そこで、従来から、高強度鋼板を用いた場合に抵抗スポット溶接継手の疲労強度を向上させる方法について検討されてきた。
【００１３】
従来、高強度鋼板の抵抗スポット溶接継手の疲労強度を向上させる手段として、抵抗スポット溶接の通電が終了した後、一定時間経過後にテンパー通電を行い、抵抗スポット溶接部におけるナゲット部と熱影響部を焼鈍して硬さを低下させ、残留応力を変化させる方法が知られている（例えば、非特許文献１参照）。
【００１４】
しかし、この方法は、テンパー通電の適正な条件範囲の幅が非常に狭く、また、操業条件の変化により再現性が乏しいという実用上の問題がある。特に、めっき鋼板を連続的に打点して抵抗スポット溶接する場合には、打点数の増加とともに、電極先端がめっきとの合金化反応によって劣化し、電極先端径が増大して電流密度が低下し、最適なテンパー通電条件から外れるため、安定的に継手の疲労強度を向上させることが困難となる。
【００１５】
また、抵抗スポット溶接部の疲労強度を向上させる方法として、疲労強度特性が優れた鋼板を用いて抵抗スポット溶接する方法が知られている（例えば、特許文献１〜６参照）。
しかし、これらの方法は、何れも軟鋼板の抵抗スポット溶接に関するものであり、高強度鋼板の抵抗スポット溶接部で疲労強度を向上させる方法については、未だ報告された例はない。
【００１６】
また、抵抗スポット溶接部の疲労強度を向上させる方法として、溶接後に抵抗スポット溶接部に超音波衝撃処理を施す方法が知られている（例えば、特許文献７参照）。
しかし、この方法は、溶接終了後に後処理行程が必要となり、その分、作業工程が増えて、経済的負荷も増加するので、作業性や経済性の点で好ましい方法ではない。
【００１７】
また、従来、溶接継手の疲労強度を向上させるために、抵抗スポット溶接打点数（ナゲット数）を増やす方法も知られている。しかし、この方法は、溶接作業効率の低下、溶接施工コストの上昇、および設計自由度の制約等の問題を抱えている。この方法は、抵抗スポット溶接打点数（ナゲット数）を増やすことで、継手における１個当たりのナゲット周辺部の応力集中を軽減することを狙うものである。しかし、継手に応力が負荷された場合、各溶接点（ナゲット）に必ずしも均等に応力がかからないため、応力分散効果が十分発揮されず、どちらかの溶接点に応力が集中し、その結果、溶接打点数を、例えば、１点から２点、３点と増やしたとしても、継手の疲労強度は、必ずしも２倍、３倍にはならない。
【００１８】
一方、上記抵抗スポット溶接方法とは異なるスポット溶接方法として、プラズマを利用したスポット溶接方法またはプラズマトーチが提案されている（例えば、非特許文献２、特許文献８および９参照）。しかし、これらの溶接方法は、何れも、軟鋼板や引張強さが比較的低い鋼板を対象とし、溶接材料を用いずに片面溶接する方法における溶接作業性向上を目的とするものである。
これらのプラズマによるスポット溶接方法は、従来の抵抗スポット溶接方法に比べて、溶接作業効率の低下、溶接施工コストの上昇、および設計自由度の制約等の問題を抱えているものの、溶接材料を用いて溶接金属の成分組成を調整し、鋼板の高強度化に伴う溶接金属の硬さや亀裂発生感受性の上昇による影響を少なくすることが期待される。
しかし、従来、プラズマによるスポット溶接時に溶接材料の成分組成などの観点から高強度鋼板スポット溶接継手の疲労強度を向上させる方法は、全く提案されていない。
【００１９】
また、従来から、隅肉溶接継手の疲労強度を向上させる方法として、アーク溶接により鋼板を隅肉溶接する際に低温変態溶接材料（例えばマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が１７０〜２５０℃の低い溶接材料）を用い、溶接金属が冷却過程で相変態する際の体積膨張を利用し、溶接部、特にビード止端部近傍に圧縮残留応力を導入する方法が知られている（例えば、特許文献１０〜１２および１３参照）。
従来の溶接金属の変態膨張を利用した疲労強度向上方法は、低温変態溶接材料を用いて溶接金属のマルテンサイト変態開始温度を２５０℃以下まで低温側にシフトさせ、溶接金属の変態膨張終了から室温までの温度差を小さくし、その間の冷却による熱収縮量を極力低減することにより、前記変態膨張時に溶接止端部で発生した圧縮残留応力を室温まで維持する方法（例えば、特許文献１０〜１２参照）が主流であった。しかし、この方法は、溶接金属の変態開始温度を低温にするために合金元素量を多量添加する必要があり、溶接材料の製造コストの増加や溶接作業性の劣化、さらに溶接金属の靭性など機械的性質の劣化を招く原因となる。これらの問題点を改善する方法として、近年、引張強度が６８０ＭＰａ以上の鋼板を隅肉溶接する際に、溶接金属のベイナイトまたはマルテンサイト変態開始温度を４００〜５５０℃の高温域とし、溶接金属の溶け込み深さや拘束度などの溶接金属の変態膨張から熱収縮における拘束条件を適正化することにより、特に変態膨張終了から室温までの冷却過程での熱収縮に起因して発生する引張残留応力を低減し、前記変態膨張時に溶接止端部で発生した圧縮残留応力を室温まで維持する方法も提案されている（例えば、特許文献１３参照）。
しかし、これらの溶接金属の変態膨張を利用した疲労強度向上方法は、鋼板の重ね合わせた端面をアーク溶接により隅肉溶接した隅肉溶接継手に適用される技術であり、従来、鋼板の重ね合わせ面間に溶接部が形成されたスポット溶接継手における実用例はない。
一般に溶接継手形状によって継手疲労試験における応力集中部位及び応力集中度合いが異なることが知れている。スポット溶接継手では、鋼板の重ね合わせ面間に溶接部が形成され、溶接部端部が切り欠き形状となり、応力集中部となりやすく、この部位は継手内部に存在するために隅肉溶接継手のように形状制御することは困難である。
また、スポット溶接継手は自動車分野において薄鋼板の重ね溶接に広く適用されており、鋼板を所定形状にプレス加工または機械加工した後、溶接する場合が多く、自動車鋼板として、例えば、引張強度が６８０ＭＰａ未満程度で、加工性に優れた薄鋼板を適用する場合が多い。鋼板の引張強度が低い場合は、溶接金属の変態膨張時に溶接金属の周囲に存在する母材からの反力も低減するため、溶接止端部に充分な圧縮残留応力を発生させることが困難となる。
したがって、従来の抵抗スポット溶接継手では疲労強度の向上が困難であった高強度鋼板を用いたスポット溶接継手の疲労強度向上とともに、引張強度が６８０ＭＰａ未満程度の加工性に優れた鋼板を用いたスポット溶接継手の疲労強度を従来以上に向上するための方法が求められている。
【００２０】
【特許文献１】特開昭６３−３１７６２５号公報
【特許文献２】特開平２-１６３３２３号公報
【特許文献３】特開平５−２６３１８４号公報
【特許文献４】特開平９−２６８３４６号公報
【特許文献５】特開平１０−８１８７号公報
【特許文献６】特開平１１−２７９６８９号公報
【特許文献７】特開２００４−１２２１５２号公報
【特許文献８】特開昭６０−６８１５６号公報
【特許文献９】特開平０７−３０３９７１号公報
【特許文献１０】特開平１１−１３８２９０号公報
【特許文献１１】特開２０００−１７３８０号公報
【特許文献１２】特開２００２−２３９７２２号公報
【特許文献１３】特開２００４−１０７５号公報
【非特許文献１】「鉄と鋼」第６８巻（１９８２年）第９号第１４４４〜１４５１頁
【非特許文献２】溶接技術２００２年１月号  ７８〜８３頁
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００２１】
前述のように、従来、高強度鋼板を用いたスポット溶接継手の疲労強度は、軟鋼板を用いたスポット溶接継手の疲労強度と変わらないため、自動車分野において高強度鋼板を用いても、高強度鋼板を用いることによる安全性向上や軽量化による低燃費化、ＣＯ2排出量削減のメリットを十分に享受することができなかった。また、自動車分野を中心として引張強度が６８０ＭＰａ未満程度の加工性に優れた鋼板を用いたスポット溶接継手の疲労強度を従来以上に向上させることも求められている。
【００２２】
本発明では、これらの従来技術の現状を踏まえ、鋼板のスポット溶接において、良好な溶接作業性と溶接金属の機械的特性を確保しつつ従来に比べて溶接継手の疲労強度を向上させることが可能なスポット溶接方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
本発明者らは、スポット溶接継手の疲労強度が、溶接金属（ナゲット）周辺の残留応力状態に依存することに着目し、溶接金属の変態開始温度が比較的高く（２５０℃超、好ましくは４００℃以上）、かつ鋼板の引張強度が６８０ＭＰａ未満である前提条件において、室温時の溶接金属端部近傍の残留応力状態を圧縮側にし、スポット溶接継手の疲労強度を向上させるための方法を鋭意検討した。
【００２４】
その結果、プラズマスポット溶接を適用し、溶接材料により溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％以上、溶接金属の直径Ｄを薄い側の鋼板板厚ｔ1に対して３．５√ｔ1 ｍｍ以上とし、鋼板の板厚を１．０〜３．６ｍｍ、かつ鋼板の降伏強度を２７０ＭＰａ以上とすることにより、スポット溶接継手の疲労強度を効果的に高めることができることを見出した。
【００２５】
本発明は、これらの知見を基になされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）降伏応力が２７０ＭＰａ以上で、かつ鋼板の板厚が１．０〜３．６ｍｍの鋼板を重ね合わせて、片面からプラズマにより接合部に貫通孔を形成した後、該貫通孔内に、マルテンサイトの体積率が５０％以上であり、かつ、前記鋼板の重ね合わせ面における平均円相当径Ｄが下記（１）式を満足する溶接金属を形成することを特徴とする鋼板のプラズマスポット溶接方法。
Ｄ≧３．５×√ｔ１    ・  ・  ・  （１）
但し、ｔ１は薄い側の鋼板板厚（ｍｍ）を示す。
【００２６】
（２）前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．２〜０．４％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．４％〜２．５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下を制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【００２７】
（３）  前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％未満、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．５％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｉ：１．５〜４．０％を制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【００２８】
（４）  前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする上記（２）記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【００２９】
（５）  前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする上記（３）記載の高強度鋼板のスポット溶接方法。
【００３０】
（６）  前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｔｉを０．０５〜０．５％含有することを特徴とする上記（２）〜（５）の何れかに記載の鋼板のプラズマスポット溶接方法。
【発明の効果】
【００３１】
本発明によれば、自動車分野等における車体の組立てや自動車用部品の取付けで用いられる高強度または加工性に優れた鋼板のスポット溶接において、良好な溶接作業性および溶接金属の基本特性を確保しつつスポット溶接継手の疲労強度を従来以上に向上させることができる。したがって、本発明の適用により、自動車分野等で高強度鋼板適用による安全性向上や軽量化による低燃料費、ＣＯ2排出量削減のメリット等を十分に享受でき、社会的な貢献は多大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
本発明について以下に詳細に説明する。
【００３３】
最初に本発明の技術思想について説明する。
従来の抵抗スポット溶接を用いたスポット溶接継手の溶接部における残留応力発生メカニズムは、概略、次のとおりである。
【００３４】
抵抗スポット溶接により鋼板重ね合わせ面間に形成された溶接金属（ナゲット）は凝固した後、さらに冷却されて、その温度がオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトへの相変態開始温度に達すると、相変態に伴って溶接金属は体積膨張する。この際、溶接金属の体積膨張は、その周囲の熱影響部を含む母材部分で拘束されるため、溶接金属端部の近傍で一旦圧縮残留応力が発生する。しかし、溶接金属の変態膨張が終了後、さらに冷却される過程では溶接金属が熱収縮するため溶接金属端部の近傍では引張残留応力が発生し、前記圧縮残留応力は引張側に変移し、熱収縮量が大きい場合は室温状態での溶接金属端部の近傍は引張残留応力となる。従来の抵抗スポット溶接継手では、溶接金属の成分組成は鋼板により決まり、ステンレス鋼の一部を除き、通常の鋼板では、溶接金属の変態開始温度は高くなるため、溶接金属の変態膨張終了後の熱収縮による引張残留応力の発生が大きく、その結果、溶接金属端部近傍は引張残留応力となりやすい。一般に溶接部の引張残留応力の発生は継手疲労強度の低下原因となることが知られている。このため、従来の抵抗スポット溶接継手における疲労強度の低下原因の一つとして、溶接金属端部近傍に生じる引張残留応力が挙げられる。
【００３５】
また、特に引張強度が高い高強度鋼板を用いた抵抗スポット溶接継手では、鋼板重ね合わせ面間に形成された溶接金属（ナゲット）端部はノッチ形状となり、応力集中部になりやすくなり、また、鋼板の焼入れ成分の増加に伴って溶接金属の亀裂発生感受性も上昇するため、これらも継手疲労強度の低下原因であると考えられる。
【００３６】
本発明者らは、上記の抵抗スポット溶接継手の疲労強度低下の原因を踏まえ、従来の抵抗スポット溶接法に代えてプラズマスポット溶接法を適用し、溶接材料により溶接金属の相変態膨張を利用し、溶接金属端部の近傍に圧縮残留応力を導入する方法を検討した。
【００３７】
従来の溶接金属の変態膨張を利用した疲労強度向上方法として、隅肉溶接の際に低温変態溶接材料を用いて溶接金属のマルテンサイト変態開始温度を２５０℃以下まで低温側にシフトさせ、溶接金属の変態膨張終了から室温までの温度差を小さくし、その間の冷却による熱収縮量を極力低減することにより、前記変態膨張時に溶接止端部で発生した圧縮残留応力を室温まで維持する方法（例えば、特許文献１０〜１２参照）が知られている。しかし、この方法は、溶接金属の変態開始温度を低温にするために合金元素量を多量添加する必要があり、溶接材料の製造コストの増加や溶接作業性の劣化、さらに溶接金属の靭性など機械的性質の劣化を招く原因となり好ましくない。
【００３８】
また、その他の方法として、引張強度が６８０ＭＰａ以上の鋼板を隅肉溶接する際に、溶接金属のベイナイトまたはマルテンサイト変態開始温度を４００〜５５０℃の比較的高温域とし、溶接金属の溶け込み深さや拘束度などの溶接金属の変態膨張から熱収縮における拘束条件を適正化することにより、特に変態膨張終了から室温までの冷却過程での熱収縮に起因して発生する引張残留応力を低減し、前記変態膨張時に溶接止端部で発生した圧縮残留応力を室温まで維持する方法も提案されている（例えば、特許文献１３参照）。しかし、この方法は、アーク溶接による隅肉溶接継手への適用技術であり、従来、スポット溶接継手での実用例はない。また、この方法は比較的高温での溶接金属の変態膨張を利用するため、溶接金属の変態開始温度を低温化することに伴う上記の問題を改善できるが、溶接金属端部の近傍に十分な圧縮残留応力を導入するためには鋼板の引張強度が６８０ＭＰａ以上に制約される。しかし、スポット溶接継手は、自動車分野において薄鋼板の重ね溶接に広く適用され、鋼板を所定形状にプレス加工または機械加工した後、溶接する場合が多いため、高強度鋼板のみならず、引張強度が６８０ＭＰａ未満程度で加工性に優れた鋼板を適用したスポット溶接継手の疲労強度を向上することが望まれている。
【００３９】
一般に鋼板の引張強度が低下するとともに溶接金属の変態膨張時にその周囲の鋼板母材からの反力（拘束力）も低減するため、溶接金属端部の金属に十分な圧縮残留応力を発生させることが困難となる。これは、溶接金属の変態膨張過程で溶接金属の端部近傍に導入される圧縮残留応力は、この温度域での溶接金属及びこれを周囲から拘束する鋼板母材のそれぞれの弾性歪み（降伏応力：σy 、ヤング率：Ｅとすると、弾性歪みはσy／Ｅで示される）に制限されるからである。つまり、溶接金属が変態膨張して弾性歪み（σy／Ｅ）を超えて圧縮応力が増加しても、溶接金属及びその周囲の鋼板母材が降伏し、塑性変形するだけであって溶接金属端部の圧縮残留応力を増加させることにはならない。
【００４０】
そこで、本発明者らは、プラズマスポット溶接法において、溶接金属の変態開始温度が比較的高く（２５０℃超、好ましくは４００℃以上）、かつ鋼板の引張強度が６８０ＭＰａ未満である前提条件で種々の溶接試験を行い、室温での溶接金属端部近傍の残留応力の測定結果から圧縮残留応力を維持するための条件を検討した。
【００４１】
その結果、室温での溶接金属端部近傍の残留応力を圧縮側に維持するための基本的手段として以下の知見が得られた。
（１）溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を発生させるためには、溶接金属の相変態の中で最も低温側で変態開始し、体積膨張量が大きいマルテンサイト変態を利用する必要がある。このため、室温時の溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％以上とする必要がある。
（２）溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を発生させるためには、上記（１）の溶接金属中のマルテンサイト体積率の規定に加え、溶接金属の周囲の鋼板母材に作用する応力を十分確保するために、溶接金属の拘束力に関係する鋼板の板厚に応じて溶接金属の直径を所定以上確保する必要がある。このための溶接金属の直径は、平均円相当径で、薄い側の鋼板板厚ｔ１に対して３．５√ｔ1 ｍｍ以上である。
（３）鋼板の板厚は、上記（１）及び（２）を前提とする溶接金属の変態膨張時にその周囲を拘束し、溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を発生させるために所定厚み以上確保する必要がある。しかし、鋼板の板厚の増加とともに溶接金属の変態膨張終了後の熱収縮時に引張残留応力が増加し、前記圧縮残留応力の導入量を減少させる。このため、鋼板の板厚を１．０〜３．６ｍｍとする必要がある。
（４）鋼板の降伏強度は、溶接金属の変態膨張時にその周囲を拘束し、溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を発生させるためには、上記（３）の板厚に加え、降伏強度を２７０ＭＰａ以上確保する必要がある。
【００４２】
本発明は、以上の知見および技術思想をもとになされたものである。
【００４３】
図３に本発明の実施形態の一例を示す。
本発明の鋼板のプラズマスポット溶接方法は、鋼板１同士を重ね合わせた後、これらの片面側に設置したプラズマトーチ５から発生するプラズマ６を接合位置に吹き付けて貫通孔７を形成させ（図３（ａ）参照）、引き続き、プラズマ６中に溶材８を供給しつつ貫通孔７内に溶融した溶接金属を形成し（図３（ｂ）参照）、その後、溶接金属を凝固させ溶接金属部９を形成させる（図３（ｃ）参照）。溶接後、溶接金属が凝固し、冷却されて変態開始温度に達すると、溶接金属は変態により体積膨張し、この際、周囲の鋼板母材からの拘束力によって溶接金属端部近傍に圧縮残留応力が導入される。溶接金属は変態膨張終了後、さらに室温まで冷却され熱収縮する際に周囲の鋼板母材からの拘束力によって引張残留応力が導入され、前記の変態膨張時に導入された圧縮残留応力との相対的な関係で室温での溶接金属端部近傍での残留応力状態が決まる。なお、接合部に貫通孔を開ける手段として、プラズマ６の他に、機械加工やレーザ等があげられるが、溶接効率及び溶接材料の溶融性からプラズマが好ましい。
【００４４】
本発明は、溶接金属の変態開始温度が比較的高い（２５０℃超、好ましくは４００℃以上）前提条件において、室温時の溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％以上とし、溶接金属の直径Ｄを鋼板の薄い側の板厚ｔ１に対して３．５√ｔ１ ｍｍ以上とし、鋼板の板厚を１．０〜３．６ｍｍとし、かつ鋼板の降伏強度を２７０ＭＰａ以上とすることを特徴とする。これによって溶接金属の変態開始温度が比較的高温で、かつ鋼板の引張強度が比較的低い条件においても、室温時の溶接金属端部近傍での残留応力を圧縮側に維持でき、スポット溶接継手の疲労強度を向上することが可能となる。本発明によれば、変態温度低下に必要な溶接材料中の合金元素を低減し、溶接材料の製造コスト低減、溶接作業性の改善、さらには、溶接金属の疲労強度とともに靭性などの機械的特性を向上することができる。また、自動車用鋼板として高強度鋼板だけでなく、プレス加工後、溶接する場合に適した引張強度が６８０ＭＰａ未満で加工性が良好な鋼板のスポット溶接継手の疲労強度も向上できるため、産業上のメリットは大きい。
【００４５】
また、従来の抵抗スポット溶接では、鋼板間に隙間がある場合、隙間を溶接金属で埋めるために加圧力をより高く設定しなくてはならず、加圧力が不十分な場合は、重ね合わせ面における溶接金属端部の形状が不良となり、応力集中による疲労強度低下の原因となる。これは、引張強度が高い高強度鋼板を抵抗スポット溶接する場合に顕著な問題となる。
これに対して、本発明では、プラズマスポット溶接の適用により、鋼板間に隙間がある場合でも溶接材料が溶融した溶接金属で鋼板同士を橋渡し接合するため（図３（ｄ）参照）、引張強度が高い高強度鋼板をスポット溶接する場合でも、溶接作業性を良好とし、継手の疲労強度を向上することが可能になる。
【００４６】
なお、本発明において規定する上記の溶接金属の直径Ｄは鋼板の重ね合わせ面における溶接金属の断面積が等価な真円の直径、つまり、平均円相当径（ｍｍ）を意味する。
【００４７】
以下に、本発明の特徴とする溶接条件の限定理由について説明する。
【００４８】
（鋼板の降伏応力）
本発明のプラズマスポット溶接方法において、鋼板の降伏応力は高くなるほど、溶接金属の変態膨張時にその周囲を拘束し、溶接金属端部近傍に導入される圧縮残留応力を大きくすることができるから、継手疲労強度向上のためには、鋼板の降伏応力は高いほど有利である。
【００４９】
一方、溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に導入される圧縮残留応力は、溶接金属を周囲から拘束する鋼板母材の弾性歪み（降伏応力：σｙ、ヤング率：Ｅとすると、弾性歪みはσy／Ｅで示される）に制限され、溶接金属の変態膨張量及びその応力がたとえ大きくても鋼板母材の弾性歪みを超える応力の発生は塑性変形させるだけとなる。そのため、鋼板の降伏応力が低くなるほど、スポット溶接継手における溶接金属端部に十分な圧縮残留応力を導入することが困難となり、継手の疲労強度向上効果は期待できない。
したがって、本発明では、後述する溶接金属の条件において、溶接金属の変態膨張を周囲から拘束し、疲労強度向上効果を十分得るための圧縮残留応力を溶接金属端部近傍に導入するために、鋼板の降伏応力を２７０ＭＰａ以上とする。
【００５０】
（鋼板の板厚：１．０〜３．６ｍｍ）
一般に、スポット溶接継手において、鋼板重ね合わせ面上の溶接金属端部（図３のナゲット９を参照）は、切り欠き形状などの形状不良となりやすく、疲労における応力集中部となりやすい。このため、鋼板重ね合わせ面上の溶接金属端部近傍の残留応力状態が継手疲労強度に大きな影響をもたらす。
【００５１】
本発明のプラズマスポット溶接方法において、鋼板の板厚によってスポット溶接継手の鋼板重ね合わせ面上の溶接金属端部近傍の拘束状態は影響され、溶接金属の変態膨張時の圧縮残留応力発生や溶接金属の熱収縮時の引張残留応力発生を左右する。
【００５２】
本発明では、溶接金属の変態開始温度は比較的高い（４００〜５５０℃）ため、溶接金属の変態開始温度が低い（たとえば、２５０℃以下）場合に比べ、変態膨張終了後から室温に至るまでの温度差が大きく、この間の冷却過程の熱収縮（溶接金属と加熱された鋼板の熱収縮）に起因して発生する引張残留応力が最終的な溶接金属端部近傍の残留応力状態に大きく影響する。
【００５３】
スポット溶接継手において、鋼板の板厚が薄くなるほど、溶接金属の鋼板母材への溶け込みとともに、溶接熱の伝達が速くなる。このため、溶接金属の変態膨張終了前にその周囲の鋼板母材へ溶接熱が直ちに伝達してしまい、変態膨張終了後は、溶接金属とその周囲の鋼板母材の熱収縮は同時に進行する。この結果、熱収縮過程での溶接金属端部の周囲からの拘束力は低減し、溶接金属端部における引張残留応力の発生は抑制される。
【００５４】
鋼板の板厚が３．６ｍｍを超えると、溶接金属の周囲の鋼板母材への溶接熱の伝達が遅くなり、溶接金属の変態膨張が終了しても、溶接金属の周囲の鋼板母材は十分に加熱されない。その結果、溶接金属の変態膨張終了後、室温まで冷却される間の熱収縮過程において溶接金属がその周囲の鋼板母材により強く拘束され、溶接金属端部で発生する引張残留応力が大きくなる。したがって、溶接金属変態膨張により溶接金属端部付近に導入した圧縮残留応力を室温まで維持することが困難となり、スポット溶接継手の疲労強度を十分に向上することができない。
【００５５】
また、鋼板の板厚が３．６ｍｍを超えると、プラズマにより鋼板重ね合わせ部に貫通穴を形成させることが困難になるとともに、この板厚条件で高Ｃ系の溶接材料を用いてプラズマスポット溶接する場合には、溶接金属の凝固割れが発生する可能性が高くなり、溶接部の品質を確保する上で好ましくない。
【００５６】
これらの理由から、本発明において、鋼板の板厚の上限は３．６ｍｍに規定する。
【００５７】
一方、鋼板の板厚が１．０ｍｍ未満になると、溶接金属の鋼板母材への溶け込みが大きくなるとともに、溶接金属の変態膨張時に高温に加熱される鋼板母材の加熱領域が大きくなるため、溶接金属の変態膨張時にその周囲の鋼板母材は降伏し、塑性変形しやすくなる。その結果、溶接金属の変態膨張時にその周囲からの拘束力が低減し、溶接金属端部近傍への圧縮残留応力の導入が困難となり、スポット溶接継手の疲労強度は十分に向上することはできない。
【００５８】
したがって、本発明において、鋼板の板厚の下限は１．０ｍｍに規定する。
【００５９】
なお、本発明において、板厚が異なる鋼板を用いてプラズマスポット溶接する場合は、鋼板の何れの板厚も上記範囲内、即ち、１．０〜３．６ｍｍとすることにより、上記作用効果によりスポット溶接継手の疲労強度を十分に向上することができる。
【００６０】
（溶接金属中のマルテンサイト体積率：５０％以上）
本発明のプラズマスポット溶接において、主として溶接材料が溶融し、一部鋼板母材が用溶融して形成された溶融状態の溶接金属は凝固した後、冷却され、オーステナイト相からフェライト相、パーライト相、ベイナイト相、および、マルテンサイト相の何れか１種または２種以上の混合組織に相変態する。
【００６１】
これらの相変態は何れも、面心立方結晶構造（ｆｃｃ）から体心立方結晶構造（ｂｃｃ）への変態であり、変態過程で体積膨張を伴うが、なかでも、相変態開始温度が低温域にあるオーステナイト（ｆｃｃ）からマルテンサイト（ｂｃｃ）への変態膨張を利用することが、溶接金属端部近傍により大きな圧縮残留応力を導入し、室温までの熱収縮過程での引張応力の発生を小さくすることができる点で好ましい。
【００６２】
低温変態溶接材料を用いて溶接金属のマルテンサイト変態開始温度を２５０℃以下まで低温側にシフトさせる場合（例えば、特許文献１０参照）は、溶接材料により溶接金属中に添加される合金元素量は多くなり、溶接金属の焼入性は高くなるため、その相変態は、主としてマルテンサイト変態（低温域での相変態）が生じる。
【００６３】
これに対して、本発明では、溶接金属の変態開始温度は、比較的高い（少なくとも、２５０℃超、好ましくは４００〜５５０℃）ため、溶接材料により溶接金属中に添加される合金元素量も少なく、溶接金属の焼入性が低いため、高温域でのベイナイト変態が起こりやすく、低温域で生じるマルテンサイト変態は起こり難くなる。
【００６４】
本発明では、溶接金属の変態開始温度が比較的高い（少なくとも、２５０℃超、好ましくは４００〜５５０℃）条件でも、鋼板の板厚の上下限、鋼板の降伏応力の下限、および、溶接金属直径の下限などの条件規定により、溶接金属のベイナイト変態による体積膨張を活用し溶接金属端部近傍に圧縮残留応力を生じさせることが可能である。しかし、室温時での溶接金属端部近傍の残留応力を圧縮側に安定して維持し、継手の疲労強度を十分に向上させるためには、溶接金属のベイナイト変態開始温度よりも低い温域で変態開始するマルテンサイト変態を活用する必要がある。
【００６５】
溶接金属の低温側でのマルテンサイト変態を有効に活用し、継手の疲労強度を安定して向上するためには、溶接試験結果から室温での溶接金属中のマルテンサイト体積率が５０％以上とする必要があることを確認している。
以上の理由で、本発明において、溶接金属端部近傍により大きな圧縮残留応力を安定的に導入し、スポット溶接継手の疲労強度を十分に向上させるため、溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％と規定する。さらに、上記の疲労強度向上効果をより安定的に得るためには、溶接金属中のマルテンサイト体積率を６０％以上とするのが好ましい。
【００６６】
なお、溶接金属中のマルテンサイト体積率は大きいほど、上記作用により溶接金属端部に圧縮残留応力を安定的に導入でき、疲労強度向上効果が高まり好ましいため、溶接金属中のマルテンサイト体積率の上限は特に規定する必要はない。
【００６７】
本発明において、溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％以上確保するためには、溶接金属の成分組成を後述するような好ましい範囲に調整するか、または、鋼板の板厚に応じてプラズマスポット溶接時の入熱条件により溶接金属の冷却速度を調整するか、のいずれかまたは両方により実現できる。
本発明では、鋼板の板厚が１．０〜３．６ｍｍと比較的薄いため、溶接材料により溶接金属の成分組成を調整することにより、プラズマスポット溶接の通常入熱条件で溶接金属中上記マルテンサイト体積率を確保することができる。ただし、溶接金属の疲労強度以外の機械的特性を確保するなどの理由で、溶接材料の成分組成が後述する好ましい範囲から外れた条件で溶接を行う場合には、鋼板板厚に対してプラズマスポット溶接時の入熱量を調整し、溶接金属の冷却速度を制御することにより、マルテンサイト体積率を５０％以上に確保することができる。
【００６８】
それ故、例えば、所定板厚の鋼板を種々の溶接条件でプラズマスポット溶接し、溶接金属中のマルテンサイト体積率と入熱量との関係を予め調べておけば、溶接金属組織において体積率５０％以上のマルテンサイトを確実に確保できる入熱量を、適確に決定することができる。実際のプラズマスポット溶接においては、この入熱量に基づいて溶接条件を設定すればよい。なお、マルテンサイト体積率は、溶接金属組織を観察することにより定量することができる。
【００６９】
（溶接金属の直径：３．５√ｔ１ｍｍ以上）
本発明のプラズマスポット溶接において、溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に導入される圧縮残留応力の大きさは、溶接金属の変態膨張により生じる応力と、溶接金属周囲の鋼板母材の拘束力によって決まる。本発明では、上述のように鋼板の降伏強度（２７０ＭＰａ以上）と板厚の下限規定（１．０ｍｍ以上）により、溶接金属の変態膨張時に溶接金属の周囲の鋼板母材からの拘束力を確保できるが、溶接金属の変態膨張により生じる応力が小さい場合には、溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を導入することはできない。
【００７０】
溶接金属の変態膨張により生じる応力は、上述した溶接金属中のマルテンサイト体積率に依存する溶接金属の変態膨張率のみでは決まらず、溶接金属の体積により決定される。したがって、溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力を導入するためには、鋼板の板厚に応じて溶接金属の直径を所定以上とし、溶接金属の体積を所定以上確保する必要がある。
【００７１】
溶接試験結果から、溶接金属部の平均円相当径Ｄを薄い側の鋼板板厚ｔ１に対して３．５√ｔ１ｍｍ以上とすることにより、溶接金属の変態膨張時に溶接金属端部近傍に十分な圧縮残留応力が導入され、室温時の圧縮残留応力を維持でき、溶接継手の疲労強度が安定して向上する。
【００７２】
したがって、本発明では、溶接金属の平均円相当径Ｄを薄い側の鋼板板厚ｔ１に対して３．５√ｔ１ｍｍ以上とする。
【００７３】
なお、溶接金属部の平均円相当径Ｄの上限は、溶接継手の疲労強度向上の点からは、特に限定する必要はなく、通常のスポット溶接で行われるように鋼板の板厚に合わせて適宜選択すれば良い。
【００７４】
また、本発明において規定する上記の鋼板板厚ｔ１は、板厚が異なる鋼板を溶接する場合の薄い側の鋼板の板厚ｔ１（ｍｍ）を意味するが、板厚が同じ鋼板を溶接する場合は、いずれの鋼板の板厚ｔ１、ｔ２（＝ｔ１）を意味する。
また、本発明において規定する上記の溶接金属の平均円相当径Ｄは鋼板の重ね合わせ面における溶接金属の断面積が等価な真円の直径を意味する。
【００７５】
（溶接金属の成分系）
以下に本発明において好ましい溶融金属の成分組成について説明する。
なお、本発明では、上述のように鋼板の降伏強度及び板厚と、溶接金属のマルテンサイト体積率及び直径Ｄを規定することによって目的とする疲労強度向上は達成できるものであり、以下の好ましい溶接金の成分組成のみに限定させるものではない。
また、以下に示される「％」は特段の説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
【００７６】
本発明において好ましい溶接金属の成分系としては、（１）主としてＣを比較的多く含有することにより、溶接金属組織中で、体積率５０％以上のマルテンサイトを確保する成分系（以下「Ｃ系」という）、または、（２）主としてＮｉを含有することにより、溶接金属組織中で、体積率５０％以上のマルテンサイトを確保する成分系（以下「Ｎｉ系」という）の大きく２種類に分けられ。
【００７７】
Ｃ系溶接金属は、高価な合金元素の含有量が少なく、その溶接金属を得るための溶接材料の製造コストが低減できるので、Ｎｉ系溶接金属に比べて靭性はやや劣るものの、疲労強度に優れた溶接継手を溶接作業性を良好に維持しつつ経済的に作製することができる点で有利である。
【００７８】
一方、Ｎｉ系溶接金属は、高価なＮｉを比較的多く含有するので、継手形成に要する経済性は不利であるものの、Ｎｉ添加により継手靭性が向上するので、溶接金属の疲労強度とともに高靭性が要求される溶接継手を作製する場合に有利である。
【００７９】
なお、溶接金属の成分系、および、これを得るための溶接材料の選択は、溶接金属の成分系の特徴や溶接材料の特徴を踏まえ、疲労強度の向上程度を考慮して、適宜行えばよい。
【００８０】
（Ｃ系溶接金属の成分組成）
以下にＣ系溶接金属の成分組成の限定理由について説明する。
【００８１】
Ｃは、焼入性向上元素であり、溶接金属の強度向上および変態開始温度の低下の両方において有効な元素である。溶接金属中のＣ含有量が０．２％未満であると、溶接金属中のマルテンサイト体積率を５０％以上確保することが困難になるので、Ｃ含有量の下限を０．２％とした。一方、溶接金属中のＣ含有量が多くなると、溶接金属に凝固割れが発生する危険性が高まるので、Ｃ含有量の上限を０．４％とした。
【００８２】
Ｓｉは、主として溶接金属中に脱酸元素として添加されるが、空気の混入などにより溶接金属の酸素濃度が上昇する時、その酸素濃度を下げる作用をなす元素である。溶接金属中のＳｉ含有量が０．０５％未満であると脱酸が不充分となり、溶接金属中の酸素を充分に低減できず、溶接金属の機械的特性、特に、靭性が劣化するので、Ｓｉ含有量の下限を０．０５％とした。一方、溶接金属中のＳｉ含有量が０．８％を超えると、強度の上昇が著しく、靱性劣化を招くので、Ｓｉ含有量の上限を０．８％とした。
【００８３】
Ｍｎは、溶接金属の焼入性向上元素であり、溶接金属組織においてマルテンサイトを体積率で５０％以上確保する上で有効に活用すべき元素である。溶接金属において所要の焼入性を確保するため、溶接金属中のＭｎ含有量の下限を０．４％とした。一方、溶接金属中のＭｎ含有量が多くなると、溶接材料の製造コストが高くなり、経済性の観点から好ましくないので、Ｍｎ含有量の上限を２．５％とした。
【００８４】
ＰおよびＳは、溶接金属中の不可避不純物元素であり、溶接金属中に多量に存在すると靭性が劣化するので、Ｐ含有量の上限は０．０３％、Ｓ含有量の上限は０．０２％とし、それぞれの含有量を制限する。
【００８５】
以上が、本発明における好ましいＣ系溶接金属の基本成分組成であり、この成分組成により、溶接継手の疲労強度を安定して充分に高めることができるため好ましい。
【００８６】
本発明では、上記Ｃ系溶接金属の基本成分組成に加え、溶接アークの安定性を確保するため、Ｔｉを０．０５〜０．５％添加してもよい。Ｔｉを添加することにより溶接金属中のブローホール発生防止や継手形状の改善を図ることができ、この作用をえるためには溶接金属中のＴｉ含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。一方、溶接金属中への過度のＴｉ添加は溶接金属の靱性の低下を招くので、Ｔｉ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
【００８７】
さらに、上記Ｃ系溶接金属の基本成分組成に加え、溶接金属の焼入性を高め、所要体積率のマルテンサイトを確保するため、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％添加してもよい。これらを選択的に添加する場合は、溶接金属中のマルテンサイトの体積率を高めるため、合計量で０．００１％以上添加するこが好ましい。一方、過度にこれらの合金元素を添加すると溶接継手の製造コストが増加するので、これらの合計量の上限を２．０％とするのが好ましい。なお、この合憲量の上限を１．０％とするのがより好ましい。
【００８８】
（Ｎｉ系溶接金属の成分組成）
以下にＮｉ系溶接金属の成分組成の限定理由について説明する。
【００８９】
Ｃは、焼入性向上元素であり、溶接金属中のマルテンサイトの体積率を高める点で有効な元素であるが、Ｎｉ系溶接金属では、溶接金属中のマルテンサイト体積率を主としてＮｉ添加により確保するので、Ｃは、Ｎｉの作用を補完するために添加する。その補完効果が得られるＣ含有量の最少量は０．０３％であるので、Ｃ含有量の下限を０．０３％とした。一方、溶接金属中への過度のＣ添加は、溶接金属の靱性を劣化せしめるので、Ｃ含有量の上限を０．２％未満とした。
【００９０】
Ｓｉは、主として溶接金属中に脱酸元素として添加され、空気の混入などにより溶接金属の酸素濃度が上昇する時、その濃度を下げる作用をなす元素である。溶接金属中のＳｉ含有量が０．０５％未満であると脱酸が不充分となり、溶接金属中の酸素濃度が高くなり過ぎて、溶接金属の機械的特性、特に、靭性が劣化する危険性があるので、Ｓｉ含有量の下限を０．０５％とした。一方、溶接金属中にＳｉを過度に添加すると溶接金属の強度上昇が著しく、靱性の劣化を招くので、Ｓｉ含有量の上限を０．８％とした。
【００９１】
Ｍｎは、溶接金属の焼入性向上元素であり、溶接金属組織においてマルテンサイトの体積率を高める作用をなす元素である。この作用を充分に確保するため、溶接金属中のＭｎ含有量の下限を０．５％とした。溶接金属中に体積率で５０％以上のマルテンサイトを確保するため、ＭｎをＮｉの補完成分として、その添加量を適宜調整して添加するが、過度にＭｎを添加すると、溶接金属の靱性が劣化するので、Ｍｎ含有量の上限を２．５％とした。
【００９２】
ＰおよびＳは、溶接金属中の不可避不純物元素であり、溶接金属中に多量に存在すると靭性が劣化するので、Ｐ含有量の上限は０．０３％、Ｓ含有量の上限は０．０２％とし、それぞれの含有量を制限する。
【００９３】
Ｎｉは、溶接金属中でオーステナイト構造（面心構造）を有する元素で、高温域での溶接金属のオーステナイト状態を安定化し、低温域でのフェライト（体心構造）への変態を遅らせて、溶接金属組織中のマルテンサイトの体積率を高める元素である。また、溶接金属中でＮｉは、Ｃと同量の添加量で、Ｃに比べ、溶接金属の凝固割れの危険性を高めず、かつ、溶接金属の靭性を維持するために有効な元素である。
【００９４】
Ｎｉ系溶接金属の組織においてマルテンサイトが体積率で５０％以上確保されていれば、Ｃ含有量が低減されていても、Ｃ系溶接金属と同様に、溶接継手の疲労強度を高めることができるとともに、Ｃ系溶接金属に比べ、溶接継手の靭性をより高めることができる。それ故、溶接金属中のＮｉ含有量の下限を１．５％とした。一方、溶接継手の経済性の点から、Ｎｉ含有量の上限を４．０％とした。
【００９５】
以上が、本発明における好ましいＮｉ系溶接金属の基本成分組成であり、溶接継手において優れた靭性と疲労強度を安定して確保することができるため好ましい。
【００９６】
本発明では、上記Ｎｉ系溶接金属の基本成分組成に加え、溶接アークの安定性を確保するため、Ｔｉを、０．０５〜０．５％添加してもよい。Ｔｉを添加することにより溶接金属中のブローホール発生防止や継手形状の改善を図ることができ、この作用をえるためには溶接金属中のＴｉ含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。一方、溶接金属中への過度のＴｉ添加は溶接金属の靱性の低下を招くので、Ｔｉ含有量の上限を０．５％とするのが好ましい。
【００９７】
さらに、上記Ｎｉ系溶接金属の基本成分組成に加え、溶接金属の焼入性を高め、溶接金属組織中のマルテンサイトの体積率をより高めるため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｂ、および、Ｍｇの１種または２種以上を、合計で０．００１〜２．０％添加してもよい。これらを選択的に添加する場合は、溶接金属の強度および靭性を高めるために、これらの合計量で０．００１％以上添加するこが好ましい。一方、過度にこれらの合金元素を添加すると、溶接継手の製造コストが増加するので、これらの合計量の上限を２．０％とするのが好ましい。なお、この合計量の上限を１．０％とするのがより好ましい。
【００９８】
以上、本発明における好ましいＣ系溶接金属とＮｉ系溶接金属の成分組成の限定理由について説明した。溶接金属の成分組成の調整は、プラズマ溶接で使用する溶接材料から溶接金属中に添加する各成分元素の歩留まりおよび鋼板成分からの希釈を考慮して溶接材料の成分組成を設計することにより行うことができる。
【００９９】
なお、本発明のスポット溶接においては、鋼板の種類について特に限定する必要がなく、固溶型、析出型（例えば、Ｔｉ析出型、Ｎｂ析出型）、２相組織型（例えば、フェライト中にマルテンサイトを含む組織、フェライト中にベイナイトを含む組織）、加工誘起変態型（フェライト中に残留オーステナイトを含む組織）、微細結晶型（フェライト主体組織）など、いずれの型の鋼板を用いる場合でも、本発明のスポット溶接方法の適用により、鋼板の特性を損なうことなく、優れた疲労強度を有する継手を実現することができる。
【０１００】
また、上記鋼板表層にめっきを施した、高強度めっき鋼板を本発明法によりスポット溶接する場合も、高強度めっき鋼板の特性を損なうことなく、優れた疲労強度を有する継手を実現することができる。
特に、本発明法により高強度めっき鋼板をスポット溶接する場合は、プラズマによる貫通孔の形成時に鋼板メッキ層中のＺｎ等の低融点メッキ成分は蒸発、離散し、その後、貫通孔内に溶材を供給しナゲットを形成するため、従来の抵抗スポット溶接で問題となる、溶接時に鋼板間の溶融金属中に閉じ込められたＺｎ蒸気の内圧による溶融金属の爆飛や、ブローホール欠陥などの発生を抑制することができる。なお、シールドガスとして、例えば、アルゴンに酸素が５〜５０％添加されたガスを用いれば、亜鉛が酸化されて欠陥発生はさらに抑制される。
【０１０１】
なお、高強度めっき鋼板の表層に施されるめっき層の種類は、特に限定するものではなく、Ｚｎ系のものなら、例えば、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｆｅ、Ｚｎ−Ｎｉ、Ｚｎ−Ａｌ、Ｓｎ−Ｚｎなどいずれのもので良く、これらのめっき層の目付量は両面で１００／１００ｇ／ｍ2以下のものが望ましい。
【０１０２】
また、本発明の方法は、同種同厚鋼板組合せに限定されるものではなく、規定を満たしているのであれば、同種異厚、異種同厚、異種異厚組合せであっても良い。
【実施例】
【０１０３】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【０１０４】
（実施例１）
プラズマスポット溶接用の溶接材料として、表１に示した、直径１．２ｍｍの、Ｃ系溶材（ＷＡ１〜ＷＡ６）、Ｎｉ系溶材（ＷＢ１〜ＷＢ６）を試作した。また、比較用の溶接材料として、直径１．２ｍｍの４９０、５９０、７８０、９８０ＭＰａ級鋼板用の溶材（ＭＡＧ溶接用市販品、ＷＣ１：４９０ＭＰａ級鋼板用、ＷＣ２：５９０ＭＰａ級鋼板用、ＷＣ３：７８０ＭＰａ級鋼板用、ＷＣ４：９８０ＭＰａ級鋼板用）を用いた。
供試材として、表２に示した、板厚が０．８、１．６ｍｍで引張強さが２７０ＭＰａ級の軟裸鋼板（２７０Ｅ）、板厚が１．６ｍｍで引張強さが３７０ＭＰａ級の高強度裸鋼板（３７０Ｒ：３７０ＭＰａ級固溶強化型鋼板）、板厚が０．８、１．６、４．２ｍｍで引張強さが５９０ＭＰａ級の高強度裸鋼板（５９０Ｔ：５９０ＭＰａ級ＴＲＩＰ型複合組織鋼板）を用いた。また、表３に示した、板厚が１．２ｍｍで引張強さが２７０ＭＰａ級の軟裸鋼板（２７０Ｅ）、引張強さが４４０、５９０、７８０、９８０、１１８０、１４７０ＭＰａ級の高強度裸鋼板（４４０Ｗ：４４０ＭＰａ級固溶強化型鋼板、５９０Ｒ：５９０ＭＰａ級析出強化型鋼板、５９０Ｙ：５９０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、５９０Ｔ：５９０ＭＰａ級ＴＲＩＰ型複合組織鋼板、７８０Ｙ：７８０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、７８０Ｔ：７８０ＭＰａ級ＴＲＩＰ型複合組織鋼板、９８０Ｙ：９８０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、１１８０Ｙ：１１８０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、１４７０Ｙ：１４７０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板）、および板厚が１．２ｍｍで引張強さが５９０、７８０ＭＰａ級の高強度合金化亜鉛めっき鋼板（５９０Ｙ：５９０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、７８０Ｙ：７８０ＭＰａ級ＤＰ型複合組織鋼板、目付量：片面４５／４５ ｇ／ｍ2）を用いた。
【０１０５】
【表１】
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【０１０６】
【表２】
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【０１０７】
【表３】
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【０１０８】
スポット溶接継手の疲れ試験方法（ＪＩＳ  Ｚ３１３８）に基づいて、上記供試材から引張せん断疲労試験片を切り出し、図３で示したように、試験片を重ね合わせてプラズマスポット溶接し疲労試験用の継手を作製した。なお、プラズマガスとしては、Ａｒ＋７％Ｈ２組成のものを、シールドガスとしては、裸鋼板ではＡｒ＋７％Ｈ２組成のものを、合金化亜鉛めっき鋼板ではＡｒ＋５０％Ｏ２組成のものを用いた。また、比較のため、抵抗スポット溶接法で疲労試験用の継手を作製した。
次に、スポット溶接継手の疲れ試験方法（ＪＩＳ  Ｚ３１３８）に基づいて、繰返し周波数：２０Ｈｚ、応力比：０．０５の条件で引張せん断疲労試験を実施し、繰返し数が２×１０６回における荷重を疲労強度とした。
【０１０９】
表２の条件Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１３で示した比較例である、抵抗スポット溶接で作製した継手では、５９０Ｔ継手の疲労強度が２７０Ｅ継手と同レベルの値を示し、鋼板の引張強さが増加しても継手の疲労強度が増加しない結果であった。
これに対して、本発明で規定した成分組成の溶接材料を使用し、プラズマスポット溶接法により溶接した表２の条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９に示した本発明例である、５９０Ｔ継手では、いずれの場合も、比較例（条件Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１３）の抵抗スポット溶接継手に比べてその疲労強度が高い値を示した。
また、プラズマスポット溶接法を用いたが、降伏応力が本発明の規定範囲外である表２の条件Ｎｏ．１４〜Ｎｏ.１５やマルテンサイトの体積率が本発明の規定範囲外であるＮｏ.１６〜Ｎｏ．１８、ナゲット径が本発明の規定範囲外である条件Ｎｏ．１９に示す比較例では、抵抗スポット溶接で作製した溶接継手と同等以下の低い疲労強度であった。
また、プラズマスポット溶接法を用いたが、本発明で規定する鋼板の板厚範囲より低い場合の表２の条件Ｎｏ．２０に示す比較例も、抵抗スポット溶接で作製した溶接継手と同等以下の低い疲労強度であった。
また、プラズマスポット溶接法を用いたが、本発明で規定する鋼板の板厚範囲より高い場合の表２の条件Ｎｏ．２１に示す比較例では、健全なスポット溶接部（ナゲット）を形成させることが不可能であった。
【０１１０】
（実施例２）
前記（実施例１）と同じ要領で、表１に示した溶接材料を用い、表３で示したように、板厚１．２ｍｍ、引張強さが２７０〜１４７０ＭＰａ級の様々な裸鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板（表３参照）を用いて、同様に継手を作製し、継手の疲労強度を調べた。
本発明の溶接材料を用いてプラズマスポット溶接して作製した継手は（表３の条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２２参照）、抵抗スポット溶接により作製した継手（表３の条件Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．３４参照）および本発明でない溶接材料を用いて作製した継手（表３の条件Ｎｏ．３５〜Ｎｏ．４６参照）に比べて継手疲労強度が高い値を示し、優れた疲労強度を得ることができた。
【０１１１】
（実施例３）
前記（実施例１、実施例２）と同じ要領で、表１に示した溶接材料を用い、表４で示したように、板厚０．８、１．２、１．８ｍｍ、引張強さが４４０、７８０ＭＰａ級の裸鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板（表４参照）を用い、異なる板厚の組合せで継手を作製し、継手の疲労強度を調べた。
本発明の溶接材料を用い、本発明の範囲内にある板厚の鋼板を用い、本発明の範囲内にあるナゲット径に設定してプラズマスポット溶接して作製した継手は（表４の条件Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４参照）、抵抗スポット溶接により作製した継手（表４の条件Ｎｏ．５〜Ｎｏ．８参照）、および本発明の範囲外にあるナゲット径に設定してプラズマスポット溶接した継手（表４の条件Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２０参照）に比べて継手疲労強度が高い値を示し、優れた疲労強度を得ることができた。一方、本発明の溶接材料を用いたが、本発明の範囲外にある板厚の鋼板を用いた継手（表４の条件Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９参照）は、抵抗スポット溶接により作製した継手（表４の条件Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１２）と同レベルの値を示した。
【０１１２】
上記において、板厚の異なる鋼板を用いても、他の鋼種を用いても、また、めっき種が異なる鋼板を用いても、実験結果は同様であった。
【０１１３】
【表４】
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【産業上の利用可能性】
【０１１４】
本発明は、例えば、自動車分野におけるボディ部品、足廻り部品、衝突安全対策用補強部品だけでなく、高い疲労強度が要求され、かつ、成形性、軽量化が必要とされる部品に対して活用される可能性がある。
【図面の簡単な説明】
【０１１５】
【図１】鋼板のスポット溶接を説明するための断面図である。
【図２】スポット溶接継手の引張せん断疲労試験を説明するための断面図である。
【図３】本発明のスポット溶接を説明するための断面図である。
【符号の説明】
【０１１６】
１…鋼板
２…銅電極
３…ナゲット
４…荷重負荷方向
５…プラズマトーチ
６…プラズマ
７…貫通穴
８…溶材
９…溶接金属部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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