JP2020082105A - 接合構造体及び接合構造体の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】母材の機械的特性が良好な、鋼中の炭素量が多い高張力鋼板においても、溶接施工性を阻害することなく、溶融凝固部の靭性を高めて、継手強度を向上させる。【解決手段】接合構造体１００は、高張力鋼からなる第１部材１２と、第１部材１２に重ねられ、高張力鋼からなる第２部材１４と、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の少なくとも一方に形成された表面軟質層２０と、第１部材１２と第２部材１４とが溶融および凝固して形成された溶融凝固部３０と、溶融凝固部３０の周囲に形成された熱影響部４０とを有する。表面軟質層２０の合計厚さが５μｍ以上２００μｍ以下、かつ、溶融凝固部３０の炭素量が０．２１質量％以上であるとともに、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さが１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下である。【選択図】図１

Description

本発明は、接合構造体及び接合構造体の製造方法に関する。

近年、ＣＯ_２排出量の削減を目的とした車体軽量化や衝突安全性強化を実現するため、自動車のボディ骨格等に高張力鋼板（Ｈｉｇｈ Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ；ＨＴＳＳ）が適用されており、優れた溶接部品質が確保可能な高張力鋼板（高強度鋼板）の溶接技術が求められている。

溶接部品質を表す代表的な溶接品質評価項目として、継手の静的強度が挙げられる。静的強度には、引張せん断強度（ＴＳＳ）及び十字引張強度（ＣＴＳ）があるが、高張力鋼板では、母材成分中のＣ量が多いことに起因して、溶接部の靭性が低下し、十字剥離モードの荷重が負荷された際に、界面破断や部分プラグ破断（ナゲット内破断）を生じやすくなる。特に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力鋼板になると、その傾向が顕著に現れ、これまで十字引張強度を向上させるために、種々の対策がなされている。

特許文献１には、ナゲットの靭性低下及びナゲット内への元素偏析を防止するため、ナゲットの靭性に寄与するＣ、Ｓｉ、Ｃｒ及び偏析元素であるＰ、Ｓ、Ｎ含有量を制限することで、良好な十字引張強度が得られることが開示されている。

しかしながら、上記した鋼中の各種基本構成元素の成分量（鋼中成分）を制限することで、母材自体の機械的特性（材料強度、変形能）が低下する等の問題がある。

特許文献２には、鋼中成分中のＣ量が０．０７質量％以上の高張力鋼板を２枚重ねた板組に対して、母材硬度Ｈｖ（ＢＭ）と溶接ビード（溶接金属）の硬度Ｈｖ（ＷＭ）との関係が０．７≦Ｈｖ（ＷＭ）／Ｈｖ（ＢＭ）≦１．２を満たすようにアークスポット溶接することで、良好な十字引張強度が得られると記載されている。

上記特許文献２に記載の技術は、溶接ワイヤーを用いて溶接母材を希釈し、所定の硬度を有する溶接部を形成する技術に関する。この技術では、希釈を行う位置に溶湯を供給する必要があり、制御が難しいという問題がある。また、自動車ボディなどの溶接構造体は、様々な角度（溶接姿勢）で溶接を行う必要があり、角度によっては溶湯を接合部に供給することが不可能な場合があり、溶接施工性に問題があった。

特許文献３には、高周波加熱を用いたスポット溶接法により、ナゲット端部から中心部にかけて硬さが低下し、靭性の高いナゲットを形成することで、良好な十字引張強度が得られると記載されている。

上記特許文献３に記載の技術は、高周波加熱を用いたスポット溶接により、所定の硬度を有する溶接部を形成する技術に関するものであり、特殊なスポット溶接機が要求される。

すなわち、従来の技術では、高張力鋼板同士の溶接継手において、良好な十字引張強度を得るためには、鋼中成分（母材成分）、特に炭素量（Ｃ量）を制限せざるを得ず、母材自体の機械的特性（材料強度、変形能）を犠牲にする必要があった。あるいは、溶接法を制限する必要があるため、溶接施工性が阻害されることは避けられなかった。

しかしながら、ＣＯ_２排出量や衝突安全性の厳格化に対応するため、成形性が良好な高成分系鋼板の適用が必須である。また、アークスポット溶接法は溶接施工の自由度が低く、自動車組立において適用可能な部位が限定される。更に、高周波加熱を用いたスポット溶接は、特殊な溶接機が必要であり、コスト面で問題がある。そのため、高張力鋼板の溶接において、母材の機械的特性を犠牲にすることなく、高い継手強度、すなわち高い十字引張強度（Ｃｒｏｓｓ Ｔｅｎｓｉｏｎ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ；ＣＴＳ）と溶接施工性を満足する向上できる工法が望まれている。

特開２０１２−１６７３３８号公報 特開２０１３−１０１３９号公報 国際公開第２０１１／０１３７９３号

本発明は、母材の機械的特性が良好な、鋼中の炭素量が多い高張力鋼板においても、溶接施工性を阻害することなく、溶融凝固部の靭性を高めて、継手強度（十字引張強度）を向上できる接合構造体及び接合構造体の製造方法を得ることを目的とする。

本発明の上記目的は、接合構造体に係る下記［１］の構成により達成される。
［１］ 高張力鋼からなる第１部材と、
前記第１部材に重ねられ、高張力鋼からなる第２部材と、
前記第１部材における前記第２部材との重ね面、又は前記第２部材における前記第１部材との重ね面の少なくとも一方に形成された表面軟質層と、
前記第１部材と前記第２部材とが溶融および凝固して形成された溶融凝固部と、
前記溶融凝固部の周囲に形成された熱影響部と、
を有し、
前記表面軟質層の合計厚さが５μｍ以上２００μｍ以下、かつ、前記溶融凝固部の炭素量が０．２１％以上であるとともに、
前記熱影響部内における前記表面軟質層の最大ビッカース硬さが１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であることを特徴とする接合構造体。

また、接合構造体に係る本発明の好ましい実施形態は、以下の［２］〜［４］に関する。
［２］ 前記表面軟質層が脱炭層であることを特徴とする上記［１］に記載の接合構造体。
［３］ 前記溶融凝固部の径Ｄと、前記第１部材の板厚と前記第２部材の板厚のうち薄い方の板厚ｔ_ｍｉｎとが、下記式（１）を満足することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の接合構造体。
Ｄ≧３．５√ｔ_ｍｉｎ ・・・（１）
［４］ 前記表面軟質層の合計厚さが３０μｍ以上であることを特徴とする上記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の接合構造体。

また、本発明の上記目的は、接合構造体の製造方法に係る下記［５］の構成により達成される。
［５］ 上記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の接合構造体を製造する方法であって、
前記第１部材および前記第２部材の少なくとも一方の表面に形成された前記表面軟質層が前記第１部材と前記第２部材の間に介在するように、前記第１部材と前記第２部材を重ね合わせた後、溶接により前記溶融凝固部を形成することを特徴とする接合構造体の製造方法。

本発明によれば、母材の機械的特性が良好な、鋼中の炭素量が多い高張力鋼板の接合において、溶接施工性を阻害することなく、溶融凝固部の靭性を高めて、継手強度（十字引張強度）を向上できる。

図１は、本発明の一実施形態に係る接合構造体の断面図である。 図２は、本発明の別の一実施形態に係る接合構造体の断面図である。 図３は、本発明の更に別の一実施形態に係る接合構造体の断面図である。

以下、本発明の実施形態について、図面を参照して詳細に説明する。
＜接合構造体の基本構成＞
図１は、本発明の一実施形態に係る接合構造体の断面図である。本構成の接合構造体１００は、高張力鋼からなる第１部材１２と、第１部材１２に重ねられ、高張力鋼からなる第２部材１４と、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の少なくとも一方に形成された表面軟質層２０と、溶融凝固部３０と、溶融凝固部３０の周囲に形成された熱影響部４０と、を有する。第１部材１２と第２部材１４の高張力鋼は、いずれも引張強度が４４０ＭＰａ以上の高張力鋼板（Ｈｉｇｈ Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌ；ＨＴＳＳ）で構成される。

溶融凝固部３０は、第１部材１２と第２部材１４とが、スポット溶接等の溶接処理により溶融した後、凝固して形成された接合部である。溶融凝固部３０は、第１部材１２と第２部材１４とを堅固に接合する。なお、スポット溶接のような抵抗溶接を用いた溶接の場合には、溶融凝固部３０をナゲットともいう。

また、熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）４０は、溶接熱により、組織や機械的性質が変化を生じた、溶融していない母材の部分のことである。熱影響部４０は、熱影響部４０の外側の領域で熱影響を受けない母材部分と溶融凝固部３０との中間に位置する。
なお、溶融凝固部３０の周辺には、固相溶接されたリング状の部分であるコロナボンド５０が形成されている。

ここで、接合構造体１００における十字引張強度（ＣＴＳ）に影響を与える因子として、炭素量（Ｃ量）が知られている。炭素量の値が、所定値以下（例えば０．２１質量％未満）であれば、十字引張試験での破断形態が良好で、ＣＴＳの値が低下しないとされる。

また、第１部材１２と第２部材１４とを溶融させて接合する場合において、その溶融凝固部３０における炭素量（Ｍ１，Ｍ２）は、下記式（１）に示すように、第１部材１２の炭素量（Ｍ１）と第２部材１４の炭素量（Ｍ２）との平均値となる。
炭素量（Ｍ１，Ｍ２）＝｛炭素量（Ｍ１）＋炭素量（Ｍ２）｝／２・・・（１）

ここで、第１部材１２および第２部材１４ともに高張力鋼板を用いる場合、各部材の炭素量は比較的高い値（例えば０．２１質量％以上）であるため、溶融凝固部３０の炭素量も、第１部材１２及び第２部材１４と同等レベルの高い値となってしまい、結果としてＣＴＳの値が低くなってしまう。

一方、上記特許文献１で示したように、鋼中の各種基本構成元素の成分量、特に炭素量を制限することにより、ＣＴＳを向上させることは可能である。しかし、鋼中の炭素量を制限した場合には、鋼自体の機械的特性（材料強度）の低下が懸念される。よって、高張力鋼同士を良好な継手強度（十字引張強度）で溶接することは困難である。

そこで、本実施形態の接合構造体１００においては、溶融凝固部３０における炭素量の値を０．２１質量％以上の高い値としつつ、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の少なくとも一方に表面軟質層２０を形成し、第１部材１２と第２部材１４との溶接処理により得られる熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さを１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下の範囲に制御する。

第１部材１２と第２部材１４との界面に表面軟質層２０を設けることにより、第１部材１２と第２部材１４とを溶接した場合に得られる、溶融凝固部３０の周囲に形成された熱影響部４０内の表面軟質層２０（詳細には、図１に示される、コロナボンド５０の周囲に連続して形成されている、熱影響部４０内の表面軟質層２０の部分）の最大ビッカース硬さを所定値以下（具体的には、５００Ｈｖ以下）に制御することができる。ここで、熱影響部４０内の表面軟質層２０の最大ビッカース硬さを所定値以下に制御し得る好適な表面軟質層としては、脱炭層が挙げられる。脱炭層は、母材と比較して非常に薄いため、母材強度をほとんど低下させることなく、局部変形能を高めることが可能である。

十字引張においては、主に材料へ曲げ変形が加えられるが、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さを所定値以下に制御することにより、応力集中点近傍（具体的には、コロナボンド５０の端部近傍）の変形能が向上するため、優先的に母材部分を変形させることができ、溶融凝固部３０での破断や熱影響部４０での脆性的な破断を効果的に抑制することができる。また、熱影響部４０に含まれるコロナボンド５０も軟化するため、コロナボンド５０における初期亀裂および進展を抑制することができる。

＜接合構造体の詳細＞
次に、上記構成の接合構造体１００における各構成要素につき詳細に説明する。

（高張力鋼部材）
第１部材１２、第２部材１４は、前述したように引張強度が４４０ＭＰａ以上の高張力鋼板（ＨＴＳＳ）である。なお、上記高張力鋼板としては、４４０ＭＰａ級以上のものであれば特に限定されず、例えば、５９０ＭＰａ級以上、７８０ＭＰａ級以上、９８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板であってもよい。
第１部材１２、第２部材１４の表面片側又は両面には、亜鉛又は亜鉛合金等の金属めっき皮膜、塗料等の有機樹脂皮膜、潤滑剤、及び／又は潤滑油等、通常、鋼材に施される公知の皮膜が形成されていてもよい。また、これらの皮膜は、単独に用いた単層、又は複合させて組み合わせた複層で被覆されていてもよい。

第１部材１２、第２部材１４の鋼中成分量は特に限定されないが、鋼中に含まれる各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びその他の金属元素）の含有量の望ましい範囲およびその範囲の限定理由を以下で説明する。なお、各元素の含有量の％表示は全て「質量％」の意味である。

［Ｃ：０．０５〜０．６０％］
Ｃは鋼の母材強度向上に寄与する元素であるため、高張力鋼板には必須な元素である。そのため、Ｃ含有量（炭素量）の下限は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、過剰に添加すると、溶融凝固部３０および熱影響部４０の硬度が高くなり、良好な継手強度が得られない。そのため、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．２０％とする。
なお、第１部材１２と第２部材１４とを溶融させて接合する場合において、その溶融凝固部３０における炭素量（Ｍ１，Ｍ２）を０．２１質量％以上とするためには、第１部材１２の炭素量（Ｍ１）と第２部材１４の炭素量（Ｍ２）との平均値が０．２１質量％以上となる必要がある。

［Ｓｉ：０．０１〜３．０％］
Ｓｉは脱酸に寄与する元素である。そのため、Ｓｉ含有量の下限は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、過剰に添加すると、焼戻し軟化抵抗が高くなり、溶融凝固部３０および熱影響部４０の硬度が過剰に高くなり、良好な継手強度が得られない。そのため、Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．００％以下、更に好ましくは１．００％以下とする。

［Ｍｎ：０．５〜３．０％］
Ｍｎは焼入れ性向上に寄与する元素であり、マルテンサイトなど硬質組織を生成するために必須な元素である。そのため、Ｍｎ含有量の下限は０．５％以上とすることが好ましい。一方、過剰に添加すると、溶融凝固部３０および熱影響部４０の硬度が過剰に高くなり、良好な継手強度が得られない。そのため、Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下とする。

［Ｐ：０．０５％以下（０％は含まない）］
Ｐは不可避的に鋼中へ混入する元素であるが、粒内および粒界へ偏析しやすく、溶融凝固部３０および熱影響部４０の靭性を低下させるため、極力低減することが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０２％以下とする。

［Ｓ：０．０５％以下（０％は含まない）］
ＳはＰ同様、不可避的に鋼中へ混入する元素であるが、粒内および粒界へ偏析しやすく、溶融凝固部３０および熱影響部４０の靭性を低下させるため、極力低減することが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０２％以下とする。

［その他の金属元素］
本件発明にかかる第１部材１２及び第２部材１４は、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳ以外は、
Ａｌ：１．０％以下（０％を含む）、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒの合計で０．１％以下（０％を含む）、
Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計で１．０％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの合計で０．０１％以下（０％を含む）であることが好ましい。
その他、残部はＦｅ及び不可避的不純物であることが好ましい。不可避不純物は、鋼の製造時に不可避的に混入する不純物であり、上記第１部材１２及び第２部材１４の諸特性を害さない範囲で含有されうる。

第１部材１２、第２部材１４は、溶接可能な板厚であればよい。通常、３ｍｍ以下の板厚を有するものが接合構造体１００として用いられる。また、高張力鋼部材の成形方法については、特に限定されないが、例えば、プレス成形、ロールフォーム等を採用できる。

（表面軟質層）
表面軟質層２０は、図１に示すように、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の少なくとも一方に形成される。図１においては、第１部材１２および第２部材１４の両面に表面軟質層２０が形成されているが、第１部材１２の表面のみ、又は第２部材１４の表面のみに表面軟質層２０をするのでもよい。また、表面軟質層２０は、第１部材１２や第２部材１４よりもビッカース硬さが低い軟質の組織であり、変形能に優れる。すなわち、十字引張において曲げ変形が加えられた際、本実施形態のように第１部材１２や第２部材１４の表面に表面軟質層２０を形成させることにより、初期変形能を高め、熱影響部４０での亀裂発生を抑制し、優先的に母材部を変形させることができる。よって、表面軟質層２０の形成により、十字引張強度（ＣＴＳ）が向上する。

表面軟質層２０の材質については、第１部材１２や第２部材１４よりもビッカース硬さが低い軟質の組織であれば特に制限されない。

よって、第１部材１２と第２部材１４とを接合する場合において、第１部材１２と第２部材１４の間に表面軟質層２０としての脱炭層を形成しておくことで、第１部材１２と第２部材１４の溶融凝固部３０における炭素量（Ｍ１，Ｍ２，Ｎ）は、下記式（２）に示すように、第１部材１２の炭素量（Ｍ１）と、第２部材１４の炭素量（Ｍ２）と、表面軟質層２０（脱炭層）の炭素量（Ｎ）との平均値となる。この場合、溶融凝固部３０は、第１部材１２や第２部材１４より低い炭素量の表面軟質層２０（脱炭層）によって希釈され、第１部材１２の炭素量（Ｍ１）や第２部材１４の炭素量（Ｍ２）よりも低くなる。その結果、溶融凝固部３０の炭素量の低下により、靱性に優れ、良好な継手強度を有する接合構造が得られる。
炭素量（Ｍ１，Ｍ２，Ｎ）＝（炭素量（Ｍ１）＋炭素量（Ｍ２）＋炭素量（Ｎ））／３・・・（２）

なお、上記した希釈の効果を十分に発揮させるためには、表面軟質層２０を第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の両方に形成することが好ましい。

このような表面軟質層２０を形成することによる効果を有効に発揮させるためには、表面軟質層２０の合計厚さを５μｍ以上とし、好ましくは２０μｍ以上、より好ましくは３０μｍ以上、更に好ましくは４０μｍ以上、より更に好ましくは５０μｍ以上とする。しかし、表面軟質層２０が過剰に厚くなると、引張強度や疲労強度が低下するため、表面軟質層２０の合計厚さは２００μｍ以下とし、好ましくは１６０μｍ以下、より好ましくは１２０μｍ以下、より更に好ましくは８０μｍ以下とする。
なお、上記「合計厚さ」とは、表面軟質層２０が、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面のいずれかのみに形成される場合は、その形成された表面軟質層２０の厚さを意味する。また、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の両方に形成される場合は、その両方に形成された各表面軟質層２０の合計の厚さを意味する。

なお、表面軟質層２０の形成方法は特に限定されない。表面軟質層２０が脱炭層である場合には、本実施形態の効果を損なわない範囲で公知の種々の脱炭処理方法を適用することができる。例えば、二酸化炭素、空気、水蒸気など、脱炭反応に寄与する気体を含む雰囲気ガス中で、７００℃〜９５０℃の温度で１時間保持する条件で脱炭層を形成すればよい。
また、脱炭処理による方法以外でも、例えば、第１部材１２や第２部材１４のビッカース硬さよりも低い材料（金属板など）をクラッド（複層圧延）により形成してもよい。

また、表面軟質層２０が脱炭層である場合の、脱炭層の厚さは、脱炭処理直後のサンプルに対して、光学顕微鏡や電子顕微鏡などによるフェライトを主層とする層の厚さを測定することなどにより判断する。

（熱影響部）
上述の通り、熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）４０は、溶接熱により、組織、機械的性質が変化を生じた、溶融していない母材の部分のことであり、溶融凝固部３０の周囲に形成される。第１部材１２と第２部材１４との界面付近の熱影響部４０における硬さは、十字引張試験の変形量に大きく影響する。このため、良好な継手強度を得るためにはこの最大硬さが所定値以下であることが好ましい。具体的には、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さが５００Ｈｖ以下であり、好ましくは４００Ｈｖ以下、より好ましくは３００Ｈｖ以下、更に好ましくは２００Ｈｖ以下である。
しかし、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さを１００Ｈｖ未満とすることは鋼板の特性上からして困難であるため、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さの下限を１００Ｈｖとする。

なお、熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さは、第１部材１２や第２部材１４の表面に脱炭層を形成することにより制御することができる。更には、後述するように、スポット溶接の場合、溶融凝固部３０の形成のための本通電（溶融通電）の後、後通電としてテンパー通電を適用することにより制御することができる。
また、本実施形態における「熱影響部４０内における表面軟質層２０の最大ビッカース硬さ」は、熱影響部４０内における表面軟質層２０に相当する部分を、ビッカース硬度計により、板厚垂直方向に測定して得られる硬さ分布の中で最大の硬度のものとする。なお、硬さの測定方法は上記方法のみに限定されず、ナノインデンターなど、他の測定方法を用いても差し支えない。

（溶融凝固部）
溶融凝固部３０におけるビッカース硬さは、溶融凝固部３０の靱性（スポット溶接の場合、ナゲット靱性）に大きく影響し、破断形態を大きく左右する。このため、良好な継手強度を得る観点からは、具体的には、溶融凝固部３０の最軟化部におけるビッカース硬さが６００Ｈｖ以下であることが好ましく、５００Ｈｖ以下であることがより好ましく、３５０Ｈｖ以下であることが更に好ましい。しかし、溶融凝固部３０の最軟化部におけるビッカース硬さを２００Ｈｖ未満とすることは鋼板の特性上からして困難であるため、溶融凝固部３０の最軟化部におけるビッカース硬さの下限を２００Ｈｖとする。

なお、溶融凝固部３０の最軟化部におけるビッカース硬さは、例えば、スポット溶接の場合、後述するように、溶融凝固部３０の形成のための本通電（溶融通電）の後、後通電としてテンパー通電を適用することにより制御することができる。また、溶融凝固部３０の最軟化部とは、溶融凝固部３０における最も硬さが低い部分のことである。本実施形態における「最軟化部におけるビッカース硬さ」は、第１部材１２の板厚と第２部材１４の板厚のうち薄い方の板厚をｔ_ｍｉｎとした場合において、薄い方の部材表面から３ｔ_ｍｉｎ／４の深さ位置における溶融凝固部３０の部分を、ビッカース硬度計により、板厚垂直方向に測定して得られる硬さ分布の中で最小の硬度のものとする。

また、図１に示すように、溶融凝固部３０の径Ｄ（スポット溶接の場合、ナゲット径）と、第１部材１２の板厚と第２部材１４の板厚のうち薄い方の板厚ｔ_ｍｉｎとが、下記式（３）を満足することが好ましい。なお、第１部材１２の板厚と第２部材１４の板厚が同じ厚さの場合は、その厚さをｔ_ｍｉｎとする。
Ｄ≧３．５√ｔ_ｍｉｎ ・・・（３）
溶融凝固部３０の径Ｄが３．５√ｔ_ｍｉｎ未満であると、溶融凝固部３０への応力集中が顕著となるため、十字引張試験時に母材があまり変形しにくく、表面軟質層２０（脱炭層）を設けたことによる効果が得られにくい。このため、溶融凝固部３０の径Ｄは、３．５√ｔ_ｍｉｎ以上が好ましく、３．７√ｔ_ｍｉｎ以上がより好ましく、４．０√ｔ_ｍｉｎ以上が更に好ましく、５．０√ｔ_ｍｉｎ以上がより更に好ましく、５．５√ｔ_ｍｉｎ以上が最も好ましい。

上記した溶融凝固部３０は、スポット溶接により形成しているが、これに限定されない。溶融凝固部３０は、スポット溶接の他、レーザ溶接、アーク溶接等、公知の溶接法を用いても形成できる。また、溶接条件については、必要とする強度や剛性等の設計条件に応じて適宜選択し、決定すればよい。
例えば、スポット溶接であれば、印加電流値を二段階に変化させる二段通電条件や、パルス電流を印加するパルス通電条件等を用いて、溶融凝固部３０を形成してもよい。その場合、溶融凝固部３０に加えるエネルギー量を高精度に設定でき、溶融凝固部３０の温度やサイズ等を細かく設定できる。

なお、スポット溶接は、溶接時に電極で被溶接材を押さえ付けるため、溶接姿勢によらず、高い品質での施工が可能である。また、本技術は、既存の軟鋼などの量産スポット溶接設備をそのまま利用可能であり、高張力鋼用の特別な装置や制御も不要となる。

＜接合構造体の製造方法＞
次に、接合構造体の製造方法について説明する。本発明の一実施形態に係る接合構造体１００は、例えば、次の手順で接合される。まず、炭素量が各々０．２１質量％以上の第１部材１２および第２部材１４の少なくとも一方の表面に、脱炭層などの表面軟質層２０を形成する。そして、表面軟質層２０が第１部材１２と第２部材１４の間に介在するように、第１部材１２と第２部材１４を重ね合わせる。第１部材１２と第２部材１４を重ね合わせた後、一対のスポット溶接電極で第１部材１２および第２部材１４を挟み込み、溶接電流を印加する。これにより第１部材１２と第２部材１４とが溶融および凝固して溶融凝固部３０（溶融ナゲット）が形成される。
なお、通電パターンは特に限定されず、必要に応じて、電流値を適宜変化させる多段通電を適用してもよい。加圧条件に関しても、必要に応じて、通電中あるいは冷却中に変化させてもよい。電極材質や電極形状についても、表面軟質層２０を設けることによる本実施形態の効果を損なわない範囲で、適宜選択すればよい。

この接合構造体１００では、第１部材１２と第２部材１４との界面に表面軟質層２０を設けることで、第１部材１２と第２部材１４との溶接処理により得られる熱影響部４０内における表面軟質層２０のビッカース硬さを１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下の範囲に制御している。熱影響部４０内における表面軟質層２０のビッカース硬さを所定値以下に制御することにより、応力集中点近傍の変形能が向上するため、優先的に母材部分を変形させることができ、溶融凝固部３０（ナゲット）での破断や熱影響部４０での脆性的な破断を効果的に抑制することができる。

上記構成により、接合構造体１００は、靭性に優れ、良好な継手強度を有する接合構造を得ることが可能となる。また、上記した接合構造体１００の製造方法によれば、通常のスポット溶接の設備をそのまま使用するだけで済み、溶接条件を複雑に制御することもなく、高張力鋼部材同士の溶接を、接合強度を低下させずに適切に行える。

なお、上記接合構造体１００を製造するにあたっては、スポット溶接における溶接条件として、溶融凝固部３０の形成のための本通電（溶融通電）の後、後通電としてテンパー通電を適用してもよい。テンパー通電とは、本通電による溶融凝固部３０の形成の後、一旦、溶融凝固部３０を冷却し、その後に溶融凝固部３０を加熱する通電である。この通電により、溶融凝固部３０の硬さをより低下させる、溶融凝固部（ナゲット）３０およびＨＡＺにおけるＰやＳなどの元素偏析を緩和させるなどの効果が得られ、十字引張強度を更に向上させることができる。なお、テンパー通電は１回のみの付与に限らず、必要に応じて数回付与しても差し支えない。また、テンパー通電における通電波形は限定されず、パルス通電波形など、適宜最適な波形を選択すればよい。

以上本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記の実施形態に限定されるものではなく、実施形態の各構成を相互に組み合わせることや、明細書の記載、並びに周知の技術に基づいて、当業者が変更、応用することも本発明の予定するところであり、保護を求める範囲に含まれる。

例えば、上記実施形態では、図１で示したように、第１部材１２および第２部材１４の両面に表面軟質層２０が形成されているが、表面軟質層２０は、第１部材１２における第２部材１４との重ね面、又は第２部材１４における第１部材１２との重ね面の少なくとも一方に形成されていればよく、図２で示す接合構造体２００のように、第１部材１２の表面のみに表面軟質層２０をするものであっても構わない。

また、上記実施形態では、第１部材１２および第２部材１４の２枚の高張力鋼を用いた接合構造体を例として説明したが、例えば、図３で示す接合構造体３００のように、３枚の高張力鋼（第１部材１２、第２部材１４および第３部材１６）を重ねて接合した場合であっても構わない。

以下に、実施例および比較例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

まず、表１に示す鋼種２２ＭｎＢ、鋼種３５ＭｎＢ及び鋼種Ｓ４５Ｃの各々（すべて、炭素量が０．２１質量％以上）に対し、鋼板の両表面に表面軟質層としての脱炭層を形成したものと、脱炭層を形成しないものを準備した。脱炭層は、大気炉において７００℃〜９５０℃の温度で１時間保持する条件により形成された。熱処理により発生したスケールを酸洗処理（酸洗液：１０〜５０％塩酸、温度：２５〜８２℃、酸洗時間：２０〜３６００秒）により除去した。
脱炭層の厚さ（深さ）は、表１に示すように、鋼種２２ＭｎＢ、鋼種３５ＭｎＢ及び鋼種Ｓ４５Ｃにおいて種々のものを準備した。なお、ここでいう「脱炭層の厚さ」は、鋼板の片面に形成された脱炭層の厚さを意味する。

続いて、実施例１〜７については、脱炭層を形成した鋼種２２ＭｎＢ、鋼種３５ＭｎＢ又は鋼種Ｓ４５Ｃのいずれかを第１部材及び第２部材とし、十字引張試験方法（ＪＩＳ Ｚ３１３７：以下、十字引張試験方法のＪＩＳ規格の記載は省略）に基づき以下に示す条件で重ねて溶接し、十字引張試験片を作製した。

また、比較例１〜７については、脱炭層を形成しなかった鋼種２２ＭｎＢ、鋼種３５ＭｎＢ又は鋼種Ｓ４５Ｃのいずれかを第１部材及び第２部材とし、実施例と同様にして以下に示す条件で重ねて溶接し、十字引張試験片を作製した。

重ね溶接は、エア加圧式単層交流溶接機を用いて、下記の通電条件でスポット溶接を実施した。電極は上下ともに、先端径６ｍｍ（先端Ｒ４０ｍｍ）、ドームラジアス型（ＤＲ電極）のクロム銅電極とした。電極を流れる冷却水量は上下ともに１．５Ｌ／ｍｉｎとした。
（通電条件）
加圧力：４００〜５００ｋｇｆ
電流値：５〜８ｋＡ
通電時間：０．３ｓｅｃ
ホールドタイム：０．１６ｓｅｃ

スポット溶接して得られた継手に対して、上記の十字引張試験方法に基づく十字引張試験を実施して、十字引張強度（ＣＴＳ）を調査した。

続いて、継手の断面において、熱影響部内における表面軟質層（脱炭層）の最大ビッカース硬さを測定した。測定は、ビッカース硬度計により、それぞれ下記の条件にて行い、板厚垂直方向の硬さ分布を調査した。得られたそれぞれの硬さ分布に基づき、熱影響部内における表面軟質層（脱炭層）の最大ビッカース硬さと、溶融凝固部の最軟化部におけるビッカース硬さを求めた。
・表面軟質層（脱炭層）
荷重：１０〜５０ｇｆ（表面脱炭層における硬さ測定荷重は、脱炭層厚さに応じて適宜調節した。）
測定ピッチ：０．１０ｍｍ
測定位置：コロナボンドと熱影響部の界面から熱影響部と母材界面まで
※熱影響部は、ピクリン酸腐食することで判別した。（母材よりも白い部分）

表２に示す実施例１〜７のうち、実施例１及び実施例２では、３２μｍ厚さの脱炭層が形成された鋼種２２ＭｎＢ（炭素量：０．２１質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。なお、表２に示す通り、実施例１及び実施例２では、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径（溶融凝固部の径）が異なっている。
実施例３〜５では、５４μｍ厚さの脱炭層が形成された鋼種３５ＭｎＢ（炭素量：０．３５質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。実施例３〜５においても同様、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径が異なっている。
実施例６及び７では、４７μｍ厚さの脱炭層が形成された鋼種Ｓ４５Ｃ（炭素量：０．４３質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。実施例６及び７においても同様、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径が異なっている。

また、比較例１及び比較例２では、脱炭層を有さない鋼種２２ＭｎＢ（炭素量：０．２１質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。なお、表２に示す通り、比較例１及び比較例２では、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径が異なっている。
比較例３〜５では、脱炭層を有さない鋼種３５ＭｎＢ（炭素量：０．３５質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。比較例３〜５においても同様、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径が異なっている。
比較例６及び７では、脱炭層を有さない鋼種Ｓ４５Ｃ（炭素量：０．４３質量％）同士の板組に対して、溶接を実施した。比較例６及び７においても同様、溶接時の通電時間が異なることにより、ナゲット径が異なっている。

表２の結果に示すように、いずれの実施例においても、脱炭層を形成することで、熱影響部の脱炭層の最大硬さが低くなり、結果として十字引張強度（ＣＴＳ）が向上することが明らかとなった。

実施例と比較例とを詳細に比較すると、例えば、鋼種２２ＭｎＢの鋼板を用いた例において、同等の試験条件である実施例１と比較例１を比較した場合、実施例１は比較例１に対し、熱影響部内における脱炭層の最大ビッカース硬さが５５２Ｈｖから３８２Ｈｖに低下しており、これに伴って、ＣＴＳが５．６６ｋＮから６．１３ｋＮに向上していることが分かる。
また、鋼種３５ＭｎＢの鋼板を用いた例において、同等の試験条件である実施例３と比較例３を比較した場合、実施例３は比較例３に対し、熱影響部内における脱炭層の最大ビッカース硬さが６２４Ｈｖから２９２Ｈｖに低下しており、これに伴って、ＣＴＳが３．７９ｋＮから３．８１ｋＮに向上していることが分かる。
さらに、鋼種Ｓ４５Ｃの鋼板を用いた例において、同等の試験条件である実施例６と比較例６を比較した場合、実施例６は比較例６に対し、熱影響部内における脱炭層の最大ビッカース硬さが６９４Ｈｖから４９３Ｈｖに低下しており、これに伴って、ＣＴＳが１．９９ｋＮから５．２０ｋＮに向上していることが分かる。

なお、鋼種違いで比較した場合、炭素量が多い鋼種（すなわち、ナゲット部の炭素量が多くなる場合）ほど、脱炭層を形成することによるＣＴＳの向上効果が高いことが理解される。例えば、炭素量が０．２１質量％である鋼種２２ＭｎＢにおける、実施例２と比較例２を比較した場合、実施例２は比較例２に対し、ＣＴＳが８．３８ｋＮから８．６ｋＮにしか向上していないが、炭素量が０．４３質量％である鋼種Ｓ４５Ｃにおける、実施例７と比較例７を比較した場合、実施例７は比較例７に対し、ＣＴＳが１．９９ｋＮから６．００ｋＮに大幅に向上していることが分かる。
これは、鋼中の炭素量が多い高張力鋼板ほど、脱炭層を設けない場合のＣＴＳの低下割合が高いことから、脱炭層を設けることによるＣＴＳ向上の効果が顕著に現れたものと考えられる。

また、ナゲット径違いで比較した場合、ナゲット径が大きくなるほど、脱炭層を形成することによるＣＴＳの向上効果が高いことが理解される。例えば、鋼種Ｓ４５Ｃにおける、実施例６（ナゲット径Ｄ＝４．５√ｔ）と実施例７（ナゲット径Ｄ＝５．２√ｔ）を比較した場合、実施例６は比較例６に対し、ＣＴＳが１．９９ｋＮから５．２０ｋＮにしか向上してないが、実施例７は比較例７に対し、ＣＴＳが１．９９ｋＮから６．００ｋＮにまで大幅に向上していることが分かる。
これは上述したように、ナゲット径が小さいほど、ナゲットへの応力集中が顕著となるため、十字引張試験時に母材があまり変形しにくく、脱炭層を設けたことによる効果が得られにくいためと考えられる。

以上の通り、本明細書には次の事項が開示されている。
［１］ 高張力鋼からなる第１部材と、
前記第１部材に重ねられ、高張力鋼からなる第２部材と、
前記第１部材における前記第２部材との重ね面、又は前記第２部材における前記第１部材との重ね面の少なくとも一方に形成された表面軟質層と、
前記第１部材と前記第２部材とが溶融および凝固して形成された溶融凝固部と、
前記溶融凝固部の周囲に形成された熱影響部と、
を有し、
前記表面軟質層の合計厚さが５μｍ以上２００μｍ以下、かつ、前記溶融凝固部の炭素量が０．２１質量％以上であるとともに、
前記熱影響部内における前記表面軟質層の最大ビッカース硬さが１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であることを特徴とする接合構造体。

この接合構造体によれば、第１部材と第２部材との界面に表面軟質層を設けることにより、第１部材と第２部材とを溶接した場合に得られる、溶融凝固部の周囲に形成された熱影響部内の最大ビッカース硬さを所定値以下に制御することができる。十字引張においては、主に材料へ曲げ変形が加えられるが、熱影響部内における表面軟質層の最大ビッカース硬さを所定値以下に制御することにより、応力集中点近傍の変形能が向上するため、優先的に母材部分を変形させることができ、溶融凝固部での破断や熱影響部での脆性的な破断を効果的に抑制することができる。また、熱影響部に含まれるコロナボンド部も軟化するため、コロナボンド部における初期亀裂および進展を抑制することができる。

［２］前記表面軟質層が脱炭層であることを特徴とする上記［１］に記載の接合構造体。

この接合構造体によれば、第１部材と第２部材とを接合する場合において、第１部材と第２部材の間に表面軟質層としての脱炭層を形成しておくことで、溶融凝固部における炭素量が、第１部材や第２部材より低い炭素量の脱炭層によって希釈される効果も得られる。その結果、溶融凝固部３０の炭素量の低下により、靱性に優れ、良好な継手強度を有する接合構造が得られる。

［３］前記溶融凝固部の径Ｄと、前記第１部材の板厚と前記第２部材の板厚のうち薄い方の板厚ｔ_ｍｉｎとが、下記式（１）を満足することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の接合構造体。
Ｄ≧３．５√ｔ_ｍｉｎ ・・・（１）

この接合構造体によれば、溶融凝固部への応力集中を抑制することができ、十字引張試験時に母材が変形しやすくなり、表面軟質層（脱炭層）を設けたことによる効果を高められる。

［４］前記表面軟質層の合計厚さが３０μｍ以上であることを特徴とする上記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の接合構造体。

この接合構造体によれば、第１部材や第２部材の表面に表面軟質層を形成させることにより、局部変形能を改善し、十字引張強度（ＣＴＳ）を向上させるという効果を高められる。

［５］上記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の接合構造体を製造する方法であって、
前記第１部材および前記第２部材の少なくとも一方の表面に形成された前記表面軟質層が前記第１部材と前記第２部材の間に介在するように、前記第１部材と前記第２部材を重ね合わせた後、溶接により前記溶融凝固部を形成することを特徴とする接合構造体の製造方法。

この接合構造体の製造方法によれば、母材の機械的特性が良好な、鋼中の基本構成元素の成分量、特に炭素量が多い高張力鋼板の接合において、溶接施工性を阻害することなく、溶融凝固部の靭性を高めて、継手強度（十字引張強度）を向上できる。

１２ 第１部材
１４ 第２部材
１６ 第３部材
２０ 表面軟質層（脱炭層）
３０ 溶融凝固部
４０ 熱影響部
５０ コロナボンド
１００、２００、３００ 接合構造体

Claims (5)

1. 高張力鋼からなる第１部材と、
   前記第１部材に重ねられ、高張力鋼からなる第２部材と、
   前記第１部材における前記第２部材との重ね面、又は前記第２部材における前記第１部材との重ね面の少なくとも一方に形成された表面軟質層と、
   前記第１部材と前記第２部材とが溶融および凝固して形成された溶融凝固部と、
   前記溶融凝固部の周囲に形成された熱影響部と、
   を有し、
   前記表面軟質層の合計厚さが５μｍ以上２００μｍ以下、かつ、前記溶融凝固部の炭素量が０．２１質量％以上であるとともに、
   前記熱影響部内における前記表面軟質層の最大ビッカース硬さが１００Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であることを特徴とする接合構造体。
2. 前記表面軟質層が脱炭層であることを特徴とする請求項１に記載の接合構造体。
3. 前記溶融凝固部の径Ｄと、前記第１部材の板厚と前記第２部材の板厚のうち薄い方の板厚ｔ_ｍｉｎとが、下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の接合構造体。
   Ｄ≧３．５√ｔ_ｍｉｎ ・・・（１）
4. 前記表面軟質層の合計厚さが３０μｍ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の接合構造体。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の接合構造体を製造する方法であって、
   前記第１部材および前記第２部材の少なくとも一方の表面に形成された前記表面軟質層が前記第１部材と前記第２部材の間に介在するように、前記第１部材と前記第２部材を重ね合わせた後、溶接により前記溶融凝固部を形成することを特徴とする接合構造体の製造方法。

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