JP2022044220A - 溶接継手、鋼板、鋼部材、及び自動車部材 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、熱影響部の軟化が小さい、又は熱影響部が軟化しない溶接継手及び鋼部材を提供することを課題とする。【解決手段】本発明の一態様に係る溶接継手は、２枚以上の母材鋼板と、溶接金属及びその周囲の熱影響部を有し、母材鋼板を接合する溶接部とを備える溶接継手であって、母材鋼板のマルテンサイト量が８０面積％以上であり、母材鋼板のビッカース硬さが、母材鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、熱影響部の最軟化部硬さが、母材鋼板のビッカース硬さの７０％以上である。【選択図】図１

Description

本発明は、溶接継手、鋼板、鋼部材、及び自動車部材に関する。

焼入れによって硬化された鋼材を溶接して溶接継手を製造すると、熱影響部で焼戻しが生じ、溶接継手の母材よりも軟らかい部分が生じる現象が生じる。この現象はＨＡＺ軟化と呼ばれる。溶接された鋼板に面方向の引張応力（面内引張応力）が加えられた場合に、このＨＡＺ軟化部を起点として、小さい変形量で破断が生じてしまうことが知られている。このＨＡＺ軟化部を原因とする破断は、特に母材の引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板の溶接部で生じる。
ＨＡＺ軟化は、例えば、溶接継手に熱処理をすることにより解消することが可能である。しかし、溶接継手の熱処理工程は、溶接継手の製造コスト、及び製造にかかる時間を増大させる。製造効率を考慮すると、溶接継手は溶接まま（溶接後に特段の熱処理がされない状態）で使用に供されることが好ましく、従って、溶接継手の母材鋼板の組織はフレッシュマルテンサイト主体とされていることが好ましい。
ＨＡＺ軟化の抑制手段として、例えば以下に挙げる技術が提案されている。

特許文献１では、少なくとも一つの鋼板がマルテンサイト組織を有する複数の鋼板を重ね合わせレーザを照射して略円状のレーザ溶接部を形成する重ね溶接方法であって、前記略円状のレーザ溶接部の外縁を通り、前記略円状のレーザ溶接部の外縁から少なくとも３ｍｍ以上、直線状にレーザを照射して鋼板に焼入れ部を形成することを特徴とする重ね溶接方法が開示されている。特許文献１では、略円状のレーザ重ね溶接部を横切ってＨＡＺの最軟化部の外方までレーザビームを照射して再焼入れ部を形成することにより、ＨＡＺ軟化部での歪みの集中を抑制し、ＨＡＺ軟化部での破断を抑制できるとされている。

しかしながら、特許文献１の技術は、溶接後にさらに再焼き入れ部を形成するためのレーザ照射が必須とされているので、生産性が低い。

特許文献２では、質量％でＣ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｎ：０．０１０％以下およびＶ：０．１０～１．０％を含み、かつ（１０Ｍｎ＋Ｖ）／Ｃ≧５０を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、焼戻しマルテンサイト相の体積率が８０％以上で、粒径：２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物が１０００個／μｍ^３以上析出し、かつ該粒径：２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物の平均粒径が１０ｎｍ以下であることを特徴とする自動車用部材が開示されている。特許文献２では、鋼中にＶを含む炭化物を微細に析出させることにより、具体的には、粒径が２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物を単位体積１μｍ^３当たり１０００個以上析出させ、かつ粒径が２０ｎｍ以下のＶを含む炭化物の平均粒径を１０ｎｍ以下に制御することにより、溶接熱影響部の軟化が少ない自動車用部材を提供できるとされる。

しかしながら、特許文献２の技術では、焼戻しの熱処理工程が必要となり、生産性が低い。

特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．００１～０．４０％、Ｓｉ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．０１～３％、Ｐ：０．００１０～０．１％、Ｓ：０．００１０～０．０５％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ：０．００１０～０．０１％を含有し、さらにＴｉ：０．００１～０．５％、Ａｌ：０．００５～２．０％のいずれか１種又は２種を、（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）／（Ｎ／１４）≧２およびＢ／１１－｛Ｎ／１４－（Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８）｝≧１．５×１０^－５を同時に満たす範囲で含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、成分、板厚の少なくとも何れかが異なる鋼板からなるテーラードブランクで構成される部材で、溶接熱影響部を含む溶接部のビッカース硬さＨｖの最小値が２種の鋼板の低い側の平均ビッカース硬さ×０．８以上で、前記溶接部のビッカース硬さＨｖの最大値が２種の鋼板の高い側の平均ビッカース硬さ×１．２以下であることを特徴とする部材内硬さの均一性に優れた高強度自動車用部材が開示されている。

しかしながら、特許文献３の技術は、部材内硬さの均一性を保つ手段の一つとして、溶接後のホットスタンプにおける熱処理（オーステナイト相から急冷する熱処理）を用いている。即ち、特許文献３の技術は、特許文献１と同様に溶接後の追加熱処理を必須とするので、製造ラインの設計の自由度を下げる。また、特許文献３の技術では、部材内硬さの均一性を保つ別の手段として、鋼板の合金成分を所定範囲内にすることが挙げられている。しかし、鋼板中の合金元素をどのような形態で鋼板に存在させるべきか、という点に関して特許文献３は何ら検討していない。

特許文献４では、鋼板中に含まれるＴｉ含有析出物のうち、円相当直径が３０ｎｍ以下のものの平均円相当直径が６ｎｍ以下であると共に、鋼中の析出Ｔｉ量と全Ｔｉ量とが下記（１）式の関係を満足する熱間プレス用鋼板を、９００℃以上、１１００℃以下の温度に加熱した後、プレス成形を開始し、下死点に保持して金型内で２０℃／秒以上の平均冷却速度を確保しつつマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも低い温度まで冷却することを特徴とするプレス成形品の製造方法が開示されている。
析出Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］＜０．５×［全Ｔｉ量（質量％）－３．４［Ｎ］
］…（１）

しかしながら、特許文献４の技術によっても、ＨＡＺ軟化を十分に抑制することはできないと考えられる。特許文献４においては、Ｎを固定し、Ｂを固溶状態で維持させる目的、及びＴｉＣによる析出強化を発現させる目的で、鋼板にＴｉが添加される。しかし、Ｔｉ量は最大で０．１３４％である。Ｃ含有量に対してＴｉ含有量が低いので、特許文献４の技術によっても、ＨＡＺ軟化を十分に抑制することが難しい。

非特許文献１では、ホットスタンプ処理後の引張強さが１５００ＭＰａ級となる非めっきホットスタンプ鋼板を用い、スポット溶接後にホットスタンプ処理を経たスポット溶接テーラードブランク（ＴＢ）継手の静的強度特性をホットスタンプ処理後にスポット溶接を行った通常のスポット溶接継手と比較した結果が報告されている。この報告によれば、通常のスポット継手ではＨＡＺにビッカース硬さが３００程度の軟化部が認められたが、スポット溶接ＴＢ継手では母材、ＨＡＺ、ナゲットまでビッカース硬さが４６０程度の一定値を示したとされている。

しかしながら、非特許文献１の技術でも、特許文献３の技術と同様に、軟化部を除去するためにホットスタンプ処理の熱処理を用いている。即ち、非特許文献１の技術は、溶接後の追加熱処理を必須とするので、製造ラインの設計の自由度を下げる。

なお、非特許文献１のＦｉｇ．７によれば、後熱処理されていない通常のスポット継手のエッチング後断面（Ｆｉｇ．７（ａ））では、熱影響部に特有の黒い筋が認められるものの、ホットスタンプによって後熱処理されたスポット溶接ＴＢ継手のエッチング後断面（Ｆｉｇ．７（ｂ））では、この黒い筋が認められない。してみれば、非特許文献１は、熱影響部の軟化を除去する技術であって、熱影響部における軟化（ＨＡＺ軟化）を抑制する技術ではないと解することができる。

特許第６１７９６０５号公報 特開２００６－１８３１３９号公報 特開２００６－２１９７４１号公報 特開２０１３－１８５２４５号公報

ホットスタンプ処理されたスポット溶接継手の静的強度特性、富士本博紀ら、溶接学会論文集、３３巻、２号、ｐ．１４４－１５２、２０１５

本発明は、熱影響部の軟化が小さい、又は熱影響部が軟化しない溶接継手、鋼部材、及び自動車部材を提供することを課題とする。さらに本発明は、熱影響部での熱履歴に相当する熱処理を行った後で軟化が小さい、又は軟化しない鋼板を提供することを課題とする。

本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る溶接継手は、２枚以上の母材鋼板と、溶接金属及びその周囲の熱影響部を有し、前記母材鋼板を接合する溶接部とを備える溶接継手であって、前記母材鋼板のマルテンサイト量が８０面積％以上であり、前記母材鋼板のビッカース硬さが、下記式１によって算出される前記母材鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、前記熱影響部の最軟化部硬さが、前記母材鋼板の前記ビッカース硬さの７０％以上である。
ＨＭ＝８８４×Ｃ×（１－０．３×Ｃ^２）＋２９４ ：式１
Ｃ：母材鋼板に含まれるＣの質量％。
（２）上記（１）に記載の溶接継手では、前記母材鋼板が、化学成分として、０．０１～０．５０質量％のＣと、下記式２を満たす量のＴｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素と、を含有してもよい。
［Ｃ］≦［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］ ：式２
ここで、式２に記載の［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、それぞれ母材鋼板の単位質量％でのＣ含有量、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量である。
（３）上記（１）又は（２）に記載の溶接継手では、前記溶接部がアーク溶接部であってもよい。
（４）本発明の別の態様に係る鋼板は、前記鋼板のビッカース硬さが、下記式１によって算出される前記鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、前記鋼板のマルテンサイト量が８０面積％以上であり、前記鋼板をＡ_１点以上Ａ_１点＋１０℃以下に加熱して３秒保持し、次いで８０℃／秒以上の冷却速度で５０℃未満まで冷却した後の前記鋼板の硬さとして定義される、前記鋼板の推定ＨＡＺ硬さが、前記鋼板の前記硬さの７０％以上である。
ＨＭ＝８８４×Ｃ×（１－０．３×Ｃ^２）＋２９４ ：式１
Ｃ：鋼板に含まれるＣの質量％。
（５）上記（４）に記載の鋼板は、化学成分として、０．０１～０．５０質量％のＣと、下記式２を満たす量のＴｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素と、を含有してもよい。
［Ｃ］≦［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］ ：式２
ここで、式２に記載の［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、それぞれ鋼板の単位質量％でのＣ含有量、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量である。
（６）本発明の別の態様に係る鋼部材は、上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の溶接継手を備える。
（７）上記（６）に記載の鋼部材は、自動車部材であってもよい。
（８）本発明の別の態様に係る自動車部材は、上記（６）に記載の鋼部材を備える。

本発明によれば、熱影響部の軟化が小さい、又は熱影響部が軟化しない溶接継手、鋼部材、及び自動車部材を提供することができる。さらに本発明によれば、熱影響部での熱履歴に相当する熱処理を行った後で軟化が小さい、又は軟化しない鋼板を提供することができる。

本発明の一態様に係る溶接継手の例の断面図である。

溶接継手の母材がマルテンサイト組織を有する鋼板（例えば、マルテンサイトが８０面積％以上の鋼板）である場合、溶接継手の熱影響部（ＨＡＺ）では、マルテンサイトに固溶状態で存在していたＣがＦｅと結合し、鉄炭化物（セメンタイト）として析出する。これにより、マルテンサイトの強度が低下したり、マルテンサイトが分解されてフェライトなどの軟質な組織に変化したりする。これが、ＨＡＺ軟化が生じる主な原因である。

本発明者らは、上述された熱影響部における焼戻しを緩和すること、及び焼戻しによる軟化を補う硬度確保手段を導入することにより、ＨＡＺ軟化が抑制された溶接継手が得られることを知見した。また、焼戻しを抑制するためには、例えば、Ｆｅよりも炭化物を作りやすい合金元素を溶接継手の母材となる鋼板に固溶状態で含有させることが有効であると知見した。

以下、上述の知見によって得られた、本実施形態に係る溶接継手、鋼板、鋼部材、及び自動車部材について説明する。

図１に例示される、本実施形態に係る溶接継手１は、２枚以上の母材鋼板１１と、この母材鋼板を接合する溶接部１２とを備える。溶接部１２は、溶接金属１２１と、その周囲の熱影響部１２２とを有する。ＪＩＳ Ｚ ３００１－１：２０１３では、用語「溶接部」は、「溶接金属及び熱影響部を含んだ部分の総称」と定義されており、用語「溶接金属」は、「溶接部の一部で、溶接中に溶融凝固した金属」と定義されており、用語「熱影響部」は、「溶接・切断などの熱で組織、治金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない母材の部分」と定義されている。本実施形態に係る溶接継手１の溶接部１２、溶接金属１２１、及び熱影響部１２２の定義は、同規格の定義に準じる。以下、熱影響部を「ＨＡＺ」と略す場合がある。

母材鋼板１１は、十分に焼入れされたマルテンサイト主体の鋼板とされる。具体的には、母材鋼板１１のマルテンサイト量は、８０面積％以上とされ、母材鋼板１１のビッカース硬さ（以下「母材硬さ」と略す場合がある）は、母材鋼板１１の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上とされる。鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭとは、その組織の実質的に全てがマルテンサイトとなるように鋼板を熱処理した後の鋼板のビッカース硬さの推定値であり、「ＴＭＣＰ鋼の溶接」（百合岡信孝、１９９２年、溶接学会誌、第６１巻第４号、第５３頁）に記載の下記式１によって算出される値である。式１中の「Ｃ」は、母材鋼板１１のＣ含有量（質量％）である。
ＨＭ＝８８４×Ｃ×（１－０．３×Ｃ^２）＋２９４ ：式１

母材鋼板１１のマルテンサイト量を８０面積％以上とし、且つ母材硬さを１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上とすることにより、溶接継手の強度を高めることができる。母材硬さを、１００％マルテンサイト硬さＨＭの９２％以上、９５％以上、又は９７％以上としてもよい。なお、本実施形態における「マルテンサイト」とは、焼入れままのマルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）を意味し、焼入れ後に焼戻し処理されたマルテンサイト（いわゆる焼戻しマルテンサイト）とは区別される。

溶接部１２の種類は特に限定されない。図１に例示された溶接部１２は、アーク溶接によって形成された溶接部、即ちアーク溶接部であるが、その他の任意の溶接方法を用いて本実施形態に係る溶接継手１の溶接金属１２１を形成することができる。本実施形態に係る溶接継手１において、ＨＡＺ軟化の防止は、溶接方法に依存することなく達成されているからである。溶接部１２の溶接金属１２１の構成も特に限定されない。

２枚以上の母材鋼板１１の位置関係は特に規定されない。図１に例示した溶接継手１は、２枚の母材鋼板１１が重ね合わせられた重ねすみ肉溶接継手である。一方、２枚の母材鋼板１１が突き合せられてレーザ溶接等により接合されていてもよい。従って、本実施形態に係る溶接継手は重ね合わせ溶接継手であっても突き合せ溶接継手であってもよく、溶接方法もアーク溶接に限定されない。溶接継手１に、溶着金属（溶接金属のうち、溶加材から移行した成分からなり、母材鋼板と混じり合っていないもの）が配されていてもよい。

本発明の熱影響部１２２の最軟化部硬さ（以下「ＨＡＺ硬さ」と略す場合がある）は、母材鋼板のビッカース硬さ（母材硬さ）の７０％以上とされる。通常、マルテンサイト量が８０面積％以上であって母材硬さが１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上である鋼板を溶接して得られた溶接継手の熱影響部では、ＨＡＺ軟化と呼ばれる硬度低下が生じる。ＨＡＺ軟化は、溶接による温度上昇及びその後の徐冷によって、ＨＡＺが焼き戻されてしまうために生じる。しかしながら、本実施形態に係る溶接継手１の熱影響部１２２では、ＨＡＺ軟化が抑制されるので、ＨＡＺ硬さが母材硬さの７０％以上という極めて高い値に保たれる。これにより、本実施形態に係る溶接継手１は、高い面内引張強さを有する。ＨＡＺ硬さを、母材硬さの７２％以上、７５％以上、８０％以上、８５％以上、８８％以上、又は９０％以上としてもよい。ＨＡＺ硬さの上限は規定されない。理論的には、上限は１００％以下であろう。が、測定のばらつきなどが原因と思われるが、１００％を超える硬さの測定データが得られる場合もある。

なお、上述のように「熱影響部」とは、「溶接・切断などの熱で組織、治金的性質、機械的性質などが変化を生じた、溶融していない母材の部分」である。従って、溶接後に後熱処理に供されることによって、溶接の熱影響が除去された溶接継手１は、熱影響部を有しない溶接継手であると考えられる。換言すると、熱影響部を有する本実施形態に係る溶接継手１は、溶接後に後熱処理を受けていないことを特徴とする。これにより、本実施形態に係る溶接継手１は、高い生産性を有する。

溶接継手１が溶接金属１２１の周囲に熱影響部１２２を有するか否かは、例えば、溶接金属１２１を含む箇所において溶接継手１を切断し、切断面をエッチングして金属組織を現出させることによって判別可能である。熱影響部１２２を有する溶接継手１のエッチング後の断面写真では、溶接部１２を取り囲む黒い筋が認められる。このような黒い筋は、熱影響によって生じた結晶粒径分布などの不均一に起因して生じているものと考えられる。黒い筋は、熱影響部を有する溶接継手にはほぼ確実に含まれ、本実施形態に係る溶接継手１の断面にも認められるものである。一方、溶接後に後熱処理を受けているために熱影響部１２２を有しない溶接継手のエッチング後の断面写真では、このような黒い筋は認められない。これは、後熱処理によって結晶粒径分布などが均一化されたからであると考えられる。

溶接金属１２１のＰ偏析状態を評価することによっても熱影響部１２２の有無を判断可能である。溶接後に後熱処理されていない溶接金属１２１において、ＥＰＭＡ等を用いてＰの分布を測定すると、Ｐ偏析が確認できる。一方、溶接後に後熱処理された溶接金属１２１の端部では、このような偏析が緩和される。

偏析部の有無の定量的判断方法及び判断基準は、以下のようなものである。まず、溶接金属１２１を、母材鋼板１１の板面に垂直に切断し、断面を適宜調製する。次いで、溶接金属１２１の、曳け巣やブローホールを含まない領域を０．６μｍ×０．６μｍピッチ（縦横０．６μｍピッチ）で１００，０００点以上（例：１２０μｍ×３００μｍ）ＥＰＭＡ分析し、各測定点におけるＰの濃度を求め、（全体の平均値の２倍を超えるＰ濃度となる測定点の数）÷（ＥＰＭＡ分析した総点数）＞０．００１となる溶接継手は、Ｐ偏析が後熱処理されていない溶接継手、即ち熱影響部１２２を有する溶接継手１であると判断される。

母材鋼板１１のマルテンサイト量が８０面積％以上であるか否かは、光学顕微鏡、またはＳＥＭによる組織観察によって判別できる。

母材鋼板１１のビッカース硬さが１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であるか否か、及び熱影響部１２２の最軟化部硬さが母材鋼板１１のビッカース硬さの７０％以上であるか否かは、以下の手順により判断することができる。まず、母材鋼板１１の表面から板厚１／４深さの位置において、０．２５ｍｍ間隔で連続的に硬さ測定を行う。母材鋼板１１が重ね合わせられている場合は、鋼板の２つの表面のうち接合面から板厚１／４深さの位置において測定する。例えば、図１に例示される重ねすみ肉溶接継手においては、破線ａに沿って連続的に硬さ測定を行う。この測定によって得られた、鋼板の板面方向に平行な硬さ分布曲線における、溶融部端から５ｍｍ離れた位置までの間で最も低硬度の箇所を、熱影響部１２２の最軟化部とみなし、この最軟化部の硬さを、熱影響部１２２の最軟化部硬さとみなす。また、溶接部１２から十分離れた５箇所における硬さの平均値を、母材鋼板１１のビッカース硬さとみなす。１００％マルテンサイト硬さＨＭは、母材鋼板１１のＣ含有量を上述の式１に代入して求める。これらの値に基づき、溶接継手１において母材鋼板１１のビッカース硬さが１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であるか否か、及び熱影響部１２２の最軟化部硬さが母材鋼板１１のビッカース硬さの７０％以上であるか否かを判断することができる。なお、ビッカース硬さの測定はＪＩＳ Ｚ ２２４４準拠とする。また、硬さの測定荷重は、測定値や材料組織のばらつきを考えると２００ｇｆ以上が望ましい。

硬さ、及びマルテンサイト量に関する上記要件を満たす限り、母材鋼板１１の化学成分は特に限定されない。母材鋼板１１の化学成分は、後述される例示的なスラブ成分と同一であってもよい。

上述の、本実施形態に係る溶接継手１の製造方法の一例について以下に説明する。溶接継手１の製造方法は特に限定されないが、例えば、セメンタイト析出抑制元素を固溶させた鋼板を製造する工程と、前記鋼板を溶接する工程とを備える。

焼き入れされた高強度鋼板は、その組織の大半が、Ｃが固溶したマルテンサイトとなっている。一方、一般的に溶接部では、Ａ_１点温度以下で加熱された領域において、マルテンサイト中に固溶したＣがＦｅと結合し、鉄炭化物（セメンタイト）となり硬さが低下する領域（ＨＡＺ軟化部）が生じる。従って、ＨＡＺ軟化を抑制する手段の一つとして、セメンタイト析出の抑制が挙げられる。

この際に、鋼板中にＦｅよりも炭化物を作り易い合金元素（以下、セメンタイト析出抑制手段と称する）が固溶している場合には、溶接で加熱された領域において鉄炭化物の生成が抑制される。本発明者らが見出した、セメンタイト析出抑制手段の一例はＴｉである。Ｔｉは、溶接入熱による鋼板の温度上昇及び下降の間に、（１）セメンタイト生成を抑制して、固溶Ｃ量の低減を抑制する効果と、（２）析出強化によってＨＡＺを強化する効果とを発揮する。

（１）Ｔｉがセメンタイト生成を抑制する効果を有する理由は、Ｆｅよりも炭化物を作り易いからであると考えられる。ただし、その結果としてマルテンサイト中の固溶Ｃの大半がＴｉ炭化物として析出することとなれば、セメンタイト生成を抑制することはできても、固溶Ｃ量を確保してＨＡＺ軟化を防止することはできない。Ｔｉが優れているのは、溶接の過程でＴｉ及びＣの一部しか炭化物を生成しない点にある。Ｔｉ及びＣが結合してＴｉＣとして析出するためには、鉄マトリクス中でのＴｉ元素及びＣ元素の拡散移動が必要となるが、Ｔｉの拡散速度は比較的遅い。溶接入熱による温度上昇及び下降は非常に短時間（数秒）の間に生じる。そのため、溶接においては、Ｔｉ及びＣの全てがＴｉＣとして析出する前に、Ｔｉ及びＣがマトリクス中を移動できない温度帯まで、鋼板温度が低下する。つまり、鋼板中のＴｉは、ＣがＦｅと結びつくことを阻害するが、それ自身は溶接中に炭化物として析出し難い。鋼板中に固溶状態で含まれるＴｉは、溶接中に、Ｃを固溶状態のまま保つ働きを有するのである。

さらに、一部のＴｉ及びＣはＴｉＣ等のＴｉ炭化物となって熱影響部１２２に析出するが、Ｔｉ炭化物はセメンタイトとは異なり、析出強化によって熱影響部１２２を硬化させる働きを有する。マルテンサイト中に固溶したＣの一部はＴｉと結合するものの、ＴｉとＣが結合してできたＴｉＣが（２）析出強化によってＨＡＺを強化する。固溶Ｃ減少による硬さの低下と、析出強化による硬さの増加が相殺し、結果としてＨＡＺ軟化は抑制される。（１）及び（２）の相乗効果によって、本実施形態に係る溶接継手１の熱影響部１２２は、その最軟化部硬さが、母材鋼板１１のビッカース硬さの７０％以上とされるのである。

さらに本発明者らは、Ｍｏ及びＶも、Ｔｉと同様の効果を奏することを知見した。従って、セメンタイト析出抑制手段を、Ｍｏ及び／又はＶとしてもよい。ただし、Ｍｏによって得られる効果はＶ及びＴｉよりも小さいので、セメンタイト析出抑制手段としてＭｏを用いる場合は、Ｍｏ量を大きくする必要があると考えられる。

なお、軽元素であるＣの定量は難しい。従って、固溶Ｃ量を精度よく測定することは実質的に不可能である。また、固溶状態のＴｉ、Ｍｏ、及びＶの量を精度よく測定する方法も、実質的に存在しない。しかし、ＨＡＺ軟化が十分に抑制された熱影響部１２２においては、固溶Ｃ量が十分に確保されていると推定することができる。また、母材鋼板１１がＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶを含み、且つ熱影響部１２２でＨＡＺ軟化が十分に抑制されているのであれば、母材鋼板１１には固溶状態のＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶが十分に含まれると推定される。これは、後述する本実施形態に係る鋼板においても同様である。

次に、セメンタイト生成抑制手段を含有する鋼板の製造方法について説明する。例えばセメンタイト生成抑制手段がＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶである場合、鋼板の化学成分を、単位質量％でＣ：０．０１～０．５０％を含有し、さらに後述の式２を満たす量のＴｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素を含有するものとすることが好ましい。

Ｃ：０．０１～０．５０％
Ｃは、マルテンサイト相の硬さを高めることができる。鋼板の強度確保の点から、Ｃ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量の上限を０．５０％とすると、鋼板の過剰な強度上昇を回避することができるので好ましい。Ｃ含有量は例えば０．０５～０．１５％である。Ｃ含有量の上限は、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の下限は、さらに好ましくは０．０３％以上である。

Ｔｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素：式２を満たす
Ｔｉは、ＨＡＺ軟化を抑制するために重要な元素である。鋼中に固溶したＴｉは、マルテンサイト中のＣが、溶接の際に鉄炭化物を生成することを抑制する。また、溶接の入熱によって一部は微細な炭化物を形成し、マルテンサイト中のＣがこの炭化物となり硬さが低下したとしても、微細炭化物の析出強化が作用することで硬さの低下を相殺する働きをする。Ｍｏ、及びＶも同様の効果を有する。
ここで、鋼板のＣ含有量に対するこれらセメンタイト生成抑制手段の含有量の比率を所定値以上とすることにより、上述したセメンタイト生成を抑制する効果、及び固溶Ｃ量を確保する効果が一層確実に得られる。ただし、Ｍｏ析出物は非常に微細であり、Ｍｏ析出物による析出硬化の量は、Ｔｉ析出物及びＶ析出物による析出硬化の量よりも小さい。従って、ＭｏによるＨＡＺ軟化抑制効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量を多くすることが望ましい。
以上の知見に鑑みて、本発明者らは、鋼板のＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの含有量を下記式２を満たすように制御することが好ましいと判断した。
［Ｃ］≦［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］ ：式２
ここで、式２に記載の［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、それぞれ母材鋼板の単位質量％でのＣ含有量、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量である。式２が満たされる限り、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量の上下限値を個別に定める必要はない。一方、Ｔｉを０．５質量％以下、Ｖを０．５０質量％以下、及び／又はＭｏを２．００質量％以下と規定してもよい。これら元素のうち１つのみを用いてもよいし、２以上の元素を組み合わせて用いてもよい。［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］の上限値は特に限定されないが、例えば［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］を１．００質量％以下、０．８０質量％以下、又は０．５０質量％以下としてもよい。

Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、及びＶ以外の元素を、鋼板が含有してもよい。以下に、鋼板の一層好適な化学成分の例を説明する。

Ｓｉ：０．０１～２．００％
Ｓｉは、鋼板の強度調整に用いることができる。また、Ｓｉは脱酸材としても有効である。加えて、Ｓｉ量を極めて低下させた場合、精錬のコストアップを招く。以上の理由から、Ｓｉ含有量の下限値を０．０１％とすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量を２．００％以下とすることで、鋼板の溶接性及びめっき性を向上させ、さらに、鋼板の冷却過程でフェライトまたはパーライトの生成を抑制するこができる。以上のことから、Ｓｉ含有量の上限値は２．００％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．０１～３．００％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を向上させる。また、Ｍｎは、パーライト生成の抑制にも効果的である。以上の理由から、Ｍｎ含有量の下限値を０．０１％とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量を３．００％以下とすることにより、鋼板の靭性及びめっき性を向上させることができる。以上の理由から、Ｍｎ含有量の上限値を３．００％とすることが好ましい。

Ｐ：０．００１～０．１００％
Ｐは鋼板を強化する働きを有するが、その靱性を著しく劣化させる。従って、Ｐ含有量の上限を０．１００％とすることが好ましい。Ｐ含有量は０％でもよいが、鋼材の原料などから混入するＰを完全に除去することは経済的に不利であるので、０．００１％をＰ含有量の下限とすることが好ましい。

Ｓ：０．０００１％～０．０５００％
ＳはＰと同様に鋼板の靱性を劣化させる元素である。従って、Ｓ含有量の上限を０．０５００％とすることが好ましい。一方で、鋼材の原料などから混入するＳを完全に除去することは経済的に不利であるので、０．０００１％をＳ含有量の下限とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５％～２．０００％
Ａｌ含有量を低減させることにより、フェライト生成を抑制し、さらに溶接性を向上させることができる。従って、Ａｌ含有量の上限を２．０００％とすることが好ましい。一方、脱酸元素として用いられるＡｌの含有量を著しく低下させることは、製錬コストの上昇を招くおそれがある。そのため、Ａｌ含有量の下限値を０．００５％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１０～０．０１００％
ＮはＴｉと結合しやすい元素であり、Ｎ含有量を低減することによって、Ｔｉのセメンタイト生成抑制効果を一層高めることができる。従って、Ｎ含有量の上限値を０．０１００％とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量を著しく低下させることは、製錬コストの上昇を招くおそれがある。そのため、Ｎ含有量の下限値を０．００１０％とすることが好ましい。

Ｂ：０．０００２～０．０１００％
Ｂは、フェライト変態、パーライト変態、及びベイナイト変態を抑制する元素である。従ってＢは、溶接による加熱後の冷却中にフェライト、パーライト、ベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイトを確保するうえでも有効な元素である。従って、Ｂの含有量の下限値を０．０００２％とすることが好ましい。こうした効果は飽和するので、Ｂの含有量の上限値を０．０１００％とすることが好ましい。

鋼板の化学成分の残部は、鉄及び不純物を含む。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る溶接継手１に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

なお、鋼板の化学成分は、下記式３によって算出されるＣｅｑが０．０５以上となるように制御されることが望ましい。Ｃｅｑを０．０５以上とすることによって、母材鋼板１１の焼入れ性を確保し、そのマルテンサイト量及び硬さを所定範囲内にすることが一層容易となる。なお、下記式３は、日本溶接学会（ＷＥＳ）によって定められたものである。式３中の元素記号は、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ：式３
式３において、無添加の元素は、ゼロを代入する。

上述の鋼板成分と同じ成分を有するスラブに、熱間圧延、巻き取り、冷間圧延、及び熱処理を施すことにより、母材鋼板１１の材料となる鋼板が得られる。ここでは、熱間圧延後の鋼板を直ちに急冷することが必要となる。

通常、鋼にＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶを含有させる場合、これら元素は鋼自体の析出強化のために用いられることが多い。そのため、これら元素を含有する通常の鋼板は、鋼板の熱間圧延後（または、鋼板の熱間圧延後に一旦室温まで鋼板を冷却してから、再度加熱した後）、低い冷却速度で冷却される。上述したように、Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの炭化物の析出には所定の時間を要するので、これら炭化物による析出強化が発現した鋼板を製造するためには、鋼板の温度を、Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの炭化物の析出温度の範囲内に適切な時間だけ滞留させることが必要とされる。

一方、本実施形態に係る溶接継手１の母材鋼板１１となる鋼板では、Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶを可能な限りマトリクスに固溶させておく（即ち、Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶを炭化物化させない）ことが必要とされる。従って、本実施形態に係る溶接継手１の母材鋼板１１となる鋼板の製造方法では、鋼板の温度がＴｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの炭化物の析出温度の範囲内にある時間を可能な限り短くして、Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの炭化物の析出を抑制することが必要となる。

さらに、本実施形態に係る溶接継手１の母材鋼板１１となる鋼板では、上述のようにマルテンサイト量が８０面積％以上とされ、ビッカース硬さが１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上とされる。

Ｔｉ、Ｍｏ、及び／又はＶの容体化、マルテンサイト量の確保、及びビッカース硬さの確保を達成するための具体的な製造条件は、例えば以下の通りとされる。前記成分を満足した鋼スラブを１１００℃以上に加熱し、粗圧延によりシートバーとし、ついで仕上げ温度９００℃以上で仕上げ圧延後、３０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却し、巻き取りを行う。

次に本発明の別の態様に係る鋼板について説明する。本実施形態に係る鋼板は、上述された溶接継手１の母材鋼板１１の材料となる鋼板である。本実施形態に係る鋼板のビッカース硬さは、１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、マルテンサイト量は８０面積％以上である。これにより、本実施形態に係る鋼板を溶接して得られる溶接継手の強度を高めることができる。鋼板の硬さを、鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９２％以上、９５％以上、又は９７％以上としてもよい。

また、本実施形態に係る鋼板の推定ＨＡＺ硬さは、鋼板の硬さの７０％以上である。ここで、鋼板の推定ＨＡＺ硬さとは、鋼板をＡ_１点以上Ａ_１点＋１０℃以下に加熱して３秒保持し、次いで８０℃／秒以上の冷却速度で５０℃未満まで冷却した後の鋼板の硬さとして定義される。この熱履歴は、重ね合わされた２枚以上の鋼板をアーク溶接した際に熱影響部に与えられる熱履歴を模擬したものである。従って、鋼板の推定ＨＡＺ硬さとは、その鋼板をアーク溶接した場合に熱影響部の硬さがどの程度になるかを推定するための値であるといえる。なお、ＪＩＳ Ｋ ０１２９：２００５では、熱分析が「物質の温度を一定のプログラムによって変化させながら、その物質のある物理的性質を温度の関数として測定する一連の技法の総称」と定義されている。推定ＨＡＺ硬さは、温度の関数ではないものの、鋼板の温度を一定のプログラムによって変化させながら、その鋼板の物理的性質である硬さを測定する技法によって得られる値であるので、熱分析結果の一種であると解することができる。

通常、マルテンサイト量が８０面積％以上であって母材硬さが１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上である鋼板に、上述の熱履歴を与えた場合、ＨＡＺ軟化と同様の硬度低下が生じる。しかしながら、本実施形態に係る鋼板では、推定ＨＡＺ硬さが母材硬さの７０％以上という極めて高い値に保たれる。これにより、本実施形態に係る鋼板は、溶接された後に高い面内引張強さを有する。推定ＨＡＺ硬さを、鋼板の硬さの７２％以上、７５％以上、８０％以上、８５％以上、８８％以上、又は９０％以上としてもよい。

次に本発明の別の態様に係る鋼部材、及び自動車部材について説明する。本実施形態に係る鋼部材は、上述した本実施形態に係る溶接継手を備えた鋼部材である。本実施形態に係る自動車部材は、本実施形態に係る鋼部材を備える自動車部材である。自動車部材とは、例えば自動車において強度が必要な足回り部品である。自動車部材の具体例として、ロアアーム、フレームなどがある。本実施形態に係る溶接継手、及び自動車部材は、ＨＡＺ軟化が抑制されているので、面内引張を受けた際に母材鋼板の引張の際と同等の破断伸びを発揮する。本実施形態に係る鋼部材は、面内引張載荷時の破断伸びが要求される自動車部材として用いられた場合に、極めて高い効果を発揮することができる。

表１に記載の化学成分を有する鋼板（板厚２．０ｍｍ）に、アーク溶接を実施して、溶接継手を作成した。なお、鋼板の化学成分の残部は鉄及び不純物であった。

母材鋼板の製造条件、熱処理の条件、及びアーク溶接条件は以下の通りとした。
母材鋼板は、上記成分を有する鋼スラブを１２５０℃に加熱し、粗圧延によりこれをシートバーとし、次いで仕上げ温度９５０℃でこれを仕上げ圧延し、さらにこれに水焼入れを行うことにより製造した。水焼入れにより、各母材鋼板は３０℃／秒以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却された。Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏを含む鋼スラブを材料として得られた母材鋼板においては、ほとんどのＴｉ、Ｖ、Ｍｏが固溶状態で存在していると推定された。
すべての溶接継手の母材鋼板は、次いでアーク溶接された。アーク溶接条件は、電圧値：２１．５Ｖ、電流値：１０５Ａ、溶接速度：１００ｃｍ／ｍｉｎ、シールドガス種：Ａｒ＋２０％ＣＯ_２ガス、及びシールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとして、ビードオンプレート溶接を行った。

次に、作成した溶接継手の状態を以下の通り調査した。

［溶接継手の母材鋼板におけるマルテンサイト組織分率の測定方法］
母材鋼板の断面観察サンプルを作製し、ナイタール腐食を行い、板厚表面近傍と板厚中心の偏析帯を避けたｔ／４付近から走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で５視野観察し、視野内のマルテンサイト組織の面積を求め、視野面積で除した。

［溶接継手の母材鋼板の平均硬さ］
母材鋼板の断面観察サンプルを作製し、板厚表面近傍と板厚中心の偏析帯を避けた範囲においてビッカース測定荷重２００ｇｆで９点測定を行い、最大値と最小値を省いて平均値を算出した。

［溶接継手の熱影響部の最軟化部硬さ］
母材鋼板の表面からｔ／４深さ（ｔは母材鋼板の板厚）の位置において、０．２５ｍｍ間隔で溶接金属から熱影響の無い母材位置まで連続的に硬さ測定を行った。鋼板の板面方向に平行な硬さ分布曲線における、溶融部端から５ｍｍ離れた位置までの間で最も低硬度の箇所を、熱影響部の最軟化部とした。

調査結果を表２に示す。

すべての溶接継手で母材のマルテンサイトの面積率と母材鋼板のビッカース硬さが所定範囲内であった。Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏをいずれも添加していない溶接継手Ｎｏ．１は最軟化部硬さ／母材硬さが７０％未満であった。一方で、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏのいずれかを含有している溶接継手Ｎｏ．２～７は最軟化部硬さ／母材硬さが７０％以上となり、ＨＡＺ軟化が抑制された。

本発明による溶接継手、鋼部材、及び自動車部材は、ＨＡＺ軟化が抑制されている。本発明による鋼板は、溶接継手の母材として用いられることによって、ＨＡＺ軟化が抑制された溶接継手及び鋼部材を提供することができる。従って、例えば自動車部材に本発明を適用した場合、その強度を飛躍的に向上させることができる。従って、本発明は高い産業上の利用可能性を有する。

１ 溶接継手
１１ 母材鋼板
１２ 溶接部
１２１ 溶接金属
１２２ 熱影響部（ＨＡＺ）

Claims (8)

1. ２枚以上の母材鋼板と、
   溶接金属及びその周囲の熱影響部を有し、前記母材鋼板を接合する溶接部と
   を備える溶接継手であって、
   前記母材鋼板のマルテンサイト量が８０面積％以上であり、
   前記母材鋼板のビッカース硬さが、下記式１によって算出される前記母材鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、
   前記熱影響部の最軟化部硬さが、前記母材鋼板の前記ビッカース硬さの７０％以上である
   ことを特徴とする溶接継手。
   ＨＭ＝８８４×Ｃ×（１－０．３×Ｃ^２）＋２９４ ：式１
   Ｃ：母材鋼板に含まれるＣの質量％。
2. 前記母材鋼板が、化学成分として、
   ０．０１～０．５０質量％のＣと、
   下記式２を満たす量のＴｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素と、
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
   ［Ｃ］≦［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］ ：式２
   ここで、式２に記載の［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、それぞれ母材鋼板の単位質量％でのＣ含有量、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量である。
3. 前記溶接部がアーク溶接部であることを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接継手。
4. 鋼板であって、
   前記鋼板のビッカース硬さが、下記式１によって算出される前記鋼板の１００％マルテンサイト硬さＨＭの９０％以上であり、
   前記鋼板のマルテンサイト量が８０面積％以上であり、
   前記鋼板をＡ_１点以上Ａ_１点＋１０℃以下に加熱して３秒保持し、次いで８０℃／秒以上の冷却速度で５０℃未満まで冷却した後の前記鋼板の硬さとして定義される、前記鋼板の推定ＨＡＺ硬さが、前記鋼板の前記硬さの７０％以上である
   ことを特徴とする鋼板。
   ＨＭ＝８８４×Ｃ×（１－０．３×Ｃ^２）＋２９４ ：式１
   Ｃ：鋼板に含まれるＣの質量％。
5. 化学成分として、
   ０．０１～０．５０質量％のＣと、
   下記式２を満たす量のＴｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される一種以上の元素と、
   を含有することを特徴とする請求項４に記載の鋼板。
   ［Ｃ］≦［Ｔｉ］＋０．２９×［Ｍｏ］＋［Ｖ］ ：式２
   ここで、式２に記載の［Ｃ］、［Ｔｉ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、それぞれ鋼板の単位質量％でのＣ含有量、Ｔｉ含有量、Ｍｏ含有量、及びＶ含有量である。
6. 請求項１～３のいずれか一項に記載の溶接継手を備えた鋼部材。
7. 自動車部材であることを特徴とする請求項６に記載の鋼部材。
8. 請求項６に記載の鋼部材を備えた自動車部材。

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