JP5861443B2 - レーザ溶接方法及びレーザ溶接継手 - Google Patents

Description

本発明は、複数の鋼板材あるいは成形部材を重ね合わせ、この重ね合わせたフランジ部の板表面側からレーザ光を照射しつつ、レーザ光を前記重ね合わせた板材の端部に沿って移動させ、重ね合わせた板材を互いに溶接する重ねレーザ溶接において、溶接中に割れを抑制する溶接方法及びレーザ溶接継手に関する。

現在、自動車には燃費の改善と衝突安全性の向上とが求められており、その一つの手段として、レーザ溶接を用いてパネルの溶接部のフランジ幅を狭くすることによって車体を軽量化することが検討されている。

図１は、ハット型パネル１ａ及びクロージングプレート１ｂからなる、自動車車体のハット型構成部材１の一例を示す説明図であり、図２（ａ）は図１の破線丸印部により示すフランジ部１ｃをスポット溶接により溶接する状況を抜き出して示す説明図であり、図２（ｂ）はフランジ部１ｃをレーザ溶接により溶接する状況を抜き出して示す説明図である。

図１、２に示すハット型構成部材１（以下、「ハット部材」という）を例にとると、従来から車体組立に多用されるスポット溶接では、図２（ａ）に示すように、溶接部３の上下に配置したスポット電極４ａ、４ｂによって溶接部３を狭持及び加圧する必要があることや、溶接位置がハット型パネル１ａ及びクロージングプレート１ｂの端部（フランジ端部）に寄り過ぎると溶融した金属の飛散（チリ）が発生することから、ハット型パネル１ａの縦壁部のＲ止まり〜板端に、約１５〜２０ｍｍ程度の幅のフランジ部１ｃを設定する必要があり、その分の重量増が避けられなかった。

これに対して、レーザ溶接では、図２（ｂ）に示すように、スポット溶接のようにスポット電極４ａ、４ｂで加圧する必要がなく、また溶融幅も約１ｍｍ程度と小さいことから、フランジ幅を例えば５〜１０ｍｍ程度まで狭く設定することができ、これにより、軽量化を図ることが可能になる。

図３は、フランジ端部のレーザ溶接時の凝固割れの様子を示す写真である。図２（ｂ）に示すようにフランジ部１ｃの端部をレーザ溶接により貫通連続溶接すると、図３に示すように、これまで通常の鋼板端部から離れた位置を溶接した場合に割れの懸念が全くなかったような自動車用薄鋼板であっても凝固割れが発生し、この割れの発生頻度や大きさは、フランジ部１ｃの端側を溶接するほど、大きくなる。このため、一般にフランジ端部から５ｍｍ未満の領域にレーザ溶接されることはなかった。

このような溶接時の凝固割れは、溶融した金属が凝固する過程において、固相と液相が共存することにより延性が低下した部分に、溶接熱により鋼板端部が変形することにより発生する歪が加わって、発生すると考えられる。このため、これまでにも、溶融池の固相−液相の共存範囲、すなわち凝固温度幅や溶接部の熱変形に影響する溶接位置、フランジ端部の拘束の観点から、様々な検討がなされている。

例えば、特許文献１には、重ね溶接した溶接金属の組成を、Ｃ＜０．０５％（本明細書では特に断りがない限り化学成分に関する「％」は「質量％」を意味する）、かつＰ＋Ｓ＜０．０３％や、０．０８％＜Ｃ＜０．７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０５％の範囲に制限することや、さらに重ね部の形状を制限し、発生する歪量を制御することが有効であることが開示されている。

また、特許文献２には、同じく溶接金属の組成を０．０５％≦Ｃ≦０．０８％、かつ４Ｓ＋Ｐ＜０．０２４％の範囲に制限することや、さらに重ね部の形状を制約し、発生する歪量を制御することが記載されている。

これらの先行技術における溶接金属の組成の限定は、一般に、凝固割れに影響を与える因子の一つであるとされる液相−固相間の凝固温度幅に基づいており、Ｆｅに対する２元系を対象に、小量の添加でも凝固温度幅を広げる元素であるＣ、Ｐ、Ｓの溶接金属中の量を限定するものである。

さらに、レーザ溶接における熱変形の観点では、上記の溶接金属の組成において、溶接方向端部より離れて、溶接を開始すること（部材鋼板内から溶接を開始すること）が有効であるとされ、具体的には、フランジ部の端部からの距離２．５〜４．０ｍｍ、フランジ長手方向端部から５．０ｍｍ離れた点（鋼板内部）を溶接開始点とすることが開示されている。さらに、より厳しい条件である重ね合わせた鋼板の溶接方向端部より溶接を開始する場合には、一方の鋼板が他方の鋼板より溶接方向に垂直な方向に、突き出すように重ね合わせることが有効であることが開示されている。

しかし、本発明者らが検討したところ、さらなる部材の軽量化、すなわちフランジレス化を図るために、スポット径が０．６ｍｍであるレーザ溶接の限界まで、フランジ端部からの距離を小さくした場合（距離の最小値１．５ｍｍ）、上記の溶接金属の組成であっても凝固割れが発生することが判明した。

また、特許文献３には、溶接金属の組成が割れを発生し得る場合に、レーザ光の照射位置の近傍の鋼板端部にプレートを押し当て、鋼板端部の膨張を抑制しながら溶接することにより凝固割れを防止する発明が開示されている。しかし、この発明は、鋼板端部の膨張を抑制する装置を溶接の際に配置する必要があり、小さな部材や複雑な形状の部材の溶接部には用いることができないとともに、溶接の作業工数が増加し煩雑な作業となってしまう。

特許文献１〜３により開示された発明は、フランジ部の端部における溶接時の割れを、溶接金属の固相−液相共存範囲及び付与される歪に着目して抑制しようとするものである。

特開２００７−２２９７４０号公報 特開２００９−２５５１３４号公報 特開２００８−１８４５０号公報

本発明は、従来の技術が有するこれらの課題に鑑みてなされたものであり、レーザ溶接の限界であるような極狭フランジ部の溶接であっても、割れを生じない簡便なレーザ溶接方法及びレーザ溶接継手を提供すること、具体的には、フランジ端１．５ｍｍのような厳しい溶接条件であっても、歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全なレーザ溶接を行うことができ、これにより、部材の軽量化に寄与するレーザ溶接方法及びレーザ溶接継手を提供することを目的とする。

本発明は、レーザ溶接金属の成分を適正化することにより、レーザ溶接金属の凝固初期に等軸晶を生成させ、割れを抑制することを骨子とし、具体的には、等軸晶の核となるＴｉＮを生成させるために、Ｔｉ、Ｎ、Ｓｉ等を活用する。

本発明は、板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とをフランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成することによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、溶接部の凝固初期にＴｉＮを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生して等軸晶を生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法である。

この本発明に係るレーザ溶接方法では、下記（１）式により規定される等軸晶の存在率である等軸晶率が４５％以上であることが最も望ましい。
等軸晶率は、鋼板のレーザ溶接部を溶接進行方向と直交方向に切り出し、埋め込み、研磨後ピクラール腐食し、観察した結果に基づいて、下記式により求められる。

等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）・・・・・・・（１）
ｔ：柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）
ａ１、ａ２：前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）
別の観点からは、本発明は、板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とがフランジ部を溶接部とするレーザ溶接継手であって、溶接部の溶接金属に生成されたＴｉＮを核とした等軸晶を有し、前記溶接金属の成分は下記（ａ）〜（ｃ）までのいずれかに記載された成分であり、上記（１）式により規定される等軸晶の存在率である等軸晶率が２０％以上であることを特徴とするレーザ溶接継手である。

従来から炭素鋼のレーザ溶接部における凝固組織は柱状晶になることが知られており、等軸晶を観察したという報告例は見られない（「溶接学会全国大会講演概要、Ｖｏｌ．４７（１９９０）、３１４−３１５頁、”急冷された炭素鋼レーザ溶融部の凝固形態”、沓名ら」参照））
これらの本発明では、等軸晶を生成するために溶接部の溶接金属の成分が、
（ａ）０．０６％＜Ｃ≦０．０７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０３％を満たし、ＴｉＮを等軸晶の核とすること、
（ｂ）０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｍｎ≦１．８％、Ｔｉ＞０．０２％、あるいは、０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、１．８≦Ｍｎ、Ｔｉ＞０．０２％、０．０５３％≧Ｔｉ含有量＋０．０６７×Ｓｉ含有量を満たし、ＴｉＮを等軸晶の核とすること、又は
（ｃ）０．２５％≦Ｃ、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０２を満たし、ＴｉＮを等軸晶の核とすること
が望ましい。

これらの本発明では、レーザ光を、フランジ部の端面から１．５ｍｍ以上離して、移動させながら照射すること、すなわち、溶接部がフランジ部の端面から１．５ｍｍ以上離れて形成されていることが望ましい。

さらに、これらの本発明では、フランジ部の幅が８ｍｍ以内であることが望ましい。

本発明により、フランジ端１．５ｍｍのような厳しい溶接条件であっても、歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全な継手が得られ、部材の軽量化に寄与することができる。

図１は、ハット型パネル及びクロージングプレートからなる、自動車車体のハット型構成部材の一例を示す説明図である。 図２（ａ）は図１の破線丸印部により示すフランジ部をスポット溶接により溶接する状況を抜き出して示す説明図であり、図２（ｂ）はフランジ部をレーザ溶接により溶接する状況を抜き出して示す説明図である。 図３は、フランジ端部のレーザ溶接時の凝固割れの様子を示す説明図である。 図４は、実験方法を模式的に示す説明図である。 図５は、Ｃ量に対する割れ感受性の試験結果を示すグラフである。 図６は、Ｆｅ−Ｃ二元系平衡状態図である。 図７は、Ｅ材の凝固組織を示す説明図である。 図８は、等軸晶による割れ抑制を示す組織写真である。 図９（ａ）〜図９は、Ｃ含有量が０．０７％、０．１５％又は０．２５％である溶接金属の割れ感受性に及ぼすＳｉ量、Ｔｉ量の影響を示すグラフである。 図１０（ａ）は等軸晶率の定義を示す説明図であり、図１０（ｂ）は等軸晶率と割れが発生しない限界フランジ端距離との関係を示すグラフである。

以下、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。
本発明者らは、レーザ溶接部の溶接金属の成分最適化による割れ防止手法を確立するため、以下の検討を行った。

図４は、実験方法を模式的に示す説明図であり、図４（ａ）は斜視図、図４（ｂ）は平面図である。図４（ａ）及び図４（ｂ）に示すように、レーザ溶接の狙い位置を鋼板のフランジ部の端部側から０．５ｍｍ毎に変更して凝固割れの発生状況を調査し、割れが発生しない限界フランジ端距離を用いて割れ感受性を評価した。この評価手法では、溶接狙い位置がフランジ部の端部側に近づくほど、フランジ部の端部側の母材は小さくなり、溶接時の熱による変形が大きくなる。すなわち、割れが発生しない限界フランジ端距離が小さくなるほど、割れ感受性が低い（割れ難い）材料であると判定することができる。さらに、この試験の溶接開始点は、図４（ｂ）に示すように鋼板の外側とし、溶接部に生じる歪が大きいために割れに対して非常に厳しい条件とした。

鋼の主たる成分であるＣ量に対する割れ感受性を検討すべく、Ｃ量のみを変えた板厚が１．２ｍｍの鋼板（Ｃ含有量：０．０２〜０．３％、Ｓｉ含有量：０．０５％、Ｍｎ含有量１．５％、Ｐ含有量：０．０２％、Ｓ含有量：０．００３％）を７鋼種準備し、図４の手法で割れ感受性を評価した結果を図５に示す。

図５の割れが発生しない限界フランジ端距離が長いほど割れ感受性が高く、逆に短いほど割れ感受性が低いことを示す。図５に示すように、Ｃ含有量が０．０２％のような極低Ｃ量では、限界に近いフランジ端１．５ｍｍを溶接した場合でも割れを生じず、割れ感受性が低いが、Ｃ含有量の増加とともに割れ感受性は高くなり、Ｃ含有量が約０．０８％程度で極大値を示した後にやや低下し、Ｃ含有量が約０．３％以上の高Ｃ領域から再び高くなることがわかる。

図６は、Ｆｅ−Ｃ二元系平衡状態図である。
このようなＣ量に対する割れ感受性は、上述した凝固温度幅に加え、鋼母材の高温強度、鋼の凝固中の変態挙動など様々な要因が影響し、明確ではない。しかし、図６に示すＦｅ−Ｃ二元系平衡状態図における固液共存領域の広さとその凝固モードから、下記のように概ね定性的に説明される。

低Ｃ領域では、Ｃ含有量の増加とともに固液共存領域が広がり、割れ感受性は高くなる。これに対し、凝固モードは、Ｃ含有量が０．０８％程度において、Ｌ⇒Ｌ＋δ⇒δの単相凝固から、包晶反応によってＬ⇒Ｌ＋δ⇒Ｌ＋δ＋γという凝固モードに変化する。この固溶限の小さなγ相の出現により、Ｐ、Ｓなどの元素の偏析を助長し、割れ感受性はピークを示す。

さらに、Ｃ含有量が増加すると、逆に、低Ｃ領域のＬ⇒Ｌ＋δ⇒δ単相凝固に比べて、凝固時のデントライトの二次アームが十分に成長し、割れに対する抗力として働くため、逆に、割れ感受性が低減されると考えられる。

図５のグラフに示す結果は、板厚１．２ｍｍで評価した結果であるが、異なる板厚や２枚以上の同鋼種を重ね合わせて溶接した場合も割れが発生しない限界フランジ端距離は概ね変わらない。これは、板厚が厚い鋼種を溶接する場合、貫通溶接を行うために高い入熱が必要となり、凝固割れに必要なひずみの駆動力となる単位板厚当りの入熱量は板厚に依らずに略一定となるためである。

さらに、図５で得られたＣ量による割れ感受性の影響に対し、表１に示した強度レベル２７０ＭＰａ（軟鋼）〜強度レベル９８０ＭＰａ（高張力鋼）の量産材（実用鋼）であるＡ〜Ｅ材（板厚１．２ｍｍ）を図４に示す手法で調べ、図５のグラフに白丸印でプロットして付記した。なお、表１におけるＡ〜Ｅ材の化学成分の残部はＦｅ及び不純物である。

Ｃ以外の元素も異なる量産材（Ａ〜Ｄ）材の傾向は一致し、概ねＣ量に依存しているが、Ｅ材は同じＣ量のＤ材と比べ、極めて割れ感受性が低いことが判明した。そこで、このＤ、Ｅ材の両者の凝固組織を詳細に検討した。

図７は、Ｅ材の凝固組織を示す説明図である。
図７に示すように、割れが抑制されるものでは、溶接部の中央、すなわち、最終凝固位置に等軸晶が生成していることが判明した。

図８は、等軸晶による割れ抑制を示す組織写真である。
ここで、凝固割れは、溶融金属の最終凝固位置（溶金中央部）に形成された溶接線方向に沿った液膜に溶接時の応力が付与されることにより発生するが、図８に示したように、凝固の進行により液膜量が少なくなる前に、等軸晶を生成・成長することにより、溶接線方向に沿った液膜は分断され、付与される歪低減により割れが抑制されると考えられる。

本発明は、等軸晶の生成による割れ防止を骨子とするものであり、その一つの形態に過ぎないが、割れ防止に重要な役割を果たす等軸晶について詳細に調べた結果、等軸晶は、ＴｉＮを核として生成していることが判明した。なお、実用鋼Ｄ、実用項Ｅには、それぞれ強化元素として、Ｔｉ：０．０２％、０．０６％、不可避元素としてＮ：約０．００４％が含有されていた。

このようなＴｉＮの析出可否は、溶接金属に含まれるＴｉ、Ｎの活量に依存するため、鋼の主要な含有元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉの影響について検討した。なお、ＴｉはＴｉＮ形成のために不可欠な元素であり、またＳｉ、Ｍｎは鋼の強化元素として不可欠な元素であり、Ｔｉ、Ｎの活量に及ぼす相互作用助係数及び添加量ともに大きいため、ＴｉＮ生成に及ぼす影響が大きいことから、選んだ。一方、Ｐ、Ｓなどは、自動車用鋼板では、概ねＰ＋Ｓ＜０．０３％と小量であり、Ｔｉ、Ｎに対する相互作用助係数も小さいこと、及びＮも含有量そのものが少ないため、ここでは検討していない。

検討に用いた鋼種を表２に示す。なお、ここでは、二枚重ね溶接板組とし、溶接金属の化学成分は、成分の異なる２鋼種を溶接することにより調整した。なお、表２の鋼種の化学成分の残部はＦｅ及び不純物である。

なお、この時のレーザ溶接の狙い位置は、フランジの端部からの距離が１．５ｍｍの位置とし、凝固割れの発生の有無及び割れ長さを測定し、◎：割れ無し、×：割れ発生、○：割れ長さ低減（割れ改善）とした。

図９（ａ）〜図９は、Ｃ含有量が０．０７％、０．１５％又は０．２５％である溶接金属の割れ感受性に及ぼすＳｉ量、Ｔｉ量の影響を示すグラフである。
図９（ａ）のグラフに示すように、もっとも割れ感受性が高いＣ：０．０７％、Ｍｎ：２．０４％の溶接金属では、フランジの端部からの距離１．５ｍｍという厳しい条件では、０．０３％以上のＴｉにより割れ改善が見られる。

図９（ｂ）、図９（ｃ）に示すように、割れ感受性がやや低減するＣ含有量が０．１５％の溶接金属では、Ｍｎ含有量が１．３２％の場合ではＴｉ含有量が０．０２％以上で割れ感受性の改善がみられ、Ｍｎ含有量が２．０４％の場合では、Ｔｉ含有量≧０．０２％以上、かつ０．０５３≧Ｔｉ含有量＋０．０６７×Ｓｉ含有量の範囲で割れ感受性の改善が認められた。

さらに、図９（ｄ）に示すように、Ｃ含有量が０．２５％であってＭｎ含有量が２．０４％では、Ｔｉ含有量が０．０２％以上で、割れ感受性の改善が認められた。
なお、これら改善の認められた溶接金属には等軸晶が形成されていた。

上記のＳｉ、Ｍｎの影響は、Ｔｉの活量に依存すると推定することができ、Ｓｉ、ＭｎのＴｉに対する相互作用係数は、それぞれＳｉ＝１．４３、Ｍｎ＝−０．０４３という値が報告されており、Ｓｉ量が増える程、Ｔｉの活量は上り、ＴｉＮを核とした等軸晶形成が促進され、割れは改善されるが、Ｍｎが増えれば、ＴｉＮを核とした等軸晶の形成が抑制され、よりＴｉ、ＳｉなどのＴｉ活量を上げる添加元素が必要なことが判る。

また、上記の結果から、等軸晶の生成量は、凝固割れの抑制の重要な要素であることがわかる。
図１０（ａ）は等軸晶率の定義を示す説明図であり、図１０（ｂ）は等軸晶率と図４に示す手法で評価した割れが発生しない限界フランジ端距離との関係を示すグラフである。

ここで図１０（ｂ）のグラフにおける横軸の等軸晶率は、鋼板のレーザ溶接部を溶接進行方向と直交方向に切り出し、埋め込み、研磨後ピクラール腐食し、観察した結果に基づいて、下記式により求められる。

等軸晶率＝｛（ａ_１＋ａ_２）／ｔ｝×１００（％）
図１０（ａ）に示すように、ｔは、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ_１、ａ_２を前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。

図１０（ｂ）にグラフで示すように、等軸晶を形成することにより、凝固割れの抑制の効果が得られ、その生成量と溶接部に付与される歪（ここでは、フランジ端距離）により、完全に凝固割れを抑制できる等軸晶の量は変わるが、最も厳しいフランジ端距離１．５ｍｍの条件でも、等軸晶率が４５％以上あれば凝固割れのないレーザ溶接継手を得られる。

また、図１０（ｂ）によると、等軸晶率が２０％でも割れが発生しない限界フランジ端距離が２ｍｍと、等軸晶の無い場合の半分になるほど改善されている。割れが発生しない限界フランジ端距離が１．５ｍｍと２．０ｍｍとの違いは部材を製造する上であまり大きな違いではなく、等軸晶率が２０％以上あれば十分な割れ防止効果が得られる。

また、ＴｉＮを等軸晶の核とした等軸晶により割れを抑制するためには、溶接金属の成分を、
（Ａ）０．０５％≦Ｃ≦０．０７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０３％
（Ｂ）０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｍｎ≦１．８％、Ｔｉ＞０．０２％
（Ｃ）０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、１．８≦Ｍｎ、Ｔｉ＞０．０２％、０．０５３％≧Ｔｉ含有量＋０．０６７×Ｓｉ含有量、又は
（ｄ）０．２５％≦Ｃ、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０２
とすれば、最も厳しいフランジの端部からの距離が１．５ｍｍの位置でも、凝固割れを生じない溶接重ね継手が得られる。

０．０５％≦Ｃ≦０．０７％としたのは、Ｃ含有量が０．０５％未満であれば、元々凝固割れを生じ難いためである。また、Ｔｉの上限は特に設ける必要が無いが、添加元素の増大は、いたずらにコストが増加するだけなので、０．３％以下とすることが好ましい。

ここでは、板厚１．２ｍｍ同士の２枚重ね溶接における事例を用いて説明したが、いうまでもなく、本発明の効果は、薄板の重ね溶接継手に適用可能で、具体的には、板厚０．６ｍｍ以上３．２ｍｍ以下の鋼板を用いた等厚もしくは差厚の２、３枚など複数枚重ね継手のフランジ端溶接時に有効である。

鋼板の板厚の下限である０．６ｍｍは、一般的に使用される自動車用鋼板の下限値だからであり、上限である３．２ｍｍは、自動車組立溶接に用いられるレーザ溶接機の出力（４ｋＷ程度）に基づいて規定した。なお，重ね合わせた複数枚の鋼板の合計板厚は４．０ｍｍ以下であることが望ましい。

用いるレーザ光の種類に限定されることなく、所謂、ＣＯ_２レーザ、ファイバーレーザ、ＤＩＳＫレーザなどのあらゆるレーザ光を用いた薄鋼板の重ね合わせ溶接に適用可能である。

レーザ溶接の出力、速度、焦点位置などの諸溶接条件により影響を受けず適用が可能であるが、レーザ狙い位置（フランジ端からの距離）については、１．５ｍｍ以下とすると、フランジ端部が溶融・溶落ちるおそれがあるため、１．５ｍｍ以上離れた位置とすることが好ましい。

ここでは、平板を重ねた継手の例を用いたが、３次元形状に成形された部材を溶接組立するときのフランジ部に関しても当然，有効な方法である。

本発明の実施例を説明するが、実施例で採用した条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するための一条件例であり、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、特許請求の範囲に記載される事項によってのみ規定されており、上記以外の実施の形態も可能である。本発明を逸脱せず、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。

供試材として、１．２ｍｍもしくは１．４ｍｍのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量が異なる平鋼板を端部が揃うように重ね合わせ、レーザ溶接した。
レーザ溶接はＹＡＧレーザを使用し、レーザ加工点出力を３．７５ｋＷ、溶接速度を４ｍ／ｍｉｎとした。またレーザビームは鋼板上に集光し、集光スポット径は直径０．６ｍｍの円形集光を用いた。またレーザ照射位置は鋼板のフランジ端部から１．５ｍｍで、フランジ長手方向端部から溶接を開始した。

溶接金属部の成分は重ね合わせた２の鋼板の成分が完全に混合されると考え、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉが異なる溶接金属部を作製し、各溶接部における等軸晶率と割れ状況を評価した。なお、いずれの条件でもＰ＋Ｓ＜０．０３％とした。

得られた結果を表３に示す。表３において図９と同様に、◎：割れ無し、×：割れ発生、○：割れ長さ低減（割れ改善）を示す。

表３に示すように、本発明の条件を満足することにより、等軸晶率が２０％以上あれば溶接割れが抑制でき、更に等軸晶率が４５％以上であればフランジ端１．５ｍｍのような厳しい溶接条件であっても，歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全なレーザ溶接継手を得られることがわかる。

１ ハット型構成部材
１ａ ハット型パネル
１ｂ クロージングプレート
１ｃ フランジ部
３ 溶接部
４ａ、４ｂ スポット電極

Claims (11)

1. 板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量％で、０．０６％＜Ｃ≦０．０７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０３％を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、ＴｉＮを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生して等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。
2. 板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量％で、０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｍｎ≦１．８％、Ｔｉ＞０．０２％を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、ＴｉＮを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生して等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。
3. 板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量％で、０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、１．８％≦Ｍｎ、Ｔｉ＞０．０２％、０．０５３％≧Ｔｉ含有量＋０．０６７×Ｓｉ含有量を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、ＴｉＮを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生して等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。
4. 板厚が０．５〜３．２ｍｍであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５〜３．２ｍｍである１枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量％で、０．２５％≦Ｃ、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０２％を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、ＴｉＮを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生して等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。
5. 下記（１）式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率は２０％以上である請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたレーザ溶接方法。
   等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）
   ただし、ｔは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ１、ａ２を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
6. 前記レーザ光を、前記フランジ部の端面から１．５ｍｍ以上４．５ｍｍ以下離して、移動させながら照射する請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載されたレーザ溶接方法。
7. 前記フランジ部の幅が８ｍｍ以内であることを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載されたレーザ溶接方法。
8. 板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である１枚以上の鋼板とが前記フランジ部を溶接部とするレーザ溶接継手であって、
   前記溶接部の溶接金属に生成されたＴｉＮを核とした等軸晶を有し、
   前記溶接金属の成分は質量％で、０．０６％＜Ｃ≦０．０７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０３％を満たし、
   下記（１）式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率が２０％以上であること
   を特徴とするレーザ溶接継手。
   等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）
   ただし、ｔは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ１、ａ２を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
9. 板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である１枚以上の鋼板とが前記フランジ部を溶接部とするレーザ溶接継手であって、
   前記溶接部の溶接金属に生成されたＴｉＮを核とした等軸晶を有し、
   前記溶接金属の成分は質量％で、０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｍｎ≦１．８％、Ｔｉ＞０．０２％を満たし、
   下記（１）式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率が２０％以上であること
   を特徴とするレーザ溶接継手。
   等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）
   ただし、ｔは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ１、ａ２を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
10. 板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である１枚以上の鋼板とが前記フランジ部を溶接部とするレーザ溶接継手であって、
    前記溶接部の溶接金属に生成されたＴｉＮを核とした等軸晶を有し、
    前記溶接金属の成分は質量％で、０．０７％＜Ｃ≦０．２５％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、１．８％≦Ｍｎ、Ｔｉ＞０．０２％、０．０５３％≧Ｔｉ含有量＋０．０６７×Ｓｉ含有量を満たし、
    下記（１）式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率が２０％以上であること
    を特徴とするレーザ溶接継手。
    等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）
    ただし、ｔは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ１、ａ２を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
11. 板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が０．５ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である１枚以上の鋼板とが前記フランジ部を溶接部とするレーザ溶接継手であって、
    前記溶接部の溶接金属に生成されたＴｉＮを核とした等軸晶を有し、
    前記溶接金属の成分は質量％で、０．２５％≦Ｃ、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０２％を満たし、
    下記（１）式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率が２０％以上であること
    を特徴とするレーザ溶接継手。
    等軸晶率＝｛（ａ１＋ａ２）／ｔ｝×１００（％）
    ただし、ｔは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さ（ｍｍ）であり、ａ１、ａ２を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。