JP6236852B2 - レーザ溶接方法及び溶接継手 - 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（凝固割れ）を抑制するレーザ溶接方法及び溶接継手に関する。

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。

しかしながら、レーザ溶接の課題として、溶接位置がフランジ端部近傍である場合に溶接時に凝固割れを起こし易いことが挙げられる。図３は、フランジ端部のレーザ溶接時に生じた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に示すような凝固割れが発生することがある。この凝固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い。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溶接継手を提供することを目的とする。

凝固割れが生じていない継手の溶接部を観察したところ、後述するように、溶接部から等軸晶が観察される例があった。従来の報告によれば、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（例えば、「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））、等軸晶を観察したという報告例は見られない。

本発明に係る溶接方法は、レーザ溶接金属の成分と溶接ガスを適正化してレーザ溶接金属の凝固初期に等軸晶を生成させ、凝固割れを抑制することを骨子とする。

本発明は、以下に列記の通りである。
（１）２枚以上の鋼板を重ね合わせ、その重ね合わせ部端部に沿って当該重ね合わせ部を貫通する溶接部を形成するようにレーザ溶接する方法であって、
前記溶接部の溶融金属中のＴｉ含有量を０．０２％超とし、
溶接ガスとしてＮ_２含有ガスを用い、
前記溶接部に等軸晶が形成されるように溶接し、
溶接時の凝固割れを防止すること
を特徴とする鋼材のレーザ溶接方法。
（２）前記溶接ガスとして、ガス流量が３０Ｌ／ｍｉｎ以上のＮ _２ 含有ガスを用いることを特徴とする（１）項に記載の鋼材のレーザ溶接方法。

（２）下記式により規定される等軸晶率が２０％以上である（１）項に記載のレーザ溶接方法。

等軸晶率＝｛（ａ_１＋ａ_２）／ｔ｝×１００（％）
ただし、ｔは、前記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、ａ_１、ａ_２ は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前記等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。

（４）前記溶接部を、前記重ね合わせ部の端部から１．５ｍｍ以上４．５ｍｍ以下の位置に形成する（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。

（５）前記重ね合わせ部の幅が８ｍｍ以内であることを特徴とする（１）項から（４）項までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。

（６）前記溶接金属がＣ：０．０７〜０．２５％、Ｍｎ≧１．８％、Ｔｉ＞０．０２％、Ｔｉ＋０．０６７×Ｓｉ％≦０．０５３％の化学成分を有する（１）項から（５）項までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。

（７）２枚以上の鋼板が重ね合わされ、溶接ガスとしてＮ _２ 含有ガスを用いるレーザ溶接によって、前記重ね合わせ部端部に沿って当該重ね合わせ部を貫通する溶接部が形成された溶接継手であって、
前記溶接部の溶融金属中のＴｉ含有量は０．０２％超であり、
前記溶接部に等軸晶が形成されるように溶接され、
溶接時の凝固割れのないこと
を特徴とする溶接継手。

（８）下記式により規定される等軸晶率が２０％以上である（７）項に記載の溶接継手。

等軸晶率＝｛（ａ_１＋ａ_２）／ｔ｝×１００（％）
ただし、ｔは、前記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、ａ_１、ａ_２ は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前記等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。

（９）前記溶接部が、前記重ね合わせ部の端部から１．５ｍｍ以上４．５ｍｍ以下の位置に形成されている（７）項又は（８）項に記載の溶接継手。

（１０）前記重ね合わせ部の幅が８ｍｍ以内である（７）項から（９）項までのいずれか１項に記載の溶接継手。

（１１）前記溶接金属がＣ：０．０７〜０．２５％、Ｍｎ≧１．８％、Ｔｉ＞０．０２％、Ｔｉ＋０．０６７×Ｓｉ％≦０．０５３％の化学成分を有する（７）項から（１０）項までのいずれか１項に記載の溶接継手。

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、健全な溶接継手が得られ、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（ａ）、図７（ｂ）は、それぞれＤ材、Ｅ材の重ね合わせ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は、窒素ガス流量と割れ防止距離との関係を示すグラフである。 図１０（ａ）〜図１０（ｄ）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１１（ａ）は等軸晶率の定義を示す説明図であり、図１１（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説明するに先だって、本発明の基礎となった検討とそれに基づく知見を示す。

本発明者らは、レーザ溶接部の凝固割れ防止手法を確立するにあたり、溶接部の成分や組織の影響を調査するため、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。

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。溶接ガスとしては、アルゴンガスを用い、ガス流量は１０Ｌ／ｍｉｎとした。

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）に示すようにフランジ部の長手方向外側とした。この条件は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といえる。

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含有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にグラフにより示す。

図５のグラフにおける「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のグラフに示すように、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、割れ感受性が低かった。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％で極大値を示した。さらに、Ｃ含有量が増加すると割れ感受性はやや小さくなり、Ｃ含有量が約０．２５％を超えると再び高くなった。

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、凝固時のデントライトの二次アームが十分に成長し、凝固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を２枚重ね溶接で評価した結果であるが、異なる板厚や３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のグラフにより得られた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により示す手法で調べ、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。

Ａ〜Ｄ材の割れ感受性とＣ含有量との関係は図５に示された関係と一致したが、Ｅ材は同じＣ含有量のＤ材と比べて、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（ａ）、図７（ｂ）は、それぞれＤ材、Ｅ材の重ね合わせ凝固組織を示す説明図である。

図７（ｂ）に示すように、割れが抑制されたＥ材では、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た。一方、凝固割れが発生したＤ材（ただし図７（ａ）は割れていなかった部位を観察）では、溶接部には柱状晶のみ観察され等軸晶は観察されなかった。

ここで、等軸晶が凝固割れ抑制効果に寄与している例を示す。
図８は、Ｄ材の別の溶接例で、凝固割れが生じた部分の状況を観察した写真である。凝固割れの中に部分的に等軸晶が生じている部分があり、この部分では凝固割れが止まっており、等軸晶により凝固割れが抑制出来ることを確認した。

凝固割れは、溶融金属の最終凝固位置（溶接部の中央）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、等軸晶が生成・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、Ｄ材，Ｅ材には、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。

次に、本発明を実施するための形態について、まずレーザ溶接方法について、続いて溶接継手について説明する。

本発明に係るレーザ溶接方法は、２枚以上の鋼板を重ね合わせ、その重ね合わせ部端部に沿ってこの重ね合わせ部を貫通する溶接部を形成するようにレーザ溶接するにあたり、
溶接部の溶融金属中のＴｉ含有量を０．０２％以上とし、
溶接ガスとしてＮ_２含有ガスを用い、
溶接部（溶融池）に等軸晶が形成されるように溶接し、
溶接時の凝固割れを防止する
ことを最大の特徴とする。

なお、上記の鋼板とは、レーザ溶接される重ね合わせ部で板状であればよく、例えば、図１に示されるように薄鋼板をハット型に成形してそのフランジ部を他方の鋼板（こちらも例えば薄鋼板をハット型に成形したもののフランジ部であってもよい）と重ね合わせて溶接されるようなものでもよい。また、重ね合わせ部が曲面であってもよい。

本発明の説明においても、特に断るか文脈上明らかに異なる意味でなければ、同様の意味で用いる。

（１）溶融金属中のＴｉ含有量
溶融金属中のＴｉは、等軸晶形成の核となるＴｉＮを形成するための必須元素である。溶接金属中でのＴｉ含有量はＴｉ≧０．０２％とする。好ましくは、０．０３％以上より好ましくは０．０５％以上である。一方で、Ｔｉは高価な元素なので、過剰に添加するとコストアップにつながる。また、凝固割れ抑制の効果は、０．３％以上含有させても飽和する。

なお、溶接金属中の成分（Ｔｉに限らず、以下も同様）の含有量は、溶接時に、フィラー等で添加される成分か又は溶接ガスから供給される成分（典型的には、後述するＮ）でなければ、溶接される２枚以上の鋼の成分の平均として計算することができる。

（２）溶接ガスとしてのＮ_２ガス
本発明の溶接方法では、溶接ガス（シールドガス）として、Ｎ_２含有ガスを使用する。一般的には、鋼材をＮ_２含有雰囲気中で溶接すると、ブローホールの発生が懸念されている。そのため、Ｎ含有ステンレス鋼といった特殊な鋼材の溶接でない限り、Ｎ_２（又はその含有ガス）が鋼材用の溶接ガスとして用いられることは通常なく、軟鋼や高強度鋼用の溶接ガスとしてはアルゴン等が一般的に用いられる。しかしながら、本発明では、溶接凝固割れを抑制するために前述したＴｉＮの形成の観点から、Ｎ_２単体又はアルゴン等にＮ_２を混合したガスを溶接ガスとして用いる。また、前述の事前検討や後述の各実施例ではブローホールは生じておらず、実際問題としてのブローホールの懸念は小さいと思われる。

（３）溶接部に等軸晶
本発明においては、溶接部（溶融池）に等軸晶を形成する。前述の通り、レーザ溶接部の凝固組織は柱状晶であって等軸晶の観察例は知られていなかったが、本発明においては、溶接部（溶融池）に等軸晶を形成する。好ましくは、以下に説明される等軸晶率が、２０％以上であり、４０％以上であることがさらに望ましい。

等軸晶率は、図１１（ａ）に概要を示すように、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た断面観察から、次の（１）式により求められる値である。

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
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）

（４）溶接継手（溶接部品）
本発明に係る溶接継手は、典型的には、前述したレーザ溶接方法によって、重ね合わせた２枚以上の鋼板を重ね合わせ端部に沿って、溶接部が形成されているのが好ましい。溶接部の位置は、端部が溶接時の熱で溶け落ちない範囲で、できるだけ重ね合わせ端部に近いほど、鋼材重量の低減、歩留まりの向上につながる。より具体的な形状としては、従来技術では困難であった、重ね合わせた鋼板の端部から４．０ｍｍ未満の位置に溶接部が形成されているのが好ましく、より好ましくは２．５ｍｍ未満である。後述する実施例で示すように、例えば端部から１．５ｍｍの位置で溶接部が形成されていても凝固割れが生じない。

（５）その他（好適範囲等）
次に、本発明の好適範囲について説明する。

（５）−１ 溶接金属中の成分及びその含有量
本発明においては、溶接金属中の成分及びその含有量は、Ｔｉを除き必ずしも限定されない。そのような成分については、好適範囲を記載することとする。
Ｃ：本発明は、上述した凝固割れの解決を主たる目的とする。Ｃ含有量が０．０５％未満の低Ｃ領域ではもともと凝固割れが生じ難いので本発明を適用するメリットはあまりない。これとは逆に、本発明は、凝固割れの生じ易いＣ含有量が０．０５％以上の場合に有用であり、特に０．０７％〜０．２５％の場合に非常に有用である。
Ｓｉ：高強度鋼を得るうえで有用な添加元素であると同時に、Ｔｉの活量に及ぼす相互作用助係数が大きい（Ｔｉに対する相互作用助係数として、１．４３との報告あり）ので、前述したＴｉＮの形成に有効である。したがって、好適な含有量は、他の成分との組み合わせにもよる。

一方で、鋼中のＳｉの含有は、機械特性に及ぼす影響の他、例えば、めっき性の低下を招く等の含有による悪影響があり、要求性能や用途によっては必ずしも適用できない。逆に言うと、前述のように割れ感受性の高い成分にもかかわらず少ないＳｉ量に限定される場合であっても、Ｎ_２ガスを溶接ガスとすることで凝固割れ感受性を低下させることができる。
Ｍｎ：Ｍｎは、高強度鋼を得るうえで有用な成分である半面、Ｔｉの活量をわずかながら低下させる（Ｔｉに対する相互作用係数として、−０．０４３との報告あり）。そのため、Ｍｎは３．０％以下、好ましくは２．５％以下が好ましい。
Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、含有によって前述したように凝固割れの割れ感受性を高めてしまうので、低いほどよい。目安としては、Ｐ，Ｓの合計量で、０．０３％以下、より好ましくはいずれの元素も０．０１％以下であるのがよい。
Ｎ：Ｎは、等軸晶の形成に寄与するＴｉＮの生成に必要な元素であるが、等軸晶が形成されて凝固割れが抑制される程度の量であればよく、溶接金属中の含有量は特に限定されない。また、Ｎは、溶接前の鋼板中に含まれていてもよいし、前述したようにＮ_２含有ガスを溶接ガスとして用いる場合等は溶接前の鋼にほとんど含まれていなくても構わない。

なお、溶接ガスとして通常のＡｒガスを用いる場合における溶接金属の好ましい成分としては、以下の成分が例示される。
（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≦０．７％、Ｐ＋Ｓ＜０．０３％、Ｔｉ≧０．０２
これら以外にも、本発明の効果が発揮される範囲において、他の成分が含まれていてもよい。

（５）−２ 鋼板の厚さ及びその組み合わせ
前述の事例及び後述の実施例では、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０．５ｍｍ以上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部の溶接時に有効である。一般的に使用される自動車用鋼板の板厚は０．５ｍｍ以上である。また、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）を考慮すると、各々の鋼板の厚さは３．２ｍｍ以下、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。
（５）−３ レーザ溶接条件
用いるレーザ光の種類に限定されることなく、いわゆる、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未満とすると、フランジ端部が溶融・溶け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。

［実施例１］
表２に示す成分の鋼板（板厚１．４ｍｍ）を用いて、前述の検討例（模式図は図４）と同様に二枚重ね溶接板組における割れ発生状況を調査した。溶接ガスとしては、Ａｒガス又はＮ_２ガスを使用し、Ｎ_２ガスは１０〜３０Ｌ／ｍｉｎの範囲で調整した。
結果を図９にグラフで示す。

溶接ガスとして通常のＡｒガスを用いた場合（すなわちＮ_２ガス流量がゼロ）は、溶接部と重ね合わせ端部との距離が３．０ｍｍを超えると凝固割れが生じたのに対し、Ｎ_２ガス流量が３０Ｌ／ｍｉｎの場合は、１．５ｍｍでも凝固割れを生じなかった。

このとき、溶接部の凝固組織を断面観察すると、等軸晶が前者では形成されていなかったのに対し、後者では形成されていた（等軸晶率で２９％）。なお、断面観察は、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て観察したものである。

［参考例２］
表３に示す成分、板厚の鋼板を用いて、前述の事例及び実施例１と同様に二枚重ね溶接板組における割れ発生状況を調査した。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〜４．５ｍｍとし、◎：１．５ｍｍで凝固割れなし、×：割れ発生（溶接金属中央部の板厚方向全長で割れ）、○：割れ改善（溶接金属中央部の板厚方向の一部のみで割れ）と評価した。溶接ガスとしてＡｒガスを用いた。溶接金属の化学成分は、溶接される二枚の鋼板の成分の平均値である。

図１０（ａ）〜図１０（ｄ）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）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１０（ｂ）、図１０（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１０（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。
図１１（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。

図１１（ｂ）に示すように、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１１（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。

［実施例３］
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。

鋼板の組み合わせによって溶接部における溶接金属のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量を振った複数のサンプルを作製し、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４に示す。表４において図１０と同様に、◎：割れ無し、×：割れ発生、○：割れ改善を示す。

表４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. ２枚以上の鋼板を重ね合わせ、その重ね合わせ部端部に沿って当該重ね合わせ部を貫通する溶接部を形成するようにレーザ溶接する方法であって、
   前記溶接部の溶融金属中のＴｉ含有量を０．０２質量％超とし、
   溶接ガスとしてＮ_２含有ガスを用い、
   前記溶接部に等軸晶が形成されるように溶接し、
   溶接時の凝固割れを防止すること
   を特徴とする鋼材のレーザ溶接方法。
2. 前記溶接ガスとして、ガス流量が３０Ｌ／ｍｉｎ以上のＮ _２ 含有ガスを用いることを特徴とする請求項１に記載の鋼材のレーザ溶接方法。
3. 下記（１）式により規定される等軸晶率が２０％以上である請求項１または請求項２に記載のレーザ溶接方法。
   等軸晶率＝｛（ａ_１＋ａ_２）／ｔ｝×１００（％）・・・（１）
   ただし、ｔは、前記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、ａ_１、ａ_２は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前記等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
4. 前記溶接部を、前記重ね合わせ部の端部から１．５ｍｍ以上４．５ｍｍ以下の位置に形成する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。
5. 前記重ね合わせ部の幅が８ｍｍ以内であることを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。
6. 前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｍｎ≧１．８％、Ｔｉ＞０．０２％、Ｔｉ＋０．０６７×Ｓｉ％≦０．０５３％の化学成分を有する請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載のレーザ溶接方法。
7. ２枚以上の鋼板が重ね合わされ、溶接ガスとしてＮ _２ 含有ガスを用いるレーザ溶接によって、前記重ね合わせ部端部に沿って当該重ね合わせ部を貫通する溶接部が形成された溶接継手であって、
   前記溶接部の溶融金属中のＴｉ含有量は０．０２質量％超であり、
   前記溶接部に等軸晶が形成されるように溶接され、
   溶接時の凝固割れのないこと
   を特徴とする溶接継手。
8. 下記（１）式により規定される等軸晶率が２０％以上である、請求項７に記載の溶接継手。
   等軸晶率＝｛（ａ_１＋ａ_２）／ｔ｝×１００（％）・・・（１）
   ただし、ｔは、前記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、ａ_１、ａ_２は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前記等軸晶の生成厚さ（ｍｍ）である。
9. 前記溶接部が、前記重ね合わせ部の端部から１．５ｍｍ以上４．５ｍｍ以下の位置に形成されている請求項７又は請求項８に記載の溶接継手。
10. 前記重ね合わせ部の幅が８ｍｍ以内である請求項７から請求項９までのいずれか１項に記載の溶接継手。
11. 前記溶接金属が、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｍｎ≧１．８％、Ｔｉ＞０．０２％、Ｔｉ＋０．０６７×Ｓｉ％≦０．０５３％の化学成分を有する請求項７から請求項１０までのいずれか１項に記載の溶接継手。