JP6802660B2 - アークスポット溶接方法 - Google Patents

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Description

本発明は、アークスポット溶接方法及び溶接ワイヤに関する。
自動車分野においては、昨今の低燃費化や排出ガスの規制に伴って、車体の軽量化が進められている。これに伴い、車体部品に用いられる薄鋼板についても、引張強度が７８０ＭＰａを超えるような高強度鋼板が採用されることが増えてきており、今後もさらに高強度化が進むとされている。また、車体部品のような複雑な部品形状に成形される構造物には、高い強度とともに高いプレス成形性が要求される。
そこで、これらの性能を両立させるものとして、Ｃ量をより増加させた鋼板が用いられる傾向にある。一方、車体の組み立てや部品の接合には、主として抵抗スポット溶接が用いられている。ここで、鋼板へのＣの添加は鋼板の高強度化やプレス成形性の向上には有効であるものの、抵抗スポット溶接した際に熱影響部（ＨＡＺ）には溶接熱によりマルテンサイトが生じ、過度に硬化して脆化してしまうため、強度の低下や割れの発生など、溶接性が著しく低下してしまうという問題があった。
一方、抵抗スポット溶接に代わる溶接手法として、アークスポット溶接が知られている。例えば、特許文献１には、高張力鋼板が重ね合わせられてアークスポット溶接されたアークスポット溶接継手において、高張力鋼板の母材硬度と溶接金属硬度との関係を適正範囲に制御することすることにより、溶接金属の強度が確保でき、高い十字引張強さが得られ、継手強度に優れたアークスポット溶接継手が得られることが記載されている。
特開２０１３−１０１３９号公報
特許文献１では、溶接金属と鋼板の硬度を同等にすることにより継手強度を高められると記載されている。しかしながら、特許文献１においては、ＨＡＺの脆化については何ら考慮されていない。また、溶接ワイヤとしては、汎用的な溶接ワイヤが用いられている。この場合において、母材としてＣ量の高い鋼板を用いると、ＨＡＺの脆化が顕著となり、十分な継手強度が得られることなく脆性破壊に至ると考えられる。
そこで、本発明は、Ｃ量の高い鋼板を用いた場合においても、脆性破壊を防止して高い継手強度を得ることのできるアークスポット溶接方法、及びそれに好適に用いられる溶接ワイヤを提供することを目的とする。
本発明者らは前記目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属を形成させることにより当該目的を達成できることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明は、下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣを０．３５質量％以上含有する鋼板を用いたアークスポット溶接方法において、オーステナイト組織の割合が８０％超である組織を有する溶接金属を形成させることを特徴とするアークスポット溶接方法に関する。
ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
上記アークスポット溶接方法においては、Ｎｉを３０質量％以上含有する溶接ワイヤを用いてもよい。
上記アークスポット溶接方法においては、Ｃ：１．５質量％以下、Ｓｉ：０．５〜０．７質量％、Ｍｎ：１０〜２０質量％、Ｎｉ：３０質量％未満、Ｃｒ：１〜５質量％、及びＭｏ：５質量％以下を含有し、ＭｎとＮｉの合計が２５質量％以上である溶接ワイヤを用いてもよい。
上記アークスポット溶接方法においては、下記式（２）で表されるＸが−６００以下である溶接ワイヤを用いてもよい。
Ｘ＝５２１−３５３［Ｃ］Ｗ−２２［Ｓｉ］Ｗ−２４．３［Ｍｎ］Ｗ−７．７［Ｃｕ］Ｗ−１７．３［Ｎｉ］Ｗ−１７．７［Ｃｒ］Ｗ−２５．８［Ｍｏ］Ｗ （２）
（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｃｕ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
上記アークスポット溶接方法においては、下記式（３）で表されるＹが２０〜１００である溶接ワイヤを用いてもよい。
Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
（但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
上記アークスポット溶接方法においては、前記鋼板のビッカース硬さに対する前記溶接金属のビッカース硬さの比（前記溶接金属のビッカース硬さ／前記鋼板のビッカース硬さ）が０．６〜１．３であってもよい。
上記アークスポット溶接方法においては、入熱量が５．０ｋＪ以下であってもよい。
上記アークスポット溶接方法においては、アークが照射される側の第１鋼板と、第２鋼板とを、前記第１鋼板の裏面と前記第２鋼板の表面とを重ね合わせてアークスポット溶接したときに、前記溶接金属の前記第１鋼板の表面におけるビード径をｒ１、前記溶接金属の前記第２鋼板の表面におけるビード径をｒ２として、
ｒ１、ｒ２、Ｙ及びＣｅｑＢＭが、下記式（３）〜（５）を満たしていてもよい。
Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
（但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
０．３５≦（ｒ２／ｒ１）≦１．００ （４）
２５≦（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）≦１２５ （５）
また、本発明は、下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣを０．３５質量％以上含有する鋼板を用いたアークスポット溶接に用いられる溶接ワイヤであって、Ｎｉを３０質量％以上含有する溶接ワイヤにも関する。
ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
また、本発明は、下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣを０．３５質量％以上含有する鋼板を用いたアークスポット溶接に用いられる溶接ワイヤであって、Ｃ：１．５質量％以下、Ｓｉ：０．５〜０．７質量％、Ｍｎ：１０〜２０質量％、Ｎｉ：３０質量％未満、Ｃｒ：１〜５質量％、及びＭｏ：５質量％以下を含有し、ＭｎとＮｉの合計が２５質量％以上である溶接ワイヤにも関する。
ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
本発明のアークスポット溶接方法によれば、Ｃ量の高い鋼板を用いた場合においても、脆性破壊を防止して高い継手強度を得ることができる。
図１は、本発明の一実施形態に係るアークスポット溶接方法により得られる溶接構造物において、破壊の進展する方向を示す断面模式図である。 図２は、本発明の一実施形態に係るアークスポット溶接方法により得られる溶接構造物において、破壊の進展する方向を示す断面模式図である。 図３は、十字引張試験の様子を表す概要図である。
以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施形態に限定されるものではない。また、本明細書において、質量を基準とする百分率（質量％）は、重量を基準とする百分率（重量％）と同義である。
本実施形態のアークスポット溶接方法（以下、本アークスポット溶接方法ともいう）は、下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣを０．３５質量％以上含有する鋼板を用いたアークスポット溶接方法において、オーステナイト組織の割合が８０％超である組織を有する溶接金属を形成させるものである。
ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
母材の炭素当量ＣｅｑＢＭ及びＣ量は、母材に生じる熱影響部（ＨＡＺ）の脆化に大きな影響を及ぼす指標となる。ここで、炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣ量が０．３５質量％以上である鋼板は、溶接により熱影響部（ＨＡＺ）にマルテンサイトが生じる。マルテンサイトは非常に硬く、脆い性質を有しているため、荷重がかかった際に、ＨＡＺにおいて脆性破壊を誘起する原因となる。本アークスポット溶接方法は、このような場合においても脆性破壊を防止して高い継手強度を得ることを目的とするものであり、したがって、炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣ量が０．３５質量％以上である鋼板（以下、高Ｃ鋼板ともいう）を母材として用いる場合を対象とする。一方、鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５未満及び／又はＣ量が０．３５質量％未満の場合には、ＨＡＺにおけるマルテンサイトの析出が減少するため、荷重がかかった際に、ＨＡＺにおいて脆性破壊が抑制されるが、高い強度を得ることはできない。
上記目的を達成するために、本アークスポット溶接方法では、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属を形成させる。ここで、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属とは、溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合が８０％超である溶接金属を表す。本実施形態において、溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合は、好ましくは９０％以上である。また、溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合が上限となる１００％、すなわち、溶接金属の全組織がオーステナイト組織であることがより好ましい。ここで、溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合は、面積率での割合であり、ＥＢＳＤによる結晶方位の観察により測定される。なお、ＥＢＳＤの観察範囲は２００×２００μｍとし、Ｐｈａｓｅマップにより、オーステナイト組織の割合を算出する。
オーステナイト組織は、マルテンサイト組織とは異なり、軟質で延性に富む組織である。したがって、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属は、脆性破壊を起こさず、溶金が塑性変形して破断する延性破壊（溶金破断）となる。そのため、本アークスポット溶接方法によれば、母材として高Ｃ鋼板を用いた場合でも、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属の高い延性により、脆性破壊を防止して、継手強度を高めることができる。一方、溶接金属組織中のδフェライト組織やマルテンサイト組織といったオーステナイト組織以外の組織の割合が２０％（断面マクロ中）よりも多いと、結晶粒粗大化や溶接金属硬度の過剰増加が要因となり、荷重がかかった際に、溶金が塑性変形せず、ボンドで脆性破壊が起こる。なお、溶接金属組織中のオーステナイト組織以外の組織の割合についても、オーステナイト組織と同様に、ＥＢＳＤによる結晶方位観察により算出されるものとする。
本アークスポット溶接方法において、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属を形成させるための手法は、特に限定されるものではないが、例えば、特定の組成を有する溶接ワイヤを使用すること、冷却速度、入熱量の制御やシールドガス組成などが寄与する。
オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属を形成させるために好適な溶接ワイヤの例としては、例えば、Ｎｉを３０質量％以上含有する溶接ワイヤ（以下において、本実施形態のＮｉワイヤともいう）が挙げられる。以下、本実施形態のＮｉワイヤのワイヤ組成について説明する。
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、Ｎｉ量が高いほど、オーステナイト組織を安定して生成させることができる。本実施形態のＮｉワイヤにおいて、溶接金属組織中のフェライトやマルテンサイト等のオーステナイト以外の組織の割合を２０％未満に抑制し、オーステナイトを主体とした組織を有する溶接金属を形成させるには、少なくともワイヤ中に含まれるＮｉ量を３０質量％以上とすることが好ましい。本実施形態のＮｉワイヤのＮｉ量は、より好ましくは５０質量％以上であり、さらに好ましくは７０質量％以上である。また、Ｎｉ量の上限は特に限定されるものではなく、例えば１００質量％であってもよい。
本実施形態のＮｉワイヤに含まれうるＮｉ以外の化学成分としては、特に限定されるものではないが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｏ等の任意成分の他、残部のＦｅ、及びＰ、Ｓ等の不可避的不純物が挙げられる。尚、上記Ｃｕはめっき分も含む。
また、Ｎｉが３０質量％未満であっても、オーステナイト組織を主体とする組織を有する溶接金属を形成させるために好適な溶接ワイヤの別の例としては、Ｃ：１．５質量％以下、Ｓｉ：０．５〜０．７質量％、Ｍｎ：１０〜２０質量％、Ｎｉ：３０質量％未満、Ｃｒ：１〜５質量％、及びＭｏ：５質量％以下を含有し、ＭｎとＮｉの合計が２５質量％以上である溶接ワイヤ（以下において、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤともいう）が挙げられる。一般的なワイヤ、例えばＹＧＷ１５、ＹＧＷ１８、ＹＧＷ１９などは、ワイヤ中に含まれるＭｎ量は２．０質量％以下とされているが、本実施形態のＮｉ:３０質量％未満のワイヤ且つＭｎ：１０質量％以上の高Ｍｎのワイヤ組成について以下に説明する。
Ｃはオーステナイトを安定化する元素ではあるが、溶接金属中に炭化物を生じさせるとともに、溶接金属のマルテンサイト変態を誘起する元素でもあり、溶接金属の脆化を促進させるため下限は特に規定しないが、Ｃ量が１．５質量％よりも多いと、マルテンサイトや炭化物が溶接金属組織中に生じ、溶接金属の脆化が生じるおそれがあるため、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤ中に含まれるＣ量は、１．５質量％以下に規定すること好ましい。
Ｓｉは、フェライト安定化元素であるが、脱酸やビード形状を改善する元素であるため、溶接ワイヤには添加が必須な元素である。Ｓｉ量が０．５質量％未満であると、脱酸効果が十分に起こらず、溶接金属中に欠陥が発生することがあるため、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤ中のＳｉ量は、０．５質量％以上であることが好ましい。一方、Ｓｉ量が０．７質量％を超えると、溶接金属中にδフェライトが形成し結晶粒が粗大化する可能性があるため、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤ中のＳｉ量は、０．７質量％以下であることが好ましい。
Ｍｎは、Ｃ同様にオーステナイト安定化元素であり、また、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する効果を有するＮの固溶量を増加させる効果があり、本実施形態のＮｉ３０質量％未満の溶接ワイヤにおける必須の元素である。加えて、Ｍｎは、鋼を軟質化し、塑性加工性を改善する効果を有する。これらの効果を得るためには、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤ中のＭｎ量を１０〜２０質量％とすることが好ましい。また、当該Ｍｎ量は、好ましくは１３質量％以上であり、また、好ましくは１６質量％以下である。また、オーステナイト組織安定化に対し、Ｍｎとオーステナイト安定化元素であるＮｉの合計が２５質量％以上とすることが好ましい。Ｍｎが１０質量％未満である場合、十分な溶接金属の塑性変形能力が得られないため、脆性破壊が生じるおそれがある。
Ｃｒはフェライト安定化元素であるが、５質量％以下の範囲で添加することで、溶接性を向上させることが可能となる。一方、Ｃｒ量が５質量％を超える場合、δフェライト組織の生成や、組織中にクロム炭化物が析出して脆化が起こるおそれがある。したがって、本実施形態のＮｉ３０質量％未満の溶接ワイヤにおいて、Ｃｒ量を５質量％以下とすることが好ましく、４質量％以下とすることがより好ましい。また、Ｃｒ量が１質量％未満であると、クロム炭化物の他、炭素が溶接金属中に形成することがあるため、本実施形態のＮｉ３０質量％未満の溶接ワイヤ中に含まれるＣｒ量は、１質量％以上であることが好ましく、２質量％以上であることがより好ましい。
Ｍｏは、Ｃｒと同様にフェライト安定化元素であるが、５質量％以下の範囲で添加することで、溶接性を向上させることが可能となる。一方、５質量％を超える場合、溶接金属硬度の過剰増加、または、組織中にモリブデン炭化物が析出して脆化が起こるおそれがある。したがって、本実施形態のＮｉ３０質量％未満の溶接ワイヤにおいて、Ｍｏ量を５質量％以下とすることが好ましく、３質量％以下とすることがより好ましい。また、本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤはＭｏを含有しなくともよいが、含有する場合のＭｏ量の下限は、例えば１質量％である。
本実施形態のＮｉ３０質量％未満のワイヤは、上述した化学成分以外にも、Ｃｕ、Ｖ、Ｃｏ等の任意成分をさらに含有していてもよい。また、残部は、Ｆｅと、Ｐ、Ｓ等の不可避的不純物とからなっていてもよい。
また、本アークスポット溶接方法においては、下記式（２）で表されるＸが−６００以下である溶接ワイヤを用いることが好ましい。
Ｘ＝５２１−３５３［Ｃ］Ｗ−２２［Ｓｉ］Ｗ−２４．３［Ｍｎ］Ｗ−７．７［Ｃｕ］Ｗ−１７．３［Ｎｉ］Ｗ−１７．７［Ｃｒ］Ｗ−２５．８［Ｍｏ］Ｗ （２）
（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｃｕ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
上記式（２）で表されるＸの値は、マルテンサイト変態開始温度の指標となる。Ｘが−６００以下の溶接ワイヤを用いることにより、溶接金属におけるδフェライト組織やマルテンサイト組織等のオーステナイト組織以外の組織の析出割合を抑制することが可能となる。そのため、本アークスポット溶接方法において、用いられる溶接ワイヤのＸは−６００以下であることが好ましく、−８００以下であることがより好ましく、−１０００以下であることがさらに好ましい。なお、用いられる溶接ワイヤのＸの下限は特に限定されるものではないが、たとえば−１３００以上である。
また、本アークスポット溶接方法においては、下記式（３）で表されるＹが２０〜１００である溶接ワイヤを用いることが好ましい。
Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
（但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
上記式（３）で表されるＹの値は、化学組成上のオーステナイト安定度を表す指標となる。Ｙが２０以上であれば、溶接金属の主体組織はオーステナイトであり、溶接金属におけるフェライト組織やマルテンサイト組織等のオーステナイト組織以外の組織の析出割合を２０％未満に抑制することが可能となる。そのため、本アークスポット溶接方法において、用いられる溶接ワイヤのＹは２０以上であることが好ましく、５０以上であることがより好ましい。一方、Ｙが１００以下であれば、溶接金属に含まれるオーステナイトの割合を断面積あたり９０％以上にすることができる。そのため、本アークスポット溶接方法において、用いられる溶接ワイヤのＹは最大値である１００以下であることが好ましい。
また、本アークスポット溶接方法においては、前記鋼板のビッカース硬さに対する前記溶接金属のビッカース硬さの比（溶接金属のビッカース硬さ／鋼板のビッカース硬さ）が０．６〜１．３であることが好ましい。
高い継手強度を得るには、応力がかかった際に、溶接金属の塑性変形が起こりつつ、母材の塑性変形も十分に起こる必要がある。溶接金属と鋼板（母材）の両方で塑性変形を起こすためには、（溶接金属のビッカース硬さ／鋼板のビッカース硬さ）の比（以下、硬さ比ともいう）が０．６〜１．３の範囲であることが好ましい。
硬さ比が０．６未満の場合、応力がかかった際に溶接金属が選択的に塑性変形し、母材側はほとんど変形しない。この場合、ボンド部における脆性破断は抑制できるが、溶接金属のみに引張応力が集中するため、継手強度を最大限に得ることはできない。したがって、硬さ比は０．６以上であることが好ましく、０．７以上であることがより好ましい。
一方、硬さ比が１．３を超える場合、母材よりも溶接金属の方が硬いため、溶接金属は塑性変形をほとんど生じない。溶接金属が変形しないと、応力は溶接金属と母材の界面であるボンド部に集中する。このボンド部は母材組織と溶接金属の界面であり、また、熱影響部（ＨＡＺ）領域でもあるため、マルテンサイト組織が形成された脆い性質を有している。硬さ比が１．３を超える場合には、このボンド部で破断に至るため、硬さ比は１．３以下であることが好ましく、１．０以下であることがより好ましい。
また、本アークスポット溶接方法において、脆性破壊抑制の観点からは、溶接金属のビッカース硬さは２５０以下であることが好ましく、２００以下であることがより好ましい。
本アークスポット溶接方法において、入熱量、溶接方法、シールドガス等の各溶接条件は特に限定されるものではなく、本発明の効果を阻害しない範囲で適宜調整すればよい。
なお、入熱量については、特に限定されるものではないが、入熱量が増大すると母材−溶接金属のボンド部やＨＡＺにおけるマルテンサイト生成量が過大となり、脆化が促進されるため、本アークスポット溶接方法においては、入熱量は５．０ｋＪ以下であることが好ましく、３．０ｋＪ以下であることがより好ましい。一方、入熱量の下限値は特に限定されないが、たとえば鋼板１．２ｍｍのような場合は、２．０ｋＪ以上であることが好ましい。
本アークスポット溶接方法は、ＭＡＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接等のいずれであってもよい。
シールドガスとしては、ＭＡＧ溶接、ＭＩＧ溶接、ＴＩＧ溶接等の各溶接種類に応じて、ＡｒやＨｅ等の不活性ガス、ＣＯ２、不活性ガスとＣＯ２との混合ガス等の公知のものを適宜選択して用いることができる。
さらに、図１及び図２を参照して、本アークスポット溶接方法においては、アークが照射される側の第１鋼板１と、第２鋼板２とを、前記第１鋼板１の裏面１２と前記第２鋼板２の表面２１とを重ね合わせてアークスポット溶接したときに、溶接金属３の前記第１鋼板１の表面１１におけるビード径をｒ１、溶接金属３の第２鋼板２の表面２１におけるビード径をｒ２として、ｒ１、ｒ２、Ｙ及びＣｅｑＢＭが、下記式（３）〜（５）を満たしていることが好ましい。この態様の好適理由については後述する。
Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
（但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
０．３５≦（ｒ２／ｒ１）≦１．００ （４）
２５≦（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）≦１２５ （５）
また、溶接金属３の第２鋼板２の裏面２２におけるビード径をｒ３として、下記式（６）をさらに満たす場合はより適切な継手強度が得られるため、より好ましい。
０．５≦（ｒ２／ｒ３）≦３．０ （６）
溶接金属３の形状は、引張荷重がかかったときの応力集中部位を決定する因子であり、破断位置にも寄与する重要な因子である。ここで、式（４）中のｒ２／ｒ１と、式（６）のｒ２／ｒ３は、破断部位と破壊進展方向の指標となる。
＜０．３５≦（ｒ２／ｒ１）≦１．００ （４）＞
本態様において、ｒ２／ｒ１が０．３５未満、あるいは１．００を超える場合、図１中に点Ａとして示される第１鋼板１側のボンド部（溶接金属３−ＨＡＺ４）に応力集中する形状となるため、引張応力がかかると、点Ａが破壊の起点となって、第１鋼板１側のＨＡＺ４で破壊が起こる。なお、この場合において、図１中の矢印の方向が、破壊の進展方向である。このような応力集中を緩和するためには、ｒ２／ｒ１は０．３５〜１．００の範囲内であることが好ましく、０．５〜０．８の範囲内であることがより好ましい。
＜０．５≦（ｒ２／ｒ３）≦３．０ （６）＞
本態様において、ｒ２／ｒ３が０．５未満、あるいは３．０を超える場合、図２中に点Ｂとして示される第２鋼板２側のボンド部（溶接金属３−ＨＡＺ４）に応力集中する形状となるため、引張応力がかかると、点Ｂが破壊の起点となって、第２鋼板２側のＨＡＺ４で破壊が起こる。なお、この場合において、図２中の矢印の方向が、破壊の進展方向である。このような応力集中を緩和するためには、ｒ２／ｒ３は０．５〜３．０の範囲内であることが好ましく、１．０〜２．０の範囲内であることがより好ましい。
＜Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）＞
＜２５≦（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）≦１２５ （５）＞
上述したように、上記式（３）で表されるＹの値は、化学組成上のオーステナイト安定度を表す指標となる。そして、鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭに対するＹの比（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）は、溶金破断となるかあるいはボンド部破断となるかの指標となり、かつ、十分な継手強度を得られるかを判断するための指標となる。
本態様において、鋼板の炭素当量ＣｅｑＢＭに対するＹの比（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）が２５未満の場合、溶接金属組織がオーステナイト主体であってもボンド部において脆化が生じ、引張応力がかかるとボンド部において破断に至るため、十分な継手強度を得ることが困難となる。したがって、本態様においては、Ｙ／ＣｅｑＢＭは２５以上であることが好ましく、６０以上であることがより好ましい。
一方、本態様において、Ｙ／ＣｅｑＢＭが１２５を超える場合、ボンド部における脆性破断には至らず、溶金破断となるが、オーステナイト組織である溶接金属のみが選択的に引張応力が掛かり、破断に至るため、継手強度としては十分な強度が得られない。したがって、本態様においては、Ｙ／ＣｅｑＢＭは１２５以下であることが好ましく、１００以下であることがより好ましい。
以上詳述したように、本実施形態のアークスポット溶接方法によれば、Ｃ量の高い鋼板を用いた場合においても、脆性破壊を防止して高い継手強度を得ることができる。また、上述したＮｉワイヤ及びＭｎが１０質量％以上である高Ｍｎワイヤは、Ｃ量の高い鋼板を用いたアークスポット溶接に好適に用いることができる。
以下に、実施例を挙げて本発明をさら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く、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することが可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
まず、使用した鋼板について、組成、下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭ、及びビッカース硬さＨｖを、表１に示した。なお、鋼板のビッカース硬さ（ＢＭ ＨＶ）は、ビッカース硬さ試験機により測定した。
ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
（但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
Figure 0006802660
（例１〜１０、例１２〜２８、例３０〜５３）
各例において、表２に示される鋼種及び表２に示される板厚を有し、穴加工を施した（穴２０４を設けた）２枚の鋼板に対して、表２に示される溶接条件でアークスポット溶接を実施して図３に示される形状の試験片を作製した。なお、上板側を第１鋼板２０１、下板側を第２鋼板２０２とし、第１鋼板２０１の表面２１１側からアーク（図示せず）を照射した。そして、作製した試験片について、図３中の矢印の方向に第１鋼板２０１及び第２鋼板２０２を引っ張ることによりＣＴＳ（十字引張試験）を実施して、破断荷重が７ｋＮ以上であるものを◎、５ｋＮ以上７ｋＮ未満であったものを○、５ｋＮ以下のものを×として評価した。なお、評価結果が◎又は○の場合を合格とする。評価結果を表３に示す。
ここで、溶接条件としては、溶接電流２００〜３００Ａ、アーク電圧１５〜２０Ｖの範囲とし、表２に記載の入熱量は、入熱量（ｋＪ）＝溶接電流（Ａ）×アーク電圧（Ｖ）／１０００の計算式を用いて算出した。その他、シールドガスの種類、及び施工法についても表２に示した。なお、「施工法」の欄における、「パルス」、「短絡」、「ワイヤ送給制御」とは、それぞれ以下を表す。
パルス：パルス電源を用いて、ベース電流４００Ａ、ピーク電流４０Ａ、ピーク時間３．５ｍｓｅｃの条件で溶接を実施した。
短絡：直流電源を用いて、ワイヤが母材に接触することによる短絡状態と、アーク状態を繰り返しながら、溶接電流２３０Ａ、アーク電圧２２Ｖの条件で溶接を実施した。
ワイヤ送給制御：溶接状態が短絡状態になれば逆送を行い、溶接状態がアーク状態となれば正送を行うように、溶接状態に応じてワイヤの正送と逆送を行いながら、溶接電流２２０Ａ、アーク電圧２２．６Ｖの条件で溶接を実施した。
また、ワイヤ成分については、質量％で表される各成分量を表２に示す。加えて、下記式（２）で表されるＸ、及び、下記式（３）で表されるＹを算出し、表２にあわせて示す。
Ｘ＝５２１−３５３［Ｃ］Ｗ−２２［Ｓｉ］Ｗ−２４．３［Ｍｎ］Ｗ−７．７［Ｃｕ］Ｗ−１７．３［Ｎｉ］Ｗ−１７．７［Ｃｒ］Ｗ−２５．８［Ｍｏ］Ｗ （２）
（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｃｕ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
（但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
さらに、各例に用いた溶接ワイヤの炭素当量ＣｅｑＷを下記式（７）により算出し、表２にあわせて示した。
ＣｅｑＷ＝［Ｃ］Ｗ＋［Ｍｎ］Ｗ／６＋（［Ｃｕ］Ｗ＋［Ｎｉ］Ｗ）／１５＋（［Ｃｒ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ）／５ （７）
（但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｃｕ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
また、アークが照射される側の第１鋼板２０１と、第２鋼板２０２とを、第１鋼板２０１の裏面２１２と第２鋼板２０２の表面２２１とを重ね合わせてアークスポット溶接したときの、溶接金属２０３の第１鋼板２０１の表面２１１におけるビード径をｒ１（ｍｍ）、溶接金属２０３の第２鋼板２０２の表面２２１におけるビード径をｒ２（ｍｍ）、溶接金属２０３の第２鋼板２０２の裏面２２２におけるビード径をｒ３（ｍｍ）とし、ｒ１、ｒ２、及びｒ３を表３に示した。また、ｒ１／ｒ２及びｒ３／ｒ２を算出し、表３にあわせて示した。
また、上記式（１）で表されるＣｅｑＢＭに対する上記式（３）で表されるＹの比（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）と、上記式（１）で表されるＣｅｑＢＭに対する上記式（７）で表されるＣｅｑＷの比（ＣｅｑＷ／ＣｅｑＢＭ）とを算出し、表３にあわせて示した。
また、溶接金属のビッカース硬さ（ＷＭ Ｈｖ）と、母材である鋼板のビッカース硬さ（ＢＭ Ｈｖ）を表３に示す。なお、溶接金属のビッカース硬さ（ＷＭ Ｈｖ）は、鋼板のビッカース硬さ（ＢＭ Ｈｖ）と同様に、ビッカース硬さ試験機により測定した。さらに、鋼板のビッカース硬さ（ＢＭ Ｈｖ）に対する溶接金属のビッカース硬さ（ＷＭ Ｈｖ）の比（ＷＭ Ｈｖ／ＢＭ Ｈｖ）を算出し、表３にあわせて示した。
また、各例の溶接金属組織について、ＥＢＳＤによる結晶方位観察を行い、溶接金属組織中のオーステナイト組織とオーステナイト以外の組織の割合（面積率での割合）を観測した。なお、ＥＢＳＤの観察範囲は２００×２００μｍとし、Ｐｈａｓｅマップにより、オーステナイト組織とオーステナイト以外の組織の割合を算出した。表３には、溶接金属組織中のオーステナイト以外の組織の割合を示す。溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合は、｛１００−（溶接金属組織中のオーステナイト以外の組織の割合）｝（％）である。
Figure 0006802660
Figure 0006802660
例１〜例１０、例１２〜例２８、例３０〜例３３は実施例であり、例３４〜例５３は比較例である。
溶接金属組織中のオーステナイト以外の組織の割合が２０％以上であり、すなわち、溶接金属組織中のオーステナイト組織の割合が８０％以下と本発明に規定の範囲外である例３４〜例５３では、十字引張試験において十分な強度は得られなかった。
一方、本発明に規定の各要件を満足する例１〜例１０、例１２〜例２８、例３０〜例３３では、十字引張試験において十分な強度が得られた。
１：第１鋼板
２：第２鋼板
３：溶接金属
４：ＨＡＺ（熱影響部）
１１：表面
１２：裏面
２１：表面
２２：裏面
１００：溶接構造物
２０１：第１鋼板
２０２：第２鋼板
２０３：溶接金属
２０４：穴
２１１：表面
２１２：裏面
２２１：表面
２２２：裏面

Claims (7)

  1. 下記式（１）で表される炭素当量ＣｅｑＢＭが０．３５以上であり、かつＣを０．３５質量％以上含有する鋼板を用い、アークが照射される側の第１鋼板と、第２鋼板とを、前記第１鋼板の裏面と前記第２鋼板の表面とを重ね合わせて溶接するアークスポット溶接方法において、オーステナイト組織の割合が８０％超である組織を有する溶接金属を形成させ、
    前記鋼板のビッカース硬さに対する前記溶接金属のビッカース硬さの比（前記溶接金属のビッカース硬さ／前記鋼板のビッカース硬さ）が０．６〜１．３であることを特徴とするアークスポット溶接方法。
    ＣｅｑＢＭ＝［Ｃ］ＢＭ＋［Ｍｎ］ＢＭ／６＋（［Ｃｕ］ＢＭ＋［Ｎｉ］ＢＭ）／１５＋（［Ｃｒ］ＢＭ＋［Ｍｏ］ＢＭ＋［Ｖ］ＢＭ）／５ （１）
    （但し、［Ｃ］ＢＭ、［Ｍｎ］ＢＭ、［Ｃｕ］ＢＭ、［Ｎｉ］ＢＭ、［Ｃｒ］ＢＭ、［Ｍｏ］ＢＭ、及び［Ｖ］ＢＭは、夫々、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量（質量％）を示す。）
  2. Ｎｉを３０質量％以上含有する溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項１に記載のアークスポット溶接方法。
  3. Ｃ：１．５質量％以下、Ｓｉ：０．５〜０．７質量％、Ｍｎ：１０〜２０質量％、Ｎｉ：３０質量％未満、Ｃｒ：１〜５質量％、及びＭｏ：５質量％以下を含有し、ＭｎとＮｉの合計が２５質量％以上である溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項１に記載のアークスポット溶接方法。
  4. 下記式（２）で表されるＸが−６００以下である溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のアークスポット溶接方法。
    Ｘ＝５２１−３５３［Ｃ］Ｗ−２２［Ｓｉ］Ｗ−２４．３［Ｍｎ］Ｗ−７．７［Ｃｕ］Ｗ−１７．３［Ｎｉ］Ｗ−１７．７［Ｃｒ］Ｗ−２５．８［Ｍｏ］Ｗ （２）
    （但し、［Ｃ］Ｗ、［Ｓｉ］Ｗ、［Ｍｎ］Ｗ、［Ｃｕ］Ｗ、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｃｒ］Ｗ、及び［Ｍｏ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの含有量（質量％）を示す。）
  5. 下記式（３）で表されるＹが２０〜１００である溶接ワイヤを用いることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のアークスポット溶接方法。
    Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
    （但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
  6. 入熱量が５．０ｋＪ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のアークスポット溶接方法。
  7. 前記第１鋼板と、前記第２鋼板とを、前記第１鋼板の裏面と前記第２鋼板の表面とを重ね合わせてアークスポット溶接したときに、前記溶接金属の前記第１鋼板の表面におけるビード径をｒ１、前記溶接金属の前記第２鋼板の表面におけるビード径をｒ２として、ｒ１、ｒ２、Ｙ及びＣｅｑＢＭが、下記式（３）〜（５）を満たすことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のアークスポット溶接方法。
    Ｙ＝［Ｎｉ］Ｗ＋［Ｍｏ］Ｗ＋３０［Ｃ］Ｗ＋０．５［Ｍｎ］Ｗ （３）
    （但し、［Ｎｉ］Ｗ、［Ｍｏ］Ｗ、［Ｃ］Ｗ、及び［Ｍｎ］Ｗは、夫々、前記溶接ワイヤ中のＮｉ、Ｍｏ、Ｃ、及びＭｎの含有量（質量％）を示す。）
    ０．３５≦（ｒ２／ｒ１）≦１．００ （４）
    ２５≦（Ｙ／ＣｅｑＢＭ）≦１２５ （５）
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