JPWO2016080488A1 - レーザー溶接継手、自動車部品、レーザー溶接継手の製造方法および自動車部品の製造方法 - Google Patents

Abstract

このレーザー溶接継手は、複数の鋼板の間に設けられた溶接金属を有するレーザー溶接継手であって、前記溶接金属の化学組成が、所定の成分を有するとともに、前記溶接金属の平均硬さがビッカース硬さで３５０〜５４０であり、前記溶接金属では、直径２μｍ〜５０μｍのポロシティの分布密度が５．０個／ｍｍ２以下であり、前記溶接金属では、直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度が０．１〜８．０個／ｍｍ２である。

Description

本発明は、レーザー溶接継手、自動車部品、レーザー溶接継手の製造方法および自動車部品の製造方法に関する。
本願は、２０１４年１１月１９日に、日本に出願された特願２０１４−２３４９５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、自動車分野においては、車体の軽量化および衝突安全性の向上のために、骨格用、足回り用、およびパネル用の部材として、高強度鋼板を使用するニーズが高まっている。これに伴い、従来の低強度鋼板に匹敵する成形性を有する高強度鋼板が開発され、実際に自動車の車体（以下、単に車体という。）に利用されてきている。

従来、車体は、鋼板をプレス成形することによって得られた複数の部品を、スポット溶接またはアーク溶接によって接合して組み立てていた。一方で、近年では、車体の部品点数削減および車体のさらなる軽量化を目的として、テーラードブランク（たとえば、非特許文献１参照）が車体製造において利用されている。テーラードブランクとは、材質、板厚、引張強度等が異なる複数の金属板を突き合わせ溶接で一体化した板材（以下、「テーラードブランク材」ともいう。）を所望の形状にプレス成形する工法をいう。テーラードブランク材を製造する際の突き合わせ溶接には、レーザー溶接が用いられるのが一般的である。

しかしながら、高強度鋼板同士をレーザー溶接して得られたテーラードブランク材に対して厳しい絞りおよび曲げを伴うプレス成形を行うと、溶接金属において割れが発生することが問題となっている。非特許文献１においては、レーザー溶接によって製造したテーラードブランク材では、溶接の始端部または終端部において引け（shrinkage）による応力集中が発生し、テーラードブランク材が破断する場合があることが記載されている。

一方、非特許文献２には、アーク溶接に関して、溶接金属に水素が存在する場合に、溶接により生じた応力集中部に水素が集積し、いわゆる遅れ破壊が発生することが記載されている。この遅れ破壊は、溶接前の予熱または溶接後の熱処理によって抑制できることが知られている。

また、溶接継手における割れの発生を防止するための技術が、特許文献１〜３に開示されている。具体的には、特許文献１には、突合せ部をアーク溶接した溶接鋼管において、溶接金属の水素濃度を一定値以下にすることにより、拡管または縮管矯正時の水素脆化割れの発生を抑制できることが記載されている。

特許文献２には、フラックス入りワイヤを用いたガスシールドアーク溶接によって形成される溶接金属において、化学組成を所定の範囲に制御するとともに、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を所定値以上に制御することによって、耐水素脆化感受性が改善されることが記載されている。

特許文献３には、鋳片の厚さ方向における中心部のポロシティ体積を低減することによって、鋳片から得られる鋼板の耐水素誘起割れ性能を向上できることが記載されている。

日本国特開２００６−２６３８１４号公報 日本国特開２０１２−１７６４３４号公報 日本国特開２００７−１３６４９６号公報

「テーラードブランク材の溶接と成形」、新日鉄技報、２００３年、第３７８号、ｐ．３５−３９ 「接合・溶接技術Ｑ＆Ａ１０００」、Ｑ-０４-０１-０１、［online］、１９９９年、一般社団法人日本溶接協会、［２０１４年９月２４日検索］、インターネット〈URL:http://www-it.jwes.or.jp/qa/details.jsp?pg_no=0040010010〉 「薄鋼板の炭酸ガスレーザ溶接における機構の発生現象」、溶接学会論文集、２００１年、第19巻、第2号、ｐ．２４１−２５１

非特許文献１に記載されているようなテーラードブランク材において、溶接金属の割れが発生する原因としては、以下の現象が考えられる。上述したように、レーザー溶接によって製造したテーラードブランク材では、溶接の始端部または終端部において引けが生じる。この引けによって該始端部または終端部において残留応力が発生し、割れが発生すると考えられる。また、レーザー溶接条件または金属板の突き合わせ条件が最適化できていない時に生じるレーザー溶接部（溶接ビード部）の板厚不足も、割れ発生の一因と考えられる。しかしながら、外観上は良好なビードが形成されている場合でも割れが発生することがあり、残留応力およびレーザー溶接部の板厚不足だけでは割れの原因を説明できない。一方で、レーザー溶接部の溶接金属は溶接後に急冷されるため、溶接金属において延性の低い硬質なマルテンサイト組織が生成する。これによって、溶接金属の延性が低下する。この延性の低下が、成形時の割れ発生の原因である可能性がある。しかしながら、同じ硬さの溶接金属でも、成形時に割れが生じる場合とそうでない場合があり、この原因は必ずしも明らかになっていない。

非特許文献２に記載されている遅れ破壊は、上述したように、水素が集積することによって発生するものであり、溶接前の予熱または溶接後の熱処理によって抑制できる。しかしながら、テーラードブランク材をプレス成形する際に溶接金属において発生する割れは、短時間（数秒以内）の成形中に発生するものであり、水素の集積によって発生する遅れ破壊とは別の原因によるものと考えられる。したがって、溶接前の予熱または溶接後の熱処理のみによってテーラードブランク材の溶接金属の割れを防止することは難しい。

特許文献１の技術は、アーク溶接した溶接鋼管において、拡管または縮管矯正時の水素脆化割れの発生を抑制するものである。しかしながら、薄鋼板のプレス成形のような、短時間かつ絞り・曲げを伴う大変形の成形様式において、溶接金属の割れに対する水素の影響はほとんど明らかとなっていない。また、レーザー溶接は、アーク溶接とは溶接メカニズムおよび溶接雰囲気が異なり、溶接金属において発生する割れの原因については、水素含有量も含めて定量的にはほとんど明らかとなっていない。

特許文献２の技術は、フラックス入りワイヤを用いて形成される溶接金属において、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を所定値以上に制御することによって、溶接金属の耐水素脆化感受性を改善するものである。しかしながら、車体材料としてのレーザー溶接継手の製造においては、一般に、製造コストを抑制するためにワイヤを使用しない。溶接時にワイヤを使用しない場合、溶接する素材の化学組成によって溶接金属の組織構成が決まるので、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を特許文献２のように制御することは難しい。さらに、レーザー溶接では素材の溶融後に溶接金属が急冷される。このことからも、残留オーステナイト粒子の個数密度および体積分率を制御することは実質的に難しい。

特許文献３の技術は、ポロシティ体積を低減することによって、鋼板の耐水素誘起割れ性能を向上するものである。しかしながら、鋼板のプレス成形中に溶接金属において発生する割れとポロシティとの関係については明らかになっていない。このため、特許文献３の技術に基づいて、レーザー溶接継手をプレス成形する際に、溶接金属において発生する割れを防止することは難しい。

以上のように、高強度鋼板を用いたレーザー溶接継手に大きな塑性歪みを伴うプレス成形を施す際に、溶接金属において割れが生じる原因は明らかにはなっていない。そのため、上述したような従来の技術では、プレス成形中の溶接金属の割れを十分に防止できない。

本発明は、上述の問題を解決するためになされたものであり、プレス成形時に溶接金属において発生する割れを抑制することが可能なレーザー溶接継手、自動車部品、該レーザー溶接継手の製造方法および該自動車部品の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の概要は下記の通りである。
（１）本発明の第一の態様は、複数の鋼板の間に設けられた溶接金属を有するレーザー溶接継手であって、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ： ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．００５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜６．０％、Ｐ：０超〜０．０４％、Ｓ：０超〜０．０１％、Ｎ：０超〜０．０１％、Ｏ：０超〜０．０１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０〜０．２％、Ｃａ＋ＲＥＭ：０〜０．０１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜１０．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、及び、残部：Ｆｅおよび不純物を含むとともに、０．３≦Ｓｉ＋２００×Ｓ−２．７×Ｃ≦３．０を満たし、前記溶接金属の平均硬さがビッカース硬さで３５０〜５４０であり、前記溶接金属では、直径２μｍ〜５０μｍのポロシティの分布密度が５．０個／ｍｍ^２以下であり、前記溶接金属では、直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度が０．１〜８．０個／ｍｍ^２である。
（２）上記（１）に記載のレーザー溶接継手では、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０００１〜１．０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０００１〜０．２％、Ｃａ＋ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０００１〜５．０％、Ｎｉ：０．０００１〜１０．０％、及びＭｏ：０．０００１〜１．０％、の群から選択される少なくとも一種を含んでもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載のレーザー溶接継手では、前記溶接金属中の拡散性水素量Ｃ_Ｈが、単位ｍａｓｓ ｐｐｍとして、下記の（ａ）式を満足してもよい。
Ｃ_Ｈ≦３．５７０−０．００６６×ＨＶ_ＷＭ （ａ）式
ただし、（ａ）式においてＨＶ_ＷＭは、前記溶接金属のビッカース硬さでの平均硬さを示す。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手では、前記溶接金属の金属組織の８０％以上がマルテンサイトであり、そのマルテンサイトの構造がｂｃｃ構造であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手では、下記の（ｂ）式によって表されるＭｓの値が２５０以上であってもよい。
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ （ｂ）式
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手では、前記複数の鋼板のうちの少なくとも１つがめっき鋼板であってもよい。

（７）本発明の第二の態様は、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手を有する自動車部品である。

（８）本発明の第三の態様は、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手の製造方法であって、複数の鋼板を、絶対湿度が５〜２５ｇ／ｍ^３以下の雰囲気下で８ｍ／ｍｉｎ以下の溶接速度でレーザー溶接することにより、前記複数の鋼板同士を接合する溶接金属を形成するレーザー溶接工程と、溶接後の前記複数の鋼板を１０〜１００℃の温度域で下記の（ｃ）式で規定される時間保持する保持工程と、を備え、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃ： ０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．００５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜６．０％、Ｐ：０超〜０．０４％、Ｓ：０超〜０．０１％、Ｎ：０超〜０．０１％、Ｏ：０超〜０．０１％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０〜０．２％、Ｃａ＋ＲＥＭ：０〜０．０１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃｒ：０〜５．０％、Ｎｉ：０〜１０．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物を含むとともに、０．３≦Ｓｉ＋２００×Ｓ−２．７×Ｃ≦３．０
を満たす。
ｔ≧７０００×Ｃ−４００ （ｃ）式
ただし、（ｃ）式においてｔは単位を分とする時間を示す。
（９）上記（８）に記載のレーザー溶接継手の製造方法では、前記溶接金属の化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０００１〜１．０％、Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０００１〜０．２％、Ｃａ＋ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｃｒ：０．０００１〜５．０％、Ｎｉ：０．０００１〜１０．０％、及びＭｏ：０．０００１〜１．０％、の群から選択される少なくとも一種を含んでもよい。
（１０）上記（８）又は（９）に記載のレーザー溶接継手の製造方法では、下記の（ｄ）式によって表されるＭｓの値が２５０以上であってもよい。
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ （ｄ）式
（１１）上記（８）〜（１０）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手の製造方法では、前記複数の鋼板のうちの少なくとも１つがめっき鋼板であってもよい。

（１２）本発明の第４の態様は、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手にプレス成形を施す自動車部品の製造方法である。

（１３）本発明の第５の態様は、上記（８）〜（１１）のいずれか一項に記載の製造方法によって製造されたレーザー溶接継手にプレス成形を施す自動車部品の製造方法である。

本発明によれば、プレス成形時に、レーザー溶接継手の溶接金属において発生する割れを抑制することができる。また、レーザー溶接継手をプレス成形して得られる自動車部品において、溶接金属に割れが発生することを抑制できる。

割れが発生した溶接金属の破面を示す電子顕微鏡写真である。 溶接直後における金属格子及びポロシティ内の水素の挙動を示す模式図である。 拡散初期段階における金属格子及びポロシティ内の水素の挙動を示す模式図である。 拡散後期段階における金属格子及びポロシティ内の水素の挙動を示す模式図である。 ドローベンド試験の方法を説明するための模式図である。

本発明者らは、上述のような溶接継手をプレス成形した際に溶接金属で発生する割れの原因を明らかにするために鋭意検討を行った。その結果、下記の知見を得た。
（Ａ）溶接金属の硬さが大きいほど割れが発生しやすい。
（Ｂ）溶接金属中の拡散性水素量が高いほどポロシティ中の非拡散性水素量が高く、そのポロシティ内の水素による内圧の影響によりプレス成形時に溶接金属での割れが発生しやすい。
（Ｃ）溶接金属の硬さに応じて、割れが発生しうる限界拡散性水素量が変化する。
（Ｄ）図１に示すようなポロシティ（空隙）が脆性破壊の起点となる場合があるため、所定の大きさのポロシティの分布密度を一定値以下に制御することによって、割れの発生を抑制できる。
（Ｅ）所定の大きさの酸化物系介在物の分布密度を一定値以下に制御することによって、割れの発生を制御できる。
（Ｆ）溶接金属の溶融池流動性指標が所定の範囲になるように溶接金属の成分を制御することで溶接時の溶融池の流動性を制御することができ、割れの発生因子であるポロシティの分布密度を低減することができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成したものである。なお、本発明に係るレーザー溶接継手には、レーザー溶接とアーク溶接とを組み合わせた、いわゆるレーザー・アークハイブリッド溶接によって複数の鋼板を接合した溶接継手が含まれる。

以下、本発明の一実施形態に係るレーザー溶接継手（以下、単に溶接継手という。）およびその製造方法について説明する。なお、以下の化学組成の説明において、特に規定しない場合には、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

本実施形態に係る溶接継手は、たとえば、テーラードブランク材であり、複数（たとえば、２枚）の鋼板と、該複数の鋼板の接合部に形成される溶接金属とを有する。複数の鋼板は、レーザーを用いて突き合わせ溶接される。また、本実施形態に係る溶接継手にプレス成形を施すことによって、自動車部品が得られる。
尚、各鋼板の板厚は、０．５ｍｍ〜４．０ｍｍであればよい。自動車部品として用いられる場合には、０．６ｍｍ〜２．５ｍｍであればよい。以下、溶接継手の各構成要素について詳細に説明する。

１．溶接金属の平均硬さ：ビッカース硬さで３５０〜５４０
溶接金属の平均硬さがビッカース硬さ（以下、ＨＶとも記載する。）で５４０を超えると、溶接金属中のポロシティや酸化物系介在物の分布密度を適切に制御し、さらにプレス成形条件を緩和しても、プレス成形時に溶接金属において割れが発生する場合がある。したがって、溶接金属の平均硬さは、ＨＶで５４０以下とする。
一方、溶接金属の平均硬さがＨＶで３５０未満の場合、溶接金属中のポロシティや酸化物系介在物の分布密度にかかわらず、プレス成形時に溶接金属において割れはほとんど発生しない。上述したように、本発明は溶接金属における割れの発生の防止を目的とするので、本発明は、溶接金属の平均硬さがＨＶで３５０以上の溶接継手を対象とする。このため、溶接金属の平均硬さはＨＶで３５０〜５４０の範囲に制限される。溶接金属の平均硬さは、ＨＶで５３０以下であることが好ましく、ＨＶで５２０以下であることが更に好ましい。
また、溶接金属の平均硬さがＨＶで３７０以上の場合に水素起因の水素割れがより発生しやすくなる。ＨＶで３７０以上の場合の水素起因の水素割れを防止することを課題とする場合には、溶接金属の平均硬さの下限値をＨＶで３７０以上としてもよい。

平均硬さは、下記のようにして求める。
まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に溶接継手を切断し、硬さ測定用の断面試料を作製する。そして、断面試料の溶接金属の４箇所以上の硬さを、ビッカース硬さ試験機を用いて５００ｇｆ以上の荷重で測定する。測定した４箇所以上の硬さの平均値を算出して、平均硬さとする。測定箇所は、溶接金属の表面から１／４ｔ（ｔは、溶接継手の板厚方向における溶接金属の厚み）の位置とする。

２．溶接金属における直径２μｍ以上５０μｍ以下のポロシティの分布密度：５．０個／ｍｍ^２以下
溶接金属中に存在するポロシティ（空隙）は、溶接金属が凝固する際に形成され、非拡散性水素の集積サイトとなる。
従来は、非特許文献３に記載されているように、プレス割れ防止のためのポロシティ制御では、Ｘ線顕微鏡で観察可能な５０μｍ程度以上のポロシティの制御が行われてきた。これは、従来、プレス割れの原因は、ポロシティが存在することによる溶接部断面積の減少、すなわち溶接部の局部延性能の低下による破断であると考えられていたためである。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、直径５０μｍ超の粒径のポロシティを制御しても、直径５０μｍ以下の粒径のポロシティが多い場合には、プレス成形時に溶接金属において割れが発生しやすいことが分かった。これは、直径２μｍ〜５０μｍのポロシティは、その内部に非拡散性水素が集積することにより内圧が高まり、プレス成形時に溶接金属が塑性変形する際に該ポロシティを起点とする割れが発生するためであると推定される。
従って、プレス成形時の溶接金属の割れを抑制するためには、直径２μｍ以上５０μｍ以下のポロシティの分布密度を制御することが重要である。
そこで、本実施形態に係る溶接継手では、溶接金属中における２μｍ以上５０μｍ以下のポロシティの分布密度を５．０個／ｍｍ^２以下、好ましくは４．０個／ｍｍ^２以下、更に好ましくは３．０個／ｍｍ^２以下に制御することで、プレス成形時の割れの発生を抑制する。
溶接金属中における２μｍ以上のポロシティの分布密度の下限値は特に限定されるものではないが、０．０１個／ｍｍ^２未満としても効果は飽和するため、０．０１個／ｍｍ^２を下限値としてもよい。

ポロシティの分布密度は、下記のようにして求める。
まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に溶接金属を切断し、切断面を鏡面研磨する。鏡面研磨した切断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって２０００倍以上の倍率で、１断面について少なくとも２５００００μｍ^２以上の領域を観察し、直径が２μｍ以上５０μｍ以下のポロシティの個数を数える。同様の観察を、上記断面と異なる、２つ以上の断面について行う。そして、ポロシティの個数を観察面積で除することによって、ポロシティの分布密度とする。断面内の観察位置は特に指定しないが、確実に溶接金属と判断される箇所について、できる限り広い領域を観察するものとする。なお、鏡面研磨後に鋼板と溶接金属部の境界が明確ではない場合は、事前にエッチングを行い、境界をマーキングしておき、溶接金属部を確実に判別できる状態にしておくことが望ましい。
なお、ポロシティの直径は、ポロシティの面積を求め、その面積を円相当径に換算することによって求める。

３．溶接金属における直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度：０．１〜８．０個／ｍｍ^２
直径３μｍ以上の酸化物介在物は、溶接直後の溶接金属の金属格子中に存在する拡散性水素をトラップするトラップサイトとして機能するため、拡散性水素がポロシティ内に流入することを抑制することができる。これにより、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を抑制することが可能となり、プレス成形時の溶接金属の割れを防止することが可能となる。この効果を得るために、本実施形態に係る溶接継手では、直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度を０．１個／ｍｍ^２以上とする。直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度は、０．２個／ｍｍ^２以上であることが好ましく、０．３個／ｍｍ^２以上であることが更に好ましい。
一方、溶接金属における直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度が８．０個／ｍｍ^２を超える場合、酸化物系介在物が起点となる割れが発生する虞がある。従って、本実施形態に係る溶接継手では、溶接金属における直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度を８．０個／ｍｍ^２以下、好ましくは６．０個／ｍｍ^２以下、更に好ましくは４．０個／ｍｍ^２以下とする。
尚、酸化物系介在物は、特に限定するものではないが、アルミナに代表されるＡｌを主成分として含有する酸化物、ＳｉやＭｎを主成分とする酸化物、Ｍｇを主成分として含有する酸化物および酸硫化物、Ｔｉを主成分として含有する酸化物、Ｃａを主成分として含有する酸化物および酸硫化物、ＲＥＭ（Ｌａ、Ｃｅなど）を主成分として含有する酸化物および酸硫化物、さらには、（Ｍｇ，Ｔｉ，Ａｌ）酸化物のように、前述の元素を複数含むような酸化物などを含む。

酸化物系介在物の分布密度は、下記のようにして求める。
まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に溶接金属を切断し、切断面を鏡面研磨する。鏡面研磨した切断面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって２０００倍以上の倍率で、１断面について少なくとも２５００００μｍ^２以上の領域を観察し、直径が３μｍ以上の酸化物系介在物の個数を数える。同様の観察を、上記断面と異なる、２つ以上の断面について行う。そして、酸化物系介在物の個数を観察面積で除することによって、酸化物系介在物の分布密度とする。
なお、酸化物系介在物の直径は、酸化物系介在物の面積を求め、その面積を円相当径に換算することによって求める。
なお、溶接金属中には、酸化物系介在物以外の介在物が存在するので、ＳＥＭに搭載したＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光）あるいはＷＤＳ（波長分散型Ｘ線分光）を用いた元素分析を行い、その判別を行う。ポロシティと介在物の判別にもＥＤＳあるいはＷＤＳを用いることが好ましい。

４．溶接金属の化学組成
以下、本実施形態に係る溶接継手の溶接金属の化学組成と、その限定理由を説明する。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、溶接中に溶接金属に固溶し、溶接金属の硬さおよび金属組織、更にはレーザー溶接時の溶融池の粘性に影響を及ぼす元素である。溶接金属は、レーザー溶接による溶融後に急冷されるため、マルテンサイト組織になりやすく、その硬さはＣ含有量に強く依存する。Ｃ含有量が０．０５％未満であると、溶接金属の硬さをＨＶで３５０以上にすることが困難になる。上述したように本発明は、溶接金属の平均硬さがＨＶで３５０以上の溶接継手を対象としている。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。このような観点から、Ｃ含有量は、０．１０％以上、０．１５％以上、又は、０．２０％以上としてもよい。
一方、溶接金属中のＣ含有量が０．３０％を超えると、溶接金属の硬さがＨＶで５４０を超えやすくなり、プレス成形時に溶接金属において割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。このような観点からみた場合、Ｃ含有量は、０．２５％以下であることが好ましく、０．２０％以下であることがより好ましく、０．１５％以下であることがより好ましい。

Ｓｉ：０．００５〜３．０％
Ｓｉは、相変態を制御して鋼板の金属組織の構成を制御する効果を有すると共に、溶接金属中の拡散性水素量およびポロシティの形成に影響を及ぼす。従って、Ｓｉは、プレス成形時の溶接金属における割れの発生を制御するために重要である。溶接金属中のＳｉの含有量が３．０％を超えると、理由は定かではないが、溶接中に金属格子中に取り込まれる拡散性水素量が高くなる。これにより、プレス成形時に溶接金属において割れが発生しやすくなる。さらにＳｉ量が高いほど、溶接時の溶融部の流動性が増加し、微小なポロシティ量が減少する。ただし、理由は定かではないが、３．０％を超えると逆にポロシティ量が増加する傾向に転じる。このため、Ｓｉの合計含有量は、３．０％以下とする。このような観点からみた場合、Ｓｉの合計含有量は、２．３％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましく、１．７％以下であることがより好ましい。
一方、Ｓｉの含有量が０．００５％未満であると、溶接金属中の酸化物が増加し、プレス成形時に割れが発生する可能性がある。従って、Ｓｉの含有量は、０．００５％以上であり、０．０１％以上であることがより好ましく、０．０５％以上であることがより好ましい。

Ａｌ：０．００５〜１．０％
Ａｌも、Ｓｉと同様に、相変態を制御して鋼板の金属組織の構成を制御する効果を有すると共に、溶接金属中の拡散性水素量に影響を及ぼすことで、プレス成形時の溶接金属における割れの発生挙動に影響を及ぼす。溶接金属中のＡｌの含有量が１．０％を超えると、理由は定かではないが、溶接中に金属格子中に取り込まれる拡散性水素量が高くなる傾向にある。これにより、プレス成形時に溶接金属において割れが発生しやすくなる。このため、Ａｌの含有量は、１．０％以下とする。このような観点からみた場合、Ａｌの含有量は、０．８％以下であることが好ましく、０．６％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがより好ましい。
一方、Ａｌの含有量は０．００５％以上であればよい。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００５％未満であると、溶接金属中の酸化物が増加し、プレス成形時に割れが発生する可能性がある。このような観点からみた場合、Ａｌの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましく、０．５％以上であることがより好ましい。

Ｍｎ：０．５〜６．０％
Ｍｎは、金属組織を制御するために鋼板に含有され、その結果、溶接金属に含有される元素である。Ｍｎの含有量が０．５％未満であると、焼き入れ性が大きく低下して、Ｃを多量に含んでいても溶接金属の硬さを安定的にＨＶで３５０以上にすることが難しくなる。本発明は、溶接金属の平均硬さがＨＶで３５０以上の溶接継手を対象としている。したがって、Ｍｎ含有量は０．５％以上、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上とする。
一方、溶接金属のＭｎ含有量が６．０％を超えると、溶接金属が脆化して溶接金属において割れが発生する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は６．０％以下、好ましくは４．０％以下、より好ましくは２．０％以下とする。

Ｐ：０超〜０．０４％
Ｐは、継ぎ手を構成する鋼板の強度確保のために用いられることがある。しかしながら、Ｐは溶接部を脆化させる元素であり、Ｐの含有量が０．０４％を超えると、ポロシティの分布や拡散性水素量を制御にかかわらず、割れを生じさせる。このため、その上限を０．０４％、好ましくは０．０３％とする。
下限は０％超であればよいが、過度の低減は、精錬コスト等の製造コスト増につながるので、下限を０．０００１％としてもよい。

Ｓ：０超〜０．０１％
Ｓは、溶接時の溶接金属（溶融金属）の流動性を高め、ポロシティ量を減らすことができる元素であるが、一方で、溶接部を脆化させる元素である。Ｓの含有量が０．０１％を超えると、ポロシティの分布や酸化物系介在物の分布密度の制御にかかわらず、割れを生じさせるため、その上限を０．０１％とする。
下限は０％超であればよいが、過度の低減は、精錬コスト等の製造コスト増につながるので、下限を０．０００１％としてもよい。

Ｎ：０超〜０．０１％
Ｎは、継ぎ手を構成する鋼板の組織制御に用いられる元素であり、溶接金属の粒径微細化の効果を有する。しかしながら、Ｎ量が０．０１％を超えると、溶接金属内の粗大窒化物の形成等により、脆化傾向が強くなるため、その上限を０．０１％とする。下限は、０％超であればよいが、過度の低減は、精錬コスト等の製造コスト増につながるので、下限を０．０００１％としてもよい。

Ｏ：０超〜０．０１％
Ｏは、溶接金属中の酸化物系介在物の分布に影響を及ぼす元素である。含有量が０．０１％を超えると、酸化物系介在物の密度が増加し、プレス成形中において酸化物系介在物を伝播する割れが起こる。このため、その上限を０．０１％とする。

溶融池流動性指標α：０．３〜３．０
Ｃ、Ｓｉ、及びＳは、溶接時の溶融池（溶融金属）の流動性に影響を及ぼす元素である。具体的には、Ｓｉ及びＳは、その含有量が多いほど、溶融池の流動性が向上する。一方、Ｃは、その含有量が少ないほど、溶融池の流動性が向上する。
本実施形態に係る溶接継手では、Ｃ、Ｓｉ、及びＳが溶融池の流動性に及ぼす影響の大きさを考慮して得られた下記（１）式で示される溶融池流動性指標αが０．３〜３．０となるように溶接金属の成分を制御する。
尚、Ｓｉ、Ｓ、Ｃは、溶接金属での各元素の含有量（質量％）を意味する。
溶融池流動性指標α＝Ｓｉ＋２００×Ｓ−２．７×Ｃ・・・（１）式

溶融池流動性指標αが０．３未満の場合、溶接時に溶融池に巻き込まれる空気が、溶融池が固まる前に外部に排出しづらくなるため、溶融金属におけるポロシティの分布密度が増加してしまい、プレス成形時の溶接金属の割れが発生しやすくなる。従って、溶融池流動性指標αは０．３以上であり、０．４以上が好ましく、０．８以上が更に好ましい。
一方、溶融池流動性指標αが３．０を超える場合、ポロシティ分布密度が増加する傾向となる。この理由は定かではないが、溶接時に溶接金属内に取り込まれる気体の量が増加している可能性がある。従って、溶融池流動性指標αは３．０以下であり、２．５以下であることが好ましく、１．８以下であることが更に好ましい。

溶接金属には、上記の元素のほか、下記に示すＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、及びＢの群から選択される１種以上を含有させてもよい。

Ｃｒ：０〜５．０％
Ｎｉ：０〜１０．０％
Ｍｏ：０〜１．０％
Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、金属組織を制御するために鋼板に含有され、その結果、溶接金属に含有される元素である。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの下限値は０％であるが、添加する効果を確実に得るためには０．０００１％を下限値とすることが好ましい。
一方、溶接金属のＣｒ含有量が５．０％を、Ｎｉ含有量が１０．０％を、Ｍｏ含有量が１．０％をそれぞれ超えると、溶接金属が脆化して溶接金属において割れが発生する場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は５．０％以下、Ｎｉ含有量は１０．０％以下、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。

（Ｍｓ≧２５０）
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量が上記範囲内であっても、下記の（２）式で表される溶接金属のＭｓ点が２５０℃未満になると、プレス成形時に溶接金属において割れが発生する場合がある。この原因は定かではないが、溶接金属の金属組織の構成が影響している可能性がある。すなわち、Ｍｓ点が２５０℃未満になると、溶接金属中のマルテンサイトのうち、ｂｃｔ構造のマルテンサイトの比率が高くなる。これにより、溶接金属において割れが発生しやすくなる可能性がある。したがって、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの群から選択される１種以上を溶接金属に含有させる場合には、下記の（２）式によって表されるＭｓの値が２５０以上になるように各元素の含有量を決定することが好ましく、２８０以上になるように各元素の含有量を決定することが更に好ましい。
Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ ・・・（２）式
ただし、（２）式において、各元素記号は溶接金属に含まれる各元素の含有量（質量％）を示し、含有されない場合はゼロとする。

Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、後述するように金属組織の構成を制御するために鋼板に含有され、その結果、溶接金属に含有される元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると溶接金属が脆化し、溶接継手をプレス成形する際に割れが発生する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下にすることが好ましい。Ｃｕの下限値は０％であるが、添加する効果を確実に得るためには０．０００１％を下限値とすることが好ましい。

Ｎｂ、ＴｉおよびＶ：合計で０〜０．２％
Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、析出強化元素として鋼板の強度を向上させる効果を有し、レーザー溶接後の溶接金属内の結晶粒と溶接熱影響部の結晶粒とを微細化するために用いられる。しかし、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの合計含有量が０．２％を超えると、溶接金属中において酸化物を形成し、該酸化物がプレス成形時に割れの起点となるおそれがある。したがって、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの合計含有量は、０．２％以下にすることが好ましい。Ｎｂ、ＴｉおよびＶの合計含有量の下限値は０％であるが、添加する効果を確実に得るためには０．０００１％を下限値とすることが好ましい。

ＣａおよびＲＥＭ：合計で０〜０．０１％
ＣａおよびＲＥＭは、溶接継手の素材鋼板および溶接金属において割れの起点となりうる介在物を制御する効果を有する。しかし、ＣａおよびＲＥＭの合計含有量が０．０１％を超えると、溶接金属中において酸化物を形成し、該酸化物がプレス成形時に割れの起点となるおそれがある。したがって、ＣａおよびＲＥＭの合計含有量は、０．０１％以下にすることが好ましい。ＣａおよびＲＥＭの合計含有量の下限値は０％であるが、添加する効果を確実に得るためには０．０００１％を下限値とすることが好ましい。
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は、ＲＥＭのうちの１種以上の元素の合計含有量を意味する。また、「ランタノイド」とは、ＬａからＬｕまでの合計１５元素の総称である。

Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは、溶接金属の強度および靭性を向上させる効果を有する。しかし、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、溶接金属中において硼化物を形成し、該硼化物がプレス成形時に割れの起点となるおそれがある。したがって、Ｂ含有量は、０．０１％以下にすることが好ましい。Ｂの下限値は０％であるが、添加する効果を確実に得るためには０．０００１％を下限値とすることが好ましい。

残部：Ｆｅおよび不純物
本実施形態に係る溶接継手の溶接金属は、たとえば、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる。「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。また、後述するように、溶接継手の素材鋼板としてめっき鋼板を用いる場合には、めっき材料の元素が不純物として溶接金属に含まれる。

なお、本実施形態に係る溶接継手の溶接金属は、Ｆｅが溶接金属の主な成分になる。溶接金属中のＦｅ含有量が９０％未満であると、上述の（２）式で算出される溶接金属のＭｓ点を２５０℃以上にすることが困難になる。したがって、Ｆｅ含有量は、９０％以上であることが好ましい。

５．溶接金属の化学組成の求め方
溶接金属の化学組成は、以下のようにして求める。まず、溶接継手から、溶接金属のみを切断して試料を切り出すか、研磨により溶接部を現出させる。この試料について、ＪＩＳ Ｇ０３２１（２０１０）の表１に記載の規格に従って定量分析を行う。これにより、溶接金属の化学組成を求めることができる。

６．複数の鋼板の平均組成
溶接金属の化学組成は、該溶接金属を介して互いに接合された複数の鋼板（母材）の平均組成及び溶接条件に左右される。従って、複数の鋼板の平均組成は、上述の溶接金属の化学組成の範囲であることが好ましい。尚、溶接時に溶接ワイヤーやインサートメタルを用いることで、複数の鋼板の平均組成が上述の溶接金属の化学組成の範囲でなくても溶接金属の化学組成を調節することが可能である。酸素量については、溶接条件を調整することで所望の範囲とすることが可能である。

７．鋼板の平均組成の求め方
複数の鋼板の平均組成は、各元素の平均含有量を下記式によって算出して求める。


ただし、上記（３）式において、Ｘ_ａｖｅは任意の元素Ｘの平均含有量を示し、ｔ_ｋはｎ枚の鋼板のうちのｋ番目の鋼板の板厚を示し、Ｘ_ｋは上記ｋ番目の鋼板に含まれる元素Ｘの含有量を示す。

たとえば、溶接継手が２枚の鋼板（以下、鋼板Ａ，Ｂとする。）をレーザー溶接したものである場合、鋼板Ａの任意の元素Ｘの含有量をＸ_Ａ、板厚をｔ_Ａ、鋼板Ｂの元素Ｘの含有量をＸ_Ｂ、板厚をｔ_Ｂとすると、２枚の鋼板Ａ，Ｂの元素Ｘの平均含有量Ｘ_ａｖｅは、下記（４）式によって求めることができる。そして、各元素について平均含有量を算出し、２枚の鋼板の平均組成を求めることができる。
Ｘ_ａｖｅ＝（ｔ_Ａ・Ｘ_Ａ＋ｔ_Ｂ・Ｘ_Ｂ）／（ｔ_Ａ＋ｔ_Ｂ） （４）式

各鋼板の組成分析は、ＪＩＳ Ｇ０３２１（２０１０）の表１に記載の規格に従って試料準備および定量分析を行う。このようにして、鋼板の組成分析を行うことができる。

８．鋼板の表面処理
本実施形態に係る溶接継手においては、上述の構成を有する鋼板の表面にめっき処理を施してもよい。溶接継手の素材としてめっき鋼板を用いることによって、溶接金属の拡散性水素量を低減できる。この理由は、溶接熱により蒸発しためっき成分が気体状態で溶融金属部をシールドし、その結果、溶融金属周囲の空間に存在する水分の溶融金属中への侵入を抑制するためと推定される。従って、溶接継手を構成する複数の鋼板のうちの少なくとも一つをめっき鋼板とすることが好ましく、全てをめっき鋼板とすることがより好ましい。めっきの種類は特に限定されず、溶融めっき、合金化溶融めっきおよび電気めっき等の種々のめっきを用いることができる。また、めっきの厚さも特に限定されない。めっき材料としては、たとえば、Ｚｎ、Ｎｉ、Ａｌ、ＦｅおよびＳｎを用いることができる。また、合金めっきを用いてもよい。具体的には、Ｚｎ−Ｓｎ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ、またはＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ等の組成を有する合金めっきを用いてもよい。なお、溶接継手の素材鋼板としてめっき鋼板を用いる場合には、めっき材料の元素が不純物として溶接金属の化学組成に含まれることがある。

９．溶接金属中の拡散性水素量（ｍａｓｓ ｐｐｍ）：「３．５７０−０．００６６×ＨＶ_ＷＭ」以下
上述したように、溶接継手のプレス加工時の溶接金属割れは、非拡散性水素の集積により内圧が高められたポロシティを起点とする割れであると考えられる。従って、ポロシティ内の非拡散性水素を規定することが出来れば、溶接継手のプレス加工時の溶接金属割れを抑制できる筈である。しかしながら、ポロシティ内の非拡散性水素を測定することは非現実的である。本発明者らは、ポロシティ内の非拡散性水素は金属格子中の拡散性水素に、多少の時間差はあるものの、互いに相関を有することを発見した。
より詳細に説明すると、図２Ａに示す通り、溶接直後では、溶接時の大気中のＨ_２Ｏの解離により、拡散性水素が金属格子中に過剰に残留した状態にある。その後、これらの拡散性水素は、拡散初期段階を示す図２Ｂに示す通り、（１）鋼板表面から排出される、（２）ポロシティ内部に集積される、或いは、（３）酸化物系介在物にトラップされる。更にその後、拡散後期段階を示す図２Ｃに示す通り、ポロシティ内部に集積された非拡散性水素についても時間の経過と共に金属格子外に排出される。従って、拡散初期段階及び拡散後期段階では、ポロシティ内の非拡散性水素の量は金属格子中の拡散性水素の量に相関する。
また、溶接金属中における拡散性水素量が一定の場合には、溶接金属の硬さが大きいほど、溶接金属において割れが発生しやすくなる。言い換えると、溶接金属における割れの発生を防止できる拡散性水素量の限界値（限界拡散性水素量）は、溶接金属の硬さが大きいほど小さくなる。
そこで、本発明者らは、溶接後に１０〜１００℃の温度域で規定保持時間ｔ＝７０００×Ｃ−４００（ｍｉｎ）を保持した後に測定して得られる溶接金属中の拡散性水素量Ｃ_Ｈ（ｍａｓｓ ｐｐｍ）の量が下記（５）式を満たしていれば、溶接継手のプレス加工時の溶接金属割れを好適に抑制できることを発見した。
Ｃ_Ｈ≦３．５７０−０．００６６×ＨＶ_ＷＭ ・・・（５）式
ここで、ＨＶ_ＷＭは、溶接金属のビッカース硬さでの平均硬さである。

規定保持時間ｔは、図２Ｃに示す拡散後期段階に入り、拡散性水素量が減少し、さらにその減少に付随するポロシティ内部の水素量が減少するまでに要する時間として、７０００×Ｃ−４００（ｍｉｎ）以上であればよい。

なお、溶接金属中の水素は、拡散性水素と非拡散性水素とに大別される。溶接金属中の拡散性水素量は、昇温脱離法を用いて算出できる。具体的には、たとえば、溶接金属を１００℃／ｈで室温から２００℃まで加熱した際に溶接金属から放出される水素量をガスクロマトグラフによって測定し、測定した水素量から拡散性水素量を算出できる。

１０．溶接金属の主たる金属組織：ｂｃｃ（体心立方）構造のマルテンサイト
溶接金属の金属組織は、プレス成形時の割れ挙動に影響を及ぼす因子である。原因は定かではないが、本発明者らの調査の結果、溶接金属の主たる金属組織がｂｃｔ（体心正方）構造のマルテンサイトであると、プレス成形時に溶接金属において割れが発生しやすくなることがわかった。そのため、溶接金属の主たる金属組織は、ｂｃｃ構造のマルテンサイトであることが好ましい。ｂｃｃ構造のマルテンサイトとしては、炭化物が存在しないマルテンサイトであってもよく、鉄炭化物が析出した焼き戻しマルテンサイトであってもよい。残部組織は、ベイナイトおよび残留オーステナイトの１種または２種であってもよい。
ここで、主たる金属組織とは、面積率で８０％以上の金属組織のことをいう。溶接金属の金属組織は、ｂｃｃ（体心立方）構造のマルテンサイトを面積率で９０％以上有することが好ましい。なお、金属組織は、たとえば、ＳＥＭまたは透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察することにより特定できる。また、マルテンサイトの結晶構造は、たとえば、Ｘ線回折法によって特定することができる。具体的には、Ｘ線回折法により｛１００｝面のａ軸とｃ軸の格子定数を測定し、軸比ｃ／ａから立方晶（ｂｃｃ）か正方晶（ｂｃｔ）かを判断する。ｃ／ａ値が１．００７以下の場合をマルテンサイトの構造がｂｃｃ構造であるとする。

１１．溶接継手の製造条件
本発明者らは、上述の構成を有する溶接継手を製造するための好ましい条件について種々の研究を行った。具体的には、溶接金属中の拡散性水素量およびポロシティ量を制御するための方法について研究を行った。その結果、溶接雰囲気の絶対湿度、溶接速度、および成形前の溶接継手の熱処理条件を適切に設定することによって、溶接金属中の拡散性水素量およびポロシティ量を制御できることがわかった。以下、溶接継手の製造条件について詳しく説明する。

溶接雰囲気の絶対湿度：５ｇ／ｍ^３〜２５ｇ／ｍ^３
レーザー溶接時の絶対湿度は、溶接金属中の拡散性水素量に影響を及ぼす。具体的には、絶対湿度が２５ｇ／ｍ^３を超えると溶接金属中の拡散性水素量が過大となり、プレス成形前に溶接金属において遅れ破壊が発生する場合がある。また、絶対湿度が２５ｇ／ｍ^３を超えると、プレス成形前に所定時間の熱処理を行ったとしても、溶接金属に残留する拡散性水素量を十分に低減できない。このため、プレス成形前に遅れ破壊が発生しない場合でも、プレス成形時に割れが発生しやすくなる。このため、レーザー溶接時の絶対湿度は、２５ｇ／ｍ^３以下とし、好ましくは、２０ｇ／ｍ^３以下とする。
一方、絶対湿度が５ｇ／ｍ^２未満であると、水素をトラップすることでポロシティ内への水素の集積を妨げる効果のある酸化物系介在物の分布密度が少なくなる。これは、湿分の減少により、溶接中に起こるＨ_２Ｏの解離反応（Ｈ_２Ｏ→２Ｈ＋Ｏ）により生じるＯ原子の量が減少し、その結果、溶融金属と酸化反応するＯの量が減少したためと考えられる。従って、絶対湿度は５ｇ／ｍ^２以上であり、７ｇ／ｍ^２以上であることが好ましく、１０ｇ／ｍ^２以上であることが更に好ましい。

溶接速度：８ｍ／ｍｉｎ以下
レーザー溶接速度は、溶接金属の拡散性水素量とポロシティ量に影響を及ぼす因子である。レーザー溶接速度が８ｍ／ｍｉｎを超えると、溶接金属の拡散性水素量および／またはポロシティ量が高くなり、溶接金属において割れが発生しやすくなる。このため、レーザー溶接速度は、８ｍ／ｍｉｎ以下であり、６ｍ／ｍｉｎ以下であることが好ましく、５ｍ／ｍｉｎ以下であることが更に好ましい。

溶接終了後かつプレス成形前の溶接継手の保持温度：１０〜１００℃
レーザー溶接終了後かつプレス成形前において、溶接金属中の拡散性水素量を低減するために、溶接継手を所定の温度で保持する。保持温度が１０℃未満であると、拡散性水素量を十分に低減できず、保持温度が１００℃を超えると、溶接金属以外の鋼板の機械的特性が変化してしまう。このため、レーザー溶接終了後かつプレス成形前における溶接継手は、１０〜１００℃の温度域で保持することが好ましい。保持温度は、２０℃以上であることが好ましく、８０℃以下であることが好ましい。

溶接終了後かつプレス成形前の溶接継手の保持時間（ｍｉｎ）：「７０００×Ｃ−４００」以上
レーザー溶接終了後かつプレス成形前における溶接継手の１０〜１００℃の温度域での保持時間（ｍｉｎ）は、溶接金属中の拡散性水素量に影響を与える。上記保持時間が、「７０００×Ｃ−４００」未満であると、溶接金属中の拡散性水素量を十分に低減できず、プレス成形時に溶接金属で割れが発生しやすくなる（ただし、Ｃは溶接金属におけるＣ含有量（質量％）を示す。）。そこで、下記の（６）式を満たすように保持時間ｔを設定し、より好ましくは下記の（７）式を満たすように保持時間ｔを設定する。
ｔ（ｍｉｎ）≧７０００×Ｃ−４００ ・・・（６）式
ｔ（ｍｉｎ）≧８０００×Ｃ−４００ ・・・（７）式
レーザー溶接終了後からかつプレス成形前における溶接継手の１０〜１００℃の温度域での保持時間（ｍｉｎ）が６０分までの間は、溶接金属中の拡散性水素量が低くてもプレス成形時に溶接金属で割れが生じることがある。この理由は定かではないが、保持時間が６０分までの間は、溶接金属内の水素濃度が偏在しており、拡散性水素量の平均値が低くても局所的に水素濃度が高い領域が存在することもあるためと推測される。従って、保持時間ｔは、上記（６）式又は（７）式による下限値設定に加え、６０分、好ましくは１００分、より好ましくは１８０分の下限設定をしてもよい。

なお、上述の溶接条件以外の条件については特に限定されない。しかしながら、溶接時の鋼板間の隙間、レーザーの焦点外し量、およびレーザーのパルス幅等の各種条件は、ポロシティ形成に影響を及ぼすことが知られている。したがって、上記各種条件は、使用するレーザーの種類および出力等に応じて適宜設定する。レーザー発振器の種類も特に限定されない。例えば、ファイバレーザー、ＹＡＧレーザー、ディスクレーザー、半導体レーザー、炭酸ガスレーザー（ＣＯ_２レーザー）等の発振器を用いることができる。また、溶接ワイヤを用いた、いわゆるレーザー・アークハイブリッド溶接によって複数の鋼板を接合してもよい。また、板厚の組み合わせについても特に限定されない。ただし、溶接される鋼板の板厚の差が２ｍｍを超えると、溶接金属に歪みが集中しやすくなり、割れが発生しやすくなる。したがって、溶接される鋼板の板厚の差は、２ｍｍ以下であることが好ましい。

以下、実施例によって本発明をより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、下記の表１に示す化学組成および引張強度を有し、幅２５ｍｍおよび長さ２５０ｍｍの鋼板Ａ〜Ｚを、それぞれ複数枚用意した。なお、鋼板Ｉについては、３種類の板厚（１．０ｍｍ、１．２ｍｍおよび１．６ｍｍ）の鋼板を用意し、他の鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。鋼板Ｆは、冷延鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板（ＧＡ）であり、鋼板Ｊは、冷延鋼板に溶融亜鉛めっきを施しためっき鋼板（ＧＩ）であり、他の鋼板は、冷延鋼板（ＣＲ）である。

次に、鋼板Ａ〜Ｚから適宜２枚の鋼板を選択し、ＹＡＧレーザーを用いて突き合わせ溶接し、中央部に直線状の溶接線を有する幅５０ｍｍおよび長さ２５０ｍｍの溶接継手１〜５７を作製した。次いで、溶接継手１〜５７に熱処理（３０℃で所定時間保持）を施した。

下記の表２、表３に、下記の項目を示す。
（ａ）「鋼板の組合せ」
（ｂ）「板厚（ｍｍ）」
（ｃ）「溶接金属の化学組成（質量％）」
（ｄ）「鋼板のＭｓ」
（ｅ）「指標α」・・・Ｓｉ＋２００Ｓ−２．７Ｃで示される溶融池流動性指標

下記の表４、表５に、下記の項目を示す。
（ｆ）「溶接速度（ｍ／ｍｉｎ）」
（ｇ）「絶対湿度（ｇ／ｍ^３）」・・・溶接雰囲気の絶対湿度
（ｈ）「保持時間（ｍｉｎ）」・・・溶接終了後かつプレス成形前における、３０℃での溶接継手の保持時間
（ｉ）「規定保持時間（ｍｉｎ）」・・・ｔ＝７０００×Ｃ−４００で求められる時間
（ｊ）「溶接金属の酸素量（質量％）」・・・溶接終了後の酸素量
尚、本実施例においては溶接ワイヤーやインサートメタルを使用していないため、溶接金属の化学組成は、酸素を除き、鋼板の平均組成とほぼ同一であった。

その後、各溶接継手１〜５７について、後述するドローベンド試験を行い、溶接金属における割れの発生の有無を調査した。下記の表６、表７に、下記の項目について示す。
（ｋ）「ＨＶ_ＷＭ（ＨＶ）」・・・溶接金属の平均硬さ
（ｌ）「ポロシティ分布密度（個／ｍｍ^２）」・・・溶接金属中の直径２μｍ以上５０μｍ以下のポロシティの分布密度
（ｍ）「介在物分布密度（個／ｍｍ^２）」・・・溶接金属中の直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度
（ｎ）「Ｃ_Ｈ（ｍａｓｓ ｐｐｍ）」・・・溶接金属中の拡散性水素量Ｃ_Ｈ
（ｏ）「（５）式の右辺値」・・・３．５７−０．００６６×ＨＶ_ＷＭの値
（ｐ）「マルテンサイトの結晶構造」・・・溶接金属中のマルテンサイトの結晶構造
（ｑ）「割れの有無」・・・保持時間経過時に行ったドローベンド試験による割れの有無
なお、全ての溶接継手１〜５７において、主たる金属組織は、マルテンサイトであった。表６、表７において、マルテンサイトの結晶構造をｂｃｃと示している溶接継手については、溶接金属の主たる金属組織がｂｃｃ構造のマルテンサイト組織であったことを意味し、ｂｃｔと示している溶接継手は、溶接金属の主たる金属組織がｂｃｔ構造のマルテンサイト組織であったことを意味する。
また、マルテンサイトの結晶構造は、Ｘ線回折法によって特定した。具体的には、Ｘ線回折法により｛１００｝面のａ軸とｃ軸の格子定数を測定し、軸比ｃ／ａから立方晶（ｂｃｃ）か正方晶（ｂｃｔ）かを判断した。ｃ／ａ値が１．００７以下の場合をマルテンサイトの構造がｂｃｃ構造であるとした。

なお、溶接金属の化学組成は、上述の「５．溶接金属の化学組成の求め方」で説明した方法で求めた。溶接金属の平均硬さ（ＨＶ）は、以下のようにして求めた。まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に溶接継手を切断し、硬さ測定用の断面試料を作製した。そして、断面試料の溶接金属の４箇所の硬さを、ビッカース硬さ試験機を用いて５００ｇｆ以上の荷重で測定した。測定した４箇所の硬さの平均値を算出して、平均硬さとした。測定箇所は、溶接金属の表面から１／４ｔ（ｔは、溶接継手の板厚方向における溶接金属の厚み）の位置とした。

溶接金属中の直径２μｍ〜５０μｍのポロシティの分布密度は、以下のようにして求めた。まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に溶接継手を切断し、切断面を鏡面研磨する。鏡面研磨した切断面のうち溶接金属に相当する部分をＳＥＭによって観察し、直径が２μｍ〜５０μｍのポロシティの個数を数えた。そして、ポロシティの個数を観察面積で除することによって、ポロシティの分布密度とした。なお、ＳＥＭ観察は、観察面積が５ｍｍ^２以上となるように、異なる３つ以上の断面について行った。なお、ポロシティは様々な形状を有しているので、同一面積の円相当直径として評価した。

溶接金属中の直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度は、前記のポロシティ観察と同じ試料を用いて、鏡面研磨した切断面をＳＥＭにより観察し、円相当直径が３μｍ以上の酸化物系介在物の個数を数えた。ＳＥＭ観察は、観察面積が５ｍｍ^２以上となるように、異なる３つ以上の断面について行った。ＳＥＭ像だけからポロシティと介在物の判別ができないものについては、ＳＥＭに搭載されたＥＤＳを用いて、酸素および他の元素の分析を行い、介在物を構成する元素が認められないものについてはポロシティと判断した。

溶接金属に含まれる拡散性水素量は、以下のようにして測定した。まず、各溶接継手から、拡散性水素量測定用として、溶接金属を含む試料を切り出した。切り出した試料を、１００℃／ｈの昇温速度で加熱した。そして、室温から２００℃まで加熱する際に試料から放出された水素をガスクロマトグラフにより測定し、表６、表７に示す拡散性水素量Ｃ_Ｈとした。なお、溶接前の鋼板に含まれる水素は無視できる程度の少量であるので、本実施例では、鋼板には水素が含まれておらず、溶接金属にのみ水素が含まれると仮定した。この仮定の下、溶接金属の質量および上記のようにして測定した水素量から溶接金属の拡散性水素量を算出した。なお、溶接金属の質量は、下記（８）式により算出した。なお、下記（８）式において、Ａｗは溶接金属の質量であり、Ａｔは上記試料の質量であり、Ｗｗは溶接金属の幅であり、Ｗｔは上記試料の幅（溶接線の延伸方向に対して垂直な方向の長さ）である。
Ａｗ＝Ａｔ×Ｗｗ／Ｗｔ・・・（８）式

なお、溶接金属の幅Ｗｗは、以下のようにして求めた。まず、溶接線の延伸方向に対して垂直な方向に上記試料を切断し、溶接金属の表面から１／８ｔ（ｔは溶接金属の厚み）、１／４ｔ、１／２ｔ、３／４ｔおよび７／８ｔの位置の幅をそれぞれ測定した。そして、測定した５箇所の幅の平均値を算出して、溶接金属の幅Ｗｗとした。

溶接金属の金属組織はＳＥＭによって観察した。具体的には、各溶接継手から、金属組織観察用として、溶接金属を含む試料を切り出した。そして、切り出した試料の溶接金属の切断面をＳＥＭによって観察した。溶接金属中のマルテンサイトの結晶構造は、Ｘ線回折法によって同定した。

次に、ドローベンド試験について説明する。ドローベンド試験では、まず、上述の溶接継手１〜５７の両面に潤滑油を塗布した。そして、各溶接継手１〜５７に、図３に示すパンチ１０１と、ダイス１０２と、ブランクホルダー１０３とを備えるプレス試験装置１００を用いて、室温にて６０ｍｍ／ｍｉｎのパンチ速度でプレス成形（ハット成形）を施した。なお、図３に示すように、プレス試験装置１００のパンチ１０１の直径ｄは１００ｍｍとし、パンチ肩半径ｒ_ｐは１０ｍｍとし、ダイス肩半径ｒ_ｄは５ｍｍとし、パンチ１０１とダイス１０２とのクリアランスｃは３ｍｍとした。ブランクホルダー１０３によるプレス成形時のブランク保持力（ＢＨＦ）は、プレス成形中に溶接継手の縦壁にかかる引張応力が、接合した２枚の鋼板のうちの強度が低い方の引張強度の０．５倍になるように調整した。成形高さは、６０ｍｍに設定した。なお、溶接継手は、溶接線がパンチの上面の略中央を通るようにプレス試験装置に設置した。

プレス成形後の溶接継手１〜５７の溶接金属を目視およびルーペによって観察し、割れの発生の有無を調査した。その結果、表６、表７に示すように、本発明例に係る溶接継手では、プレス成形後に溶接金属において割れが確認されなかった。

比較例に係る溶接継手１では、溶融池流動性指標αが小さかったことに起因し、ポロシティ分布密度が高くなった。このため、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧の影響を大きく受けたと推定されるが、溶接継手１では、溶接金属の平均硬さが小さいので、溶接金属において割れは確認されなかった。

比較例に係る溶接継手２、６、２２、２３、３１、４４では、保持時間が短かかったためにポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手７、１５、１６では、溶接速度が速かったためにポロシティの量を抑えることができず、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧の影響により、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。尚、溶接継手１５では、金属格子間の水素量を示すＣ_Ｈの値は好適な値まで低減できていたが、ポロシティ内の非拡散性水素量の拡散が不十分であり、その内圧の影響により、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手８では、溶融池流動性指標αが小さかったことに起因し、ポロシティ分布密度が高くなった。このため、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手１７では、溶接時の絶対湿度が低かったことに起因して、酸化物系介在物の分布密度を十分に高めることができなかった。金属格子間の水素量を示すＣ_Ｈの値は好適な値まで低減できていたが、酸化物系介在物により拡散性水素をトラップする効果を十分に得ることができなかったことに起因して、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手２０、２１、３５では、溶接時の絶対湿度が高かったことに起因して、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手２７では、溶融金属部のＭｎ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属が脆化して溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手２９では、溶融金属部のＮｉ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属が脆化して溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手３０では、溶融金属部のＳｉ含有量が過剰であったことに起因して金属格子間の水素量Ｃ_Ｈが過剰となり、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手３２、４７では、溶接時の絶対湿度が低かったことに起因して、酸化物系介在物の分布密度を十分に高めることができなかった。金属格子間の水素量を示すＣ_Ｈの値は好適な値まで低減できていたが、酸化物系介在物により拡散性水素をトラップする効果を十分に得ることができなかったことに起因して、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧を十分に低減させることができず、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手３７、３８、３９、４６では、溶融金属部のＣ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属の平均硬さが好適な範囲を逸脱し、溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手５０、５１では、溶融池流動性指標αが小さかったことに起因し、ポロシティ分布密度が高くなった。このため、ポロシティ内の非拡散性水素による内圧の影響により、ドローベンド試験でポロシティを起点とする割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手５３では、溶融金属部のＳ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手５４では、溶融金属部のＰ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手５６では、溶融金属部のＯ含有量が過剰であったことに起因して酸化物系介在物が過剰に生成し、溶接金属において割れが発生したと推測される。

比較例に係る溶接継手５７では、溶融金属部のＮ含有量が過剰であったことに起因して溶接金属において割れが発生したと推測される。

以上のように、本発明に係る溶接継手では、引張強度が３５０ＭＰａを超えるような高強度鋼板を用いたレーザー溶接継手においても、プレス成形時に溶接金属において割れが発生することを防止できた。すなわち、本発明に係る溶接継手によれば、優れた成形性が得られることがわかった。

本発明によれば、高強度鋼板を含むレーザー溶接継手をプレス成形する場合でも、溶接金属における割れの発生を防止できる。これにより、たとえば、炭素当量が高い高強度鋼板を用いた場合でも、テーラードブランクによる一体部品の製造が可能になり、車体の軽量化および安全性向上を実現できる。また、本発明に係るレーザー溶接継手は、車体の骨格部品のみならず、パネル部品および足回り部品としても用いることができる。

Claims (13)

1. 複数の鋼板の間に設けられた溶接金属を有するレーザー溶接継手であって、
   前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
   Ｃ： ０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．００５〜３．０％、
   Ａｌ：０．００５〜１．０％、
   Ｍｎ：０．５〜６．０％、
   Ｐ：０超〜０．０４％、
   Ｓ：０超〜０．０１％、
   Ｎ：０超〜０．０１％、
   Ｏ：０超〜０．０１％、
   Ｃｕ：０〜１．０％、
   Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０〜０．２％、
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０〜０．０１％、
   Ｂ：０〜０．０１％、
   Ｃｒ：０〜５．０％、
   Ｎｉ：０〜１０．０％、
   Ｍｏ：０〜１．０％、及び
   残部：Ｆｅおよび不純物
   を含むとともに、
   ０．３≦Ｓｉ＋２００×Ｓ−２．７×Ｃ≦３．０を満たし、
   前記溶接金属の平均硬さがビッカース硬さで３５０〜５４０であり、
   前記溶接金属では、直径２μｍ〜５０μｍのポロシティの分布密度が５．０個／ｍｍ^２以下であり、
   前記溶接金属では、直径３μｍ以上の酸化物系介在物の分布密度が０．１〜８．０個／ｍｍ^２である
   ことを特徴とするレーザー溶接継手。
2. 前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０００１〜１．０％、
   Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０００１〜０．２％、
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｃｒ：０．０００１〜５．０％、
   Ｎｉ：０．０００１〜１０．０％、及び
   Ｍｏ：０．０００１〜１．０％、
   の群から選択される少なくとも一種を含む
   ことを特徴とする請求項１に記載のレーザー溶接継手。
3. 前記溶接金属中の拡散性水素量Ｃ_Ｈが、単位ｍａｓｓ ｐｐｍとして、下記の（１）式を満足する
   ことを特徴とする請求項１又は２に記載のレーザー溶接継手。
   Ｃ_Ｈ≦３．５７０−０．００６６×ＨＶ_ＷＭ （１）式
   ただし、（１）式においてＨＶ_ＷＭは、前記溶接金属のビッカース硬さでの平均硬さを示す。
4. 前記溶接金属の金属組織の８０％以上がマルテンサイトであり、そのマルテンサイトの構造がｂｃｃ構造である
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手。
5. 下記の（２）式によって表されるＭｓの値が２５０以上である
   ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手。
   Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ （２）式
6. 前記複数の鋼板のうちの少なくとも１つがめっき鋼板である
   ことを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手。
7. 請求項１〜６のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手を有する
   ことを特徴とする自動車部品。
8. 請求項１〜６のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手の製造方法であって、
   複数の鋼板を、絶対湿度が５〜２５ｇ／ｍ^３以下の雰囲気下で８ｍ／ｍｉｎ以下の溶接速度でレーザー溶接することにより、前記複数の鋼板同士を接合する溶接金属を形成するレーザー溶接工程と、
   溶接後の前記複数の鋼板を１０〜１００℃の温度域で下記の（３）式で規定される時間保持する保持工程と、
   を備え、
   前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
   Ｃ： ０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．００５〜３．０％、
   Ａｌ：０．００５〜１．０％、
   Ｍｎ：０．５〜６．０％、
   Ｐ：０超〜０．０４％、
   Ｓ：０超〜０．０１％、
   Ｎ：０超〜０．０１％、
   Ｏ：０超〜０．０１％、
   Ｃｕ：０〜１．０％、
   Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０〜０．２％、
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０〜０．０１％、
   Ｂ：０〜０．０１％、
   Ｃｒ：０〜５．０％、
   Ｎｉ：０〜１０．０％、
   Ｍｏ：０〜１．０％、及び
   残部：Ｆｅおよび不純物
   を含むとともに、
   ０．３≦Ｓｉ＋２００×Ｓ−２．７×Ｃ≦３．０
   を満たす
   ことを特徴とするレーザー溶接継手の製造方法。
   ｔ≧７０００×Ｃ−４００ （３）式
   ただし、（３）式においてｔは単位を分とする時間を示す。
9. 前記溶接金属の化学組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．０００１〜１．０％、
   Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ：０．０００１〜０．２％、
   Ｃａ＋ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
   Ｃｒ：０．０００１〜５．０％、
   Ｎｉ：０．０００１〜１０．０％、及び
   Ｍｏ：０．０００１〜１．０％、
   の群から選択される少なくとも一種を含む
   ことを特徴とする請求項８に記載のレーザー溶接継手の製造方法。
10. 下記の（４）式によって表されるＭｓの値が２５０以上である
    ことを特徴とする請求項８又は９に記載のレーザー溶接継手の製造方法。
    Ｍｓ＝５６１−４７４×Ｃ−３３×Ｍｎ−１７×Ｎｉ−１７×Ｃｒ−２１×Ｍｏ （４）式
11. 前記複数の鋼板のうちの少なくとも１つがめっき鋼板である
    ことを特徴とする請求項８〜１０のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手の製造方法。
12. 請求項１〜６のいずれか一項に記載のレーザー溶接継手にプレス成形を施す
    ことを特徴とする自動車部品の製造方法。
13. 請求項８〜１１のいずれか一項に記載の製造方法によって製造されたレーザー溶接継手にプレス成形を施す
    ことを特徴とする自動車部品の製造方法。