WO2020196869A1 - 自動車用足回り部品 - Google Patents

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WO2020196869A1
WO2020196869A1 PCT/JP2020/014175 JP2020014175W WO2020196869A1 WO 2020196869 A1 WO2020196869 A1 WO 2020196869A1 JP 2020014175 W JP2020014175 W JP 2020014175W WO 2020196869 A1 WO2020196869 A1 WO 2020196869A1
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研一郎 大塚
東　昌史
森　陽一郎
真二 児玉
正寛 松葉
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to undercarriage parts for automobiles.
  • the present invention particularly relates to an automobile undercarriage component having a welded joint having excellent strength and corrosion resistance of a weld metal.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-061002 filed in Japan on March 27, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Automobile undercarriage parts are usually manufactured by superposition welding of multiple steel materials by gas shield arc welding or the like.
  • undercarriage parts such as arms, subframes, and beams.
  • the parts include various lower arms, various upper arms, toe control arms, trailing arms, torsion beams, carriers, subframes, side rails, cabs, underrun protectors, wheels and floor cloths.
  • These automobile suspension parts are manufactured by performing arc welding using welding wires on a plurality of steel members, and then painted.
  • this coating if coating defects occur on the surface of the weld metal, not only the appearance is deteriorated, but also the corrosion resistance may be deteriorated. Further, even if the coating is applied well in appearance, red rust may occur between the oxide slag of the weld metal and the coating film when coating defects such as floating or peeling of the coating occur.
  • Patent Document 1 describes a method of performing gas shield metal arc welding using a steel welding wire on a carbon steel base material electrodeposited after welding, wherein the base material and the welding wire are welded in% by weight.
  • the welded portion and its vicinity are characterized by using a welded wire having a component composition in which the total amount of Si is 0.04 to 0.2% and the total Mn amount of the base metal and the welded wire is 0.5% or more.
  • a gas shield metal arc welding method for enhancing the corrosion resistance after coating is disclosed.
  • Patent Document 1 it is said that by suppressing the formation of insulating Si slag, it is possible to improve the corrosion resistance after painting of the welded portion and its vicinity by gas shield metal arc welding.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide an automobile undercarriage component having a welded joint formed of a base steel plate of 780 MPa or more, which is excellent in strength and corrosion resistance of a weld metal. And.
  • a first steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and a second steel plate are stacked, and between the end face of the first steel plate and the surface of the second steel plate. It is an automobile suspension part provided with a welded joint in which a fillet welded portion is formed.
  • the chemical composition of the weld metal forming the welded joint is C: 0.02 to 0.30%, Si: 0.10 to less than 1.0%, Mn: 1 in mass% with respect to the total mass of the weld metal.
  • [Si], [Al], [Ti], and [Mn] mean the content of each component in mass% with respect to the total mass of the weld metal.
  • the chemical composition of the weld metal is Cu: 0.005 to 0.50%, Cr: 0 in mass% with respect to the total mass of the weld metal. .05 to 1.5%, Nb: 0.005 to 0.3%, V: 0.005 to 0.3%, Mo: 0.005 to 1.0%, Ni: 0.05 to 2.5 %, B: One or more of 0.0005 to 0.005% may be contained.
  • the thickness of the first steel plate may be 0.8 mm or more and 4.0 mm or less.
  • the undercarriage component according to the present invention since the component composition of the weld metal is appropriately controlled, excellent strength and corrosion resistance are exhibited in the weld metal in the welded joint formed from the base steel plate of 780 MPa or more. Can be done.
  • the undercarriage parts for automobiles include, for example, various lower arms, various upper arms, toe control arms, trailing arms, torsion beams, carriers, subframes, side rails, cabs, underlamp protectors, wheels and floor cloths. is there.
  • FIG. 1 is a perspective view of a lower arm which is an automobile suspension part, and as shown in FIG. 1, the automobile suspension part according to the present embodiment is welded by laminating and welding two steel plates. A joint 1 is provided.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing a welded joint 1 of the undercarriage component for an automobile of FIG.
  • welded joint 1 two steel plates 2 and 3 (first steel plate, second steel plate) are stacked so that the end face of one steel plate 2 and the surface of the other steel plate 3 are formed. It is configured by forming a fillet welded portion 4 between them.
  • the fillet welded portion 4 is formed by arc welding two steel plates 2 and 3 using a welding wire.
  • the two steel plates 2 and 3 may be the same type steel plate or a dissimilar steel plate.
  • the plate thickness of the steel plate 2 on which the fillet welded portion 4 is formed on the end face is preferably 0.8 mm or more and 4.0 mm or less.
  • the plate thickness of the steel plate 2 is 0.8 mm or more, the occurrence of welding defects during arc welding can be suppressed, and when the plate thickness of the steel plate 2 is 4.0 mm or less, the increase in weight can be suppressed.
  • the thickness of the steel plate 2 is 1.4 mm or more, more preferably 2.0 mm or more.
  • the thickness of the steel plate 2 is preferably 3.5 mm or less, and more preferably 3.0 mm or less.
  • the thickness of the steel plates 2 and 3 is more preferably 0.8 mm or more and 4.0 mm or less.
  • the plate thickness of the steel plates 2 and 3 is 0.8 mm or more, the occurrence of welding defects during arc welding is suppressed, and when the plate thickness of the steel plates 2 and 3 is 4.0 mm or less, the increase in weight is suppressed. it can.
  • the plate thicknesses of the steel plates 2 and 3 are 1.4 mm or more, more preferably 2.0 mm or more.
  • the thickness of the steel plates 2 and 3 is preferably 3.5 mm or less, and more preferably 3.0 mm or less.
  • the composition of the weld metal 4 of the welded joint 1 can be adjusted by the steel plate component and the weld wire component.
  • the composition of each component of the weld metal 4 will be described below.
  • satisfying the corrosion resistance means that the combined cycle test (CCT, 5% NaCl, wet rate 50%) specified in the JASO method M610 is evaluated in 75 cycles and no red rust occurs. Satisfying the strength means that when a tensile test is performed on a welded test piece, it breaks from the base metal without breaking from the weld metal.
  • Welded metal means a metal in which a steel plate base material and a welding wire are melted and mixed. The chemical composition of the weld metal is represented by mass%, which is a ratio to the total mass of the weld metal, and the description regarding the mass% is simply described as%.
  • the chemical composition of the weld metal can be measured by emission spectrometric analysis using radio frequency inductively coupled plasma (ICP). Specifically, (1) a region of the weld metal is specified in advance by visually observing a cross section perpendicular to the longitudinal direction at the central portion in the longitudinal direction of the welded portion, and (2) the region is cut with a drill. Weld metal chips are collected, and (3) the chips are used as a sample and measured by emission spectrometric analysis using high-frequency inductively coupled plasma (ICP).
  • ICP radio frequency inductively coupled plasma
  • C has the effect of stabilizing the arc and atomizing the droplets, and if the C content is less than 0.02%, the droplets become large, the arc becomes unstable, and the amount of spatter generated increases. As a result, the bead shape becomes uneven and becomes defective, so that red rust occurs.
  • the reason why red rust is generated due to a defective bead shape is that welding slag is likely to occur in the recess due to the defect, and water or mud containing water, which causes red rust, is likely to accumulate. Further, if the C content is less than 0.02%, the tensile strength of the weld metal cannot be obtained, and the desired tensile strength cannot be obtained.
  • the lower limit of C is 0.02% or more, preferably 0.04% or more, and more preferably 0.06% or more.
  • the upper limit of C is 0.30%, preferably 0.25%.
  • Si 0.10 to less than 1.0%
  • Si in the welding wire improves the tensile strength of the weld metal by promoting deoxidation of the molten pool. Therefore, the lower limit of Si is 0.10%, preferably 0.20%, and more preferably 0.30%.
  • the upper limit of Si is less than 1.0%, preferably less than 0.9%, more preferably less than 0.8%. Even more preferably, it is 0.7% or less. Even more preferably, it is less than 0.62%.
  • Mn is also a deoxidizing element like Si, and is an element that promotes deoxidation of the molten pool during arc welding and improves the tensile strength of the weld metal. If the Mn content is low, the tensile strength of the weld metal cannot be sufficiently secured, and the weld metal is likely to break. Therefore, the lower limit of Mn is 1.2% or more, preferably 1.5% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, the viscosity of the molten metal becomes high, and when the welding speed is high, the molten metal cannot properly flow into the welded portion, resulting in a humping bead and a bead shape defect. It will be easier. As a result, the bead shape becomes uneven and becomes defective, so that red rust occurs. Therefore, the upper limit of Mn is 3.0% or less, preferably 2.5% or less.
  • Al is a strong deoxidizing element and has an effect of promoting deoxidation of molten metal during arc welding and suppressing the generation of blow holes. Therefore, the lower limit of the Al content is 0.002%, preferably 0.01%, and more preferably 0.02%. On the other hand, if the Al content is excessive, the non-conductive Al-based slag increases, and red rust is likely to occur between the slag and the weld metal. Therefore, the upper limit of the Al content of the weld metal is 0.30%, preferably 0.25%, and more preferably 0.20%.
  • Ti 0.005 to 0.30% Since Ti is a deoxidizing element, it is effective in suppressing the occurrence of blow holes. Therefore, the lower limit of the Ti content is 0.005%, preferably 0.01%, and more preferably 0.05%. On the other hand, when Ti is excessively contained, the Ti-based slag increases, the adhesion between the Ti-based slag and the weld metal decreases, and it becomes easy to peel off. Therefore, red rust is likely to occur from the peeled portion. Therefore, the upper limit of the Ti content is 0.30%, preferably 0.25%, and more preferably 0.20%.
  • Both Al and Ti are elements that suppress Si-based slag and generate Al-based slag and Ti-based slag, and are elements that contribute to the suppression of coating defects.
  • Al and Ti are elements that suppress Si-based slag and generate Al-based slag and Ti-based slag, and are elements that contribute to the suppression of coating defects.
  • only one of Al and Ti is contained in excess of the lower limit value, only Al-based slag or only Ti-based slag tends to aggregate on the weld bead.
  • these slags agglomerate, even if there is no coating defect on the weld bead, a gap is likely to be formed between the weld metal and the slag, and red rust is generated from this gap.
  • Al, Ti The contents of Al and Ti satisfy the following formulas (1A) and (1B). [Al] + [Ti]> 0.05 ... Equation (1A) [Ti] / [Al]> 0.9 ... Equation (1B) Both Al and Ti can sufficiently secure the strength of the weld metal by suppressing the formation of coarsened ferrite. When the total content of Al and Ti is 0.05% or less, the ferrite of the weld metal tends to be coarsened even when blow holes do not occur, and the strength of the weld metal cannot be sufficiently obtained. It is easy to break. Therefore, the lower limit of the total content of Al and Ti is more than 0.05%, preferably 0.10%, and more preferably 0.15%.
  • the upper limit of Al + Ti is not particularly limited, and may be 0.60% calculated from the respective upper limits of Al and Ti. However, when the upper limit of Al + Ti is 0.30% or less, the generation of Al-based slag and Ti-based slag is suppressed, and the generation of red rust between the Al-based slag and Ti-based slag and the weld metal is suppressed. Therefore, it is preferable.
  • the upper limit of Al + Ti is more preferably 0.20%. Further, in a component system having a high content of Si and Mn, the balance between Al and Ti is important. Therefore, the contents of Al and Ti are adjusted so as to satisfy the above formula (1B).
  • Si, Mn Further, the contents of Si and Mn satisfy the following formula (3). 2.0 ⁇ [Si] + [Mn] ... Equation (3)
  • the upper limit of the contents of Si and Mn is not particularly limited, and is less than 4.0% calculated from the upper limit of Si and Mn.
  • [Si], [Al], [Ti], and [Mn] mean the content of each component in mass% with respect to the total mass of the weld metal.
  • Equation (4) If the slag at the toe of the fillet weld does not satisfy equation (4), the insulating Si-based slag aggregates on the weld bead to increase the thickness and create a gap between the weld metal and the slag. It becomes easy to form, and red rust may occur from this void.
  • the Ti content and Si content of the slag surface can be measured by SEM (scanning electron microscope) and EDS (energy dispersive X-ray spectrometer). More specifically, the fillet welded portion is sampled by cutting and embedded in resin. After that, the resin-embedded sample is polished to the place where there is no slag peeling. The slag-attached portion of the cross section of the welded portion is magnified and observed by SEM, and the average Si concentration and the average Ti concentration in the region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m of the slag are determined by EDS. In addition, in order to prevent variation depending on the observation location, the average Si concentration and the average Ti concentration are the average of the observation results of the three cross sections.
  • P is an element that is generally mixed as an impurity in steel, and is also contained in a weld metal because it is usually contained as an impurity in a steel plate and a welding wire.
  • P is one of the main elements that cause high-temperature cracking of the weld metal, it is desirable to suppress it as much as possible. If the P content exceeds 0.015%, high-temperature cracking of the weld metal becomes remarkable, so the upper limit of the P content of the weld metal is 0.015% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and is more than 0%, but may be 0.001% from the viewpoint of cost and productivity of de-P.
  • S Over 0% to 0.030%
  • S is also an element that is generally mixed as an impurity in steel, and is also contained in the weld metal because it is usually contained as an impurity in the welding wire.
  • S is an element that inhibits the crack resistance of the weld metal, and it is preferable to suppress it as much as possible. If the S content exceeds 0.030%, the crack resistance of the weld metal deteriorates, so that the S content of the weld metal is 0.030% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and is more than 0%, but may be 0.001% from the viewpoint of cost and productivity of de-S.
  • Cu, Cr, Nb, V, Mo, Ni and B are not essential elements, but may contain one or more at the same time, if necessary.
  • the effect and the upper limit value obtained by containing each element will be described.
  • the lower limit when these elements are not contained is 0%.
  • Cu 0 to 0.50% Since Cu may be contained in the weld metal due to the copper plating of the welding wire, 0.005% or more may be contained. On the other hand, if the Cu content is excessive, welding cracks are likely to occur, so the upper limit of Cu is 0.50% or less.
  • Cr 0 to 1.5%
  • Cr may be contained in an amount of 0.05% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength.
  • the upper limit of Cr is 1.5% or less.
  • Nb may be contained in an amount of 0.005% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength.
  • the upper limit of Nb is 0.3% or less.
  • V may be contained in an amount of 0.005% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength. On the other hand, when V is excessively contained, the elongation of the welded portion decreases. Therefore, the upper limit of V is 0.3% or less.
  • Mo may be contained in an amount of 0.005% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength. On the other hand, when Mo is excessively contained, the elongation of the welded portion decreases. Therefore, the upper limit of Mo is 1.0% or less.
  • Ni may be contained in an amount of 0.05% or more in order to improve the tensile strength and elongation of the welded portion. On the other hand, when Ni is excessively contained, welding cracks are likely to occur. Therefore, the upper limit of Ni is 2.5% or less. It is preferably 2.0% or less.
  • B may be contained in an amount of 0.0005% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength.
  • the upper limit of B is 0.005%. Preferably, it is 0.003% or less.
  • the rest of the components described above consist of Fe and impurities.
  • Impurities are components contained in raw materials, components mixed in the manufacturing process and not intentionally contained in the weld metal, or adversely affect the automobile suspension parts according to the present embodiment. Refers to the components that are allowed within the range that does not give.
  • the undercarriage parts for automobiles according to this embodiment have been described above.
  • the type of steel plate forming the base material of the undercarriage parts for automobiles according to the present embodiment is not particularly limited as long as the tensile strength is 780 MPa or more, but C: 0.030 to 0.40%, Si: 0. It is preferable that the steel sheet contains components of 4 to 1.8%, Mn: 1.80 to 3.20%, P: less than 0.05%, and S: less than 0.010%. Further, in addition to the above components, a steel sheet containing an optional component such as Al or Ti may be used.
  • Nozzle inner diameter is 14 to 20 mm
  • gas flow rate is 20 to 30 L / min
  • the distance between the nozzle and the base material is 20 mm or less.
  • the fillet weld is gas shielded.
  • the welding conditions for forming by arc welding are that the inner diameter of the nozzle is 14 to 20 mm, the gas flow rate is 20 to 30 L / min, and the distance between the nozzle and the base metal is 20 mm or less.
  • the weld metal is less likely to be oxidized, and [Ti content on the slag surface]> [Si content on the slag surface] at the toe of the fillet weld. As shown in FIG.
  • FIG. 3 is a diagram showing a case where the target position 7 of the welding wire 53 is the intersection 54 between the plane passing through the end surface of the steel plate 2 and the surface of the steel plate 3.
  • the method for manufacturing the undercarriage parts for automobiles more preferably satisfies the formula (5).
  • the shielded state of the surface of the weld metal is further improved, and the weld metal is less likely to be oxidized. Therefore, it becomes easy to control the Ti and Si contents of the slag surface at the toe of the fillet welded portion in the relationship of [Ti content of the slag surface]> [Si content of the slag surface].
  • the inclination angle (raising angle) of the welding torch is more preferably 50 to 70 °.
  • the shielded state of the surface of the weld metal is further improved, and the weld metal is less likely to be oxidized. Therefore, it becomes easy to control the Ti and Si contents of the slag surface at the toe of the fillet welded portion in the relationship of [Ti content of the slag surface]> [Si content of the slag surface].
  • the inclination angle (raising angle) of the welding torch is 70 ° or less, the penetration shape of the weld metal can be well maintained.
  • the inclination angle (raising angle) of the welding torch is an acute angle formed by the longitudinal direction of the torch and the surface of the steel plate 3.
  • Welded joints were manufactured by laminating fillet arc welding using various welding wires on steel plates having a tensile strength of 980 MPa or steel plates having a tensile strength of 780 MPa, and the weld metal was evaluated.
  • the stacking allowance of one and the other steel plate was set to 15 mm for close contact, and the thickness of the steel plate was set to 2.6 mm.
  • the welding posture was such that the welding line was horizontal and the inclination angle ⁇ of the other steel plate was 0 °.
  • the welding method was a pulse MAG arc welding method, the inclination angle (raising angle) of the welding torch was 60 °, and Ar gas containing 20% by volume CO 2 was mainly used as the shield gas.
  • the shield gas Ar gas containing 3% O 2 and Ar gas containing 20% CO 2 and 2% O 2 were also used.
  • the aim of the wire tip was a corner formed by the end face of one steel plate and the surface of the other steel plate.
  • the welding conditions of 29 to 42 were that the inner diameter of the nozzle was 14 to 20 mm, the gas flow rate was 20 to 30 L / min, and the distance between the nozzle and the base metal was 20 mm or less. Further, the relationship between the nozzle inner diameter and the gas flow rate satisfied the above formula (5), and the inclination angle (raising angle) of the welding torch was 50 to 70 °.
  • the components of the weld metal were adjusted by using solid wires of various component systems as the welding wire.
  • the chemical composition of the weld metal was measured for the welded joint thus obtained. Specifically, (1) in the central portion of the welded portion in the longitudinal direction, a region of the weld metal is specified in advance by visually observing a cross section perpendicular to the longitudinal direction, and (2) the region is cut with a drill. Weld metal chips were collected, and (3) the chemical components of the weld metal were measured by using the chips as a sample and measuring them by emission spectroscopic analysis using inductively coupled plasma (ICP). Tables 1, 2, and 3 show the content of each component and the values of the formulas (1A), (1B), (2), and (3). Numerical values outside the scope of the present invention are underlined. In addition, the components that were not added were left blank in the table.
  • ICP inductively coupled plasma
  • the Ti content and the Si content of the slag surface at the toe of the fillet weld were measured by SEM-EDS by the above method.
  • the Ti content and the Si content of the slag surface at the toe of the fillet weld satisfy the formula (4), it is OK, and when the formula (4) is not satisfied, it is NG.
  • Table 4 also shows the strength (breaking position), the judgment result by the formula (4), and the evaluation result of red rust for each experimental example.
  • the strength was evaluated at the fracture position in the joint tensile test.
  • the tensile test was carried out at a tensile speed of 10 mm / min in the longitudinal direction by superposition and fillet welding of two 25 mm ⁇ 100 mm steel plates with their longitudinal ends overlapped by 15 mm.
  • the fracture position was the base metal, it was OK, and when the fracture position was the weld metal, it was NG.
  • an automobile undercarriage component having a welded joint formed of a base steel plate of 780 MPa or more, which is excellent in strength and corrosion resistance of a weld metal, and has high industrial utility value.

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Abstract

本発明の自動車用足回り部品は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である第一の鋼板と第二の鋼板が重ねられ、第一の鋼板の端面と第二の鋼板の表面との間に、隅肉溶接部が形成されてなる溶接継手を備えるものであって、斯かる溶接継手を形成する溶接金属の化学成分は、溶接金属の全質量に対する質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｓｉ：０．１０～１．０％未満、Ｍｎ：１．２～３．０％、Ａｌ：０．００２～０．３０％、Ｔｉ：０．００５～０．３０％、Ｐ：０超～０．０１５％、Ｓ：０超～０．０３０％含有すると共に、下記式（１Ａ）、式（１Ｂ）、式（２）、及び式（３）を満たすものであり、また、隅肉溶接部の止端部のスラグは、式（４）を満たすものである。 ［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＞０．０５・・・・式（１Ａ） ［Ｔｉ］／［Ａｌ］＞０．９・・・式（１Ｂ） ７×［Ｓｉ］＋７×［Ｍｎ］－１１２×［Ｔｉ］－３０×［Ａｌ］≦１２・・・・式（２） ２．０＜［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］・・・式（３） ［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］・・・式（４）

Description

自動車用足回り部品
　本発明は、自動車用足回り部品に関する。本発明は、特に、溶接金属の強度及び耐食性に優れた溶接継手を有する自動車用足回り部品に関する。
　本願は、２０１９年３月２７日に、日本に出願された特願２０１９－０６１００２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の足回り部品は、通常、ガスシールドアーク溶接などにより複数の鋼材を重ね合わせ溶接することにより製造されている。
　自動車の耐食性の基準は年々厳しくなっており、特にアーム、サブフレーム、ビームといった足回り部品の継ぎ手部（アーク溶接部）における赤錆を抑制するニーズが高まっている。部品としては、各種ロアアーム、各種アッパーアーム、トーコントロールアーム、トレーリングアーム、トーションビーム、キャリア、サブフレーム、サイドレール、キャブ、アンダーランプロテクタ、ホイール及びフロアクロスがある。
　これらの自動車用足回り部品は、複数の鋼製部材に対し溶接ワイヤを用いたアーク溶接を行って製造された後に、塗装が施される。この塗装において、溶接金属の表面に塗装不良が発生すると、見栄えが悪くなるだけでなく、耐食性が低下することがあった。また、外見上は塗装が良好に施されていたとしても、浮きや塗装の剥離などの塗装不良が発生すると、溶接金属の酸化スラグと塗装皮膜との間において赤錆が発生する場合があった。
　ここで、特許文献１には、溶接後に電着塗装される炭素鋼母材に対して鋼製溶接ワイヤを用いてガスシールドメタルアーク溶接を行う方法であって、重量％で母材と溶接ワイヤの合計Ｓｉ量が０．０４～０．２％となり、且つ母材と溶接ワイヤの合計Ｍｎ量が０．５％以上となる成分組成の溶接ワイヤを用いることを特徴とする溶接部およびその近傍の塗装後耐食性を高めるガスシールドメタルアーク溶接方法が開示されている。
　この特許文献１の技術によれば、絶縁性のＳｉスラグの生成を抑えることで、ガスシールドメタルアーク溶接による溶接部およびその近傍の塗装後の耐食性を高めることができるとされている。
日本国特開平８－３３９９７号公報
　しかしながら、特許文献１の技術のように単にＳｉを低減した場合、溶接金属の強度を確保することについては何ら検討されていない。従って、７８０ＭＰａ以上の高い強度が求められる自動車用足回り部品への適用は困難であった。
　本発明は、上述の実情に鑑みてなされたものであり、溶接金属の強度及び耐食性に優れ、７８０ＭＰａ以上の母材鋼板から形成される溶接継手を有する自動車用足回り部品を提供することを課題とする。
　本発明の具体的方法は以下のとおりである。
［１］本発明の第一の態様は、引張強度が７８０ＭＰａ以上である第一の鋼板と第二の鋼板が重ねられ、前記第一の鋼板の端面と前記第二の鋼板の表面との間に、隅肉溶接部が形成されてなる溶接継手を備える自動車用足回り部品である。前記溶接継手を形成する溶接金属の化学成分は、前記溶接金属の全質量に対する質量％で、Ｃ：０．０２～０．３０％、Ｓｉ：０．１０～１．０％未満、Ｍｎ：１．２～３．０％、Ａｌ：０．００２～０．３０％、Ｔｉ：０．００５～０．３０％、Ｐ：０％超～０．０１５％、Ｓ：０％超～０．０３０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～１．５％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎｉ：０～２．５％、Ｂ：０～０．００５％であり、残部が鉄および不純物からなり、下記式（１Ａ）、式（１Ｂ）、式（２）、及び式（３）を満たし、前記隅肉溶接部の止端部のスラグは、式（４）を満たす。
［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＞０．０５・・・・式（１Ａ）
［Ｔｉ］／［Ａｌ］＞０．９・・・式（１Ｂ）
７×［Ｓｉ］＋７×［Ｍｎ］－１１２×［Ｔｉ］－３０×［Ａｌ］≦１２・・・・式（２）
２．０＜［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］・・・式（３）
［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］・・・式（４）
　ただし、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］は、前記溶接金属の全質量に対する各成分の質量％での含有量を意味する。
［２］上記［１］に記載の自動車用足回り部品は、前記溶接金属の化学成分は、前記溶接金属の全質量に対する質量％で、Ｃｕ：０．００５～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～１．５％、Ｎｂ：０．００５～０．３％、Ｖ：０．００５～０．３％、Ｍｏ：０．００５～１．０％、Ｎｉ：０．０５～２．５％、Ｂ：０．０００５～０．００５％のうちの１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］又は［２］に記載の自動車用足回り部品は、前記第一の鋼板の板厚は０．８ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であってもよい。
　本発明に係る足回り部品によれば、溶接金属の成分組成が適切に制御されているため、７８０ＭＰａ以上の母材鋼板から形成される溶接継手における溶接金属において優れた強度及び耐食性を発揮することができる。
本実施形態に係る自動車用足回り部品の斜視図である。 本実施形態に係る自動車用足回り部品の溶接継手を示す概略断面図である。 ノズルと母材との距離を示す概略図である。
　本発明者等は、上述した課題を解決するための方策について鋭意検討した結果、下記の知見を得た。
（Ａ）強度を高めるために溶接金属のＳｉ含有量を高めるとＳｉ系のスラグが発生し、当該Ｓｉ系のスラグの発生位置において塗装不良が発生し、赤錆が発生しやすくなるが、溶接金属のＳｉとＭｎとＴｉとＡｌの含有量を適切に制御することによって赤錆を抑制できること。
（Ｂ）溶接金属にＡｌとＴｉを適切なバランスで共存させた場合には、赤錆の抑制効果が得られること。
（Ｃ）スラグが溜りやすい隅肉溶接部の止端部で、スラグ表面のＴｉとＳｉを適切なバランスで共存させた場合には、赤錆の抑制効果が得られること。
（Ｄ）隅肉溶接部を形成する際の溶接条件を、ノズル内径が１４～２０ｍｍかつ、ガス流量が２０～３０Ｌ／ｍｉｎかつ、ノズルと母材との距離が２０ｍｍ以下としたとき、スラグ表面のＴｉとＳｉを適切なバランスで共存させることができること。
　本発明は上述の知見に基づきなされたものである。以下、本発明の実施形態に係る自動車用足回り部品について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る自動車用足回り部品は、例えば、各種ロアアーム、各種アッパーアーム、トーコントロールアーム、トレーリングアーム、トーションビーム、キャリア、サブフレーム、サイドレール、キャブ、アンダーランプロテクタ、ホイール及びフロアクロスである。図１は、自動車用足回り部品であるロアアームの斜視図であり、この図１に示すように、本実施形態に係る自動車用足回り部品は、２枚の鋼板が重ねられて溶接された溶接継手１を備える。
　図２は、図１の自動車用足回り部品の溶接継手１を示す概略断面図である。この図２に示すように、溶接継手１は、２枚の鋼板２及び３（第一の鋼板、第二の鋼板）が重ねられて一方の鋼板２の端面と他方の鋼板３の表面との間に、隅肉溶接部４が形成されることにより構成されている。
　隅肉溶接部４は、２枚の鋼板２及び３を、溶接ワイヤを用いてアーク溶接することにより形成される。
　２枚の鋼板２及び３は、同種鋼板でも異種鋼板でもよい。端面に隅肉溶接部４が形成される鋼板２の板厚は、０．８ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることが好ましい。
　鋼板２の板厚が０．８ｍｍ以上であれば、アーク溶接する際の溶接不良の発生が抑制され、鋼板２の板厚が４．０ｍｍ以下であれば、重量の増加を抑制できる。好ましくは、鋼板２の板厚は１．４ｍｍ以上であり、より好ましくは２．０ｍｍ以上である。また、好ましくは、鋼板２の板厚は３．５ｍｍ以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ以下である。
　なお、鋼板２及び３の板厚は、共に０．８ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
　鋼板２及び３の板厚が０．８ｍｍ以上であれば、アーク溶接する際の溶接不良の発生が抑制され、鋼板２及び３の板厚が４．０ｍｍ以下であれば、重量の増加を抑制できる。好ましくは、鋼板２及び３の板厚は１．４ｍｍ以上であり、より好ましくは２．０ｍｍ以上である。また、好ましくは、鋼板２及び３の板厚は３．５ｍｍ以下であり、より好ましくは３．０ｍｍ以下である。
　溶接継手１の溶接金属４の成分組成は、鋼板成分と溶接ワイヤ成分により調整することができる。以下に、溶接金属４における、それぞれの成分組成について述べる。
　以下の説明において、耐食性を満足するとは、ＪＡＳＯ法Ｍ６１０に規定する複合サイクル試験（ＣＣＴ、５％ＮａＣｌ、ウェット率５０％）を７５サイクルで評価し赤錆が発生しないことを意味する。
　強度を満足するとは、溶接した試験片に対して引張り試験を実施した際に溶接金属から破断せずに母材から破断することを意味する。
　「溶接金属」とは、鋼板母材と溶接ワイヤとが溶けて、混ざり合った金属を意味する。
　溶接金属の化学成分を溶接金属の全質量に対する割合である質量％で表すものとし、その質量％に関する記載を単に％と記載して説明する。
　溶接金属の化学成分は高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）による発光分光分析法で測定することができる。具体的には、（１）溶接部の長手方向中央部において、長手方向に垂直な断面を目視観察することによって予め溶接金属の領域を特定し、（２）その領域をドリルで切削することによって溶接金属の切り粉を採取し、（３）その切り粉を試料として高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）による発光分光分析法で測定する。
〔Ｃ：０．０２～０．３０％〕
　Ｃは、アークを安定化し溶滴を細粒化する作用があり、Ｃ含有量が０．０２％未満では溶滴が大きくなってアークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなる。その結果、ビード形状が凹凸となり不良となるため、赤錆が発生する。ビード形状不良によって赤錆が発生する理由は、不良による凹部は溶接スラグが発生しやすく、また、赤錆の原因となる水や水分を含んだ泥等が溜り易いためである。また、Ｃ含有量が０．０２％未満では、溶接金属における引張強さが得られず、所望の引張強さを得ることができない。従って、Ｃの下限は０．０２％以上であり、好ましくは０．０４％以上であり、更に好ましくは０．０６％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えれば、溶接金属が硬化することにより耐割れ性が低下し、溶接金属が破断しやすくなる。従って、Ｃの上限は０．３０％であり、好ましくは０．２５％である。
〔Ｓｉ：０．１０～１．０％未満〕
　Ｓｉは脱酸元素として溶接ワイヤ又は母材に含有される。特に、溶接ワイヤにおけるＳｉは、溶融池の脱酸を促進することにより溶接金属の引張強さを向上させる。従って、Ｓｉの下限は０．１０％であり、好ましくは０．２０％であり、更に好ましくは０．３０％である。一方、Ｓｉを過剰に含有する場合には非導電性のＳｉ系スラグが増加してしまい、スラグと溶接金属との間から赤錆が発生しやすくなる。従って、Ｓｉの上限は１．０％未満、好ましくは０．９％未満、更に好ましくは０．８％未満である。より一層好ましくは０．７％以下である。さらに一層好ましくは０．６２％未満である。
〔Ｍｎ：１．２～３．０％〕
　ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素であって、アーク溶接時における溶融池の脱酸を促進すると共に、溶接金属の引張強さを向上させる元素である。Ｍｎ含有量が少ないと、溶接金属の引張強度を十分に確保することができず、溶接金属が破断しやすくなる。従って、Ｍｎの下限は１．２％以上であり、好ましくは１．５％以上である。
　一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、溶融金属の粘性が高くなり、溶接速度が大きい場合に溶接部位に適切に溶融金属が流れ込むことができず、ハンピングビードとなり、ビード形状不良が発生しやすくなる。その結果、ビード形状が凹凸となり不良となるため、赤錆が発生する。従って、Ｍｎの上限は３．０％以下であり、好ましくは２．５％以下である。
〔Ａｌ：０．００２～０．３０％〕
　Ａｌは強力な脱酸元素であって、アーク溶接時に溶融金属の脱酸を促進してブローホールの発生を抑制する効果がある。従って、Ａｌ含有量の下限は０．００２％であり、好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０２％である。
　一方、Ａｌ含有量が過剰であると、非導電性のＡｌ系スラグが増加してしまい、スラグと溶接金属との間から赤錆が発生しやすくなる。従って、溶接金属のＡｌ含有量の上限は、０．３０％であり、好ましくは０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。
〔Ｔｉ：０．００５～０．３０％〕
　Ｔｉは脱酸元素であるため、ブローホール発生の抑制に効果がある。従って、Ｔｉ含有量の下限は０．００５％であり、好ましくは０．０１％であり、より好ましくは０．０５％である。
　一方、Ｔｉを過剰に含有する場合にはＴｉ系スラグが増加してしまいＴｉ系スラグと溶接金属との密着性が低下して剥離しやすくなる。よって、剥離した箇所から赤錆が発生しやすくなる。従って、Ｔｉ含有量の上限は０．３０％であり、好ましくは０．２５％であり、より好ましくは０．２０％である。
〔ＡｌとＴｉが共存することによる相乗効果〕
　尚、ＡｌとＴｉは両方ともＳｉ系スラグを抑制しＡｌ系スラグ及びＴｉ系スラグを生成する元素であり、塗装不良の抑制に寄与する元素である。ただし、ＡｌとＴｉのいずれか一方しか下限値以上含まれていない場合、Ａｌ系スラグのみ、又は、Ｔｉ系スラグのみが溶接ビード上に凝集してしまう傾向となる。これらのスラグが凝集してしまう場合は、溶接ビード上に塗装不良が無くとも、溶接金属とスラグの間に空隙ができやすくなり、この空隙から赤錆が発生してしまう。すなわちＡｌ系スラグとＴｉ系スラグの両方が生成されることにより同一系のスラグの凝集が抑制され、結果として、赤錆が抑制される。従って、本発明においては、溶接金属がＡｌとＴｉとを共に含有する成分系とすることにより、優れた耐食性を得ることが可能とされている。
〔Ａｌ、Ｔｉ〕
　ＡｌとＴｉの含有量は、以下の式（１Ａ）と式（１Ｂ）を満たす。
［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＞０．０５・・・・式（１Ａ）
［Ｔｉ］／［Ａｌ］＞０．９・・・式（１Ｂ）
　ＡｌとＴｉは、共に、粗大化フェライトの生成を抑制することで、溶接金属の強度を十分に確保することができる。ＡｌとＴｉの合計含有量が０．０５％以下の場合、ブローホールが生じない場合であっても溶接金属のフェライトが粗大化しやすくなり、溶接金属の強度が十分に得られず、溶接金属で破断が生じやすくなる。従って、ＡｌとＴｉの合計含有量の下限値は０．０５％超であり、好ましくは０．１０％であり、更に好ましくは０．１５％である。
　Ａｌ＋Ｔｉの上限値は特に限定されるものではなく、ＡｌとＴｉのそれぞれの上限値から計算される０．６０％であればよい。ただし、Ａｌ＋Ｔｉの上限が０．３０％以下であると、Ａｌ系スラグ及びＴｉ系スラグの発生が抑えられ、Ａｌ系スラグ及びＴｉ系スラグと溶接金属との間からの赤錆の発生が抑制されるため好ましい。Ａｌ＋Ｔｉの上限は、更に好ましくは０．２０％である。
　また、ＳｉとＭｎの含有量が高い成分系においては、ＡｌとＴｉのバランスが重要である。そこで、ＡｌとＴｉは上記の式（１Ｂ）を満たすように含有量が調整される。この式（１Ｂ）を満足しない場合、すなわち、Ｔｉ／Ａｌが０．９以下である場合は、Ａｌ系のスラグが溶接ビード上に凝集して厚みが厚くかつ溶接金属とスラグの間に空隙ができやすくなり、この空隙から赤錆が発生する虞がある。尚、Ｔｉ／Ａｌの値の上限は特に規定されるものではない。
〔Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ〕
　また、ＳｉとＭｎとＴｉとＡｌの含有量は、以下の式（２）を満たす。
７×［Ｓｉ］＋７×［Ｍｎ］－１１２×［Ｔｉ］－３０×［Ａｌ］≦１２・・・・式（２）
　発明者らが種々の成分系を有する溶接金属についてスラグと溶接金属との間における赤錆の発生の有無を調査した結果、赤錆の発生に関する指標である７×［Ｓｉ］＋７×［Ｍｎ］－１１２×［Ｔｉ］－３０×［Ａｌ］の値が１２を超えると赤錆が早期に発生してしまい、耐食性に乏しいことが明らかとなった。そのため、上記式において、上限を１２としている。
　下限値は特に限定されるものではなく、ＳｉとＭｎの下限値と、ＡｌとＴｉの上限値から計算される－３３．５である。
〔Ｓｉ、Ｍｎ〕
　また、ＳｉとＭｎの含有量は、以下の式（３）を満たす。
２．０＜［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］・・・式（３）
　ＳｉとＭｎの合計量が２．０％超であることで、溶接金属の強度を確保でき、引張り負荷を受けた際に溶接金属から破断することを防止することができる。
　ＳｉとＭｎの含有量の上限値は特に限定されるものではなく、ＳｉとＭｎの上限値から計算される４．０％未満である。
　尚、上述の式において、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］は、溶接金属の全質量に対する各成分の質量％での含有量を意味する。
止端部のスラグ：［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］
　隅肉溶接部の止端部はスラグが溜りやすい場所であるので、止端部以外の部分よりも赤錆が発生しやすい傾向がある。そのため、隅肉溶接部において、止端部のスラグは、式（４）を満たす必要がある。
［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］・・・式（４）
　隅肉溶接部の止端部のスラグが式（４）を満たさない場合は、絶縁性であるＳｉ系のスラグが溶接ビード上に凝集して厚みが増しかつ溶接金属とスラグの間に空隙ができやすくなり、この空隙から赤錆が発生する虞がある。
　スラグ表面のＴｉ含有量及びＳｉ含有量は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）及びＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）で測定することができる。
　より具体的には、隅肉溶接部を切断加工で採取し、樹脂に埋め込む。その後スラグ剥離の無い箇所まで樹脂埋め込みサンプルを研磨する。ＳＥＭで溶接部断面のスラグ付着部を拡大して観察し、スラグの１００μｍ×１００μｍの領域の平均Ｓｉ濃度、平均Ｔｉ濃度をＥＤＳで求める。なお、観察箇所によるバラツキを防ぐため、前記平均Ｓｉ濃度、前記平均Ｔｉ濃度は３断面の観察結果の平均とする。
〔Ｐ：０％超～０．０１５％〕
　Ｐは、一般に鋼中に不純物として混入する元素であって、また、鋼板及び溶接ワイヤ中にも不純物として含まれるのが通常であるため、溶接金属中にも含まれる。ここで、Ｐは、溶接金属の高温割れを発生させる主要元素の一つであるから、できる限り抑制することが望ましい。Ｐ含有量が０．０１５％を越えれば、溶接金属の高温割れが顕著になるから、溶接金属のＰ含有量の上限は０．０１５％以下である。
　なお、Ｐ含有量の下限は、特に制限されないため、０％超であるが、脱Ｐのコスト及び生産性の観点から、０．００１％であってもよい。
〔Ｓ：０％超～０．０３０％〕
　Ｓも、Ｐと同様に一般に鋼中に不純物として混入する元素であって、また溶接ワイヤ中にも不純物として含まれるのが通常であるため、溶接金属中にも含まれる。ここで、Ｓは、溶接金属の耐割れ性を阻害する元素であり、できる限り抑制することが好ましい。Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、溶接金属の耐割れ性が悪化するため、溶接金属のＳ含有量は０．０３０％以下である。
　なお、Ｓ含有量の下限は、特に制限されないため、０％超であるが、脱Ｓのコスト及び生産性の観点から、０．００１％であってもよい。
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＢは、必須の元素ではないが、必要に応じて１種又は２種以上を同時に含有してよい。各元素を含有させることにより得られる効果と上限値について説明する。なお、これらの元素を含有させない場合の下限は０％である。
〔Ｃｕ：０～０．５０％〕
　Ｃｕは溶接ワイヤの銅めっきに由来して溶接金属に含有される場合があるため、０．００５％以上を含ませてもよい。一方、Ｃｕの含有量が過剰となると、溶接割れが発生しやすくなるため、Ｃｕの上限は０．５０％以下である。
〔Ｃｒ：０～１．５％〕
　Ｃｒは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために０．０５％以上含有させてもよい。一方、Ｃｒを過剰に含有させた場合、溶接部の伸びが低下する。従って、Ｃｒの上限は１．５％以下である。
〔Ｎｂ：０～０．３％〕
　Ｎｂは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために０．００５％以上含有させてもよい。一方、Ｎｂを過剰に含有させた場合、溶接部の伸びが低下する。従って、Ｎｂの上限は０．３％以下である。
〔Ｖ：０～０．３％〕
　Ｖは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために０．００５％以上含有させてもよい。一方、Ｖを過剰に含有させた場合、溶接部の伸びが低下する。従って、Ｖの上限は０．３％以下である。
〔Ｍｏ：０～１．０％〕
　Ｍｏは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために０．００５％以上含有させてもよい。一方、Ｍｏを過剰に含有させた場合、溶接部の伸びが低下する。従って、Ｍｏの上限は１．０％以下である。
〔Ｎｉ：０～２．５％〕
　Ｎｉは、溶接部の引張強さと伸びを向上させるために０．０５％以上含有させてもよい。一方、Ｎｉを過剰に含有させた場合、溶接割れが発生しやすくなる。従って、Ｎｉの上限は２．５％以下である。好ましくは２．０％以下である。
〔Ｂ：０～０．００５％〕
　Ｂは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために０．０００５％以上含有させてもよい。一方、Ｂを過剰に含有させた場合、溶接部の伸びが低下する。従って、Ｂの上限は０．００５％である。好ましくは、０．００３％以下である。
　上記で説明した成分の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、原材料に含まれる成分や、製造の過程で混入される成分であって、溶接金属に意図的に含有させた成分ではない成分、または本実施形態に係る自動車用足回り部品に悪影響を与えない範囲で許容される成分をいう。
　以上、本実施形態に係る自動車用足回り部品について説明した。なお、本実施形態に係る自動車用足回り部品の母材を形成する鋼板の種類は引張強度が７８０ＭＰａ以上であれば特に限定されないが、Ｃ：０．０３０～０．４０％、Ｓｉ：０．４～１．８％、Ｍｎ：１．８０～３．２０％、Ｐ：０．０５％未満及びＳ：０．０１０％未満の成分を含有する鋼板であることが好ましい。また、上記の成分に加えて、ＡｌやＴｉ等の任意成分を含有する鋼板であってもよい。
　次に、本実施形態に係る自動車用足回り部品の製造方法について説明する。なお、以下においては隅肉溶接部の形成をガスシールドアーク溶接によって行う場合を例にして説明する。
ノズル内径が１４～２０ｍｍかつ、ガス流量が２０～３０Ｌ／ｍｉｎかつ、ノズルと母材との距離が２０ｍｍ以下
　本実施形態に係る自動車用足回り部品を製造するにあたり、隅肉溶接部をガスシールドアーク溶接によって形成する際の溶接条件は、ノズル内径が１４～２０ｍｍかつ、ガス流量が２０～３０Ｌ／ｍｉｎかつ、ノズルと母材との距離が２０ｍｍ以下とする。これにより、溶接金属が酸化されにくくなり、隅肉溶接部の止端部で［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］となる。
　ノズルと母材との距離６とは、図３に示す通り、溶接ノズル５１におけるシールドガス５２の出口の先端部と、溶接ワイヤ５３の狙い位置７と、の最短距離である。なお図３は、溶接ワイヤ５３の狙い位置７が、鋼板２の端面を通る平面と鋼板３の表面との交差部５４である場合を示す図である。
　本実施形態に係る自動車用足回り部品の製造方法は、より好ましくは、式（５）を満たすことである。
（１０／６×［ノズル内径］－２０／６）×０．８≦［ガス流量］≦（１０／６×［ノズル内径］－２０／６）×１．２・・・式（５）
　式（５）を満たすことで、溶接金属表面のシールド状態がさらに良好となり、溶接金属が一層酸化されにくくなる。従って、隅肉溶接部の止端部でのスラグ表面のＴｉ及びＳｉの含有量を［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］の関係に制御しやすくなる。
　本実施形態に係る自動車用足回り部品の製造方法は、より好ましくは、溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）が５０～７０°である。溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）が５０°以上である場合、溶接金属表面のシールド状態がさらに良好となり、溶接金属が一層酸化されにくくなる。従って、隅肉溶接部の止端部でのスラグ表面のＴｉ及びＳｉの含有量を［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］の関係に制御しやすくなる。一方、溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）が７０°以下であることで、溶接金属の溶け込み形状を良好に保持することができる。
　溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）とは、トーチの長手方向と鋼板３の表面とがなす鋭角である。
　以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。
　引張強度９８０ＭＰａの鋼板同士、又は、引張強度７８０ＭＰａの鋼板同士に対し、種々の溶接ワイヤを用いて重ね隅肉アーク溶接を行い溶接継手を製造し、溶接金属の評価を行った。一方及び他方の鋼板の重ね代を１５ｍｍとして密着させ、鋼板の板厚は２．６ｍｍとした。溶接姿勢は溶接線を水平とし、他方の鋼板の傾斜角度αを０°とした。溶接方法はパルスＭＡＧアーク溶接方法とし、溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）を６０°とし、シールドガスは、主として２０体積％ＣＯ２を含むＡｒガスを用いた。また、シールドガスとして、３％のＯ２を含むＡｒガスや、２０％のＣＯ２と２％のＯ２を含むＡｒガスも用いた。ワイヤ先端狙いは一方の鋼板の端面と他方の鋼板の表面とにより構成されるコーナー部とした。
　また、実験Ｎｏ．１～２８およびＮｏ．２９～４２の溶接条件は、ノズル内径が１４～２０ｍｍかつ、ガス流量が２０～３０Ｌ／ｍｉｎかつ、ノズルと母材との距離が２０ｍｍ以下であった。さらに、ノズル内径とガス流量の関係が前記式（５）を満たし、溶接トーチの傾斜角度（起こし角度）が５０～７０°であった。
　溶接ワイヤとして、種々の成分系のソリッドワイヤを用いることで、溶接金属の成分を調整した。
各鋼板の引張強度、板厚および主要成分は以下のとおりである。
（９８０ＭＰａ鋼板）
・板厚：２．６ｍｍ
・成分：Ｃ＝０．０６０％、Ｓｉ＝１．２％、Ｍｎ＝２．５０％、Ｐ＝０．０１％、Ｓ＝０．００５％、Ａｌ＝０．０３％、Ｔｉ＝０．１２％
（７８０ＭＰａ鋼板）
・板厚：２．６ｍｍ
・成分：Ｃ＝０．０４５％、Ｓｉ＝０．０２％、Ｍｎ＝１．５５％、Ｐ＝０．０１％、Ｓ＝０．００５％、Ａｌ＝０．３％、Ｔｉ＝０．１３％
　このようにして得られた溶接継手について、溶接金属の化学成分を測定した。
　具体的には、（１）溶接部の長手方向中央部において、長手方向に垂直な断面を目視観察することによって予め溶接金属の領域を特定し、（２）その領域をドリルで切削することによって溶接金属の切り粉を採取し、（３）その切り粉を試料として高周波誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）による発光分光分析法で測定することにより、溶接金属の化学成分を測定した。
　表１、表２、表３には、各成分の含有量と、式（１Ａ）、式（１Ｂ）、式（２）、及び式（３）の値を示す。なお、本発明の範囲外の数値には下線を付した。また、添加されなかった成分は、表において空白とした。
　また、隅肉溶接部の止端部のスラグ表面のＴｉ含有量及びＳｉ含有量を、前述の方法にて、ＳＥＭ－ＥＤＳで測定した。隅肉溶接部の止端部のスラグ表面のＴｉ含有量及びＳｉ含有量が式（４）を満たす場合はＯＫとし、式（４）を満たさない場合はＮＧとした。表４には、それぞれの実験例について、強度（破断位置）、式（４）による判定結果及び赤錆の評価結果も併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
（強度の評価）
　強度は継手引張り試験における破断位置で評価した。引張り試験は、２５ｍｍ×１００ｍｍの２枚の鋼板を長手方向の端部を１５ｍｍ重ね合わせて重ね隅肉溶接して、長手方向に引張り速度１０ｍｍ/ｍｉｎの速度で実施した。破断位置が母材の場合はＯＫとし、破断位置が溶接金属の場合はＮＧとした。
（赤錆の評価）
　ＪＡＳＯ法Ｍ６１０に規定する複合サイクル試験（ＣＣＴ、５％ＮａＣｌ、ウェット率５０％）を５０サイクル、７５サイクル及び１００サイクル行い、赤錆の有無をそれぞれ評価した。赤錆が発生していない場合はＯＫとし、赤錆が発生した場合はＮＧとした。
　下記のＡ，Ｂ、Ｃ及びＤの四段階で耐食性を評価した。Ａ及びＢが耐食性を満足するとして、Ｃ及びＤが耐食性を満足しないとした。
Ａ：５０サイクル、７５サイクル及び１００サイクルのすべてがＯＫである。
Ｂ：５０サイクル及び７５サイクルがＯＫであり、１００サイクルがＮＧである。
Ｃ：５０サイクルがＯＫであり、７５サイクル及び１００サイクルがＮＧである。
Ｄ：５０サイクル、７５サイクル及び１００サイクルのすべてがＮＧである。
　本発明例に係る実験Ｎｏ．１～２８では、溶接金属の成分組成及び溶接条件が適正であることにより、溶接金属の成分組成及び隅肉溶接部の止端部のスラグ表面の成分組成が適切に制御されているため、溶接金属において優れた強度及び耐食性を得ることができた。ただし、Ｓｉ含有量が０．７％超である実験Ｎｏ．８、１３、１８、２６及び２８では、複合サイクル試験において５０サイクル及び７５サイクルでは赤錆が発生していないが、１００サイクルでは赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．２９では、溶接金属のＳｉ含有量が過剰であり、式（４）を満たさなかったため、非導電性のスラグを形成し赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３０では、溶接金属の化学成分が式（２）を満たさずかつ式（４）を満たさなかったため、赤錆の発生を抑制することができなかった。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３１では、溶接金属のＣ含有量が過剰であったため、溶接金属が硬化し、所望の強度を得ることができなかった。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３２では、溶接金属のＳｉ含有量が過少であるとともに、溶接金属の化学成分が式（１）を満たさなかったため、粗大化フェライトの生成を抑制する効果を十分に享受できず、溶接金属の強度を確保することができなかった。また、式（４）を満たさないことに起因して複合サイクル試験の７５サイクル及び１００サイクルにおいて赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３３では、溶接金属のＣ含有量が過少であったため、溶接金属における引張強さが得られず、所望の引張強さを得ることができなかった。また、ビード形状不良に起因して赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３４では、溶接金属のＭｎ含有量が過剰であったため、ビード形状不良に起因して赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３５では、溶接金属のＡｌ含有量が過剰であったため、Ａｌ系スラグが増加してしまい、Ａｌ系スラグと溶接金属との間から赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３６では、溶接金属のＴｉ含有量が０％であり、ＡｌとＴｉが共存しなかったため、Ａｌ系スラグのみが溶接ビード上に凝集し、溶接金属とＡｌ系スラグとの間に空隙ができ、この空隙から赤錆が発生した。また、式（４）を満たさないことにも起因して赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３７では、溶接金属のＭｎ含有量が過少であったため、溶接金属の強度を確保することができず、溶接金属において破断が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３８では、溶接金属のＴｉ含有量が過剰であったため、Ｔｉ系スラグが増加してしまい、Ｔｉ系スラグの密着性が低下して剥離してしまった。そのため、剥離した箇所において赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．３９では、溶接金属のＡｌ含有量が０％であり、ＡｌとＴｉが共存しなかったため、Ｔｉ系スラグのみが溶接ビード上に凝集し、溶接金属とＴｉ系スラグとの間に空隙ができ、この空隙から赤錆が発生した。また、式（４）を満たさないことにも起因して赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．４０では、溶接金属の化学成分が式（３）を満たさなかったため、溶接金属の強度を確保できず、引張り負荷を受けた際に溶接金属から破断が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．４１では、溶接金属の化学成分が式（１Ｂ）を満たさなかったため、Ａｌ系のスラグが凝集したこと、および式（４）を満たさないことに起因して赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．４２では、溶接金属のＳｉ含有量が過剰であり式（４）を満たさなかったため、非導電性のスラグを形成し赤錆が発生した。
　比較例に係る実験Ｎｏ．４３では、溶接条件を、ノズル内径が１４ｍｍ未満かつ、ガス流量が２０Ｌ／ｍｉｎ未満かつ、ノズルと母材との距離が２０ｍｍ超とした。その結果、式（４）を満たさなかったため、複合サイクル試験の７５サイクル及び１００サイクルにおいて赤錆が発生した。
　本発明によれば、溶接金属の強度及び耐食性に優れ、７８０ＭＰａ以上の母材鋼板から形成される溶接継手を有する自動車用足回り部品を提供することができ、産業上の利用価値が高い。
１　溶接継手
２　第一の鋼板
３　第二の鋼板
４　隅肉溶接部、溶接金属
５１　ノズル（溶接トーチ）
５２　シールドガス
５３　溶接ワイヤ
５４　交差部
６　ノズルと母材との距離
７　狙い位置

Claims (3)

  1. 　引張強度が７８０ＭＰａ以上である第一の鋼板と第二の鋼板が重ねられ、前記第一の鋼板の端面と前記第二の鋼板の表面との間に、隅肉溶接部が形成されてなる溶接継手を備える自動車用足回り部品であって、
    　前記溶接継手を形成する溶接金属の化学成分は、前記溶接金属の全質量に対する質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．３０％、
    Ｓｉ：０．１０～１．０％未満、
    Ｍｎ：１．２～３．０％、
    Ａｌ：０．００２～０．３０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．３０％、
    Ｐ：０％超～０．０１５％、
    Ｓ：０％超～０．０３０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｃｒ：０～１．５％、
    Ｎｂ：０～０．３％、
    Ｖ：０～０．３％、
    Ｍｏ：０～１．０％、
    Ｎｉ：０～２．５％、
    Ｂ：０～０．００５％
    であり、残部が鉄および不純物からなり、
    　下記式（１Ａ）、式（１Ｂ）、式（２）、及び式（３）を満たし、
    　前記隅肉溶接部の止端部のスラグは、式（４）を満たすことを特徴とする自動車用足回り部品。
    ［Ａｌ］＋［Ｔｉ］＞０．０５・・・・式（１Ａ）
    ［Ｔｉ］／［Ａｌ］＞０．９・・・式（１Ｂ）
    ７×［Ｓｉ］＋７×［Ｍｎ］－１１２×［Ｔｉ］－３０×［Ａｌ］≦１２・・・・式（２）
    ２．０＜［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］・・・式（３）
    ［スラグ表面のＴｉ含有量］＞［スラグ表面のＳｉ含有量］・・・式（４）
    　ただし、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、［Ｍｎ］は、前記溶接金属の全質量に対する各成分の質量％での含有量を意味する。
  2. 　前記溶接金属の化学成分は、前記溶接金属の全質量に対する質量％で、
    Ｃｕ：０．００５～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０５～１．５％、
    Ｎｂ：０．００５～０．３％、
    Ｖ：０．００５～０．３％、
    Ｍｏ：０．００５～１．０％、
    Ｎｉ：０．０５～２．５％、
    Ｂ：０．０００５～０．００５％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の自動車用足回り部品。
  3. 　前記第一の鋼板の板厚は０．８ｍｍ以上４．０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の自動車用足回り部品。
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