WO2021100218A1 - 炭素鋼材の溶接方法 - Google Patents

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WO2021100218A1
WO2021100218A1 PCT/JP2020/009161 JP2020009161W WO2021100218A1 WO 2021100218 A1 WO2021100218 A1 WO 2021100218A1 JP 2020009161 W JP2020009161 W JP 2020009161W WO 2021100218 A1 WO2021100218 A1 WO 2021100218A1
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WO
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welding
less
carbon steel
welded portion
steel material
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/009161
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English (en)
French (fr)
Inventor
鈴木　雅人
徹 家成
慎太郎 小田
良平 井上
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/20—Bonding
    • B23K26/21—Bonding by welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/20—Bonding
    • B23K26/32—Bonding taking account of the properties of the material involved
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Definitions

  • the present invention relates to a method for welding a carbon steel material.
  • the joint part (that is, the welded part) generated by welding two steel strips is hardened by the influence of heat.
  • a simple welding process can significantly harden the welded portion.
  • a welded portion obtained by laser welding carbon steel strips with each other is liable to have problems such as weld cracking due to quenching immediately after welding or brittle fracture of the welded portion in the middle of a continuous processing line.
  • Various studies have been conducted on methods for dealing with such problems (for example, Patent Documents 1 and 2).
  • Patent Document 1 describes the following techniques as a welding method between carbon steel materials containing 0.3 to 1.5% by mass of carbon (C).
  • a post-heat treatment is applied to a welded portion formed by welding carbon steel materials to each other.
  • the welded portion is reheated to a temperature in the range of 600 to 900 ° C. at a heating rate of (1-i) 1 ° C./sec or higher, and then (1-ii).
  • a process of allowing to cool or slowly cooling is performed.
  • the treatment of (1-i) above suppresses the diffusion of solid solution C in the material structure of the welded portion during reheating after welding, and the treatment of (1-ii) above suppresses the diffusion of solid solution C in the material structure of the welded portion, and the treatment of (1-ii) above suppresses the diffusion of martensite in the welded portion.
  • the amount of production is reduced. As a result, the welded portion after the post-heat treatment is softened.
  • Patent Document 2 describes a welding material containing 0.1% by mass or less of C and 1.22% by mass or less of Cr when laser welding the rolled materials of steel types that can generate a low temperature transformation structure after laser welding.
  • a technique for laser welding while supplying (filler) to a welding target portion and adding it is described.
  • Patent Document 2 also describes that heat treatment is performed as a pretreatment and a posttreatment of laser welding. In this technique, the hardness of the weld is reduced by reducing the C content in the weld and relaxing the cooling process of the weld after laser welding to reduce the amount of low-temperature transformation structure such as martensite. Is being reduced.
  • Japanese Patent Publication Japanese Unexamined Patent Publication No. 2005-48271
  • Japanese Patent Publication Japanese Patent Laid-Open No. 2007-175774
  • the hardenability of steel materials is practically greatly affected by the steel type (that is, chemical composition) and the particle size of the material structure. Therefore, in the technique described in Patent Document 1, the carbon steel material may have extremely high hardenability depending on the type and amount of alloying elements contained in the carbon steel material. In this case, even if the post-heat treatment described in Patent Document 1 is performed, the formation of martensite cannot be actually prevented, and the welded portion may become hard. In a situation where sufficient time cannot be secured for post-heat treatment as in a continuous processing line, the possibility of causing the above problem increases.
  • an object of the present invention is to provide a welding method capable of reducing the possibility of brittle fracture in a welded portion formed by welding a plurality of carbon steel materials.
  • the method for welding a carbon steel material is a method for welding a carbon steel material including a welding step of welding a plurality of carbon steel materials to each other, and the formula for the carbon steel material is the same.
  • carbon equivalent C eq given by is 0.4 or more
  • the ideal critical diameter D I given by equation (2) is a 150mm or less
  • a post-heating step of reheating the welded portion to a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point before the welded portion reaches a temperature of less than 100 ° C. and a post-heating step of heating the welded portion in the post-heating step are performed.
  • ⁇ reference numeral 1001> is a schematic diagram which shows the schematic structure of an example of a continuous processing line
  • ⁇ reference numeral 1002> is a welding apparatus.
  • ⁇ reference numeral 1003> is a schematic view showing an enlarged welded portion.
  • the method for welding a carbon steel material in the present embodiment (hereinafter, may be simply referred to as the main welding method) is, for example, welding on the entry side of a continuous processing line in which a predetermined process is continuously applied to a steel strip drawn from a coil. It can be suitably applied to the welding process in the apparatus.
  • This welding device is used for welding different steel strips when passing a plurality of coils in sequence while operating a continuous processing line.
  • FIG. 1 is a schematic view for explaining a method of welding a carbon steel material in the present embodiment.
  • the figure indicated by reference numeral 1001 in FIG. 1 is a schematic diagram showing a schematic configuration of an example of the continuous processing line L1.
  • the continuous processing line L1 includes a coil dispensing unit 1, a welding device 2, a looper 3, a steel strip processing line 4, a shearing machine 5, and a winding unit 6.
  • a predetermined process is continuously applied to the steel strip flowing from the inlet IS to the outlet OS, with the coil payout portion 1 as the inlet IS and the take-up portion 6 as the outlet OS.
  • This welding method is suitably applied to the welding apparatus 2. Since each part of the continuous processing line L1 other than the welding apparatus 2 has a conventionally known configuration, detailed description thereof will be omitted, but a schematic description will be as follows. Here, it is assumed that the steel strip is being welded by the welding device 2 immediately after the coil 1A in the coil payout portion 1 is inserted.
  • the steel strip discharged from the coil 1A immediately after replacement in the coil payout portion 1 is referred to as a trailing steel strip ST1, and the steel strip flowing through the continuous processing line L1 on the exit side OS side of the welding device 2 precedes. It is called a steel strip ST2.
  • the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2 are butt-welded to each other by the welding device 2.
  • the processing (welding step S10) performed by the welding apparatus 2 and the welding apparatus 2 will be described in detail later.
  • a shearing machine may be installed between the coil dispensing portion 1 and the welding device 2 to form a butt end face of the welded portion.
  • the looper 3 is a device that enables the leading steel strip ST2 to continue flowing through the continuous processing line L1 while the welding step S10 in the welding device 2 is being performed.
  • the looper 3 can store the leading steel strip ST2 of a certain length, and can send the leading steel strip ST2 to the steel strip processing line 4 for a certain time.
  • the continuous processing line L1 may be specifically varied depending on the type of the steel strip processing line 4.
  • the continuous processing line L1 to which this welding method is applied includes a continuous pickling line, a continuous rolling line, a continuous pickling / rolling line, a continuous annealing line, a continuous annealing / pickling line, a continuous heat treatment line, and a coil cleaning. Lines, etc. can be mentioned.
  • the leading steel strip ST2 flows to the take-up portion 6 via the shearing machine 5 after the steel strip processing line 4, and is taken up as a coil 6A in the take-up portion 6.
  • the steel strip is cut using a shearing machine 5 in order to take out the coil 6A.
  • a looper (not shown) may be provided between the steel strip processing line 4 and the shearing machine 5.
  • the figure indicated by reference numeral 1002 in FIG. 1 is a schematic view showing the configuration of the welding apparatus 2.
  • the figure indicated by reference numeral 1003 in FIG. 1 is a schematic view showing an enlarged welded portion formed by welding.
  • the welding apparatus 2 includes a laser irradiator 21, a preheating heater 22, a postheating heater 23, a cooling adjusting heater 24, and a control unit 20 for controlling the operation of each of these parts. ..
  • the welding device 2 including the preheating heater 22 and the cooling adjustment heater 24 will be described as an example, but the device for carrying out the present welding method is not limited to this.
  • the preheating heater 22 and the cooling adjusting heater 24 may be installed as needed, and the welding apparatus in another embodiment may not be provided with either the preheating heater 22 or the cooling adjusting heater 24, or Both may not be provided. This also applies to other embodiments described later.
  • the welding device 2 in the present embodiment is a laser welding device that performs welding by irradiating a high-density energy beam with a laser irradiator 21.
  • laser welding since the total amount of heat input to the welded portion is small, the cooling rate of the welded portion immediately after laser welding is usually relatively high (that is, the welded portion is rapidly cooled).
  • This welding method can be suitably applied to laser welding.
  • the application target of this welding method is not limited to laser welding, and this welding method can also be applied to, for example, flash butt welding, arc welding, seam welding (resistance welding), and the like.
  • the welding between the end portion of the trailing steel strip ST1 and the end portion of the leading steel strip ST2 may be butt welding or lap welding.
  • This welding method can be carried out by imparting a thermal history similar to that of the welding step S10 in the present embodiment described later to the welded portion, and is a specific means of welding (in other words, a specific welding apparatus).
  • the form)
  • the welding device 2 puts the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2 so that the end of the exit side OS in the trailing steel strip ST1 and the end of the entry side IS in the leading steel strip ST2 abut each other. Position.
  • the portion of the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2 that are abutted against each other and that is irradiated with the laser from the laser irradiator 21 is referred to as a welding target portion 30.
  • the laser irradiator 21, the preheater 22, the postheater 23, and the cooling adjustment heater 24 all move simultaneously or individually in the welding direction D1, while the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST1 and the leading steel strip. It has a structure that can be welded to ST2.
  • the welding apparatus 2 may have a configuration capable of performing preheat treatment, welding treatment, postheat treatment, and cooling treatment, and the specific configuration is not particularly limited.
  • the preheating heater 22, the postheating heater 23, and the cooling adjusting heater 24 may be any device capable of carrying out the main welding method described later by locally heating, and the specific device is particularly limited. Not done. Examples of such a device include a high-frequency induction heating device, a device that performs energization heating by an electrode, a laser irradiation device, an arc discharge device, and the like.
  • the preheater 22, the postheater 23, and the cooling adjustment heater 24 may be the same type of device as each other, or may be different types of devices from each other.
  • the welded portion 40 is formed by irradiating the weld target portion 30 with a laser and laser welding the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2.
  • the welded portion 40 includes a weld metal portion 41 and a heat-affected zone 42.
  • the weld metal portion 41 is a portion of the weld target portion 30 before laser irradiation, which is solidified after the molten steel of the trailing steel strip ST1 and the molten steel of the leading steel strip ST2 are mixed by laser irradiation.
  • the heat-affected zone 42 is a portion whose material has changed due to the influence of the temperature rise due to laser irradiation.
  • the welded portion 40 is subjected to local heat treatment by a postheat heater 23 or the like, and in this specification, the heat-affected zone 42 is defined as follows. That is, the heat-affected zone 42 is subjected to the heat-affected zone (that is, rapid heating and quenching) by laser irradiation, and the Ac1 transformation point due to the preheating heater 22, the postheating heater 23, or the preheating heater 22 and the postheating heater 23.
  • the portion heated above is defined.
  • the temperature of the heat-affected zone 42 rises due to laser irradiation or heating by the preheating heater 22 or the postheating heater 23, and austenite is generated in the material structure. It can be said that.
  • High carbon steel The high carbon steel material to be welded in this welding method satisfies both the following conditions A and B.
  • C eq carbon equivalent C eq given by the following formula (1) is 0.4 or more.
  • C eq C + (Si / 24) + (Mn / 6) + (Cr / 5) + (Mo / 4) + (Ni / 40) + (V / 14) ...
  • the mass% concentration of each element in the component composition of the high carbon steel material is substituted for each element symbol of the formula (1).
  • D I (6.99 ⁇ C 0.5 ) ⁇ (1 + 0.64Si) ⁇ (1 + 4.1Mn) ⁇ (1 + 2.83P) ⁇ (1-0.62S) ⁇ (1 + 2.33Cr) ⁇ (1 + 3.14Mo ) ⁇ (1 + 0.52Ni) ⁇ (1 + 1.5 (0.9-C) B) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • B in the formula (2) 1 is substituted when the B content in the component composition of the high carbon steel material is 0.0005% by mass or more, and 1 is substituted when the B content is less than 0.0005% by mass. Substitutes 0. Further, the mass% concentration of each element in the component composition of the high carbon steel material is substituted for each element symbol other than B in the formula (2).
  • the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2 in the present embodiment are made of a high carbon steel material that satisfies both the above conditions A and B.
  • the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2 are of the same steel type.
  • the above condition A must be satisfied for the steel grade having a relatively large carbon equivalent Ceq of the trailing steel strip ST1 and the leading steel strip ST2. Just do it.
  • the succeeding steel strip ST1 and prior steel strip ST2 relatively larger for it satisfies the above conditions B of the ideal critical diameter D I.
  • the ideal critical diameter D I given by equation (2) is an index indicating the hardenability of high carbon steel is the larger the value of the ideal critical diameter D I highly hardenability high carbon steel Represents that.
  • the steel material ideal critical diameter D I given by equation (2) is more than 150 mm, hardenability is very high, in the limited conditions of acceptable processing time as the welding process S10, the weld It is difficult to sufficiently apply a treatment for suppressing curing to 40. Therefore, this welding method is used for welding a high carbon steel material that satisfies the above condition B.
  • the high carbon steel material to be welded in this welding method is, for example, a steel strip having a plate thickness of 0.8 mm to 10 mm and a plate width of 400 mm to 1200 mm.
  • the high carbon steel material is not limited to the steel strip, and may be a wire rod, a steel bar, or the like.
  • the steel composition (component composition) of the high carbon steel material in the present embodiment is shown below.
  • the high carbon steel material in the present embodiment preferably has a C (carbon) content of 0.3% by mass or more and 1.5% by mass or less.
  • C is the most basic alloying element in carbon steel, and its content greatly varies the hardness and toughness of the pearlite structure or the hardness and toughness of the martensite structure. For steels with a C content of less than 0.3% by mass, there is little concern that the welded portion will crack even if martensite is generated by quenching after welding.
  • the C content exceeds 1.5% by mass, even if the welded portion is subjected to the post-heat treatment of the present invention, the metal structure becomes hard and has low toughness, and there is a concern that the welded portion will break due to bending in the continuous processing line. Will increase. Therefore, in the present invention, from the viewpoint of preventing brittle fracture of the welded portion formed by welding the high carbon steel material, the high carbon steel having a C content in the range of 0.3% by mass or more and 1.5% by mass or less is targeted. ..
  • the C content is preferably low from the viewpoint of preventing brittle fracture of the welded portion, and is preferably 1.2% by mass or less.
  • Si silicon
  • Si silicon
  • Si is an alloying element that acts as an antacid. If the Si content is less than 0.02% by mass, the effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if Si is added excessively, the ferrite is hardened by the solid solution strengthening action, and the concern of brittle fracture increases. Therefore, when Si is added, the content should be 2.0% by mass or less. Therefore, the Si content is preferably 2.0% by mass or less, and more preferably 0.05% by mass or more and 1.0% by mass or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is preferably 2.0% by mass or less, and more preferably 0.2% by mass or more and 1.0% by mass or less.
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • the P content is preferably 0.030% by mass or less, more preferably 0.020% by mass or less.
  • the S content is preferably 0.035% by mass or less, more preferably 0.020% by mass or less.
  • Cr Cr (chromium) is an element that improves hardenability and increases temper softening resistance, and is added as needed. However, if a large amount of Cr exceeding 1.8% by mass is contained, the welded portion becomes a hard and low toughness metal structure even in this welding method, and there is a growing concern that the welded portion will break due to bending in the continuous processing line. .. Therefore, when Cr is added, it is desirable to contain it in the range of 1.8% by mass or less.
  • the Cr content is preferably 0.1% by mass or more and 1.6% by mass or less.
  • the high carbon steel material in the present embodiment may be a steel type to which the following elements are added for the purpose of improving properties such as hardenability and toughness.
  • Mo is 0.5% by mass or less
  • Cu is 0.3% by mass or less
  • Ni is 2.0% by mass or less
  • Al is 0.1% by mass or less
  • V is 0.5% by mass.
  • Ti is 0.5% by mass or less
  • Nb is 0.5% by mass or less
  • B is 0.0005 to 0.01% by mass or less.
  • the balance other than the above components may be Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities mean components such as O and N that are difficult to remove. These components are inevitably mixed in at the stage of melting the steel piece (slab).
  • FIG. 2 is a flowchart showing an outline of an example of the welding process S10 in the present embodiment.
  • the welding step S10 includes a preheating step S1, a welding step S2, a postheating step S3, a first cooling step (slow cooling step) S4, and a second cooling step S5.
  • P1, P2, P3, P4, P41, and P42 indicating the periods corresponding to the respective steps of the preheating step S1 to the second cooling step S5 will be referred to in the description using FIG. 3 described later. ..
  • thermoforming step S1 In the preheating step S1, the welding target portion 30 is heated to a temperature of 200 ° C. or higher and 800 ° C. or lower by the preheating heater 22 before performing laser welding (that is, before the welding step S2). As a result, the possibility that the welded portion 40 is cooled to a temperature of less than 100 ° C. immediately after laser welding and welding cracks occur can be reduced.
  • the preheating step S1 is not essential in the welding method for high carbon steel material according to one aspect of the present invention. However, since the preheating step S1 makes it possible to slow down the cooling rate of the welded portion 40 immediately after laser welding, it is preferable to include the preheating step S1.
  • the welding device 2 when the preheating step S1 is not performed, the welding device 2 is arranged so that the distance between the laser irradiator 21 and the postheat heater 23 in the welding direction D1 is close to each other, and the welded portion 40 is arranged immediately after the laser welding. May be designed to prevent the temperature from falling below 100 ° C. In this case, the welding device 2 does not have to include the preheating heater 22.
  • the welded portion 40 is formed by irradiating the welding target portion 30 with a laser along the welding direction D1.
  • the temperature rises sharply and then drops sharply. Then, the temperature of the welded portion 40 becomes equal to or lower than the Ac1 transformation point.
  • the material structure of the welded portion 40 immediately after laser welding includes austenite, martensite, or a composite structure of austenite and martensite, and the like.
  • the welded portion 40 becomes significantly hardened, and there is a high possibility that brittle fracture occurs in the middle of the continuous processing line L1 after the welding apparatus 2. In addition, there is a high possibility that welding cracks will occur due to quenching.
  • the welded portion 40 generated in the welding step S2 is reheated to a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point before the temperature of the welded portion 40 becomes less than 100 ° C.
  • the welded portion 40 is affected by the strain due to martensitic transformation, and there is a high concern that weld cracks will occur. Because.
  • the material structure of the welded portion 40 is made into an austenite structure by reheating the welded portion 40 so as to have a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point.
  • the material structure of the welded portion 40 may be completely austenite structure, but may be partially austenite structure.
  • the "partial austenite structure” means a structure such as austenite + ferrite, austenite + ferrite + granular carbide, austenite + granular carbide, and the like.
  • the post-heating step S3 it is preferable to reheat the welded portion 40 so that the temperature is within the range of the Ac1 transformation point or more and 900 ° C. or less. This is because when the welded portion 40 is heated to a temperature of more than 900 ° C., surface oxidation of the welded portion 40 and its surrounding high carbon steel material becomes remarkable. As a result, the oxidation scale is peeled off in the middle of the continuous processing line L1, which increases the possibility of damaging or soiling the equipment.
  • the post-heating step S3 it is more preferable to reheat the welded portion 40 so that the temperature is within the range of the Ac1 transformation point or more and 850 ° C. or less. This is because when the welded portion 40 is heated to a temperature of more than 850 ° C., the heat input energy required for heating becomes large, and the heating time and the cooling time become long.
  • the portion that was martensite before reheating is tempered during the temperature rise due to reheating and decomposed into ferrite + carbide.
  • the heating rate in the post-heating step S3 is high, the carbides produced by the tempering of martensite are very fine.
  • the carbide corresponding to the solid solution limit of carbon of austenite at that temperature is instantly dissolved in ferrite, and the ferrite and the carbide are transformed into austenite.
  • the carbides generated by the tempering of martensite grow over time and the ferrite softens.
  • the carbides are partially dissolved to partially generate austenite, thereby forming an austenite + ferrite + granular carbide structure in the material structure of the welded portion 40. ..
  • the dissolution of carbides proceeds in the temperature range above the Ac1 transformation point (during temperature rise and cooling), and the austenite abundance increases.
  • the portion that was austenite before reheating remains austenite even when heated to a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point when the heating rate is high.
  • the temperature rise rate is slow, in the material structure of the welded portion 40, the portion that was austenite before reheating is decomposed into ferrite + carbide during the temperature rise, and martensite is heated at a slow rate. It shows similar changes.
  • the welded portion 40 can be softened even if the soaking heat holding time at a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point is not provided.
  • maintaining the soaking temperature at a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point promotes the dissolution of carbides and the formation of austenite, and thus does not prevent the welded portion 40 from being softened.
  • the welded portion 40 does not need to hold the soaking heat at a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point. Control is done. In the post-heating step S3, the welded portion 40 may be held at a temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point.
  • the heating rate at the time of reheating is arbitrary. From the viewpoint of productivity and cost, the heating rate at the time of reheating is preferably 10 ° C./sec or more and 500 ° C./sec or less. When the temperature rising rate is less than 10 ° C./sec, the time required for heating becomes long. In order to realize a heating rate exceeding 500 ° C./sec, the cost required for the heating equipment increases.
  • austenite is transformed to make the material structure of the welded portion 40 a pearlite-based structure or a "ferrite + pearlite" -based structure.
  • the welded portion 40 after cooling can be softened.
  • high carbon steel which does not satisfy the condition B described above, namely the high-carbon steel a value of the ideal critical diameter D I is greater than 150 mm, Vmax becomes very small. Therefore, the cooling time required to make the material structure of the welded portion 40 a pearlite-based structure or a “ferrite + pearlite” -based structure becomes long.
  • the welded portion 40 can have a hard material structure containing martensite or bainite.
  • the required time allowed for the welding step S10 performed by the welding apparatus 2 is limited, and in relation to this, it is allowed in the first cooling step S4.
  • the first cooling step S4 is preferably performed in a required time of a predetermined allowable time (hereinafter, referred to as an allowable time T) or less.
  • the required time is after the welding step S10 in the continuous processing line L1 from the time after the postheat is applied by the postheat step S3 (that is, after the postheat heater 23 passes in the width direction of the steel strip).
  • the average cooling rate in the first cooling step S4 is Vmin or more and Vmax or less. preferable. As a result, it is possible to reduce the possibility of brittle fracture in the welded portion 40 while efficiently performing the processing in the continuous processing line L1.
  • the control unit 20 of the welding apparatus 2 sets the temperature range from the Ac1 transformation point to 500 ° C. during cooling after reheating the welded portion 40.
  • the cooling adjustment heater 24 may be controlled so that the average cooling rate of the welded portion 40 is Vmax or less.
  • the average cooling rate of the welded portion 40 is Vmax or less in the first cooling step S4, and the present invention is not limited to the above example.
  • the heat input to the welded portion 40 can be controlled by controlling the heating temperature, the heating range, and the like in the optional preheating step S1 and the essential welding steps S2 and postheating step S3.
  • the average cooling rate of the welded portion 40 in the first cooling step S4 may be Vmax or less. Therefore, the cooling adjustment heater 24 may be usable as needed, and the welding device 2 does not have to include the cooling adjustment heater 24.
  • the temperature of the welded portion 40 is measured by, for example, a radiation thermometer, and in this case, the temperature specified in the post-heating step S3 and the first cooling step S4 is the maximum of the surface of the welded portion 40 in the plate passing direction. The temperature.
  • the cooling rate in the second cooling step S5 is not particularly limited. For example, in the second cooling step S5, even if the welded portion 40 is rapidly cooled, martensite is not generated in the material structure of the welded portion 40.
  • the time required for the welding step S10 can be further reduced by quenching the welded portion 40 by some means in the second cooling step S5.
  • FIG. 3 is a graph schematically showing a temperature change over time in the welding step S10 for explaining the welding methods of the present invention example and the conventional example.
  • the figure indicated by reference numeral 3001 in FIG. 3 is a graph showing the present welding method (example of the present invention).
  • the figure indicated by reference numeral 3002 is a graph showing the welding method of Patent Document 1 (conventional example 1)
  • the figure indicated by reference numeral 3003 is a graph showing the welding method of patent document 2 (conventional example 2).
  • the graph shown in FIG. 3 schematically shows an example of the result of measuring the time change of the temperature at a fixed point (here, the central portion in the steel strip width direction) on the line of the welding target portion 30.
  • the possibility of welding cracks when the weld metal portion is rapidly cooled is reduced on the premise that the addition of the welding material is indispensable.
  • the heat-affected zone is a portion that has the components of the material as it is, and when the welded portion is rapidly cooled to a temperature of 100 ° C. or lower (reference numeral C201), the possibility of welding cracks occurring in the heat-affected zone cannot be reduced.
  • the welded portion after laser welding is reheated to a temperature within the range of 800 to 1100 ° C. (reference numeral C202), and then the welded portion is cooled (reference numeral C203).
  • the cooling rate is not specified in the period indicated by the reference numeral C203, but by requiring the addition of the welding material, the weld metal portion can be softened even if natural cooling is performed. ..
  • the heat-affected zone is a portion that has the components of the material as it is, and when the hardenability of the steel material to be welded is high, there is a concern that the heat-affected zone becomes hard when naturally cooled.
  • the welding step S10 is performed as described above.
  • the material structure of the welded portion 40 obtained by butt-welding a plurality of high carbon steel materials satisfying the above-mentioned conditions A and B can be a pearlite-based structure or a "ferrite + pearlite" -based structure. .. Therefore, the welded portion 40 can be softened. As a result, it is possible to reduce the possibility of brittle fracture in the welded portion 40 at the OS on the exit side of the welding apparatus 2 in the continuous processing line L1.
  • FIG. 4 is a graph schematically showing the temperature change with time in the welding step S10 for explaining the welding method of the high carbon steel material in one modification of the present embodiment.
  • the subsequent processing after the welding step S2 is performed in the same manner as described in the above-described first embodiment without performing the preheating step S1.
  • the process of the post-heating step S3 is started before the temperature of the welded portion 40 after laser welding becomes less than 100 ° C. in the welding step S2 (the period of P2 in the drawing). Good. This makes it possible to prevent welding cracks from occurring in the welded portion 40 after laser welding. Then, after the welding step S10, the possibility of brittle fracture in the welded portion 40 can be reduced.
  • FIG. 5 is a schematic view for explaining the welding apparatus 2A used for carrying out the welding method of the high carbon steel material in the present embodiment.
  • a welding device 2A provided with a wire feeding unit 25 is used instead of the welding device 2 in the first embodiment, and a welding step is performed.
  • a wire is added to the welding target portion 30.
  • the wire for example, it is preferable to use a wire having a C concentration of 0.3% by mass or less.
  • the composition of the weld metal portion has a C eq equal to or less than the C eq of the steel material to be joined (following steel strip ST1 and leading steel strip ST2), and the steel material to be joined. it is preferably adapted to have a D I value below D I value. Therefore, the wire preferably has a lower C component than the steel material to be joined, and preferably has a lower alloy component than the steel material to be joined.
  • the Ceq of the weld metal can be lowered.
  • the weld metal portion 41 in the welded portion 40 can be further softened, and weld cracking can be prevented.
  • the heat-affected zone 42 may be hardened to cause brittle fracture in the welded portion 40.
  • a high-frequency induction heating device As the high-frequency induction heating device, a device having a maximum output of 25 kW and a heating surface size of 6 ⁇ 120 (mm) was used. The welding speed was adjusted between 1 and 10 mpm (m / min).
  • FIG. 6 is a schematic view schematically showing the configuration of the Eriksen testing machine 50.
  • the Eriksen testing machine 50 includes a punch 51, a plate pressing portion 52, and a die 53.
  • the punch 51 a punch having a body diameter of 20 mm and a spherical radius of the punch end of 10 mm was used.
  • the die 53 used had a hole diameter of 40 mm.
  • the test material 60 was fixed by the plate pressing portion 52 and the die 53 so that the weld line of the welded portion of the test material 60 and the center of the punch 51 were aligned with each other. Then, an Eriksen test was carried out, and the presence or absence of embrittlement of the welded portion was evaluated based on the morphology of the crack as follows. OK: ductile fracture (fracture with large plastic deformation) NG: Brittle fracture (fracture in the weld line direction with almost no plastic deformation).
  • Figure 7 shows an example of the results of the Eriksen test.
  • the photograph indicated by reference numeral 7001 in FIG. 7 is an example of a welded portion whose evaluation is OK in the Eriksen test.
  • the photograph shown by reference numeral 7002 in FIG. 7 is an example of a welded portion of evaluation NG in the Eriksen test.
  • FIG. 8 is a diagram showing a hardness measurement position in the hardness test.
  • the cross section of the welded portion 40 perpendicular to the welding direction (direction in which the welding line extends) was mirror-polished.
  • the hardness of the weld metal portion 41 and the heat-affected zone 42 in the cross section was measured at a pitch of 0.2 mm with respect to the central portion P1 in the plate thickness direction.
  • the Vickers hardness under a load of 300 g was measured using a Vickers hardness tester. Based on the hardness measurement result, the maximum hardness (HV) of the welded portion was determined.
  • HV maximum hardness
  • Example 1 Using the steel strips of steel types A, B, and C shown in Table 1, the Eriksen test and the hardness test were carried out on the welded portion obtained by laser welding. The results are shown in Table 2.
  • Example No. which was laser welded and various heat-treated under the conditions within the scope of the present invention.
  • 1-2 1-4 to 1-10, 1-13 to 1-18, 1-21, 1-22
  • the maximum hardness of the welded part is 400 HV or less
  • the evaluation of the Eriksen test is OK. there were.
  • Example No. As shown in 1-2, it can be seen that the possibility of brittle fracture in the welded portion can be reduced by setting the average cooling rate in the temperature range from the Ac1 point to 500 ° C. to Vmax or less.
  • Comparative Example No. in which laser welding and various heat treatments were performed under conditions outside the scope of the present invention.
  • 1-1, 1-3, 1-11, 1-12, 1-19, 1-20 the maximum hardness of the welded portion exceeded 400 HV, and the evaluation of the Eriksen test was NG.
  • Comparative Example No. As shown in 1-1, 1-12, 1-19, and 1-20, the welded portion after cooling became hard, and the maximum hardness of the welded portion exceeded 400 HV.
  • Comparative Example No. As shown in 1-3, the welded portion was not sufficiently softened by the post-heat treatment, and the maximum hardness of the welded portion exceeded 400 HV. Comparative Example No. In 1-11, welding cracks occurred before the Eriksen test because the temperature was rapidly cooled to 40 ° C. immediately after the laser welding.
  • Example 2 Using the steel strips of steel types D to N shown in Table 1, the Eriksen test and the hardness test were carried out on the welded portion obtained by laser welding.
  • the average cooling rate in the first cooling process is 0.1 ° C./sec
  • the movement of the post-heat heater is stopped and the output is adjusted to locally cool the part of the weld.
  • the characteristics of the welded portion were evaluated for the portion of the welded portion whose cooling rate was locally controlled. The results are shown in Table 3.
  • Example No. 1 was subjected to laser welding and various heat treatments under the conditions within the scope of the present invention.
  • the maximum hardness of the welded portion was 400 HV or less, and the evaluation of the Eriksen test was also OK.
  • Comparative Example No. in which laser welding and various heat treatments were performed under conditions outside the scope of the present invention.
  • the maximum hardness of the welded portion exceeded 400 HV, and the evaluation of the Eriksen test was NG. More specifically, Comparative Example No. As shown in 2-5, the value of Vmax of steel type H is as small as 6.7. Therefore, even if the average cooling rate in the temperature range from the Ac1 point to 500 ° C. is relatively slow at 10 ° C./sec, the average cooling rate exceeds Vmax. As a result, the welded portion after cooling became hard, and the maximum hardness of the welded portion exceeded 400 HV.
  • Example 3 Laser welding was performed on the steel strips of steel grades A, B, and C shown in Table 1, whose plate thicknesses were 1.8 mm, 3.0 mm, and 6.0 mm for each steel grade. The obtained weld was subjected to an Eriksen test and a hardness test. The results are shown in Table 4.
  • Example No. which was laser welded and various heat-treated under the conditions within the scope of the present invention.
  • the maximum hardness of the welded portion was 400 HV or less regardless of the difference in plate thickness, and the evaluation of the Eriksen test was OK.
  • Example 4 The Eriksen test and the hardness test were carried out on the welded portion obtained by performing laser welding while using the steel type B shown in Table 1 and adding a welding wire.
  • YGW12 JIS Z 3312
  • ⁇ 0.9 mm The wire components are shown in Table 5.
  • Comparative Example No. which was cooled to 30 ° C. before heating in the post-heat treatment. In 4-1 before the Eriksen test, weld cracks were generated in the heat-affected zone. Further, Comparative Example No. in which the average cooling rate in the temperature range from the Ac1 point to 500 ° C. was 40 ° C./sec, which was faster than Vmax. In 4-2, the heat-affected zone became hard, the maximum hardness of the welded zone exceeded 400 HV, and the evaluation of the Eriksen test was NG.
  • Example No. 1 in which laser welding and various heat treatments are performed under the conditions within the scope of the present invention.
  • Example No. 1 in which laser welding and various heat treatments are performed under the conditions within the scope of the present invention.
  • hardening in the heat-affected zone was suppressed.
  • the maximum hardness of the welded portion was 400 HV or less, and the evaluation of the Eriksen test was also OK.

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Abstract

複数の炭素鋼材同士の溶接により形成された溶接部に脆性破壊を生じる可能性を低減できる溶接方法を提供する。炭素鋼材の溶接方法は、複数の炭素鋼材を互いに突き合わせ溶接する溶接工程（Ｓ１０）を含む。炭素鋼材における炭素当量Ｃｅｑは０．４以上であり、かつ、理想臨界直径ＤＩは１５０ｍｍ以下である。本溶接方法は、溶接部（４０）が１００℃未満の温度となる前にＡｃ１変態点以上の温度となるように再加熱する後熱工程と、溶接部（４０）を、Ａｃ１変態点から５００℃までの温度域において許容冷却速度（Ｖｍａｘ）以下の平均冷却速度にて冷却する緩冷却工程と、を含む。

Description

炭素鋼材の溶接方法
　本発明は、炭素鋼材の溶接方法に関する。
　従来、鋼板（鋼帯）の製造工程では、様々な連続処理ライン（例えば酸洗、圧延等）の設備が用いられている。連続処理ラインにおいては、鋼帯に対して所定の処理を連続的に施すために、複数個の鋼帯のコイルが次々に通板される。複数個のコイルを通板する際には、２つの鋼帯の端部同士を溶接する処理が行われる。
　２つの鋼帯を溶接して生成した継手部（すなわち溶接部）は熱影響により硬化する。鋼帯の鋼種によっては、単純に溶接処理を行うと、溶接部が著しく硬化し得る。例えば、炭素鋼帯同士をレーザ溶接して得られた溶接部には、溶接直後の急冷による溶接割れ、または連続処理ラインの途中における溶接部の脆性破壊、等の問題が発生し易い。そのような問題に対処する方法について、種々の検討が行われている（例えば特許文献１、２）。
　特許文献１には、０．３～１．５質量％の炭素（Ｃ）を含有する炭素鋼材同士の溶接方法として、以下のような技術が記載されている。この方法においては、炭素鋼材同士が溶接されて形成された溶接部に対して後熱処理が施される。具体的には、後熱処理として、溶接部が、（１－ｉ）１℃／秒以上の昇温速度にて６００～９００℃の範囲内の温度まで再加熱された後、（１－ｉｉ）放冷または徐冷される処理が行われる。上記（１－ｉ）の処理によって、溶接後の再加熱時における溶接部の材料組織中での固溶Ｃの拡散を抑制し、上記（１－ｉｉ）の処理によって、溶接部におけるマルテンサイトの生成量が低減する。その結果、後熱処理後の溶接部は、軟化される。
　また、特許文献２には、レーザ溶接後に低温変態組織が生成し得る鋼種の圧延材同士をレーザ溶接するに際して、０．１質量％以下のＣおよび１．２２質量％以下のＣｒを含む溶接材料（フィラー）を溶接対象部に供給して添加しつつレーザ溶接する技術が記載されている。そして、特許文献２には、レーザ溶接の前処理および後処理として熱処理を施すことについても記載されている。この技術では、溶接部におけるＣ含有量を低減させること、およびレーザ溶接後における溶接部の冷却プロセスを緩和させることにより、マルテンサイト等の低温変態組織の生成量を減少させて、溶接部の硬度を低減させている。
日本国公開特許公報「特開２００５－４８２７１号公報」 日本国公開特許公報「特開２００７－１７５７７４号公報」
　しかしながら、鋼材の焼入性は、実際上、鋼種（すなわち化学組成）および材料組織の粒度等による影響を大きく受ける。そのため、特許文献１に記載の技術において、炭素鋼材に含有される合金元素の種類および量によっては、炭素鋼材は非常に高い焼入性を有する場合がある。この場合、特許文献１に記載の後熱処理を施しても実際にはマルテンサイトの生成を防止できず、溶接部が硬質となり得る。連続処理ラインのように後熱処理に充分な時間を確保できない状況下においては、上記の問題を生じる可能性が高まる。
　特許文献２に記載の技術においては、Ｃ含有量の低いフィラーの添加を必須としていることから、圧延材同士を溶接するに際して、溶接金属部ではＣ当量が低下することによる軟質化が見込める。一方で、熱影響部は母材成分のままであり、特許文献１と同様に炭素鋼材に含有される合金元素の種類および量によっては、上記圧延材は非常に高い焼入性を有する場合がある。この場合、熱影響部におけるマルテンサイトの生成を防止できず、溶接部が硬質となり得る。連続処理ラインのように後熱処理に充分な時間を確保できない状況下においては、上記の問題を生じる可能性が高まる。
　本発明はこのような現状に鑑み、複数の炭素鋼材同士の溶接により形成された溶接部に脆性破壊を生じる可能性を低減できる溶接方法を提供することを目的とする。
　上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る炭素鋼材の溶接方法は、複数の炭素鋼材を互いに溶接する溶接工程を含む炭素鋼材の溶接方法であって、前記炭素鋼材における、式（１）で与えられる炭素当量Ｃｅｑは０．４以上であり、かつ、式（２）で与えられる理想臨界直径ＤＩは１５０ｍｍ以下であり、前記溶接工程の後、前記溶接工程により生成した溶接部を、当該溶接部が１００℃未満の温度となる前に、Ａｃ１変態点以上の温度となるように再加熱する後熱工程と、前記後熱工程にて加熱された前記溶接部を、Ａｃ１変態点から５００℃までの温度域において、式（３）で与えられる許容冷却速度Ｖｍａｘ以下の平均冷却速度にて冷却する緩冷却工程と、を含む。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｖ／１４）　・・・（１）
ＤＩ＝（６．９９×Ｃ０．５）×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋１．５（０．９－Ｃ）Ｂ）　・・・（２）
Ｖｍａｘ＝９００／ＤＩ　・・・（３）
　ここで、前記式（２）におけるＢの値は、前記炭素鋼材におけるＢ含有量が０．０００５質量％以上の場合は１を代入し、Ｂ含有量が０．０００５質量％未満の場合は０を代入し、前記式（１）における各元素記号、並びに前記式（２）におけるＢ以外の各元素記号については、各元素の質量％濃度を代入する。
　本発明の一態様によれば、複数の炭素鋼材同士の溶接により形成された溶接部に脆性破壊を生じる可能性を低減できる溶接方法を提供することができる。
本発明の実施形態１における炭素鋼材の溶接方法について説明するための図であって、〈符号１００１〉は連続処理ラインの一例の概略的な構成を示す模式図、〈符号１００２〉は溶接装置の一例の構成を示す概略図、〈符号１００３〉は溶接部を拡大して示す模式図である。 上記実施形態における溶接工程の一例の概要を示すフローチャートである。 本発明例および従来例の溶接方法について説明するための、溶接工程における経時的な温度変化を模式的に示すグラフである。 本発明の実施形態１の変形例における炭素鋼材の溶接方法について説明するための、溶接工程における経時的な温度変化を模式的に示すグラフである。 本発明の実施形態２における炭素鋼材の溶接方法を実施するために用いられる溶接装置について説明するための模式図である。 エリクセン試験機の構成を概略的に示す模式図である。 エリクセン試験結果の一例を示す写真である。 硬さ試験における硬さ測定位置を示す図である。
　以下、本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の記載は発明の趣旨をよりよく理解させるためのものであり、特に指定のない限り、本発明を限定するものでは無い。また、本明細書において、「Ａ～Ｂ」とは、Ａ以上Ｂ以下であることを示している。
　本実施形態における炭素鋼材の溶接方法（以下、単に本溶接方法と称することがある）は、例えば、コイルから引き出される鋼帯に対し所定の処理を連続的に施す連続処理ラインの入側の溶接装置における溶接処理に好適に適用することができる。この溶接装置は、連続処理ラインを稼働させながら複数のコイルを順次通板する際に、異なる鋼帯同士を溶接するために用いられる。
　＜連続処理ライン＞
　始めに、本溶接方法が適用される連続処理ラインの一例について、図１を参照して概略的に説明する。図１は、本実施形態における炭素鋼材の溶接方法について説明するための模式図である。図１における符号１００１で示す図は、連続処理ラインＬ１の一例の概略的な構成を示す模式図である。
　図１において符号１００１で示すように、連続処理ラインＬ１は、コイル払出部１、溶接装置２、ルーパー３、鋼帯処理ライン４、せん断機５、および巻取部６を含む。連続処理ラインＬ１では、コイル払出部１を入側ＩＳ、巻取部６を出側ＯＳとして、入側ＩＳから出側ＯＳに向かって流れる鋼帯に対して所定の処理が連続的に施される。
　本溶接方法は溶接装置２に好適に適用される。連続処理ラインＬ１における溶接装置２以外の各部については、従来公知の構成であることから詳細な説明は省略するが、概略的に説明すれば以下のとおりである。ここでは、コイル払出部１におけるコイル１Ａを挿入した直後であって、溶接装置２によって鋼帯の溶接が行われている状態であるとして説明する。
　コイル払出部１において交換直後のコイル１Ａから払い出されている鋼帯を後行鋼帯ＳＴ１と称し、溶接装置２よりも出側ＯＳ側にて連続処理ラインＬ１を流れている鋼帯を先行鋼帯ＳＴ２と称する。溶接装置２によって後行鋼帯ＳＴ１と先行鋼帯ＳＴ２とは互いに端部が突き合わせ溶接される。この溶接装置２および溶接装置２にて行われる処理（溶接工程Ｓ１０）について、詳しくは後述する。なお、コイル払出部１と溶接装置２の間に、溶接部の突合せ端面を作るためにせん断機を設置してもよい。
　ルーパー３は、溶接装置２における溶接工程Ｓ１０が行われている間に、先行鋼帯ＳＴ２が連続処理ラインＬ１を流れ続けることを可能とする装置である。ルーパー３は、或る程度の長さの先行鋼帯ＳＴ２を溜め込むことができるようになっており、或る程度の時間、先行鋼帯ＳＴ２を鋼帯処理ライン４に送り出すことができる。
　ここで、連続処理ラインＬ１のライン速度、すなわち連続処理ラインＬ１を流れる先行鋼帯ＳＴ２の速度にもよるが、ルーパー３を用いて連続処理ラインＬ１の稼働を維持できる時間には限界がある。そのため、溶接装置２における溶接処理においては、溶接部に脆性破壊の生じる可能性を低減させることが求められるとともに、許容される時間が限られているという制限もある。
　鋼帯処理ライン４では、所定の処理を連続的に行うように各種の設備が設けられる。連続処理ラインＬ１は、鋼帯処理ライン４の種類によって具体的には様々であってよい。例えば、本溶接方法の適用対象となる連続処理ラインＬ１としては、連続酸洗ライン、連続圧延ライン、連続酸洗・圧延ライン、連続焼鈍ライン、連続焼鈍・酸洗ライン、連続熱処理ライン、コイル洗浄ライン、等が挙げられる。
　先行鋼帯ＳＴ２は、鋼帯処理ライン４の後、せん断機５を介して巻取部６へと流れ、巻取部６においてコイル６Ａとして巻き取られる。所定の巻き取り量のコイル６Ａとなった場合、コイル６Ａを取り出すために、せん断機５を用いて鋼帯が切断される。鋼帯処理ライン４とせん断機５との間に図示しないルーパーが設けられていてもよい。
　（溶接装置）
　次に、本溶接方法を実施する装置の一例としての溶接装置２について、図１における符号１００２および符号１００３で示す図を参照して概略的に説明する。図１における符号１００２で示す図は、溶接装置２の構成を示す概略図である。図１における符号１００３で示す図は、溶接により形成された溶接部を拡大して示す模式図である。
　図１において符号１００２で示すように、溶接装置２は、レーザ照射機２１、予熱ヒータ２２、後熱ヒータ２３、冷却調整ヒータ２４、およびそれらの各部の動作を制御する制御部２０を備えている。なお、本実施形態では、予熱ヒータ２２および冷却調整ヒータ２４を備える溶接装置２を例示して説明するが、本溶接方法を実施する装置としては、これに限定されない。予熱ヒータ２２および冷却調整ヒータ２４は必要に応じて設置されてよく、他の一実施形態における溶接装置は、予熱ヒータ２２および冷却調整ヒータ２４のいずれかが設けられていなくてもよく、または、両方が設けられていなくてもよい。このことは、後述する他の実施形態においても同様である。
　本実施形態における溶接装置２は、レーザ照射機２１を用いて、高密度のエネルギービームを照射することにより溶接を行うレーザ溶接装置である。レーザ溶接では、溶接部への総合的な入熱量が小さいことから、通常、レーザ溶接直後の溶接部の冷却速度が比較的速い（すなわち溶接部が急冷される）。本溶接方法は、レーザ溶接に好適に適用することができる。なお、本溶接方法の適用対象としてはレーザ溶接に限定されず、本溶接方法は、例えば、フラッシュバット溶接、アーク溶接、シーム溶接（抵抗溶接）、等に適用することもできる。後行鋼帯ＳＴ１の端部と先行鋼帯ＳＴ２の端部との溶接は、突き合わせ溶接であってもよく、重ね溶接であってもよい。本溶接方法は、後述する本実施形態における溶接工程Ｓ１０と同様の熱履歴を溶接部に付与することによって実施することが可能であり、溶接の具体的な手段（換言すれば溶接装置の具体的な形態）は特に限定されない。
　溶接装置２は、後行鋼帯ＳＴ１における出側ＯＳの端部と、先行鋼帯ＳＴ２における入側ＩＳの端部と、を互いに突き合わせるように、後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２を位置決めする。本明細書において、後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２の互いに突き合わされた部分であって、レーザ照射機２１からレーザが照射される部分を溶接対象部３０と称する。
　溶接装置２は、レーザ照射機２１、予熱ヒータ２２、後熱ヒータ２３、および冷却調整ヒータ２４が、全て同時、または個別に、溶接方向Ｄ１に移動しながら、後行鋼帯ＳＴ１と先行鋼帯ＳＴ２との溶接を行うことができる構成を有している。溶接装置２は、予熱処理、溶接処理、後熱処理、および冷却処理を行うことができるような構成を有していればよく、具体的な構成は特に限定されるものではない。
　レーザ照射機２１としては、公知の設備を用いることができ、例えば、炭酸ガスレーザ装置を使用することができる。予熱ヒータ２２、後熱ヒータ２３、および冷却調整ヒータ２４としては、局所的な加熱を行うことによって、後述する本溶接方法を実施することができる装置であればよく、具体的な装置は特に限定されない。そのような装置としては、例えば、高周波誘導加熱装置、電極による通電加熱を行う装置、レーザ照射装置、アーク放電装置、等が挙げられる。予熱ヒータ２２、後熱ヒータ２３、および冷却調整ヒータ２４は、互いに同種の装置であってもよく、互いに別種の装置であってもよい。
　本溶接方法を実施するための、制御部２０による溶接装置２の各部の制御内容についての詳細な説明は、本溶接方法の説明と合わせて後述する。
　（溶接部）
　図１において符号１００３で示すように、溶接対象部３０にレーザが照射されて後行鋼帯ＳＴ１と先行鋼帯ＳＴ２とがレーザ溶接されることによって、溶接部４０が形成する。この溶接部４０は、溶接金属部４１と熱影響部４２とを含む。溶接金属部４１は、レーザ照射前の溶接対象部３０において、レーザ照射により後行鋼帯ＳＴ１の溶鋼と先行鋼帯ＳＴ２の溶鋼とが混ざり合った後に凝固した部分である。熱影響部４２は、レーザ照射による温度上昇の影響を受けて材質が変化した部分である。
　ここで、溶接部４０には後熱ヒータ２３等による局所的な熱処理が施されるが、本明細書において、熱影響部４２は以下のように規定する。すなわち、熱影響部４２は、レーザ照射による熱影響（すなわち急加熱および急冷）を受けた部分、並びに、予熱ヒータ２２、後熱ヒータ２３、若しくは予熱ヒータ２２および後熱ヒータ２３、によりＡｃ１変態点以上に加熱された部分を規定する。この熱影響部４２は、厳密に範囲を規定することは困難であるが、レーザ照射、または、予熱ヒータ２２若しくは後熱ヒータ２３による加熱によって温度が上昇し、材料組織中にオーステナイトを生成した部分であると言える。
　＜高炭素鋼材の溶接方法＞
　以下、本実施形態における高炭素鋼材の溶接方法（溶接工程Ｓ１０）について、図２および図３を用いて詳細に説明する。
　（高炭素鋼材）
　本溶接方法において溶接対象とする高炭素鋼材は、下記の条件Ａおよび条件Ｂを共に満たす。
　条件Ａ：下記式（１）で与えられる炭素当量Ｃｅｑが、０．４以上である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｖ／１４）　・・・（１）
　ここで、式（１）の各元素記号には、高炭素鋼材の成分組成における各元素の質量％濃度が代入される。
　条件Ｂ：下記式（２）で与えられる理想臨界直径ＤＩが１５０ｍｍ以下である。
ＤＩ＝（６．９９×Ｃ０．５）×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋１．５（０．９－Ｃ）Ｂ）　・・・（２）
　ここで、式（２）におけるＢの値は、高炭素鋼材の成分組成におけるＢ含有量が０．０００５質量％以上の場合は１を代入し、Ｂ含有量が０．０００５質量％未満の場合は０を代入する。また、式（２）のＢ以外の各元素記号には、高炭素鋼材の成分組成における各元素の質量％濃度が代入される。
　本実施形態における後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２は、上記の条件Ａおよび条件Ｂを共に満たす高炭素鋼材からなる。通常、後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２は同じ鋼種である。後行鋼帯ＳＴ１と先行鋼帯ＳＴ２とが互いに異なる鋼種の場合、後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２のうち、炭素当量Ｃｅｑの比較的大きい鋼種の方について上記条件Ａを満たしていればよい。また、後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２のうち、理想臨界直径ＤＩの比較的大きい方について上記条件Ｂを満たしていればよい。
　式（１）で与えられる炭素当量Ｃｅｑが０．４未満の鉄鋼材料では、レーザ溶接後の溶接部４０に著しい硬化および溶接割れが生じることはほとんど懸念しなくてよい。一方、式（１）で与えられる炭素当量Ｃｅｑが０．４以上の鉄鋼材料では、レーザ溶接後に溶接部４０が例えば室温にまで急冷されると、マルテンサイト変態によって溶接部４０が著しく硬化する。そして、発生したひずみによって溶接部４０に溶接割れを生じることが懸念される。本溶接方法は、そのような上記条件Ａを満たす高炭素鋼材の溶接に用いられる。
　また、式（２）で与えられる理想臨界直径ＤＩは、高炭素鋼材の焼入性を示す指標であって、理想臨界直径ＤＩの値が大きいほど焼入性の高い高炭素鋼材であることを表す。式（２）で与えられる理想臨界直径ＤＩが１５０ｍｍを超える鉄鋼材料については、焼入性が非常に高く、溶接工程Ｓ１０のように許容される処理時間の限られた条件下において、溶接部４０に対して硬化を抑制する処理を十分に施すことが困難である。そのため、本溶接方法は、上記条件Ｂを満たす高炭素鋼材の溶接に用いられる。
　本溶接方法において溶接対象とする高炭素鋼材は、例えば鋼帯であって、板厚０．８ｍｍ～１０ｍｍ、板幅４００ｍｍ～１２００ｍｍである。高炭素鋼材は、鋼帯に限定されず、線材、棒鋼、等であってもよい。
　（成分組成）
　以下に、本実施形態における高炭素鋼材の鋼組成（成分組成）について示す。
　　（Ｃ）
　本実施形態における高炭素鋼材は、Ｃ（炭素）含有量が０．３質量％以上１．５質量％以下であることが好ましい。Ｃは炭素鋼においては最も基本となる合金元素であり、その含有量によって、パーライト組織の硬さおよび靭性、または、マルテンサイト組織の硬さおよび靭性が大きく変動する。Ｃ含有量が０．３質量％未満の鋼では、溶接後に急冷されてマルテンサイトが生成しても溶接部に割れを生じる懸念が小さい。
　一方、Ｃ含有量が１．５質量％を超えると、溶接部に本発明の後熱処理を施しても、硬質であり靭性の低い金属組織となり、連続処理ラインにおける曲げの付与などにより破断する懸念が高まる。したがって、本発明では高炭素鋼材の溶接により形成された溶接部の脆性破壊防止の観点から、Ｃ含有量が０．３質量％以上１．５質量％以下の範囲の高炭素鋼を対象とする。
　Ｃ含有量は、溶接部の脆性破壊防止の観点から低量である方がよく、１．２質量％以下であることが好ましい。
　　（Ｓｉ）
　Ｓｉ（ケイ素）は、脱酸剤として作用する合金元素である。Ｓｉ含有量が０．０２質量％未満では、当該作用を十分に得ることができない。一方、Ｓｉを過剰に添加すると固溶強化作用によりフェライトが硬化し、脆性破壊の懸念が高まる。そこで、Ｓｉを添加するに際しては２．０質量％以下の含有量となるようにする。したがって、Ｓｉ含有量は２．０質量％以下であることが好ましく、０．０５質量％以上１．０質量％以下であることがより好ましい。
　　（Ｍｎ）
　Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性を向上させる合金元素であり、必要に応じて添加される。Ｍｎ含有量が２．０質量％を超えると、鋼板が硬質化してしまい、脆性破壊の懸念が高まる。Ｍｎ含有量は、２．０質量％以下であることが好ましく、０．２質量％以上１．０質量％以下であることがより好ましい。
　　（Ｐ、Ｓ）
　Ｐ（リン）およびＳ（硫黄）は、靱性を低下させる合金元素である。そのため、靱性を向上させるためには、出来る限り低減することが好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０３５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
　　（Ｃｒ）
　Ｃｒ（クロム）は焼入性を改善するとともに焼戻し軟化抵抗を大きくする元素であり、必要に応じて添加される。しかし、１．８質量％を超える多量のＣｒが含有されると、本溶接方法においても、溶接部は硬質で靭性が低い金属組織となり、連続処理ラインにおける曲げの付与などにより破断する懸念が高まる。したがってＣｒを添加する場合は１．８質量％以下の範囲で含有させることが望ましい。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．１質量％以上１．６質量％以下である。
　　（その他の元素）
　本実施形態における高炭素鋼材は、焼入性や靭性などの特性改善を目的として次のような元素を添加した鋼種であってもよい。成形性を阻害しない範囲として、Ｍｏは０．５質量％以下、Ｃｕは０．３質量％以下、Ｎｉは２．０質量％以下、Ａｌは０．１質量％以下、Ｖは０．５質量％以下、Ｔｉは０．５質量％以下、Ｎｂは０．５質量％以下、Ｂは０．０００５～０．０１質量％以下まで添加可能である。
　上記の成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物であってよい。ここで、不可避的不純物とは、Ｏ、Ｎなどの除去することが難しい成分のことを意味する。これらの成分は、鋼片（スラブ）を溶製する段階で不可避的に混入する。
　（溶接工程）
　図２は、本実施形態における溶接工程Ｓ１０の一例の概要を示すフローチャートである。
　図２に示すように、溶接工程Ｓ１０は、予熱工程Ｓ１、溶接工程Ｓ２、後熱工程Ｓ３、第１の冷却工程（緩冷却工程）Ｓ４、および第２の冷却工程Ｓ５を含む。なお、図２中、予熱工程Ｓ１～第２の冷却工程Ｓ５の各工程に対応する期間を示すＰ１、Ｐ２、Ｐ３、Ｐ４、Ｐ４１、Ｐ４２は、後述の図３を用いた説明にて参照する。
　　（予熱工程Ｓ１）
　予熱工程Ｓ１では、レーザ溶接を行う前（すなわち溶接工程Ｓ２の前）に、予熱ヒータ２２によって溶接対象部３０を２００℃以上８００℃以下の温度に加熱する。これにより、レーザ溶接直後に溶接部４０が１００℃未満の温度に冷却されて溶接割れの生じる可能性を低減することができる。
　なお、本発明の一態様における高炭素鋼材の溶接方法において、予熱工程Ｓ１は必須では無い。ただし、予熱工程Ｓ１によって、レーザ溶接直後における溶接部４０の冷却速度を遅くすることが可能となることから、予熱工程Ｓ１を含むことが好ましい。
　例えば予熱工程Ｓ１を実施しない場合、溶接装置２は、溶接方向Ｄ１におけるレーザ照射機２１と後熱ヒータ２３との互いの距離が近くなるような配置となっており、レーザ溶接直後に溶接部４０が１００℃未満の温度になることを防止するようになっていてもよい。この場合、溶接装置２は予熱ヒータ２２を備えていなくてもよい。
　　（溶接工程Ｓ２）
　溶接工程Ｓ２では、溶接方向Ｄ１に沿って溶接対象部３０にレーザを照射することによって、溶接部４０が形成される。レーザ照射を受けた溶接対象部３０およびその周辺部分では、温度が急激に上昇した後、急激に低下する。そして、溶接部４０の温度がＡｃ１変態点以下となる。１００℃以上の温度では、レーザ溶接直後の溶接部４０の材料組織は、オーステナイト、マルテンサイト、またはオーステナイトとマルテンサイトとの複合組織、等を含む。さらにそのまま１００℃未満の室温近傍にまで急冷されると、溶接部４０は、多大に硬質化し、溶接装置２以後の連続処理ラインＬ１の途中で、脆性破壊を生じる可能性が高くなる。また、急冷により溶接割れを生じる可能性が高くなる。
　　（後熱工程Ｓ３）
　後熱工程Ｓ３では、溶接工程Ｓ２により生成した溶接部４０を、当該溶接部４０が１００℃未満の温度となる前に、Ａｃ１変態点以上の温度となるように再加熱する。上記のように、レーザ溶接直後に溶接部４０が１００℃未満の温度にまで冷却されると、溶接部４０は、マルテンサイト変態に伴うひずみの影響を受けて、溶接割れを生じる懸念が高くなるためである。
　後熱工程Ｓ３では、溶接部４０をＡｃ１変態点以上の温度となるように再加熱することにより、溶接部４０の材料組織をオーステナイト組織とする。このとき、溶接部４０の材料組織を完全にオーステナイト組織としてもよいが、部分的なオーステナイト組織となっていてもかまわない。「部分的なオーステナイト組織」とは、オーステナイト＋フェライト、オーステナイト＋フェライト＋粒状炭化物、オーステナイト＋粒状炭化物、等の組織のことを意味している。
　後熱工程Ｓ３において、溶接部４０をＡｃ１変態点以上に加熱しない場合、溶接部４０の材料組織中にオーステナイトが生成しない。そのため、加熱後に溶接部４０を冷却しても、パーライト組織が得られず、溶接部４０の軟質化が不十分となる。
　後熱工程Ｓ３において、溶接部４０を、Ａｃ１変態点以上９００℃以下の範囲内の温度となるように再加熱することが好ましい。これは、溶接部４０を９００℃超の温度に加熱すると、溶接部４０およびその周辺の高炭素鋼材における表面酸化が著しくなる。その結果、連続処理ラインＬ１の途中において酸化スケールの剥離が生じることによって、設備を疵付けたり汚したりする可能性が高まるためである。
　また、後熱工程Ｓ３において、溶接部４０を、Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の範囲内の温度となるように再加熱することがより好ましい。これは、溶接部４０を８５０℃超の温度に加熱する場合、加熱に要する入熱エネルギーが大きくなることに加え、加熱時間および冷却時間が長大化するためである。
　後熱工程Ｓ３による再加熱を受ける前の溶接部４０の材料組織と、再加熱後の溶接部４０の材料組織との関係について、以下に説明する。
　溶接部４０の材料組織において、再加熱前にマルテンサイトであった部分は、再加熱による昇温中に焼戻しされて、フェライト＋炭化物に分解される。
　ここで、後熱工程Ｓ３における昇温速度が速い場合、マルテンサイトの焼戻しによって生じた炭化物は非常に微細である。Ａｃ１変態点以上の温度に加熱されると、当該温度におけるオーステナイトの炭素の固溶限に相当する炭化物は瞬時にフェライト中に溶解して、フェライトおよび炭化物がオーステナイトに変態する。
　一方、後熱工程Ｓ３における昇温速度が遅い場合、マルテンサイトの焼戻しによって生じた炭化物が経時的に成長するとともに、フェライトが軟質化する。この場合、Ａｃ１変態点直上への加熱直後では、炭化物が部分的に溶解して部分的にオーステナイトを生成することによって、溶接部４０の材料組織中に、オーステナイト＋フェライト＋粒状炭化物組織を形成する。Ａｃ１変態点を超えてさらに昇温することによって、Ａｃ１変態点以上の温度域（昇温中および冷却中）において、炭化物の溶解が進行し、オーステナイトの存在量が増加する。
　溶接部４０の材料組織において、再加熱前にオーステナイトであった部分は、昇温速度が速い場合、Ａｃ１変態点以上の温度に加熱されてもオーステナイトのままである。一方、昇温速度が遅い場合、溶接部４０の材料組織において、再加熱前にオーステナイトであった部分は、昇温中にフェライト＋炭化物に分解され、マルテンサイトを遅い速度で昇温した場合と同様の変化を示す。
　以上のように、後熱工程Ｓ３において、Ａｃ１変態点以上の温度における均熱保持時間を設けなくても、溶接部４０を軟質化し得る。ただし、Ａｃ１変態点以上の温度にて均熱保持を行うことは、炭化物の溶解およびオーステナイトの生成を促進させることから、溶接部４０の軟質化を妨げるものではない。
　よって、後熱工程Ｓ３において、溶接部４０は、Ａｃ１変態点以上の温度における均熱保持は不要であり、この場合、制御部２０によって、均熱保持を施す時間の設定なく後熱ヒータ２３の制御が行われる。なお、後熱工程Ｓ３において、溶接部４０は、Ａｃ１変態点以上の温度で均熱保持されてもよい。
　また、後熱工程Ｓ３において、再加熱時の昇温速度は任意である。生産性およびコストの観点から、再加熱時の昇温速度は、好ましくは１０℃／秒以上５００℃／秒以下であることが好ましい。上記昇温速度が１０℃／秒未満の場合、加熱に要する時間が長大化する。５００℃／秒を超えるような昇温速度を実現するためには、加熱設備に要するコストが増大する。
　　（第１の冷却工程Ｓ４）
　第１の冷却工程Ｓ４では、後熱工程Ｓ３における再加熱後の冷却中における、Ａｃ１変態点から５００℃までの温度域（Ａｃ１変態点以上５００℃以下の温度域）を、式（３）で与えられる許容冷却速度Ｖｍａｘ以下の平均冷却速度にて冷却する。
Ｖｍａｘ＝９００／ＤＩ　・・・（３）。
　第１の冷却工程Ｓ４によって、オーステナイトを変態させて、溶接部４０の材料組織をパーライト主体の組織または「フェライト＋パーライト」主体の組織とする。これにより、冷却後の溶接部４０を軟質化させることができる。
　第１の冷却工程Ｓ４における平均冷却速度が上記Ｖｍａｘを超えると、パーライト変態が完了せずに溶接部４０の材料組織中にマルテンサイトを生成して、溶接部４０が硬質化する可能性が高くなる。
　ここで、前述した条件Ｂを満たさない高炭素鋼材、すなわち理想臨界直径ＤＩの値が１５０ｍｍを超える高炭素鋼材では、Ｖｍａｘが非常に小さくなる。そのため、溶接部４０の材料組織をパーライト主体の組織または「フェライト＋パーライト」主体の組織とするために必要な冷却時間が長時間になる。
　また、理想臨界直径ＤＩの値が１５０ｍｍを超える高炭素鋼材では、第１の冷却工程Ｓ４においてＶｍａｘ以下の平均冷却速度にて冷却しても、パーライト組織が得られないことがあり、この場合、冷却後の溶接部４０は、マルテンサイトまたはベイナイトを含む硬質な材料組織となり得る。
　一般に、連続処理ラインＬ１（図１を参照）において、溶接装置２で行われる溶接工程Ｓ１０に許容される所要時間には制限があり、そのことに関連して、第１の冷却工程Ｓ４において許容される所要時間にも制限が生じ得る。例えば、第１の冷却工程Ｓ４は、所定の許容可能な時間（以下、許容時間Ｔと称する）以下の所要時間にて行われることが好ましい。所要時間は、具体的には、上記後熱工程Ｓ３による後熱付与後（すなわち、後熱ヒータ２３が鋼帯の幅方向に通過後）の時点から、連続処理ラインＬ１における溶接工程Ｓ１０の次工程へ進み、次工程のロールに溶接部４０が最初に接触する時点までの時間である。許容時間Ｔは、連続処理ラインＬ１の構成、通板速度、等によって変動することから具体的な値を特定し難いが、例えば６０秒である。
　Ａｃ１変態点と５００℃との温度差を上記許容時間Ｔで除算して得られる値を要求冷却速度Ｖｍｉｎとすると、第１の冷却工程Ｓ４における平均冷却速度は、Ｖｍｉｎ以上Ｖｍａｘ以下であることが好ましい。これにより、連続処理ラインＬ１における処理を効率的に行いつつ、溶接部４０に脆性破壊を生じる可能性を低減することができる。
　本溶接方法における第１の冷却工程Ｓ４を実施するには、一例では、溶接装置２の制御部２０が、溶接部４０について再加熱後の冷却中におけるＡｃ１変態点から５００℃までの温度域を、溶接部４０の平均冷却速度がＶｍａｘ以下となるように、冷却調整ヒータ２４を制御すればよい。
　なお、本溶接方法では、第１の冷却工程Ｓ４において、溶接部４０の平均冷却速度がＶｍａｘ以下となっていればよく、上記の例に限定されない。例えば、任意に行われる予熱工程Ｓ１、並びに、必須である溶接工程Ｓ２および後熱工程Ｓ３における加熱温度および加熱範囲等の制御によって、溶接部４０への入熱は制御可能である。そのような制御によって、第１の冷却工程Ｓ４における溶接部４０の平均冷却速度がＶｍａｘ以下となればよい。そのため、冷却調整ヒータ２４は、必要に応じて使用可能となっていればよく、溶接装置２は、冷却調整ヒータ２４を備えていなくてもよい。
　溶接部４０の温度は、例えば放射温度計により測定され、この場合、上記後熱工程Ｓ３および上記第１の冷却工程Ｓ４において規定している温度は、通板方向における溶接部４０の表面の最大温度である。
　　（第２の冷却工程Ｓ５）
　上述の第１の冷却工程Ｓ４において、溶接部４０の材料組織中のパーライト変態は完了することから、第２の冷却工程Ｓ５における冷却速度は特に限定されない。例えば、第２の冷却工程Ｓ５において、溶接部４０を急冷しても、溶接部４０の材料組織中にマルテンサイトは生成しない。
　そのため、本溶接方法によれば、第２の冷却工程Ｓ５において何らかの手段を用いて溶接部４０を急冷することにより、溶接工程Ｓ１０の所要時間をより一層低減することもできる。
　（本溶接方法と従来技術との対比）
　図３を用いて、本発明例における溶接方法と、特許文献１および特許文献２における従来の溶接方法（従来例）との対比について、概略的に説明すれば以下のとおりである。図３は、本発明例および従来例の溶接方法について説明するための、溶接工程Ｓ１０における経時的な温度変化を模式的に示すグラフである。図３における符号３００１で示す図は、本溶接方法（本発明例）について示すグラフである。図３において、符号３００２で示す図は特許文献１の溶接方法（従来例１）について示すグラフであり、符号３００３で示す図は特許文献２の溶接方法（従来例２）について示すグラフである。図３に示すグラフは、溶接対象部３０の線上の定点（ここでは鋼帯幅方向の中央部）において、温度の時間変化を測定した結果の一例を模式的に示している。
　　（従来例１）
　図３において符号３００２で示すように、従来例１の方法では、レーザ溶接前の予熱を行っておらず（符号Ｃ１００）、レーザ溶接後に溶接部が急冷される。従来例１の方法では、急冷後の再加熱（符号Ｃ１０１）までの最低温度に関する規定がなく、この段階（Ｃ１０４）で焼割れが生じる懸念がある。また、レーザ溶接後の溶接部を、１℃／秒以上の昇温速度にて６００～９００℃の範囲内の温度まで再加熱し（符号Ｃ１０１）、均熱保持し（符号Ｃ１０２）、次いで、放冷または徐冷している（符号Ｃ１０３）。
　しかし、溶接対象とする鋼材の成分組成等によって焼入性が非常に高い場合、Ａｃ１変態点以上の温度から放冷（特許文献１では２０℃／秒程度の冷却速度）されても、実際にはマルテンサイトを生成して硬質になる場合がある。そのため、従来例１では、溶接部に脆性破壊を生じる可能性を低減することに限界がある。
　　（従来例２）
　図３において符号３００３で示すように、従来例２の方法では、先ず、レーザ溶接前に溶接対象部を６００℃～８００℃に加熱する予熱処理を施す。その後、０．１質量％以下のＣ濃度を有する溶接材料（フィラー）を溶接対象部に供給して添加しつつレーザ溶接する（符号Ｃ２００）。従来例２の方法においては、予熱処理を行わない場合（点線で示すグラフ）に関する提案もされている。従来例２の方法においては、溶接材料の添加によって、溶接金属部の焼入性が低下する。この方法では、溶接材料の添加を必須とするという前提のもとで、溶接金属部が急冷された場合における溶接割れの可能性を低減している。しかし、熱影響部は素材の成分をそのまま有する部分であり、溶接部が１００℃以下の温度にまで急冷された場合（符号Ｃ２０１）、熱影響部に溶接割れが発生する可能性は低減できない。
　そして、レーザ溶接後の溶接部を、８００～１１００℃の範囲内の温度まで再加熱し（符号Ｃ２０２）、その後、溶接部を冷却している（符号Ｃ２０３）。
　しかし、溶接部を高温に再加熱すると、結晶粒の粗大化に伴う靭性の低下の懸念があるとともに、加熱時間が長大化し、多くのエネルギーを要する。また、従来例２の技術では、溶接金属部におけるＣ濃度を０．４質量％程度に低減させることを勧めている。この場合、非常に多くの溶接材料を溶し込む必要が生じ得る。そのため、出力の高いレーザ設備を使用したり、溶接速度を遅くしたりすることが求められる。
　また、従来例２の方法では、符号Ｃ２０３で示す期間において冷却速度の規定はないが、溶接材料の添加を必須とすることによって、自然冷却を行っても、溶接金属部を軟化することができる。しかし、熱影響部は素材の成分をそのまま有する部分であり、溶接対象とする鋼材の焼入れ性が高い場合、自然冷却すると熱影響部が硬質になる懸念がある。
　　（本発明例）
　図３において符号３００１で示すように、本溶接方法では、前述のように溶接工程Ｓ１０を行う。特に、本溶接方法では、第１の冷却工程Ｓ４を含むことによって、溶接材料の添加を不要に、以下の効果が得られる。すなわち、前述の条件Ａおよび条件Ｂを満たす複数の高炭素鋼材を互いに突き合わせ溶接して得られた溶接部４０の材料組織をパーライト主体の組織または「フェライト＋パーライト」主体の組織とすることができる。そのため、溶接部４０を軟質化することができる。その結果、連続処理ラインＬ１における溶接装置２よりも出側ＯＳで、溶接部４０に脆性破壊を生じる可能性を低減することができる。
　〔変形例〕
　本実施形態における高炭素鋼材の溶接方法の変形例について、図４を用いて以下に説明する。図４は、本実施形態の一変形例における高炭素鋼材の溶接方法について説明するための、溶接工程Ｓ１０における経時的な温度変化を模式的に示すグラフである。
　本変形例では、予熱工程Ｓ１を行うことなく、その後の溶接工程Ｓ２以降の処理を、上述の実施形態１にて説明したことと同様に行う。この場合においても、溶接工程Ｓ２（図中Ｐ２の期間）において、レーザ溶接後の溶接部４０が１００℃未満の温度となる前に、後熱工程Ｓ３の処理を開始するようになっていればよい。これにより、レーザ溶接後の溶接部４０に溶接割れが生じることを防止することができる。そして、溶接工程Ｓ１０の後、溶接部４０に脆性破壊を生じる可能性を低減することができる。
　〔実施形態２〕
　本発明の他の実施形態について、図５を用いて以下に説明する。なお、説明の便宜上、上記実施形態にて説明した部材と同じ機能を有する部材については、同じ符号を付記し、その説明を繰り返さない。図５は、本実施形態における高炭素鋼材の溶接方法を実施するために用いられる溶接装置２Ａについて説明するための模式図である。
　図５に示すように、本実施形態における高炭素鋼材の溶接方法では、前記実施形態１における溶接装置２に代替して、ワイヤ送給部２５を備える溶接装置２Ａを用いているとともに、溶接工程Ｓ２において溶接対象部３０にワイヤを添加するようになっている。
　上記ワイヤとしては、例えばＣ濃度が０．３質量％以下の成分のものを用いることが好ましい。上記ワイヤを添加することにより、溶接金属部の組成が、接合対象とする鋼材（後行鋼帯ＳＴ１および先行鋼帯ＳＴ２）のＣｅｑ以下のＣｅｑを有し、かつ、接合対象とする鋼材のＤＩ値以下のＤＩ値を有するようになっていることが好ましい。そのため、上記ワイヤとしては、接合対象とする鋼材よりも低Ｃの成分のものが好ましく、また、接合対象とする鋼材よりも低合金の成分のものが好ましい。
　上記ワイヤを添加してレーザ溶接を行うことによって、溶接金属のＣｅｑを低下させることができる。その結果、溶接部４０における溶接金属部４１の更なる軟質化を行うことができるとともに、溶接割れを防止することができる。但し、この場合、熱影響部４２については、高炭素鋼材の成分がそのままであることから、レーザ溶接後に急冷した場合、熱影響部４２においてマルテンサイトが生成する。そのため、従来の溶接方法では、熱影響部４２が硬化することによって、溶接部４０に脆性破壊を生じる可能性がある。
　これに対して、本実施形態における高炭素鋼材の溶接方法によれば、上記ワイヤを添加する場合において、熱影響部４２でのマルテンサイトの生成を抑制することができる。そのため、溶接工程Ｓ１０の後、溶接部４０に脆性破壊を生じる可能性を低減することができる。
　〔附記事項〕
　本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
　本発明の一実施例について以下に説明する。
　表１に示す成分を有する鋼種Ａ～Ｎの鋼帯を用いて、鋼帯同士を突き合わせた溶接対象部にレーザを照射することにより突き合わせ溶接を実施した。鋼帯の板幅は８００ｍｍ、板厚は基本３．０ｍｍとし、一部の鋼帯では板厚１．８ｍｍ、６．０ｍｍのものを使用した。レーザ溶接には、最大出力８ｋＷの炭酸ガスレーザを用いた。予熱処理（予熱工程Ｓ１）、後熱処理（後熱工程Ｓ３）、およびＡｃ１点から５００℃までの温度域において温度調整して平均冷却速度を制御する第１の冷却処理（第１の冷却工程Ｓ４）は、いずれも必要に応じて高周波誘導加熱装置を用いて実施した。高周波誘導加熱装置としては、最大出力２５ｋＷ、加熱面寸法６×１２０（ｍｍ）の性能を有する装置を用いた。溶接速度は、１～１０ｍｐｍ（ｍ／分）の間で調整した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　（エリクセン試験）
　図６は、エリクセン試験機５０の構成を概略的に示す模式図である。図６に示すように、エリクセン試験機５０は、パンチ５１、板押え部５２、ダイ５３を備えている。パンチ５１としては、胴部の直径が２０ｍｍ、パンチ端の球状半径が１０ｍｍのものを用いた。ダイ５３は、孔部直径が４０ｍｍのものを用いた。
　板押え部５２およびダイ５３によって、供試材６０における溶接部の溶接線とパンチ５１の中心とが合うように、供試材６０を固定した。そして、エリクセン試験を実施し、以下のようにき裂の形態に基づいて溶接部の脆化の有無を評価した。
ＯＫ：延性破壊（大きな塑性変形を伴なう破壊）
ＮＧ：脆性破壊（塑性変形がほとんど無い、溶接線方向の破壊）。
　エリクセン試験の結果の一例を図７に示す。図７において符号７００１で示す写真は、エリクセン試験における評価ＯＫの溶接部の例である。図７において符号７００２で示す写真は、エリクセン試験における評価ＮＧの溶接部の例である。
　（硬さ試験）
　図８は、硬さ試験における硬さ測定位置を示す図である。先ず、溶接部４０における溶接方向（溶接線の延びる方向）に垂直な断面を鏡面研磨した。そして、当該断面における溶接金属部４１および熱影響部４２の、板厚方向の中心部Ｐ１について、０．２ｍｍピッチで硬さ測定した。具体的には、ビッカース硬度計を用いて、荷重３００ｇにおけるビッカース硬さを測定した。硬さ測定結果に基づいて、溶接部の最高硬さ（ＨＶ）を求めた。
　（実施例１）
　表１に示す鋼種Ａ、Ｂ、Ｃの鋼帯を用いて、レーザ溶接を行うことにより得られた溶接部に対して、エリクセン試験および硬さ試験を実施した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、本発明の範囲内の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された実施例Ｎｏ．１－２、１－４～１－１０、１－１３～１－１８、１－２１、１－２２では、溶接部の最高硬さは４００ＨＶ以下であり、かつ、エリクセン試験の評価もＯＫであった。レーザ溶接の前に予熱処理を行っていなくても、実施例Ｎｏ．１－２に示すように、Ａｃ１点から５００℃までの温度域における平均冷却速度をＶｍａｘ以下とすることにより、溶接部に脆性破壊を生じる可能性を低減できることがわかる。
　これに対して、本発明の範囲外の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された比較例Ｎｏ．１－１、１－３、１－１１、１－１２、１－１９、１－２０では、溶接部の最高硬さは４００ＨＶを超えており、エリクセン試験の評価はＮＧであった。より詳しくは、鋼帯の鋼種がＡ～Ｃのいずれの場合においても、Ａｃ１点から５００℃までの温度域における平均冷却速度をＶｍａｘより大きくすると、比較例Ｎｏ．１－１、１－１２、１－１９、１－２０に示すように、冷却後の溶接部が硬質化し、溶接部の最高硬さが４００ＨＶを超えた。
　また、後熱処理における加熱温度がＡｃ１点未満の場合、比較例Ｎｏ．１－３に示すように、後熱処理によって溶接部が十分に軟質化せず、溶接部の最高硬さが４００ＨＶを超えた。比較例Ｎｏ．１－１１では、レーザ溶接直後に４０℃まで急冷されたことにより、エリクセン試験前に溶接割れが生じていた。
　（実施例２）
　表１に示す鋼種Ｄ～Ｎの鋼帯を用いて、レーザ溶接を行うことにより得られた溶接部に対して、エリクセン試験および硬さ試験を実施した。第１の冷却処理における平均冷却速度を０．１℃／ｓｅｃとする場合、後熱処理後、後熱ヒータの移動を停止するとともに出力を調整して、溶接部の一部について局所的に冷却速度を制御した。そして、溶接部における局所的に冷却速度を制御された部分について、溶接部特性を評価した。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明の範囲内の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された実施例Ｎｏ．２－１～２－４、２－６～２－９では、溶接部の最高硬さは４００ＨＶ以下であり、かつ、エリクセン試験の評価もＯＫであった。
　これに対して、本発明の範囲外の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された比較例Ｎｏ．２－５、２－１０～２－１５では、溶接部の最高硬さは４００ＨＶを超えており、エリクセン試験の評価はＮＧであった。より詳しくは、比較例Ｎｏ．２－５に示すように、鋼種ＨではＶｍａｘの値が６．７と小さい。そのため、Ａｃ１点から５００℃までの温度域における平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃと比較的緩やかであっても、平均冷却速度がＶｍａｘを超える。その結果、冷却後の溶接部が硬質化し、溶接部の最高硬さが４００ＨＶを超えた。
　また、鋼種Ｌ～ＮはＤＩ値が１５０ｍｍを超えており（表１を参照）、Ｖｍａｘが非常に小さい。比較例Ｎｏ．２－１１、２－１３、２－１５に示すように、このような鋼種については、レーザ溶接後の溶接部をＡｃ１点以上の温度に加熱した後、Ａｃ１点から５００℃までの温度域における平均冷却速度をＶｍａｘ以下としても、溶接部を十分に軟質化し難いことがわかる。
　（実施例３）
　表１に示す鋼種Ａ、Ｂ、Ｃの鋼帯であって、鋼種毎に板厚が１．８ｍｍ、３．０ｍｍ、６．０ｍｍの鋼帯に対して、レーザ溶接を行った。得られた溶接部に対して、エリクセン試験および硬さ試験を実施した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、本発明の範囲内の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された実施例Ｎｏ．３－１～３－２１では、いずれの鋼種でも板厚の違いによらず、溶接部の最高硬さは４００ＨＶ以下であり、かつ、エリクセン試験の評価もＯＫであった。
　（実施例４）
　表１に示す鋼種Ｂを用いるとともに、溶接ワイヤを添加しつつレーザ溶接を行うことにより得られた溶接部に対して、エリクセン試験および硬さ試験を実施した。
　溶接ワイヤとしては、ＹＧＷ１２（ＪＩＳ　Ｚ　３３１２）、φ０．９ｍｍのものを使用した。ワイヤ成分を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　低Ｃ濃度の溶接ワイヤを使用してレーザ溶接を行った場合、熱影響部では鋼種Ｂの成分のままであることから、熱影響部にて溶接部の最高硬さを示した。
　後熱処理の加熱前に３０℃まで冷却された比較例Ｎｏ．４－１では、エリクセン試験前に、熱影響部に溶接割れが生じていた。また、Ａｃ１点から５００℃までの温度域における平均冷却速度がＶｍａｘより速い４０℃／ｓｅｃとした比較例Ｎｏ．４－２では、熱影響部が硬質化し、溶接部の最高硬さが４００ＨＶを超えているとともに、エリクセン試験の評価はＮＧであった。
　これに対して、低Ｃ濃度の溶接ワイヤを使用してレーザ溶接を行った場合においても、本発明の範囲内の条件にてレーザ溶接および各種熱処理された実施例Ｎｏ．４－３、４－４では、熱影響部での硬質化が抑制された。その結果、溶接部の最高硬さは４００ＨＶ以下であり、かつ、エリクセン試験の評価もＯＫであった。
　ＳＴ１　後行鋼帯（炭素鋼材）
　ＳＴ２　先行鋼帯（炭素鋼材）
　４０　溶接部

Claims (6)

  1. 　複数の炭素鋼材を互いに溶接する溶接工程を含む炭素鋼材の溶接方法であって、
    　前記炭素鋼材における、式（１）で与えられる炭素当量Ｃｅｑは０．４以上であり、かつ、式（２）で与えられる理想臨界直径ＤＩは１５０ｍｍ以下であり、
    　前記溶接工程の後、前記溶接工程により生成した溶接部を、当該溶接部が１００℃未満の温度となる前に、Ａｃ１変態点以上の温度となるように再加熱する後熱工程と、
    　前記後熱工程にて加熱された前記溶接部を、Ａｃ１変態点から５００℃までの温度域において、式（３）で与えられる許容冷却速度Ｖｍａｘ以下の平均冷却速度にて冷却する緩冷却工程と、を含むことを特徴とする炭素鋼材の溶接方法。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｖ／１４）　・・・（１）
    　ＤＩ＝（６．９９×Ｃ０．５）×（１＋０．６４Ｓｉ）×（１＋４．１Ｍｎ）×（１＋２．８３Ｐ）×（１－０．６２Ｓ）×（１＋２．３３Ｃｒ）×（１＋３．１４Ｍｏ）×（１＋０．５２Ｎｉ）×（１＋１．５（０．９－Ｃ）Ｂ）　・・・（２）
    　Ｖｍａｘ＝９００／ＤＩ　・・・（３）
    　（ここで、
    　前記式（２）におけるＢの値は、前記炭素鋼材におけるＢ含有量が０．０００５質量％以上の場合は１を代入し、Ｂ含有量が０．０００５質量％未満の場合は０を代入し、
    　前記式（１）における各元素記号、並びに前記式（２）におけるＢ以外の各元素記号については、各元素の質量％濃度を代入する。）
  2. 　前記後熱工程では、Ａｃ１変態点以上８５０℃以下の範囲内の温度となるように再加熱することを特徴とする請求項１に記載の炭素鋼材の溶接方法。
  3. 　前記溶接工程の前に、前記溶接工程にて溶解して凝固する前記炭素鋼材の部分である溶接対象部を２００℃以上８００℃以下の温度に加熱する予熱工程を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の炭素鋼材の溶接方法。
  4. 　前記炭素鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３％以上１．５％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、およびＳ：０．０３５％以下を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の炭素鋼材の溶接方法。
  5. 　前記炭素鋼材の組成が、質量％で、Ｃｒ：１．８％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、およびＢ：０．０００５％以上０．０１％以下、からなる群から選ばれる１つ以上の条件を満たしていることを特徴とする請求項４に記載の炭素鋼材の溶接方法。
  6. 　前記溶接工程では、レーザ溶接により前記溶接部を形成することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の炭素鋼材の溶接方法。
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