溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手
【課題】引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼材で溶接金属部の引張強度が７８０ＭＰａ以上、且つ靭性に優れたレーザビーム溶接継手を提供する。
【解決手段】溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、Ｃ：０．１４％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２％以上、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））が０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有し、レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたレーザビーム溶接継手。
【解決手段】溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、Ｃ：０．１４％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２％以上、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））が０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有し、レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたレーザビーム溶接継手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材のレーザビーム溶接継手に関し、特に引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼材で溶接金属部の引張強度が７８０ＭＰａ以上、且つ靭性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
レーザビーム溶接は、エネルギー密度が高いことから深溶け込みの高速溶接が可能で、高能率な溶接方法として期待されている。また、極めて局所的な溶融となるため母材への熱影響も小さく、歪や変形が小さい高品質な溶接継手を得ることができる。
【０００３】
このため、自動車など薄板分野においては、既に部材や車体の組立工程に実用化が進んでおり、多くの適用実績がある。一方、厚板分野においても、近年、高出力で光ファイバー伝送が可能な高性能のレーザビーム溶接機が市販されるようになり、溶接可能な板厚が増大したことから実用化に向けた本格的な検討がなされるようになった。
【０００４】
しかしながら、レーザビーム溶接は従来アーク溶接に比べて小入熱溶接であるため溶接後の冷却速度が速く、その結果、溶接金属部や熱影響部が硬化して靭性が劣化する場合が多いという問題がある。
【０００５】
このような問題に対して、例えば特許文献１では、鋼材の化学組成やＡｌ含有量を調整すると共に、酸化性雰囲気中で溶接することにより、レーザビーム溶接金属中の酸素含有量やＡｌ／Ｏ比を制御し、レーザビーム溶接金属組織をアシキュラーフェライトの発達した組織とすることで高靭化を図る技術が開示されている。
【０００６】
特許文献２では、鋼材および溶接材料のＴｉ、Ｂ含有量および炭素当量をそれぞれ規定すると共に、酸素供給ガスを含有するシールドガスを用いて溶接することにより、レーザビーム溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織にして、溶接金属部と熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００７】
特許文献３では、鋼材の化学組成を選択すると共に、最適なシールドガス雰囲気下でレーザビーム溶接することにより、溶接金属中の介在物組成や酸素、Ａｌ、Ｔｉ含有量のバランスを規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接金属組織のアシキュラーフェライト化を確実に実現させることで溶接金属部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００８】
特許文献４では、鋼材の化学組成や焼入臨界直径ＤＩを調整することで、レーザビーム溶接熱影響部の加熱オーステナイト粒径や組織に占めるマルテンサイトの割合を規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００９】
特許文献５では、鋼材の化学組成や炭素当量を調整することで、レーザビーム溶接金属部のオーステナイト粒径や組織に占めるマルテンサイトの割合を規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接金属部と熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００２−１２１６４２号公報
【特許文献２】特開２００３−２００２８４号公報
【特許文献３】特許第３６３３５０１号公報
【特許文献４】特開２００２−２１２６６６号公報
【特許文献５】特開２００８−１８４６７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、特許文献１では炭素当量を０．１７〜０．３５％に、特許文献２では炭素当量を０．１７〜０．４２％にそれぞれ規定されていることから、その適用できる鋼材の強度レベルは４９０ＭＰａあるいは５９０ＭＰａ級を対象としたものである。
【００１２】
特許文献３で提案された手法は、レーザビーム溶接金属組織のアシキュラーフェライト面積率を８０％以上にすることで高靭化を図ったものであり、その適用できる鋼材の強度レベルは４９０ＭＰａ級が限界である。
【００１３】
特許文献４および特許文献５では、鋼材の強度レベルが５９０ＭＰａあるいは７８０ＭＰａ級といった高強度鋼を対象としたもので、ミクロ組織をマルテンサイト化することで高靭化を図っている。
【００１４】
しかしながら、特許文献４で提案された手法は、レーザビーム溶接熱影響部の靭性改善を図ったものであり、レーザビーム溶接金属部の靭性向上に関しては考慮されていない。また特許文献５で提案された手法は、レーザビーム溶接金属部の靭性についても考慮されているが、レーザビーム溶接金属の化学組成についての明記はなく、例えばフィラーワイヤなどを用いた場合にその効果が得られるかは疑問である。
【００１５】
そこで、本発明は、上記した従来技術の問題点を鑑みて、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼において、溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、上記課題を解決するために、引張強度が７８０ＭＰａレベルの高強度鋼におけるレーザビーム溶接金属部の靭性におよぼす溶接金属の化学組成やミクロ組織について詳細な調査を行った。
【００１７】
その結果、レーザビーム溶接金属部の靭性は、マトリックス組織中に微細なアシキュラーフェライト相をある割合以上含んだ組織を呈する場合に良好であった。従来より、微細なアシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核生成サイトとして形成されることが知られており、７８０ＭＰａレベルの高強度鋼のレーザビーム溶接金属においても酸素量やＴｉ含有量などを適正に制御することで高靭化が達成されることを知見した。
【００１８】
また、このような靭性に良好な微細アシキュラーフェライトを多く含んだミクロ組織は、酸素供給ガスを含んだシールドガス中でレーザビーム溶接を行った場合に得られ、酸素供給ガスを含まない不活性ガスをシールドガスに用いた場合には得られないことも判明した。すなわち、本発明は、
１．鋼材のレーザビーム溶接継手であって、溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有することを特徴とする溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃｅｑ：炭素当量（ｍａｓｓ％）
Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％）
２．レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたことを特徴とする１記載の溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼で、溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手を提供することができ、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
まず、本発明のレーザビーム溶接継手の溶接金属の化学成分に関する限定理由について説明する。説明において％はｍａｓｓ％とする。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．１４％
Ｃは、焼入れ性を増加させる元素であるため、溶接金属の強度確保に重要な元素である。しかし、０．０２％未満では十分な強度の確保が困難である。一方、０．１４％を超えて含有すると、レーザビーム溶接金属のマトリックス組織中におけるマルテンサイト相の硬さが上昇すると共に、Ｍ−Ａ組織（島状マルテンサイト）の生成が顕著となる。その結果、レーザビーム溶接金属部の靭性は著しく劣化する。このため、溶接金属のＣは０．０２〜０．１４％に限定する。
【００２２】
Ｔｉ：０．００６〜０．０５％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物を介してアシキュラーフェライト生成に有効に働き、レーザビーム溶接金属部の高靭化に寄与する重要な元素である。レーザビーム溶接を酸素供給ガスを含有するシールドガス中で行うことで、鋼材や溶接材料に含まれるＴｉは酸素と結合してＴｉ系酸化物を形成する。このＴｉ系酸化物がアシキュラーフェライトの核生成サイトとして働き、レーザビーム溶接金属は微細なアシキュラーフェライト相を含んだミクロ組織となり、溶接金属の靭性が向上する。溶接金属中のＴｉ含有量が０．００６％未満では、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなる酸化物の量が十分に確保できない。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０５％を超えて含有すると、溶接金属中に不要な析出物を増加させ、靭性を低下させる。このため、溶接金属のＴｉは０．００６〜０．０５％に限定する。
【００２３】
Ａｌ：０．０２％以下
Ａｌは、Ｔｉよりも酸素との親和力が強いため、溶接金属の凝固過程初期段階に酸化物（Ａｌ２Ｏ３）を形成する。しかしながら、Ａｌ２Ｏ３はアシキュラーフェライトの核生成サイトとして機能しない酸化物である。
【００２４】
従って、本発明ではアシキュラーフェライトの核生成サイトとして機能するＴｉ系酸化物を優先的に生成させるという観点からは、レーザビーム溶接金属中のＡｌ含有量は低減することが好ましいが、０．０２％までは許容する。Ａｌが０．０２％を超えて含有された場合、Ｔｉ系酸化物による溶接金属組織のアシキュラーフェライトを確保するため多量の酸素を含有させることが必要となり、酸化物が過剰となって靭性は劣化する。このため、溶接金属のＡｌは０．０２％以下に限定する。
【００２５】
Ｂ：０．００１％以下
Ｂは、焼入れ性を増加させる元素であるため、溶接金属の強度確保に有効な元素である。しかし、本発明で対象とする引張強度が７８０ＭＰａレベルの高強度鋼のレーザビーム溶接金属では、Ｂ含有量が０．００１％を超えるとレーザビーム溶接金属のマトリックス組織はマルテンサイトが９０％以上を占めるような組織となり、溶接金属部の靭性が劣化する。このため、溶接金属のＢは０．００１％以下に限定する。
【００２６】
Ｏ：０．０２〜０．０５％
Ｏは、溶接金属中でＴｉと結合した酸化物系介在物の形態で存在し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとして働き、レーザビーム溶接金属部の高靭化に寄与する重要な元素である。溶接金属のＯ含有量が０．０２％未満では、十分な量のＴｉ系酸化物が確保できないため、このような高靭化効果を得ることはできない。一方、溶接金属のＯ含有量が０．０５％を超えると、酸化物が過剰になるとともに粗大な介在物も生成して靭性は劣化する。このため、溶接金属のＯは０．０２〜０．０５％に限定する。
【００２７】
Ｃｅｑ：０．３３〜０．５３％
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％））は、溶接硬化性および焼入れ性を示す指標であり、溶接継手部の強度や靭性に大きな影響を与える。レーザビーム溶接のように冷却速度が速い溶接においては、溶接金属のＣｅｑが０．５３％を超えると、溶接金属が著しく硬化し、靭性が低下する。一方、溶接金属のＣｅｑが０．３３％未満の場合、レーザビーム溶接のような冷却速度が速い溶接においても十分な焼入れ性が確保されず、粒界フェライトあるいはポリゴナルフェライトが生成するようになる。その結果、７８０ＭＰａ級の引張強度を満足することが困難となり、靭性も低下する。このため、溶接金属のＣｅｑは０．３３〜０．５３％、好ましくは、０．３５〜０．５０％である。
【００２８】
引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼の場合、その成分組成として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉが含有され、レーザビーム溶接金属には各合金元素の含有量の一部が含有される。更に、溶接材料（フィラーワイヤ）から各種合金元素が添加されるため、本発明では、溶接金属におけるＣ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｏの含有量とＣｅｑの上下限を規定し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とする。しかしながら、本発明で用いる母材の成分組成としては、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０４％以下であることが好ましい。またフィラーワイヤの成分組成としては、Ｃ：０．１４％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％であることが好ましい。
【００２９】
次にミクロ組織について説明する。レーザビーム溶接金属部の高靭化を図るためには、上記化学成分の限定を前提とした上で、ミクロ組織を面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含む組織とする。
【００３０】
アシキュラーフェライト相が面積率で４０％未満では、良好な靭性が得られない。このため、本発明においては、アシキュラーフェライト相が面積率で４０％以上に限定する。なお、溶接金属の引張強度が７８０ＭＰａ以上を満足するためには、アシキュラーフェライト相以外の組織は、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相とする。
【００３１】
上記化学成分およびミクロ組織を有するレーザビーム溶接金属を製造する方法として、レーザビーム溶接時のシールドガスに酸素供給ガスを含有するガスを用いる。酸素供給ガスとしては、酸素ガス、炭酸ガスあるいはそれらの混合ガスを含む不活性ガスが例示される。
【００３２】
酸素供給ガスを含有する酸化性雰囲気中で溶接することにより、酸素が溶接金属中に供給され、鋼材や溶接材料に含有されるＴｉが酸素と結合してＴｉ系酸化物を形成し、溶接金属中に分散される。
【００３３】
Ｔｉ系酸化物はアシキュラーフェライトの核生成サイトとして有効に働き、溶接金属組織を微細なアシキュラーフェライト相を含んだ組織にして、高い靭性が得られるようになる。
【００３４】
以下、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
【実施例】
【００３５】
表１に示す化学組成の供試鋼板（板厚１１ｍｍ）と、表２に示す化学組成の溶接材料（フィラーワイヤ、直径１．０ｍｍ）を種々組合わせて、さらにレーザビーム溶接時のシールドガスを変化させてレーザビーム溶接継手を作製した。
【００３６】
レーザビーム溶接は、ファイバーレーザ溶接装置を用いて、レーザ出力：１０ｋＷ、溶接速度：０．８ｍ／ｍｉｎ、開先形状：Ｉ開先、ルートギャップ：０．５ｍｍの条件にて行った。
【００３７】
得られたレーザビーム溶接継手について、溶接金属の化学組成分析、マトリックス組織のミクロ観察、シャルピー衝撃試験、ビッカース硬さ測定を実施した。レーザビーム溶接金属組織中のアシキュラーフェライト面積率は、光学顕微鏡（×４００）で５視野観察し、画像解析装置により計測した各視野のアシキュラーフェライト面積率の平均値とした。
【００３８】
シャルピー衝撃試験は、溶接金属中央部から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）にて評価した。ビッカース硬さ測定は、溶接金属中央部を板厚方向に荷重９．８Ｎで測定した平均値で評価した。
【００３９】
表３にこれらの試験結果を示す。継手Ｎｏ．１〜８は、レーザビーム溶接金属部のＣ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｏ、Ｃｅｑが本発明で規定する要件を満足し、溶接金属部のミクロ組織も面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含む本発明例で、レーザビーム溶接金属部のシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）は１００Ｊを超える値となっている。ビッカース硬さも２６０を超えており、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有していることが確認された(ＪＩＳハンドブック鉄鋼１（２０１０）硬さ換算表（ＳＡＥＪ４１７）による）。
【００４０】
これに対して、継手Ｎｏ．９はシールドガスにＡｒを用いたため、溶接金属のＯ量が本発明で規定する範囲外となり、ミクロ組織においてアシキュラーフェライト相が生成せず、靭性に劣っている。継手Ｎｏ．１０は、溶接金属のＣおよびＣｅｑが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、アシキュラーフェライト相が含まれない非常に硬い組織となり、靭性が低い。
【００４１】
継手Ｎｏ．１１は、溶接金属のＯ量が０．０１２％と本発明で規定する範囲の下限未満であるため、ミクロ組織中のアシキュラーフェライト相の割合が少なく、靭性が低い。継手Ｎｏ．１２は、溶接金属のＴｉおよびＡｌが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、ミクロ組織はアシキュラーフェライト相を含んでいるものの、靭性は低い。
【００４２】
継手Ｎｏ．１３は、溶接金属のＣｅｑが本発明で規定する範囲の下限未満であるため、溶接金属はアシキュラーフェライト相の割合が少なく硬さも低くなり、靭性に劣っている。継手Ｎｏ．１４は、溶接金属のＢが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、溶接金属はアシキュラーフェライト相が含まれない硬い組織となり、靭性が低い。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼材のレーザビーム溶接継手に関し、特に引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼材で溶接金属部の引張強度が７８０ＭＰａ以上、且つ靭性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
レーザビーム溶接は、エネルギー密度が高いことから深溶け込みの高速溶接が可能で、高能率な溶接方法として期待されている。また、極めて局所的な溶融となるため母材への熱影響も小さく、歪や変形が小さい高品質な溶接継手を得ることができる。
【０００３】
このため、自動車など薄板分野においては、既に部材や車体の組立工程に実用化が進んでおり、多くの適用実績がある。一方、厚板分野においても、近年、高出力で光ファイバー伝送が可能な高性能のレーザビーム溶接機が市販されるようになり、溶接可能な板厚が増大したことから実用化に向けた本格的な検討がなされるようになった。
【０００４】
しかしながら、レーザビーム溶接は従来アーク溶接に比べて小入熱溶接であるため溶接後の冷却速度が速く、その結果、溶接金属部や熱影響部が硬化して靭性が劣化する場合が多いという問題がある。
【０００５】
このような問題に対して、例えば特許文献１では、鋼材の化学組成やＡｌ含有量を調整すると共に、酸化性雰囲気中で溶接することにより、レーザビーム溶接金属中の酸素含有量やＡｌ／Ｏ比を制御し、レーザビーム溶接金属組織をアシキュラーフェライトの発達した組織とすることで高靭化を図る技術が開示されている。
【０００６】
特許文献２では、鋼材および溶接材料のＴｉ、Ｂ含有量および炭素当量をそれぞれ規定すると共に、酸素供給ガスを含有するシールドガスを用いて溶接することにより、レーザビーム溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織にして、溶接金属部と熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００７】
特許文献３では、鋼材の化学組成を選択すると共に、最適なシールドガス雰囲気下でレーザビーム溶接することにより、溶接金属中の介在物組成や酸素、Ａｌ、Ｔｉ含有量のバランスを規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接金属組織のアシキュラーフェライト化を確実に実現させることで溶接金属部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００８】
特許文献４では、鋼材の化学組成や焼入臨界直径ＤＩを調整することで、レーザビーム溶接熱影響部の加熱オーステナイト粒径や組織に占めるマルテンサイトの割合を規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【０００９】
特許文献５では、鋼材の化学組成や炭素当量を調整することで、レーザビーム溶接金属部のオーステナイト粒径や組織に占めるマルテンサイトの割合を規定範囲に制御し、その結果、レーザビーム溶接金属部と熱影響部の高靭化を図る技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００２−１２１６４２号公報
【特許文献２】特開２００３−２００２８４号公報
【特許文献３】特許第３６３３５０１号公報
【特許文献４】特開２００２−２１２６６６号公報
【特許文献５】特開２００８−１８４６７２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
しかし、特許文献１では炭素当量を０．１７〜０．３５％に、特許文献２では炭素当量を０．１７〜０．４２％にそれぞれ規定されていることから、その適用できる鋼材の強度レベルは４９０ＭＰａあるいは５９０ＭＰａ級を対象としたものである。
【００１２】
特許文献３で提案された手法は、レーザビーム溶接金属組織のアシキュラーフェライト面積率を８０％以上にすることで高靭化を図ったものであり、その適用できる鋼材の強度レベルは４９０ＭＰａ級が限界である。
【００１３】
特許文献４および特許文献５では、鋼材の強度レベルが５９０ＭＰａあるいは７８０ＭＰａ級といった高強度鋼を対象としたもので、ミクロ組織をマルテンサイト化することで高靭化を図っている。
【００１４】
しかしながら、特許文献４で提案された手法は、レーザビーム溶接熱影響部の靭性改善を図ったものであり、レーザビーム溶接金属部の靭性向上に関しては考慮されていない。また特許文献５で提案された手法は、レーザビーム溶接金属部の靭性についても考慮されているが、レーザビーム溶接金属の化学組成についての明記はなく、例えばフィラーワイヤなどを用いた場合にその効果が得られるかは疑問である。
【００１５】
そこで、本発明は、上記した従来技術の問題点を鑑みて、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度鋼において、溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、上記課題を解決するために、引張強度が７８０ＭＰａレベルの高強度鋼におけるレーザビーム溶接金属部の靭性におよぼす溶接金属の化学組成やミクロ組織について詳細な調査を行った。
【００１７】
その結果、レーザビーム溶接金属部の靭性は、マトリックス組織中に微細なアシキュラーフェライト相をある割合以上含んだ組織を呈する場合に良好であった。従来より、微細なアシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核生成サイトとして形成されることが知られており、７８０ＭＰａレベルの高強度鋼のレーザビーム溶接金属においても酸素量やＴｉ含有量などを適正に制御することで高靭化が達成されることを知見した。
【００１８】
また、このような靭性に良好な微細アシキュラーフェライトを多く含んだミクロ組織は、酸素供給ガスを含んだシールドガス中でレーザビーム溶接を行った場合に得られ、酸素供給ガスを含まない不活性ガスをシールドガスに用いた場合には得られないことも判明した。すなわち、本発明は、
１．鋼材のレーザビーム溶接継手であって、溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有することを特徴とする溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃｅｑ：炭素当量（ｍａｓｓ％）
Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％）
２．レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたことを特徴とする１記載の溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼で、溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手を提供することができ、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
まず、本発明のレーザビーム溶接継手の溶接金属の化学成分に関する限定理由について説明する。説明において％はｍａｓｓ％とする。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．１４％
Ｃは、焼入れ性を増加させる元素であるため、溶接金属の強度確保に重要な元素である。しかし、０．０２％未満では十分な強度の確保が困難である。一方、０．１４％を超えて含有すると、レーザビーム溶接金属のマトリックス組織中におけるマルテンサイト相の硬さが上昇すると共に、Ｍ−Ａ組織（島状マルテンサイト）の生成が顕著となる。その結果、レーザビーム溶接金属部の靭性は著しく劣化する。このため、溶接金属のＣは０．０２〜０．１４％に限定する。
【００２２】
Ｔｉ：０．００６〜０．０５％
Ｔｉは、Ｔｉ系酸化物を介してアシキュラーフェライト生成に有効に働き、レーザビーム溶接金属部の高靭化に寄与する重要な元素である。レーザビーム溶接を酸素供給ガスを含有するシールドガス中で行うことで、鋼材や溶接材料に含まれるＴｉは酸素と結合してＴｉ系酸化物を形成する。このＴｉ系酸化物がアシキュラーフェライトの核生成サイトとして働き、レーザビーム溶接金属は微細なアシキュラーフェライト相を含んだミクロ組織となり、溶接金属の靭性が向上する。溶接金属中のＴｉ含有量が０．００６％未満では、アシキュラーフェライトの核生成サイトとなる酸化物の量が十分に確保できない。一方、溶接金属中のＴｉ含有量が０．０５％を超えて含有すると、溶接金属中に不要な析出物を増加させ、靭性を低下させる。このため、溶接金属のＴｉは０．００６〜０．０５％に限定する。
【００２３】
Ａｌ：０．０２％以下
Ａｌは、Ｔｉよりも酸素との親和力が強いため、溶接金属の凝固過程初期段階に酸化物（Ａｌ２Ｏ３）を形成する。しかしながら、Ａｌ２Ｏ３はアシキュラーフェライトの核生成サイトとして機能しない酸化物である。
【００２４】
従って、本発明ではアシキュラーフェライトの核生成サイトとして機能するＴｉ系酸化物を優先的に生成させるという観点からは、レーザビーム溶接金属中のＡｌ含有量は低減することが好ましいが、０．０２％までは許容する。Ａｌが０．０２％を超えて含有された場合、Ｔｉ系酸化物による溶接金属組織のアシキュラーフェライトを確保するため多量の酸素を含有させることが必要となり、酸化物が過剰となって靭性は劣化する。このため、溶接金属のＡｌは０．０２％以下に限定する。
【００２５】
Ｂ：０．００１％以下
Ｂは、焼入れ性を増加させる元素であるため、溶接金属の強度確保に有効な元素である。しかし、本発明で対象とする引張強度が７８０ＭＰａレベルの高強度鋼のレーザビーム溶接金属では、Ｂ含有量が０．００１％を超えるとレーザビーム溶接金属のマトリックス組織はマルテンサイトが９０％以上を占めるような組織となり、溶接金属部の靭性が劣化する。このため、溶接金属のＢは０．００１％以下に限定する。
【００２６】
Ｏ：０．０２〜０．０５％
Ｏは、溶接金属中でＴｉと結合した酸化物系介在物の形態で存在し、アシキュラーフェライトの核生成サイトとして働き、レーザビーム溶接金属部の高靭化に寄与する重要な元素である。溶接金属のＯ含有量が０．０２％未満では、十分な量のＴｉ系酸化物が確保できないため、このような高靭化効果を得ることはできない。一方、溶接金属のＯ含有量が０．０５％を超えると、酸化物が過剰になるとともに粗大な介在物も生成して靭性は劣化する。このため、溶接金属のＯは０．０２〜０．０５％に限定する。
【００２７】
Ｃｅｑ：０．３３〜０．５３％
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％））は、溶接硬化性および焼入れ性を示す指標であり、溶接継手部の強度や靭性に大きな影響を与える。レーザビーム溶接のように冷却速度が速い溶接においては、溶接金属のＣｅｑが０．５３％を超えると、溶接金属が著しく硬化し、靭性が低下する。一方、溶接金属のＣｅｑが０．３３％未満の場合、レーザビーム溶接のような冷却速度が速い溶接においても十分な焼入れ性が確保されず、粒界フェライトあるいはポリゴナルフェライトが生成するようになる。その結果、７８０ＭＰａ級の引張強度を満足することが困難となり、靭性も低下する。このため、溶接金属のＣｅｑは０．３３〜０．５３％、好ましくは、０．３５〜０．５０％である。
【００２８】
引張強度が７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼の場合、その成分組成として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉが含有され、レーザビーム溶接金属には各合金元素の含有量の一部が含有される。更に、溶接材料（フィラーワイヤ）から各種合金元素が添加されるため、本発明では、溶接金属におけるＣ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｏの含有量とＣｅｑの上下限を規定し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物とする。しかしながら、本発明で用いる母材の成分組成としては、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０４％以下であることが好ましい。またフィラーワイヤの成分組成としては、Ｃ：０．１４％以下、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％であることが好ましい。
【００２９】
次にミクロ組織について説明する。レーザビーム溶接金属部の高靭化を図るためには、上記化学成分の限定を前提とした上で、ミクロ組織を面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含む組織とする。
【００３０】
アシキュラーフェライト相が面積率で４０％未満では、良好な靭性が得られない。このため、本発明においては、アシキュラーフェライト相が面積率で４０％以上に限定する。なお、溶接金属の引張強度が７８０ＭＰａ以上を満足するためには、アシキュラーフェライト相以外の組織は、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相とする。
【００３１】
上記化学成分およびミクロ組織を有するレーザビーム溶接金属を製造する方法として、レーザビーム溶接時のシールドガスに酸素供給ガスを含有するガスを用いる。酸素供給ガスとしては、酸素ガス、炭酸ガスあるいはそれらの混合ガスを含む不活性ガスが例示される。
【００３２】
酸素供給ガスを含有する酸化性雰囲気中で溶接することにより、酸素が溶接金属中に供給され、鋼材や溶接材料に含有されるＴｉが酸素と結合してＴｉ系酸化物を形成し、溶接金属中に分散される。
【００３３】
Ｔｉ系酸化物はアシキュラーフェライトの核生成サイトとして有効に働き、溶接金属組織を微細なアシキュラーフェライト相を含んだ組織にして、高い靭性が得られるようになる。
【００３４】
以下、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
【実施例】
【００３５】
表１に示す化学組成の供試鋼板（板厚１１ｍｍ）と、表２に示す化学組成の溶接材料（フィラーワイヤ、直径１．０ｍｍ）を種々組合わせて、さらにレーザビーム溶接時のシールドガスを変化させてレーザビーム溶接継手を作製した。
【００３６】
レーザビーム溶接は、ファイバーレーザ溶接装置を用いて、レーザ出力：１０ｋＷ、溶接速度：０．８ｍ／ｍｉｎ、開先形状：Ｉ開先、ルートギャップ：０．５ｍｍの条件にて行った。
【００３７】
得られたレーザビーム溶接継手について、溶接金属の化学組成分析、マトリックス組織のミクロ観察、シャルピー衝撃試験、ビッカース硬さ測定を実施した。レーザビーム溶接金属組織中のアシキュラーフェライト面積率は、光学顕微鏡（×４００）で５視野観察し、画像解析装置により計測した各視野のアシキュラーフェライト面積率の平均値とした。
【００３８】
シャルピー衝撃試験は、溶接金属中央部から２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）にて評価した。ビッカース硬さ測定は、溶接金属中央部を板厚方向に荷重９．８Ｎで測定した平均値で評価した。
【００３９】
表３にこれらの試験結果を示す。継手Ｎｏ．１〜８は、レーザビーム溶接金属部のＣ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｏ、Ｃｅｑが本発明で規定する要件を満足し、溶接金属部のミクロ組織も面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含む本発明例で、レーザビーム溶接金属部のシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）は１００Ｊを超える値となっている。ビッカース硬さも２６０を超えており、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有していることが確認された(ＪＩＳハンドブック鉄鋼１（２０１０）硬さ換算表（ＳＡＥＪ４１７）による）。
【００４０】
これに対して、継手Ｎｏ．９はシールドガスにＡｒを用いたため、溶接金属のＯ量が本発明で規定する範囲外となり、ミクロ組織においてアシキュラーフェライト相が生成せず、靭性に劣っている。継手Ｎｏ．１０は、溶接金属のＣおよびＣｅｑが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、アシキュラーフェライト相が含まれない非常に硬い組織となり、靭性が低い。
【００４１】
継手Ｎｏ．１１は、溶接金属のＯ量が０．０１２％と本発明で規定する範囲の下限未満であるため、ミクロ組織中のアシキュラーフェライト相の割合が少なく、靭性が低い。継手Ｎｏ．１２は、溶接金属のＴｉおよびＡｌが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、ミクロ組織はアシキュラーフェライト相を含んでいるものの、靭性は低い。
【００４２】
継手Ｎｏ．１３は、溶接金属のＣｅｑが本発明で規定する範囲の下限未満であるため、溶接金属はアシキュラーフェライト相の割合が少なく硬さも低くなり、靭性に劣っている。継手Ｎｏ．１４は、溶接金属のＢが本発明で規定する範囲の上限を超えているため、溶接金属はアシキュラーフェライト相が含まれない硬い組織となり、靭性が低い。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼材のレーザビーム溶接継手であって、溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有することを特徴とする溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
ここで、Ｃｅｑ：炭素当量（ｍａｓｓ％）
Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項２】
レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたことを特徴とする請求項１記載の溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
【請求項１】
鋼材のレーザビーム溶接継手であって、溶接金属が、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．１４％、Ｔｉ：０．００６〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００１％以下、Ｏ：０．０２〜０．０５％、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．５３％の組成と、面積率で４０％以上のアシキュラーフェライト相を含むミクロ組織を有することを特徴とする溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
ここで、Ｃｅｑ：炭素当量（ｍａｓｓ％）
Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項２】
レーザビーム溶接のシールドガスとして酸素供給ガスを含有するガスを用いたことを特徴とする請求項１記載の溶接金属部の靭性に優れたレーザビーム溶接継手。
【公開番号】特開２０１２−１１５８３９（Ｐ２０１２−１１５８３９Ａ）
【公開日】平成２４年６月２１日（２０１２．６．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−２６４７９２（Ｐ２０１０−２６４７９２）
【出願日】平成２２年１１月２９日（２０１０．１１．２９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年６月２１日（２０１２．６．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年１１月２９日（２０１０．１１．２９）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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