日本金属学会誌 第 70 巻 第 2 号(2006)134137 800 MPa 級高張力鋼の YAG レーザー TIG ハイブリッド溶接 村 上 浩 二1 水戸岡 豊1 日 野 実1 五百川晴義2 小 野 裕 行2 片 山 聖 二3 1岡山県工業技術センター 2株式会社アステア 3大阪大学接合科学研究所 J. Japan Inst. Metals, Vol. 70, No. 2 (2006), pp. 134 137 2006 The Japan Institute of Metals YAG Laser TIG Hybrid Welding of 800 MPa Class High Tensile Strength Steel Koji Murakami1, Yutaka Mitooka1, Makoto Hino1, Haruyoshi Iogawa2, Hiroyuki Ono2 and Seiji Katayama3 1Industrial Technology Research Institute of Okayama Prefectural Government, Okayama 7011296 2ASTEER Co., Ltd., Soja 7191134 3Joining and Welding Research Institute, Osaka University, Ibaraki 5670047 bent sheets which Hybrid welding by laser (YAG, 2.7 kW) and arc (TIG, 300 A) was studied for rapid welding on two 90° face each other of 800 MPaclass high tensile strength steel in automotive applications. In the case the TIG torch preceded the laser irradiation, the arc generated between the tungsten electrode and the steel sheet became unstable because of its elongation by the feed of the molten pool, on which the arc tends to stay, and its sudden transfer to the steel sheet in the proximity of the tungsten electrode. On the other hand, higher stability of the arc and the resulting uniform beads were obtained when the TIG torch followed the laser irradiation. Microstructure and hardness of the welded region varied corresponding to the feed speed of the steel sheets. The heavier feed (117 mm/s) resulted in higher hardness in the bead, and hardness suddenly dropped in the heataffected zone in comparison with the case of the lighter feed (50 mm/s). Since worked areas containing dislocations undergoes recovery as well as martensite, bainite, and pearlite transformations during welding and subsequent cooling, nonuniformity of the welded part arises especially in the rapid fabrication by hybrid welding. Heat input, expansion of the heataffected zone, and resulting microstructure must be appropriately tuned depending on the size and the shape of the product for assuring desired mechanical properties. (Received October 19, 2005; Accepted December 14, 2005) Keywords: yttriumaluminumgarnet laser, tungsten inert gas welding, hybrid, welding, high tensile strength steel 部)ならびに熱影響部が形成されるため，これらを詳細に調 1. 緒 言 査し，製品の特性を把握するとともに，求められる機械的性 能を保証することが必要とされる． 輸送機器から排出される二酸化炭素量削減要請に対して ここでは，曲げ加工を施した 800 MPa 級高張力鋼板の溶 は，鉄鋼から軽合金への転換による車体軽量化1)とならび， 接について，溶接速度の向上を図るために YAG レーザと 軟鋼から高張力鋼への置き換えによる薄肉化2)が進められて アーク(TIG 溶接)を複合化し46)，その熱源配置と送り速度 いる．高張力鋼は，構造用鋼として溶接性・切り欠き靭性・ が，溶接部の外観，硬さ変化ならびに微細組織に与える影響 加工性等に優れているが，引張り強さが 700 MPa 以上の高 について述べる． 張力鋼を溶接する際には，過熱による熱影響部の拡大・結晶 粒の粗大化・水素脆性等に対する対策が必要とされる3)．そ 2. 実 験 方 法 の例として，被加工物の予熱と小入熱量の溶接，ならびに後 熱による歪の緩和等が従来行われているが，作業速度とコス 株 神戸製 被溶接材として， Table 1, 2 に示す高張力鋼板( トの観点からは，入熱方法の更なる検討による加工技術の高 鋼所製 JSC780Y (日本鉄鋼連盟規格 JFS A2001 1998))を用 度化が重要となる．さらに，塑性加工によって成形された複 いた．鋼板の厚さは 1.6 mm で，粒径 5 10 mm のフェライ 雑形状部品の溶接を行う際には，複雑な曲げ・プレス・しご トと，その粒界に沿って析出した幅 1 mm 程度の微細パーラ き・張り出し等の加工を受けた領域に，溶融凝固部(ビード イトからなる．ロール成形による曲げ加工の後，曲げ部同士 第 2 号 135 800 MPa 級高張力鋼の YAG レーザー TIG ハイブリッド溶接 Table 1 Chemical composition of the steel sheet. Table 3 Element C Si Mn P S Fe mass 0.08 0.70 1.61 0.008 0.002 bal. Table 2 Laser TIG Laser Laser TIG 17 ○ △ ○ 50 ○ △ ○ 83 × △ ○ 117 × △ ○ Mechanical properties of the steel sheet. Yield stress (MPa) Tensile strength (MPa) Elongation () 498 804 19 Appearance of bead for each welding condition. Feed speed (mm/s) ○Bead formed (uniform) △Bead formed (nonuniform) ×No bead を Fig. 1 の様に設置し， Fig. 2 に示す配置の熱源を用いて 溶接を行った．この時，固定された熱源に対して鋼板を移動 用いて微細組織を詳細に観察するとともに，集束イオンビー させたが，以下では熱源が移動したと考え， TIG とレーザ ム加工観察装置(以下 FIB )のマイクロサンプリング機構を の両熱源が＋x(被加工物が－x )方向に移動する場合を「レー 用いて EBSP 測定領域内から 5× 20× 5 mm の小片を取り出 ザ先行TIG 」と表現し，逆の場合を「 TIG 先行レーザ」 し，厚さ 100 nm まで薄片加工( Ga イオン加速電圧 40 10 とする． TIG 溶接のアーク電流を 300 A ， YAG レーザ(波 kV )7) した後，アルゴンイオンミリングによる最終仕上げ 長 1.06 mm )の出力を 2.7 kW とし，熱源移動速度を 17, 50, (アルゴンイオン加速電圧 4 kV ，イオン銃電流 10 mA)を施 83, 117 mm/s の 4 水準で変化させ，得られた溶接部につい し，透過電子顕微鏡観察を行った． てビード外観を観察するとともに，yz 面内での y 軸方向硬 さ変化の測定ならびに微細組織観察を行った．また，比較の 3. 実 験 結 果 ために CO2 アーク溶接(240 A, 33 mm/ s)ならびにレーザ単 独溶接を行い，同様に評価した． Table 3 には，各溶接条件に対するビード生成状況ならび 硬さ測定ならびに微細組織観察用の試料調整としては，湿 に外観を示す．レーザ単独では，送り速度が 50 mm/s を超 式切断機を用いて試験片を yz 面で切り出し，フェノール樹 える場合にビードが得られなくなる一方， TIG 溶接とのハ 脂に包埋し，SiC 耐水研磨紙による粗研磨(＃801500)に続 イブリッド化によって 117 mm/s までビードが生成したが， いてダイヤモンド砥粒(6, 3, 1 mm)による精密研磨を行い， TIG 溶接が先行した場合には不均一なビードが得られた． コロイダルシリカ懸濁液による最終仕上げを行った後， Fig. 3 は，CO2 アーク溶接ならびにレーザ先行TIG 溶接 0.5ナイタール(硝酸エタノール＝0.599.5, vol)によ ( 50, 117 mm / s )後のビード中心からの y 軸方向硬さ変化で る化学腐食を行った．硬さ測定は，Vickers 硬さ試験機を用 ある． CO2 アーク溶接( Fig. 3 ( a ))では，熱影響部が鋼板内 いて行い，試験荷重を 980 mN として，ビード中心から＋ y 側に達し，ビード部ならびに熱影響部の硬さは，溶接前の母 方向に 50 または 100 mm 間隔で測定した．光学顕微鏡によ 材の硬さを下回った．レーザ先行TIG 溶接(50 mm/s)(Fig. る観察の後，ビード部ならびに熱影響部について，硬さ試験 3(b))についても，熱影響部が鋼板の内側に達しているが， の圧痕周辺で電子線背面散乱図形(EBSP)解析を行った．さ 母材の硬さと比較して，ビード部のそれは 0.25 から 1 GPa らに，冷陰極電界放出型走査電子顕微鏡(以下 FESEM )を の範囲で高い値を示し，熱影響部については最大で 0.25 Fig. 1 Crosssectional drawing of the welded part. Fig. 2 Schematic illustration of the hybrid welding. Fig. 3 Hardness profile in the welded part. 136 Fig. 4 Cross sectional ( y z plane) macrostructure of the welded part in the specimen of LaserTIG 117 mm/s. 第 日 本 金 属 学 会 誌(2006) 70 巻 Fig. 6 Crosssectional secondary electron images of the specimen welded by LaserTIG (50 mm/s). Fig. 5 Grain boundary map at 200 mm from the inside of the steel sheet. GPa 程度増加した．一方，レーザ先行TIG 溶接( 117 mm / s )( Fig. 3 ( c ))では，ビード部の硬さが母材のそれよりも 0.75 から 1 GPa の範囲で高い値を示したが，幅 200 mm 程 度の領域(熱影響部( 1 ))において硬さが急激に減少し，幅 700 mm 程度の領域(熱影響部(2))が母材よりも 0.25 GPa 程 Fig. 7 Crosssectional secondary electron images of the specimen welded by LaserTIG (117 mm/s). 度低い硬さを示した後，母材に至る． Fig. 4 は，レーザ先行TIG 溶接( 117 mm / s )の断面マク ロ組織(光学顕微鏡による暗視野像)である．曲げ部の中央に は，幅約 1 mm のビードが形成されるとともに，約 150 mm の熱影響部(1)が確認される．Fig. 3 より，熱影響部(1)から ＋ y 方向には軟化した熱影響部( 2)が存在するが，光学顕微 鏡像では熱影響部(2)の組織と母材のそれとの間に明瞭な差 が認められなかった． Fig. 5 は，鋼板曲げ部の内側から－ y 方向に約 200 mm の 部分について， CO2 アーク溶接前後で EBSP 測定を行って 求めた粒界マップである．母材は，最大で粒径 10 mm 程度 の粒状フェライトと，その粒界に存在する幅 1 mm 程度の微 細パーライトからなり，フェライト粒内には曲げ加工の際に 導 入 さ れ た 転 位 に よ る 粒 内 方 位 変 化 が 認 め ら れ る ( Fig. 5(a))．CO2 アーク溶接によって，この粒内方位変化が減少 するとともに，粒状フェライトの粒径は溶接前に比べて減少 し，かつ均一化した． Fig. 6 は，レーザ先行TIG 溶接( 50 mm / s)後の y z 断面 について， FE SEM によって得られた二次電子像である． ビード中心( Fig. 6 ( a ))は主にラス状の結晶粒で構成され， 一部に炭化物の析出を伴う組織が観察される一方，熱影響部 ( Fig. 6( b ))ではラス状の結晶粒が減少するとともに，粒状 フェライトとパーライトの増加が認められた． Fig. 7 は， レーザ先行TIG 溶接( 117 mm / s )後の断面二次電子像であ Fig. 8 Transmission electron micrographs of the specimen welded by LaserTIG (117 mm/s). り，ビード中心(Fig. 7(a))は Fig. 6(a)よりも微細なラス状 の結晶粒からなる．熱影響部( Fig. 7 ( b ))については，ラス 状の結晶粒が主であったが，一部に粒状フェライトの生成が 確認された．また，Fig. 3(c)の熱影響部(2)について EBSP この領域は幅 100200 nm 程度のラス状結晶からなり，粒界 測定ならびに FESEM 観察を行ったところ，その組織は粒 および粒内に明瞭な炭化物は確認されないが，制限視野回折 状フェライトとその粒界に沿った微細パーライトであり，溶 図形において，セメンタイトの( 200 ) , ( 122 ) , ( 033 )面によ 接前に見られたフェライト粒内の小傾角粒界は消滅したが， る弱い回折が見られた． Fig. 5 で見られた結晶粒の微細化は確認されなかった． Fig. 8 は，レーザ先行TIG 溶接( 117 mm / s )について， 4. 考 察 Fig. 7(a), (b)の 2 点から FIB ならびにイオンミリングを用 いて作製した薄片試料の明視野像である． Fig. 8 ( a )より， Table 3 について，TIG 単体で被溶接物の送り方向を変化 第 2 号 800 MPa 級高張力鋼の YAG レーザー TIG ハイブリッド溶接 137 させ，溶融池の生成位置ならびにアークの発生状況を観測し 工熱処理に起因する不均一性が，製品に要求される機械的 た結果8)から，TIG が先行する配置では，レーザが先行する 性質を保証する上で重要になると考えられる．熱源のハイブ 場合と比較して，タングステン電極先端部と溶融池の距離が リッド化による溶接速度の向上に際しては，加熱領域の拡が 大きくなり，アークが＋x 方向に伸長した後，タングステン りと入熱量について，今後更なる検討が必要であり，材料特 電極付近の鋼板上へ瞬時に移行するとされている．アークが 性と製品形状への考慮を加えた溶接条件(レーザ波形の最適 溶融池直上に発生する傾向を持ち，被溶接物の送りに伴って 化9)・MIG, MAG の利用・熱源配置等)についても検討する 伸長し，電流経路の抵抗が高くなった結果，その安定位置へ ことで，製品用途に合った最も効率的なプロセス，ならびに と移行することが， TIG 溶接が先行した場合のビード不均 最適微細構造が得られると考えられる． 一性の原因と考えられる． Fig. 5 より，CO2 アーク溶接による熱影響部ではフェライ ま 5. と め ト結晶粒の微細化が観察されたが，これは溶接時に A3 変態 点以上に加熱されたことで，曲げ加工によって導入された転 曲げ加工を施した高張力鋼板に対して，レーザ( 2.7 位を析出サイトとしてオーステナイトが核生成・成長し，そ kW)単体では 50 mm/s を超える送り速度ではビードが得ら の後の冷却においてフェライト変態ならびにパーライト変態 れない一方，TIG(300 A)とレーザ(2.7 kW)のハイブリッド が起こったためである．溶接後の硬さの低下( Fig. 3 ( a )) 溶接では，送り速度 117 mm / s においてもビードが得られ は，この熱履歴によって転位が消滅したためと考えられる． る． 一方，レーザ先行TIG 溶接( 50 mm / s )では，ビード中心 TIG 先行レーザ溶接の場合はビードが不均一になる ( Fig. 6 ( a ))がラス状組織によって構成され，鋼板内側の熱 が，これはタングステン電極先端と溶融池との間に発生する 影響部( Fig. 6 ( b ))においては粒状フェライト，パーライト アークが熱源の移動と共に伸長した後，瞬時にタングステン に加えてラス状組織が観察される．このことから，本溶接に 電極近傍の鋼板上に移行する，アークの不安定性によると考 おける入熱量は CO2 アーク溶接に比べて少なく，冷却速度 えられる． が速いためにオーステナイトからマルテンサイトならびにベ レーザ先行TIG 溶接について，送り速度を減少さ イナイトが生成したと考えられる．ビード部はマルテンサイ せ，入熱量を増加させることで，冷却速度が低下し，ビード トならびにベイナイトを主とした組織であるが，熱影響部に 部のマルテンサイト量ならびに硬さが低下する．一方，入熱 ついては＋y 方向に向かって冷却速度が小さくなり，マルテ 量の増加によって熱影響部は拡大し，送り速度 50 mm /s で ンサイトならびにベイナイト量の減少に伴って，緩やかな硬 は鋼板内側に達するが，オーステナイトに変態した部分はマ さ変化を示す．レーザTIG 溶接( 117 mm / s )のビード中心 ルテンサイトならびにベイナイト変態を起こすため，ビード で観察されたラス状結晶( Fig. 8 ( a ))について，その粒界な 部から熱影響部にかけての急激な硬さ変化を避けることが出 らびに粒内に炭化物の析出が見られない一方，その制限視野 来る． 回折図形においてセメンタイトからの極めて弱い散乱が確認 曲げ加工後の溶接は， CCT 線図が示す変態に加えて されたことは，マルテンサイトが微量焼戻されていることを 加工硬化部の回復が同時に発現し，それぞれの領域が板厚と 示す． Fig. 3 ( c )において，ビード部の硬さはほぼ一定であ 形状にも依存した複雑な加工熱処理過程であり，この効果 ったことから，ほぼ全ての溶融部は凝固後にオーステナイト は溶接速度の向上と共に局在化する．製品に要求される機械 からマルテンサイトへと変態し，その後の放冷によって一部 的性質を満足するためには，加工部の形状を考慮した加熱領 がフェライトとセメンタイトに分解したと考えられる．熱影 域の拡がりと入熱量を検討し，それぞれの場合に応じた最適 響部( 2 )において，硬さが母材のそれを下回るとともに， 微細構造を得る必要がある． Fig. 5 の様な微細化が見られなかったことは，この領域では 加工硬化を受けた母材が加熱されて回復過程を経る一方，そ 文 献 の温度はオーステナイト粒の生成域に達しなかったことを意 味する．この場合，レーザ先行TIG 溶接(50 mm/s)と比較 して入熱量が減少し，冷却速度が増加するため，ビードの量 が減少し，その硬さは上昇するが，オーステナイト変態した 母材がマルテンサイトならびにベイナイト変態を示す領域， 即ち熱影響部も同時に減少する． 以上のことから，本稿で取扱った鋼板曲げ部の溶接は，曲 げによる加工硬化(転位の導入)，溶接による不均一加熱，溶 融凝固，オーステナイトからの冷却におけるマルテンサイ ト・ベイナイト・パーライト変態，フェライトでの回復が同 時に発現し，これが板厚や形状にも依存する，複雑な加工 熱処理過程である．特に，これらは送り速度が速い場合に顕 著に現れるため，レーザとアークの併用によって高速溶接を 行う場合，曲げ部では連続冷却曲線が示す変態に加え，加 1 ) The Japan Institute of Light Metals: Jidousyakeiryoukanotamenoseisangijutsu, (Nikkannkougyoushinbunsya, 2003) pp. 121128. 2) M. Tanino and S. Suzuki: Tekkouzairyounokagaku, (Uchida Roukakuho, 2001) pp. 193194. 3) The Japan Institute of Metals: Tekkouzairyou, (The Japan Institute of Metals, 1985) pp. 8491. 4) UK patent GB1547172 (1979). 5) US patent US4167662 (1979). 6) UK patent GB1600796 (1981). 7) K. Murakami, N. Nishida, K. Osamura, Y. Tomota and T. Suzuki: Acta Mater. 53(2005) 25632579. 8) Y. Naito, M. Mizutani and S. Katayama: Proc. Int. Congress on Applications of Lasers and ElectroOptics, (Laser Institute of America, 2003). 9) K. Hiraoka and S. Tsukamoto: J. Jpn. Weld. Soc. 74(2005) 102 108.
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