"板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量で、0.05≦C≦0.07、PS<0.03、Ti≧0.03を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量で、0.07<C≦0.25、PS<0.03、Mn≦1.8、Ti>0.02を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量で、0.07<C≦0.25、PS<0.03、1.8≦Mn、Ti>0.02、0.053≧Ti含有量0.067×Si含有量を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とを前記フランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、前記フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成し、前記溶接部の溶接金属の成分が、質量で、0.25≦C、PS<0.03、Ti≧0.02を満たすことによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、前記溶接部の凝固過程において、等軸晶を溶融池内に生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法。下記1式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率は20以上である請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載されたレーザ溶接方法。等軸晶率={a1a2/t}×100ただし、tは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さmmであり、a1、a2を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さmmである。TiNを核生成サイトとして等軸晶凝固を発生する請求項1から請求項5までのいずれか1項に記載されたレーザ溶接方法。前記レーザ光を、前記フランジ部の端面から1.5mm以上4.5mm以下離して、移動させながら照射する請求項1から請求項6までのいずれか1項に記載されたレーザ溶接方法。前記フランジ部の幅が8mm以内であることを特徴とする請求項1から請求項7までのいずれか1項に記載されたレーザ溶接方法。板厚が0.5mm以上3.2mm以下であるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5mm以上3.2mm以下である1枚以上の鋼板とが前記フランジ部に形成された溶接部により溶接されたレーザ溶接継手であって、前記溶接部の溶接金属に生成された等軸晶を有し、下記1式により規定される前記等軸晶の存在率である等軸晶率が20以上であることを特徴とするレーザ溶接継手。等軸晶率={a1a2/t}×100ただし、tは、鋼板のレーザ溶接部の溶接方向と直交する断面において、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さmmであり、a1、a2を前記断面において前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さmmである。本発明は、従来の技術が有するこれらの課題に鑑みてなされたものであり、レーザ溶接の限界であるような極狭フランジ部の溶接であっても、割れを生じない簡便なレーザ溶接方法及びレーザ溶接継手を提供すること、具体的には、フランジ端1.5mmのような厳しい溶接条件であっても、歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全なレーザ溶接を行うことができ、これにより、部材の軽量化に寄与するレーザ溶接方法及びレーザ溶接継手を提供することを目的とする。本発明は、レーザ溶接金属の成分を適正化することにより、レーザ溶接金属の凝固初期に等軸晶を生成させ、割れを抑制することを骨子とし、具体的には、等軸晶の核となるTiNを生成させるために、Ti、N、Si等を活用する。本発明は、板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とをフランジ部を介して重ね合わせ、重ね合わされた複数枚の鋼板の最外層に位置する二枚の鋼板のうちの一方から他方へ向けて、レーザ光を、フランジ部の端部に沿って移動させながら照射して該フランジ部を溶融させて溶接部を形成することによって重ね合わされた鋼板をレーザ溶接する、レーザ溶接を用いた薄板重ね溶接方法において、溶接部の凝固初期に等軸晶を生成させることにより溶接時の凝固割れを抑制することを特徴とするレーザ溶接方法である。この本発明に係るレーザ溶接方法では、下記1式により規定される等軸晶の存在率である等軸晶率が45以上であることが最も望ましい。等軸晶率は、鋼板のレーザ溶接部を溶接進行方向と直交方向に切り出し、埋め込み、研磨後ピクラール腐食し、観察した結果に基づいて、下記式により求められる。等軸晶率={a1a2/t}×1001t:柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さa1、a2:前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さmm別の観点からは、本発明は、板厚が0.5~3.2mmであるとともに端部にフランジを有する鋼板と、板厚が0.5~3.2mmである1枚以上の鋼板とがフランジ部に形成された溶接部により溶接されたレーザ溶接継手であって、溶接部の溶接金属に生成された等軸晶を有し、上記1式により規定される等軸晶の存在率である等軸晶率が45以上であることを特徴とするレーザ溶接継手である。従来から炭素鋼のレーザ溶接部における凝固組織は柱状晶になることが知られており、等軸晶を観察したという報告例は見られない溶接学会全国大会講演概要、Vol.471990、314-315頁、急冷された炭素鋼レーザ溶融部の凝固形態、沓名ら参照これらの本発明では、等軸晶を生成するために溶接部の溶接金属の成分が、a0.05≦C≦0.07、PS<0.03、Ti≧0.03を満たし、TiNを等軸晶の核とすること、b0.07<C≦0.25、PS<0.03、Mn≦1.8、Ti>0.02、あるいは、0.07<C≦0.25、PS<0.03、1.8≦Mn、Ti>0.02、0.053≧Ti含有量0.067×Si含有量を満たし、TiNを等軸晶の核とすること、又はc0.25≦C、PS<0.03、Ti≧0.02を満たし、TiNを等軸晶の核とすることが望ましい。これらの本発明では、レーザ光を、フランジ部の端面から1.5mm以上離して、移動させながら照射すること、すなわち、溶接部がフランジ部の端面から1.5mm以上離れて形成されていることが望ましい。さらに、これらの本発明では、フランジ部の幅が8mm以内であることが望ましい。本発明により、フランジ端1.5mmのような厳しい溶接条件であっても、歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全な継手が得られ、部材の軽量化に寄与することができる。以下、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。本発明者らは、レーザ溶接部の溶接金属の成分最適化による割れ防止手法を確立するため、以下の検討を行った。図4は、実験方法を模式的に示す説明図であり、図4aは斜視図、図4bは平面図である。図4a及び図4bに示すように、レーザ溶接の狙い位置を鋼板のフランジ部の端部側から0.5mm毎に変更して凝固割れの発生状況を調査し、割れが発生しない限界フランジ端距離を用いて割れ感受性を評価した。この評価手法では、溶接狙い位置がフランジ部の端部側に近づくほど、フランジ部の端部側の母材は小さくなり、溶接時の熱による変形が大きくなる。すなわち、割れが発生しない限界フランジ端距離が小さくなるほど、割れ感受性が低い割れ難い材料であると判定することができる。さらに、この試験の溶接開始点は、図4bに示すように鋼板の外側とし、溶接部に生じる歪が大きいために割れに対して非常に厳しい条件とした。鋼の主たる成分であるC量に対する割れ感受性を検討すべく、C量のみを変えた板厚が1.2mmの鋼板C含有量:0.02~0.3、Si含有量:0.05、Mn含有量1.5、P含有量:0.02、S含有量:0.003を7鋼種準備し、図4の手法で割れ感受性を評価した結果を図5に示す。図5の割れが発生しない限界フランジ端距離が長いほど割れ感受性が高く、逆に短いほど割れ感受性が低いことを示す。図5に示すように、C含有量が0.02のような極低C量では、限界に近いフランジ端1.5mmを溶接した場合でも割れを生じず、割れ感受性が低いが、C含有量の増加とともに割れ感受性は高くなり、C含有量が約0.08程度で極大値を示した後にやや低下し、C含有量が約0.3以上の高C領域から再び高くなることがわかる。図6は、Fe-C二元系平衡状態図である。このようなC量に対する割れ感受性は、上述した凝固温度幅に加え、鋼母材の高温強度、鋼の凝固中の変態挙動など様々な要因が影響し、明確ではない。しかし、図6に示すFe-C二元系平衡状態図における固液共存領域の広さとその凝固モードから、下記のように概ね定性的に説明される。低C領域では、C含有量の増加とともに固液共存領域が広がり、割れ感受性は高くなる。これに対し、凝固モードは、C含有量が0.08程度において、L⇒Lδ⇒δの単相凝固から、包晶反応によってL⇒Lδ⇒Lδγという凝固モードに変化する。この固溶限の小さなγ相の出現により、P、Sなどの元素の偏析を助長し、割れ感受性はピークを示す。さらに、C含有量が増加すると、逆に、低C領域のL⇒Lδ⇒δ単相凝固に比べて、凝固時のデントライトの二次アームが十分に成長し、割れに対する抗力として働くため、逆に、割れ感受性が低減されると考えられる。図5のグラフに示す結果は、板厚1.2mmで評価した結果であるが、異なる板厚や2枚以上の同鋼種を重ね合わせて溶接した場合も割れが発生しない限界フランジ端距離は概ね変わらない。これは、板厚が厚い鋼種を溶接する場合、貫通溶接を行うために高い入熱が必要となり、凝固割れに必要なひずみの駆動力となる単位板厚当りの入熱量は板厚に依らずに略一定となるためである。さらに、図5で得られたC量による割れ感受性の影響に対し、表1に示した強度レベル270MPa軟鋼~強度レベル980MPa高張力鋼の量産材実用鋼であるA~E材板厚1.2mmを図4に示す手法で調べ、図5のグラフに白丸印でプロットして付記した。なお、表1におけるA~E材の化学成分の残部はFe及び不純物である。C以外の元素も異なる量産材A~D材の傾向は一致し、概ねC量に依存しているが、E材は同じC量のD材と比べ、極めて割れ感受性が低いことが判明した。そこで、このD、E材の両者の凝固組織を詳細に検討した。図7は、E材の凝固組織を示す説明図である。図7に示すように、割れが抑制されるものでは、溶接部の中央、すなわち、最終凝固位置に等軸晶が生成していることが判明した。図8は、等軸晶による割れ抑制を示す組織写真である。ここで、凝固割れは、溶融金属の最終凝固位置溶金中央部に形成された溶接線方向に沿った液膜に溶接時の応力が付与されることにより発生するが、図8に示したように、凝固の進行により液膜量が少なくなる前に、等軸晶を生成成長することにより、溶接線方向に沿った液膜は分断され、付与される歪低減により割れが抑制されると考えられる。本発明は、等軸晶の生成による割れ防止を骨子とするものであり、その一つの形態に過ぎないが、割れ防止に重要な役割を果たす等軸晶について詳細に調べた結果、等軸晶は、TiNを核として生成していることが判明した。なお、実用鋼D、実用項Eには、それぞれ強化元素として、Ti:0.02、0.06、不可避元素としてN:約0.004が含有されていた。このようなTiNの析出可否は、溶接金属に含まれるTi、Nの活量に依存するため、鋼の主要な含有元素であるSi、Mn、Tiの影響について検討した。なお、TiはTiN形成のために不可欠な元素であり、またSi、Mnは鋼の強化元素として不可欠な元素であり、Ti、Nの活量に及ぼす相互作用助係数及び添加量ともに大きいため、TiN生成に及ぼす影響が大きいことから、選んだ。一方、P、Sなどは、自動車用鋼板では、概ねPS<0.03と小量であり、Ti、Nに対する相互作用助係数も小さいこと、及びNも含有量そのものが少ないため、ここでは検討していない。検討に用いた鋼種を表2に示す。なお、ここでは、二枚重ね溶接板組とし、溶接金属の化学成分は、成分の異なる2鋼種を溶接することにより調整した。なお、表2の鋼種の化学成分の残部はFe及び不純物である。なお、この時のレーザ溶接の狙い位置は、フランジの端部からの距離が1.5mmの位置とし、凝固割れの発生の有無及び割れ長さを測定し、◎:割れ無し、×:割れ発生、○:割れ長さ低減割れ改善とした。図9a~図9は、C含有量が0.07、0.15又は0.25である溶接金属の割れ甘受性に及ぼすSi量、Ti量の影響を示すグラフである。図9aのグラフに示すように、もっとも割れ感受性が高いC:0.07、Mn:2.04の溶接金属では、フランジの端部からの距離1.5mmという厳しい条件では、0.03以上のTiにより割れ改善が見られる。図9b、図9cに示すように、割れ感受性がやや低減するC含有量が0.15の溶接金属では、Mn含有量が1.32の場合ではTi含有量が0.02以上で割れ甘受性の改善がみられ、Mn含有量が2.04の場合では、Ti含有量≧0.02以上、かつ0.053≧Ti含有量0.067×Si含有量の範囲で割れ感受性の改善が認められた。さらに、図9dに示すように、C含有量が0.25であってMn含有量が2.04では、Ti含有量が0.02以上で、割れ感受性の改善が認められた。なお、これら改善の認められた溶接金属には等軸晶が形成されていた。上記のSi、Mnの影響は、Tiの活量に依存すると推定することができ、Si、MnのTiに対する相互作用係数は、それぞれSi=1.43、Mn=-0.043という値が報告されており、Si量が増える程、Tiの活量は上り、TiNを核とした等軸晶形成が促進され、割れは改善されるが、Mnが増えれば、TiNを核とした等軸晶の形成が抑制され、よりTi、SiなどのTi活量を上げる添加元素が必要なことが判る。また、上記の結果から、等軸晶の生成量は、凝固割れの抑制の重要な要素であることがわかる。図10aは等軸晶率の定義を示す説明図であり、図10bは等軸晶率と図4に示す手法で評価した割れが発生しない限界フランジ端距離との関係を示すグラフである。ここで図10bのグラフにおける横軸の等軸晶率は、鋼板のレーザ溶接部を溶接進行方向と直交方向に切り出し、埋め込み、研磨後ピクラール腐食し、観察した結果に基づいて、下記式により求められる。等軸晶率={a1a2/t}×100図10aに示すように、tは、柱状晶が会合する位置における溶接金属部厚さmmであり、a1、a2を前記溶接部の柱状晶が会合する位置における等軸晶の生成厚さmmである。図10bにグラフで示すように、等軸晶を形成することにより、凝固割れの抑制の効果が得られ、その生成量と溶接部に付与される歪ここでは、フランジ端距離により、完全に凝固割れを抑制できる等軸晶の量は変わるが、最も厳しいフランジ端距離1.5mmの条件でも、等軸晶率が45以上あれば凝固割れのないレーザ溶接継手を得られる。また、図10bによると、等軸晶率が20でも割れが発生しない限界フランジ端距離が2mmと、等軸晶の無い場合の半分になるほど改善されている。割れが発生しない限界フランジ端距離が1.5mmと2.0mmとの違いは部材を製造する上であまり大きな違いではなく、等軸晶率が20以上あれば十分な割れ防止効果が得られる。また、TiNを等軸晶の核とした等軸晶により割れを抑制するためには、溶接金属の成分を、A0.05≦C≦0.07、PS<0.03、Ti≧0.03B0.07<C≦0.25、PS<0.03、Mn≦1.8、Ti>0.02C0.07<C≦0.25、PS<0.03、1.8≦Mn、Ti>0.02、0.053≧Ti含有量0.067×Si含有量、又はd0.25≦C、PS<0.03、Ti≧0.02とすれば、最も厳しいフランジの端部からの距離が1.5mmの位置でも、凝固割れを生じない溶接重ね継手が得られる。0.05≦C≦0.07としたのは、C含有量が0.05未満であれば、元々凝固割れを生じ難いためである。また、Tiの上限は特に設ける必要が無いが、添加元素の増大は、いたずらにコストが増加するだけなので、0.3以下とすることが好ましい。ここでは、板厚1.2mm同士の2枚重ね溶接における事例を用いて説明したが、いうまでもなく、本発明の効果は、薄板の重ね溶接継手に適用可能で、具体的には、板厚0.6mm以上3.2mm以下の鋼板を用いた等厚もしくは差厚の2、3枚など複数枚重ね継手のフランジ端溶接時に有効である。鋼板の板厚の下限である0.6mmは、一般的に使用される自動車用鋼板の下限値だからであり、上限である3.2mmは、自動車組立溶接に用いられるレーザ溶接機の出力4kW程度に基づいて規定した。なお,重ね合わせた複数枚の鋼板の合計板厚は4.0mm以下であることが望ましい。用いるレーザ光の種類に限定されることなく、所謂、CO2レーザ、ファイバーレーザ、DISKレーザなどのあらゆるレーザ光を用いた薄鋼板の重ね合わせ溶接に適用可能である。レーザ溶接の出力、速度、焦点位置などの諸溶接条件により影響を受けず適用が可能であるが、レーザ狙い位置フランジ端からの距離については、1.5mm以下とすると、フランジ端部が溶融溶落ちるおそれがあるため、1.5mm以上離れた位置とすることが好ましい。ここでは、平板を重ねた継手の例を用いたが、3次元形状に成形された部材を溶接組立するときのフランジ部に関しても当然,有効な方法である。本発明の実施例を説明するが、実施例で採用した条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するための一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、特許請求の範囲に記載される事項によってのみ規定されており、上記以外の実施の形態も可能である。本発明を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。供試材として、1.2mmもしくは1.4mmのC、Si、Mn、Tiの含有量が異なる平鋼板を端部が揃うように重ね合わせ、レーザ溶接した。レーザ溶接はYAGレーザを使用し、レーザ加工点出力を3.75kW、溶接速度を4m/minとした。またレーザビームは鋼板上に集光し、集光スポット径は直径0.6mmの円形集光を用いた。またレーザ照射位置は鋼板のフランジ端部から1.5mmで、フランジ長手方向端部から溶接を開始した。溶接金属部の成分は重ね合わせた2の鋼板の成分が完全に混合されると考え、C、Si、Mn、Tiが異なる溶接金属部を作製し、各溶接部における等軸晶率と割れ状況を評価した。なお、いずれの条件でもPS<0.03とした。得られた結果を表3に示す。表3において図9と同様に、◎:割れ無し、×:割れ発生、○:割れ長さ低減割れ改善を示す。表3に示すように、本発明の条件を満足することにより、等軸晶率が20以上あれば溶接割れが抑制でき、更に等軸晶率が45以上であればフランジ端1.5mmのような厳しい溶接条件であっても,歪抑制などの溶接ジグを用いることなく、凝固割れを抑制し、健全なレーザ溶接継手を得られることがわかる。"