CN115087511A - 具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的一个实施方案涉及通过将两片母材的一部分搭接并使用焊接材料在其上进行角焊而获得的焊件，并且提供了具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法，焊件包括母材、焊道和焊根部增强焊缝金属，其中母材的抗拉强度为780MPa，焊道的焊趾角度为160度或更大，以及焊道和焊根部增强焊缝金属具有280Hv至320Hv的维氏硬度和350MPa或更高的疲劳强度。

Description

具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法

技术领域

本公开内容涉及具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法。

背景技术

在汽车领域中，由于根据针对诸如全球变暖的问题的环境保护的燃料效率监管政策，对用于车身和部件的轻量化技术的研究正在成为主要问题。根据这个原则，对于汽车驱动性能重要的底盘部件也需要应用高强度钢材来减轻重量。为了实现这样的部件的重量减轻，必须提高材料的强度，并且保证由高强度钢材制成的部件在施加重复的疲劳载荷的环境中的耐久性是重要的因素。在组装汽车底盘部件时主要用于确保强度的电弧焊接的情况下，由于通过焊丝的焊接而在部件之间进行搭接接头焊接，因此不可避免地提供具有一定几何形状的接头部。然而，由于这充当重复疲劳应力集中部分(缺口效应)并且成为断裂起始点，导致部件的耐久性性能劣化，因此存在损失应用高强度钢材的优点的限制。如上所述，对于焊接部的疲劳特性，最重要的事情是减小主要是应力集中部分的焊道端部的角度(焊趾角度)，并且据报道，由于来自焊接的热输入而与热影响区域(heat-affected zone，HAZ)的软化没有直接相关性。

同时，作为用于解决这样的问题的代表性技术，提供了专利文献1。在专利文献1中，提出了针对焊道的焊趾部的各温度区间(即，热影响区域(HAZ))的材料控制的概念以改善具有5mm或更小的板厚度和780MPa或更大的抗拉强度的钢材的电弧焊接部的疲劳特性(例如，表面上0.1mm深度处最小硬度的位置必须距离熔合线至少0.3mm)，但是可以通过减小焊道焊趾角度来改善疲劳特性的具体焊接方法的细节不充分。

作为另一种技术，提供了专利文献2和3。专利文献2提出了疲劳特性可以通过经由用凿(冲击销)连续击打焊道的端部以形成塑性变形区域来施加压缩应力而改善，专利文献3公开了在焊接之后通过等离子体热源对焊道的端部进行的重熔处理方法，以减小为汽车用底盘部件的副车架与支架之间的电弧焊道的焊趾角度。然而，以上提出的方法具有不可避免的限制，即由于增加了焊后过程，因此在制造部件时可能增加过程成本。

作为另一种技术，提供了专利文献4。专利文献4提出了焊件可以在无需焊接之后的特别的后加工处理例如激光重熔的情况下确保优异的疲劳强度，但是具有疲劳强度的水平仅在最高至285MPa的水平下的缺点。

[现有技术文献]

(专利文献1)日本专利特许公开第2013-220431号

(专利文献2)日本专利特许公开第2014-014831号

(专利文献3)日本专利特许公开第2014-004609号

(专利文献4)韩国专利公开第10-2019-0103244号

发明内容

技术问题

本公开内容的一个方面提供了具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法。

技术方案

根据本公开内容的一个方面，通过将两个母材的一部分搭接并使用焊接材料进行角焊来获得焊件，所述焊件具有其优异的焊接部疲劳强度，所述焊件包括：母材、焊道和焊根部的增强焊缝金属，其中母材的抗拉强度为780MPa或更大，焊道的焊趾角度为160°或更大，以及焊道和焊根部中的增强焊缝金属具有280Hv至320Hv的平均维氏硬度和350MPa或更大的平均疲劳强度。

根据本公开内容的另一个方面，用于制造通过将两个母材的一部分搭接并使用焊接材料进行角焊而获得的焊件的方法，所述焊件具有其优异的焊接部疲劳强度，在所述方法中，其中母材的抗拉强度为780MPa或更大，在焊接期间，使用按体积％计包含5％至10％的CO₂和剩余部分的Ar的保护气体，在焊接期间，由以下[等式1]限定的焊接热输入(Q)满足1.15t≤Q≤1.6t(其中，t为母材的厚度(mm)，以及Q的单位为kJ/cm)，所述焊接材料的由以下[等式2]限定的比电阻(R)满足0.5≤R≤1.1，以及由以下[等式3]限定的X满足0.6≤X≤3.4，

[等式1]Q＝(I×E)×0.048/υ

[等式2]R＝[Si]+0.25×([Mn]+[Cr])

[等式3]X＝28×[Si]/[Mn]²-[Cr]/3+4×[Mo]

(然而，在[等式1]中，I、E和υ分别表示焊接电流[A]、焊接电压[V]和焊接速度(cm/分钟)，以及在[等式2]和[等式3]中，[Si]、[Mn]、[Cr]和[Mo]表示各元素含量(重量％))。

发明的有益效果

根据本公开内容的一个方面，可以提供具有优异的焊接部疲劳强度的焊件及其制造方法。

附图说明

图1为用硝酸乙醇溶液(nital)对根据本公开内容的一个实施方案的焊件的截面组织进行蚀刻之后用光学显微镜捕获的照片，(a)为发明例1的照片，以及(b)为比较例5的照片。

图2示出了根据本公开内容的一个实施方案的焊件的硬度分布，(a)示出了发明例1的硬度分布，以及(b)示出了比较例5的硬度分布。

图3为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的发明例1的图像品质(Image Quality，IQ)和反极图(Inverse Pole Figure，IPF)照片。

图4为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的比较例5的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

具体实施方式

下文中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件。

本公开内容的焊件可以通过将两个母材的一部分搭接并且使用焊接材料进行角焊来获得。在这种情况下，焊件可以包括母材、焊道、和焊根部的增强焊缝金属。焊根部中的增强焊缝金属是指在气体保护电弧焊接期间，根据熔融金属在搭接接头部的上板与下板之间顺利渗透的可渗透性特性而形成的另外的焊缝金属。焊根部增强焊缝金属存在于焊道的后端部与母材的搭接部之间。通过在该区域中的焊根部中形成增强焊缝金属，可以有效地防止在通常的疲劳环境中由于在焊根部处的应力集中而引起的疲劳强度的降低。

母材的抗拉强度优选为780MPa或更大。如上所述，通过使用高强度母材，可以在应用于汽车领域中使用的车身的部分时实现重量减轻。同时，在本公开内容中，只要其为如上所述的具有780MPa或更大的高强度的钢类型即可，类型没有特别限制。然而，其可以优选地具有与应用于本公开内容的焊接材料的合金组成类似的合金组成。例如，母材可以按重量％计包含：0.02％至0.08％的C；0.01％至0.5％的Si；0.8％至1.8％的Mn；0.01％至0.1％的Al；0.001％至0.02％的P；0.001％至0.01％的S；0.001％至0.01％的N；0.01％至0.12％的Ti；0.01％至0.05％的Nb，以及剩余部分的Fe和不可避免的杂质。此外，母材还可以包含Mo、Cr、V、Ni和B中的至少一者，使得其总量为1.5重量％或更小。

母材的厚度可以为1.0mm至2.0mm。当母材的厚度小于1.0mm时，可能存在在通常的气体保护电弧焊接期间，难以表现出足够的电弧力来形成焊根部的增强焊缝金属以及对熔化敏感的缺点。另一方面，当其厚度超过2.0mm时，搭接接头部的厚度台阶变得过大，使得可能难以确保用于确保优异的疲劳强度的焊道焊趾角度。

两个母材之间的搭接部的间隔(待焊接的上板与下板之间的间隔)可以为0.5mm或更小(包括0mm)。当两个母材之间的搭接部的间隔超过0.5mm时，可能难以确保在适当的母材厚度范围内实现优异的疲劳强度的焊道焊趾角度。两个母材之间的搭接部的间隔是指待焊接的上板与下板之间的间隔。

焊道焊趾角度优选为160°或更大。焊道焊趾角度是指焊道与在焊道的端部处的位于两个母材的下部的母材之间的角度。控制焊道焊趾角度的原因是缓解焊接部在通常的疲劳环境中的应力集中。即，通过将焊道焊趾角度控制得大，可以获得与常规焊接部相比显著改善疲劳强度的效果，而如果焊道焊趾角度小于160°，则可能难以充分地获得所述效果。

焊道可以包含针状铁素体和贝氏体中的至少一者的显微组织，并且针状铁素体和贝氏体的平均有效晶粒尺寸可以为5μm或更小。针状铁素体和贝氏体为有利于确保焊缝金属(即，焊道)的强度和韧性的显微组织。此外，在本公开内容中，可以通过使针状铁素体和贝氏体的晶粒细化来获得同时确保焊道和焊根部中的增强焊缝金属的足够强度和韧性的效果。如果针状铁素体和贝氏体的平均有效晶粒尺寸超过5μm，则难以如上所述同时确保焊缝金属的足够强度和韧性。同时，上述平均有效晶粒尺寸是指由每单位面积的晶粒数换算的晶粒的平均尺寸。

同时，焊接期间使用的焊接材料可以按重量％计包含：C：0.06％至0.1％、Si：0.04％至0.2％、Mn：1.6％至1.9％、Cr：0.5％至1.6％、Mo：0.1％至0.6％、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

碳(C)：0.06％至0.1％

碳(C)是用于使电弧稳定以使体积雾化的作用的有益元素。当C的含量小于0.06％时，体积变得粗大并且电弧变得不稳定，飞溅产生量增加，并且可能难以确保焊缝金属的足够强度，这是不利的。另一方面，当C的含量超过0.1％时，可能存在以下缺点：熔融金属的粘度降低，导致焊道形状差，以及焊缝金属过度淬透，从而降低韧性。C的含量的下限更优选为0.062％，甚至更优选为0.065％，并且最优选为0.07％。C的含量的上限更优选为0.095％，甚至更优选为0.09％，并且最优选为0.085％。

硅(Si)：0.04％至0.2％

硅(Si)是在电弧焊接期间促进熔融金属的脱氧的元素(脱氧元素)，并且在抑制气孔的出现方面有效。当Si的含量小于0.04％时，可能存在脱氧变得不充分并且容易产生气孔的缺点，以及当Si的含量超过0.2％时，可能存在以下缺点：显著产生非导电性熔渣，导致焊接部中的涂漆缺陷以及由于因过度脱氧导致焊接部的表面活化作用缺乏而降低了熔融金属的渗透性。Si的含量的下限更优选为0.045％，甚至更优选为0.05％，并且最优选为0.06％。Si的含量的上限更优选为0.15％，甚至更优选为0.1％，并且最优选为0.08％。

锰(Mn)：1.6％至1.9％

锰(Mn)是脱氧元素并且是在电弧焊接期间促进熔融金属的脱氧并且抑制气孔产生的元素。当Mn的含量小于1.6％时，可能存在在上述Si的含量的适当范围内脱氧变得不充分并且可能产生气孔的缺点。当Mn的含量超过1.9％时，可能存在以下缺点：熔融金属的粘度变得过高，以及焊接速度高，熔融金属无法适当地流入焊接部位中，从而产生隆起的焊道，这可能导致焊道形状差。Mn的含量的下限更优选为1.65％，甚至更优选为1.7％，并且最优选为1.75％。Mn的含量的上限更优选为1.87％，甚至更优选为1.85％，并且最优选为1.8％。

铬(Cr)：0.5％至1.6％

铬(Cr)是铁素体稳定化元素，并且是有利于确保淬透性以改善焊缝金属的强度的元素。当Cr的含量小于0.5％时，可能存在难以确保焊缝金属的足够强度的缺点，以及当Cr的含量超过1.6％时，可能存在在一些情况下，焊缝金属的脆性不必要地增加，使得难以确保足够的韧性的缺点。Cr的含量的下限更优选为0.6％，甚至更优选为0.7％，并且最优选为0.8％。Cr的含量的上限更优选为1.55％，甚至更优选为1.5％，并且最优选为1.45％。

钼(Mo)：0.1％至0.6％

钼(Mo)是铁素体稳定化元素，并且是有利于确保淬透性以改善焊缝金属的强度的元素。当Mo的含量小于0.1％时，可能存在难以在上述适当的组分范围内确保焊缝金属的足够强度的缺点，以及当Mo的含量超过0.6％时，可能存在在一些情况下降低焊缝金属的韧性的缺点。Mo的含量的下限更优选为0.15％，甚至更优选为0.2％，并且最优选为0.25％。Mo的含量的上限更优选为0.55％，甚至更优选为0.52％，并且最优选为0.5％。

此外，焊接材料还可以包含0.015％或更少的P、0.005％或更少的S、0.10％或更少的Ni、0.25％或更少的Cu、和0.10％或更少的Al。

磷(P)：0.015％或更少

磷(P)是通常作为不可避免的杂质掺入钢中的元素，并且也是作为通常的杂质包含在电弧焊接用实心焊丝中的元素。当P的含量超过0.015％时，可能存在焊缝金属的高温开裂变得过度的缺点。P的含量更优选为0.014％或更少，甚至更优选为0.012％或更少，并且最优选为0.01％或更少。

硫(S)：0.01％或更少

S通常也作为不可避免的杂质掺入钢中，并且也是作为通常的杂质包含在电弧焊接用实心焊丝中的元素。当S的含量超过0.01％时，可能存在以下缺点：在一些情况下，焊缝金属的韧性劣化，以及在焊接期间，熔融金属的表面张力不足，使得在高速焊接期间熔融部由于重力而过度向下流动，导致焊道的形状差。S的含量更优选为0.008％或更少，甚至更优选为0.006％或更少，并且最优选为0.005％或更少。

镍(Ni)：0.40％或更少

镍(Ni)是能够改善焊缝金属的强度和韧性的元素。然而，当Ni的含量超过0.40％时，可能存在在前述适当的组分范围内其变得对裂纹敏感的缺点。Ni的含量更优选为0.30％或更少，甚至更优选为0.20％或更少，并且最优选为0.10％或更少。

铜(Cu)：0.50％或更少

铜(Cu)通常作为杂质以约0.02％包含在构成焊丝的钢中，并且在电弧焊接用实心焊丝中，Cu的含量可以主要由于在焊丝的表面上进行的镀铜而决定。Cu是能够使焊丝的进给性和导电性稳定的元素。然而，当Cu的含量超过0.50％时，可能存在增加焊缝金属的裂纹敏感性的缺点。Cu的含量更优选为0.45％或更少，甚至更优选为0.40％或更少，并且最优选为0.30％或更少。

铝(A1)：0.20％或更少

铝(Al)是脱氧元素并且是在电弧焊接期间促进熔融金属的脱氧并且改善焊缝金属的强度的元素。当Al的含量超过0.20％时，基于Al的氧化物的产生增加，使得可能存在以下缺点：在一些情况下，在上述适当的组分范围内，焊缝金属的强度和韧性劣化，以及由于非导电性氧化物而导致焊接部的电沉积涂漆缺陷变得敏感。Al的含量更优选为0.15％或更少，甚至更优选为0.12％或更少，并且最优选为0.10％或更少。

同时，在本公开内容中，焊接材料的类型没有特别限制，但是可以优选使用实心焊丝或金属芯焊丝。更优选地，使用实心焊丝，实心焊丝更有利于确保焊丝刚性，使得可以通过确保在焊接期间焊丝的优异进给性和直线度来获得改善熔融金属的渗透性的效果。

在如上所述提供的本公开内容的焊件中，焊道和焊根部中的增强焊缝金属可以具有280Hv至320Hv的平均维氏硬度和350MPa或更大的平均疲劳强度，使得可以确保焊接部中的非常优异的疲劳强度。

下文中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法。

根据本公开内容，用于制造所述焊件的方法可以通过将两个母材的一部分搭接并使用焊接材料进行角焊来进行。优选的是在角焊期间使用气体保护电弧焊接。

在这种情况下，优选在焊接期间使用按体积％计包含5％至10％的CO₂和余量的Ar的保护气体。CO₂是由于在电弧焊接期间通过由离解反应产生电弧收缩引起的电弧收缩力(arc pinch force)和表面活化作用而有利于确保熔融金属的渗透性的气体。当CO₂的分数小于5％时，存在在电弧焊接期间，焊丝的体积转移不稳定并且熔融金属的渗透性可能差的缺点，以及当CO₂的分数超过10％时，存在电弧收缩增加并且渗透性增加，但是难以确保足够的焊趾角度来确保焊接部的优异的疲劳特性的缺点。

此外，优选的是在焊接期间由以下[等式1]限定的焊接热输入(Q)满足1.15t≤Q≤1.6t(其中，t为母材的厚度(mm)，以及Q的单位为kJ/cm)。如果焊接热输入(Q)小于1.15t，则存在焊缝金属和粗晶粒的热影响区域的强度和韧性可能不足的问题，以及如果焊接热输入(Q)超过1.6t，则存在以下问题：不仅焊缝金属的强度不足以及焊接热影响区域的强度的降低变得过大，而且在焊接部中容易出现背面焊道和熔化，导致缺陷。

[等式1]Q＝(I×E)×0.048/υ

(然而，在[等式1]中，I、E和υ分别表示焊接电流[A]、焊接电压[V]和焊接速度(cm/分钟))。

本公开内容的焊件是具有通过使用焊接材料焊接两个或更多个母材而获得的焊接部的焊件，在焊件中，可以通过经由根据化学组分控制脱氧使焊接部的表面活化并且减小焊丝的比电阻来增加电弧收缩力以改善熔融金属的渗透性。特别地，可以通过控制为焊接材料的合金组分中的主要脱氧元素的Si的含量来防止在电弧焊接期间过度脱氧。同时，由于常规的气体保护电弧焊接是通过恒定电压法来控制的，因此随着用作电弧电流流动的正极的焊丝的比电阻减小，能够增加熔融金属的渗透性的焊接电流(即，电弧收缩力)增加。因此，优选的是焊接期间所使用的焊接材料的由以下[等式2]限定的比电阻(R)满足0.5≤R≤1.1。同时，当比电阻(R)小于0.5时，不仅焊接期间的熔融金属的脱氧不充分，而且焊丝的比电阻太低，使得其具有由于焊丝的尖端处的体积转移差而难以获得良好焊道的缺点，以及当比电阻(R)超过1.1时，存在根据上述原理没有施加足够的电弧收缩力，并因此熔融金属的渗透性不足的缺点。

[等式2]R＝[Si]+0.25×([Mn]+[Cr])

(然而，在[等式2]中，[Si]、[Mn]和[Cr]表示各元素含量(重量％))。

此外，优选的是由以下[等式3]限定的X满足0.6≤X≤3.4。在本公开内容中目标薄板的电弧焊接期间，根据焊接金属部的连续冷却的相转变组织根据上述X的值而快速变化，并且在这种情况下，可以通过确保针状铁素体和贝氏体组织(其为根据在未扩散的情况下由晶格变形引起的转变而产生的典型低温转变相)来确保焊接金属部的足够强度和韧性。因此，可以通过确保焊接金属部以及如上所述平滑形成的焊趾部和焊根部的增强焊缝金属的致密的显微组织来在焊接部中实现优异的疲劳强度。在这种情况下，针状铁素体转变的成核从焊接母材和焊接材料中包含的微小金属元素产生的复合氧化物开始，以及为了促进针状铁素体相的转变，当焊接保护气体的CO₂分数为5体积％至10体积％时更有效。当在电弧焊接期间根据CO₂的离解反应产生的氧的量与上述适当的范围相比过大时，氧化物数增加，但是其不能达到用于成核的临界氧化物尺寸，因此不容易产生针状铁素体相转变。否则，不利于确保韧性的晶界铁素体的转变增加。相反，当氧的量与适当的范围相比不足时，由于为焊接母材的钢材和焊丝中包含的可淬透元素的氧化减少而导致淬透性增加，使得主要发生低温转变(例如贝氏体和马氏体)而不是针状铁素体转变。为了获得增加焊道焊趾角度以及增加针状铁素体的相分数的所有效果，CO₂分数优选地接近5体积％。此外，如上所述，通过适当地控制焊接材料的化学组分中的为强脱氧元素的Si的含量，其可以有助于形成复合氧化物。此外，当包含焊根部的增强焊缝金属的焊接金属部的维氏硬度(Hv，500gf的载荷，以0.2mm间隔测量)变为280或更大时，可以显著地改善焊接部中的疲劳强度。同时，当X的值小于0.6时，存在主要促进马氏体相转变以及焊缝金属的脆性增加的缺点。当X的值超过3.4时，存在由于缺乏淬透性而导致焊缝金属的强度降低的缺点。

[等式3]X＝28×[Si]/[Mn]²-[Cr]/3+4×[Mo]

(然而，在[等式3]中，[Si]、[Mn]、[Cr]和[Mo]表示各元素含量(重量％))。

发明实施方式

下文中，将通过实施例详细地描述本公开内容。然而，以下实施例仅为用于更详细地说明本公开内容的实施例，并且不限制本公开内容的范围。

(实施例1)

在使具有下表1中示出的合金组成的铸锭溶解之后，通过在经由热轧在室温下拉拔之后进行退火来制备焊丝。然后，在焊丝的表面上形成Cu镀层，此时，其被镀覆为使得相对于包含镀层的全部焊丝，铜含量按质量％计在0.12％至0.50％的范围内。然后，对镀铜的焊丝进行拉拔，并且制造为直径为0.9mm至1.2mm的焊接用实心焊丝。

使用如上所述制造的焊接用实心焊丝，使用下表3中示出的焊接条件对具有下表2中示出的合金组成的两个酸洗涂油(Pickled&Oiled，PO)钢板进行角焊(搭接接头焊接)。在这种情况下，PO钢板的抗拉强度为780MPa，其平均硬度为260Hv，以及其厚度为2.0mm。在焊接期间，通过夹持将两个母材之间的搭接部之间的间隔固定为0.5mm或更小，以及作为搭接接头部，在15mm的焊丝突出长度、80cm/分钟的焊接速度的条件下进行脉冲MAG焊接。

对于通过上述焊接制造的焊件，对是否形成焊根部中的增强焊缝金属、焊道焊趾角度、焊道和焊根部的增强焊缝金属的平均维氏硬度和平均疲劳强度及其显微组织和平均有效晶粒尺寸进行测量，然后在下表4中示出其结果。

是否形成焊根部中的增强焊缝金属是通过在焊道的后端部与母材的搭接部之间(即，在超出熔融边界线(焊缝金属与热影响区域之间的边界)的区域中)的另外的焊缝金属的存在来确定的。

焊道焊趾角度是作为由焊接母材的下板参考平面与焊道的焊趾部的弯曲表面的法线接触所形成的外角来测量的。

在载荷为500gf的条件下使用维氏硬度计在宽度方向上以0.2mm的间隔测量焊道和焊根部中的增强焊缝金属的平均维氏硬度，然后测量其平均值。

焊道和焊根部中的增强焊缝金属的平均疲劳强度是通过从焊接部中取试样，然后进行疲劳测试来测量的，以疲劳寿命满足2×10⁶次循环的最大附加载荷作为疲劳强度。在这种情况下，疲劳强度描述为三个试样的平均值。在疲劳测试中，对各载荷使用拉伸-拉伸高循环疲劳测试来测量焊接部的疲劳寿命(循环)，并且在这种情况下，最小载荷和最大载荷的比率为0.1，重复载荷频率为15Hz，此外，通过将载荷(kN)除以根据各试样的宽度和厚度的面积得到对应于换算强度(MPa)的疲劳寿命。

在对焊件的截面组织进行微抛光并且用硝酸乙醇溶液蚀刻之后，用光学显微镜观察显微组织。此外，通过电子背散射衍射(Electron Backscattered Diffraction，EBSD)分析菊池(Kikuchi)图案，以获得使晶界和晶粒取向信息可视化的图像品质(IQ)和反极图(IPF)图。

平均有效晶粒尺寸是通过经由参照EBSD的IQ和IPF图以及用上述光学显微镜观察的显微组织照片将晶粒分类，然后计算由每单位面积的晶粒数换算的晶粒的平均尺寸来测量的。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

如可以从表1至表4中看出，通过确保通过本公开内容获得的焊道焊趾角度、显微组织和平均有效晶粒尺寸，与母材相比，以满足由本公开内容提出的制造条件而制造的焊件具有优异的平均维氏硬度和平均疲劳强度。

另一方面，比较例1示出了低于由本公开内容提出的保护气体的CO₂分数的水平，使得未形成焊根部中的增强焊缝金属，因此可以看出平均疲劳强度处于低水平。

比较例2示出了超过由本公开内容提出的保护气体的CO₂分数的水平，使得焊道焊趾角度小，因此可以看出平均疲劳强度处于低水平。

比较例3示出了低于由本公开内容提出的焊接热输入的水平，使得可以看出由于淬透性增加，平均维氏硬度高，但是由于焊道焊趾角度减小，其平均疲劳强度低，处于低水平。

比较例4示出了超过由本公开内容提出的焊接热输入的水平，使得可以看出由于淬透性降低，平均维氏硬度低，但是平均有效晶粒尺寸增加，并且焊道焊趾角度小，使得可以看出平均疲劳强度处于低水平。

在比较例5中，由于不满足由本公开内容提出的焊接材料的R值和X值，因此没有形成焊根部中的增强焊缝金属以及焊道焊趾角度小，使得可以看出平均维氏硬度和平均疲劳强度处于低水平。

图1为在用硝酸乙醇溶液对焊件的截面组织进行蚀刻之后，用光学显微镜观察的照片，(a)为发明例1的照片，以及(b)为比较例5的照片。如可以从图1中看出，在发明例1的情况下，焊道焊趾角度为164°，非常平滑，并且看出由于熔融金属的渗透性增加，焊根部中的增强焊缝金属的形成是显著的。另一方面，在比较例5的情况下，焊道焊趾角度为157°，并且曲率半径相对小，这对耐疲劳性是不利的，并且可以看出根本没有形成焊根部中的增强焊缝金属。

图2示出了焊件的硬度分布，(a)示出了发明例1的硬度分布，以及(b)示出了比较例5的硬度分布。如可以从图2中看出，在发明例1的情况下，包含焊根部中的增强焊缝金属的焊接金属部的硬度在280Hv至320Hv的水平下，其高于为母材的平均硬度的260Hv，但是在比较例1的情况下，可以看出其仅处于与母材的平均硬度类似的水平。

图3和图4分别为用EBSD观察的发明例1和比较例5的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。如图3和图4中所示，可以看出与比较例5相比，发明例1具有相对致密的显微组织。

(实施例2)

为了评估焊接部的疲劳寿命，由实施例1中描述的对应于发明例1和比较例5的焊件制备用于疲劳测试的试样。在这种情况下，在将母材切割成150mm的宽度和120mm的长度之后，搭接部的宽度为25mm，使得接头部的两侧被焊接约100mm。此后，在从焊件的中心部分中取宽度为50mm的试样之后，通过以宽度为50mm并且长度为40mm的搭接部的台阶差(即，等于母材的厚度的补偿器)对试样的两端进行点焊来制备用于疲劳测试的试样，以施加单轴载荷。然后，进行对各载荷的拉伸-拉伸高循环疲劳测试以测量焊接部的疲劳寿命(循环)，并且将结果示于下表5中。在这种情况下，最小载荷和最大载荷的比率为0.1，以及重复载荷频率为15Hz。此外，通过将载荷(kN)除以根据各试样的宽度和厚度的面积得到对应于换算强度(MPa)的疲劳寿命，并且在这种情况下，将疲劳寿命满足2×10⁶次循环的最大添加载荷定义为疲劳强度。

[表5]

如可以从上表5中看出，发明例1示出了360MPa的疲劳强度，其为为比较例5中的疲劳强度的120MPa的疲劳强度的三倍。同时，在比较例5的情况下，当最大载荷为180MPa或更大时，疲劳寿命表现出急剧下降。此外，当最大载荷为320MPa或更大时，疲劳失效发生在焊根部中，不是焊道的焊趾部中，而发明例1的焊接部具有对焊趾部和焊根部根本不发生疲劳失效的高至360MPa的优异的疲劳强度。

Claims (15)

1.一种具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，所述焊件通过将两个母材的一部分搭接并使用焊接材料进行角焊而获得，

所述焊件包括：

母材、焊道、和焊根部的增强焊缝金属，

其中所述母材的抗拉强度为780MPa或更大，

所述焊道的焊趾角度为160°或更大，以及

所述焊道和所述焊根部中的所述增强焊缝金属具有280Hv至320Hv的平均维氏硬度和350MPa或更大的平均疲劳强度。

2.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，

其中所述母材按重量％计包含：

0.02％至0.08％的C、0.01％至0.5％的Si、0.8％至1.8％的Mn、0.01％至0.1％的Al、0.001％至0.02％的P、0.001％至0.01％的S、0.001％至0.01％的N、0.01％至0.12％的Ti、0.01％至0.05％的Nb、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

3.根据权利要求2所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，

其中所述母材还包含：

Mo、Cr、V、Ni和B中的至少一者，使得其总量为1.5重量％或更小。

4.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，其中所述母材的厚度为1.0mm至2.0mm。

5.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，其中所述两个母材之间的搭接部的间隔为0.5mm或更小(包括0mm)。

6.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，其中所述焊道包含针状铁素体和贝氏体中的至少一者的显微组织，所述针状铁素体和所述贝氏体的平均有效晶粒尺寸为5μm或更小。

7.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，

其中所述焊接材料按重量％计包含：

0.06％至0.1％的C、0.04％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、0.5％至1.6％的Cr、0.1％至0.6％的Mo、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

8.根据权利要求7所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，

其中所述焊接材料还包含：

0.015％或更少的P、0.01％或更少的S、0.40％或更少的Ni、0.50％或更少的Cu、和0.20％或更少的Al。

9.根据权利要求1所述的具有优异的焊接部疲劳强度的焊件，

其中所述焊接材料为实心焊丝或金属芯焊丝。

10.一种用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，所述焊件通过将两个母材的一部分搭接并使用焊接材料进行角焊而获得，

在所述方法中，

其中所述母材的抗拉强度为780MPa或更大，

在所述焊接期间，使用按体积％计包含5％至10％的CO₂和剩余部分的Ar的保护气体，

在所述焊接期间，由以下[等式1]限定的焊接热输入(Q)满足1.15t≤Q≤1.6t

其中，t为母材的厚度(mm)，以及Q的单位为kJ/crn，以及

对于所述焊接材料，由以下[等式2]限定的比电阻(R)满足0.5≤R≤1.1，以及由以下[等式3]限定的X满足0.6≤X≤3.4，

[等式1]Q＝(I×E)×0.048/υ

[等式2]R＝[Si]+0.25×([Mn]+[Cr])

[等式3]X＝28×[Si]/[Mn]²-[Cr]/3+4×[Mo]

然而，在所述[等式1]中，I、E和υ分别表示焊接电流[A]、焊接电压[V]和焊接速度(cm/分钟)，以及在所述[等式2]和所述[等式3]中，[Si]、[Mn]、[Cr]和[Mo]表示各元素含量(按重量％计)。

11.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，

其中所述母材按重量％计包含：

0.02％至0.08％的C、0.01％至0.5％的Si、0.8％至1.8％的Mn、0.01％至0.1％的Al、0.001％至0.02％的P、0.001％至0.01％的S、0.001％至0.01％的N、0.01％至0.12％的Ti、0.01％至0.05％的Nb、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

12.根据权利要求11所述的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，其中所述母材还包含：

Mo、Cr、V、Ni和B中的至少一者，使得其总量为1.5重量％或更小。

13.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，其中所述焊接材料按重量％计包含：

0.06％至0.1％的C、0.04％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、0.5％至1.6％的Cr、0.1％至0.6％的Mo、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

14.根据权利要求13所述的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，

其中所述焊接材料还包含：

0.015％或更少的P、0.01％或更少的S、0.40％或更少的Ni、0.50％或更少的Cu、和0.20％或更少的Al。

15.根据权利要求10所述的用于制造具有优异的焊接部疲劳强度的焊件的方法，

其中所述焊接材料为实心焊丝或金属芯焊丝。

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