CN116829297A - 具有优异的焊缝区的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊用焊丝和焊接构件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊用焊丝和焊接构件、及其制造方法。

Description

具有优异的焊缝区的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形 的抗力的气体保护电弧焊用焊丝和焊接构件及其制造方法

技术领域

本公开内容涉及在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝、焊接构件、及其制造方法。

背景技术

在汽车领域中，由于例如为了减轻全球变暖的效应的环境保护的燃料经济监管政策，对车身和部件的轻量化技术的研究正在成为主要问题。根据该原则，对于车辆驱动性能重要的底盘部件也需要应用高强度钢用于减重。为了实现部件的减重，必须提高材料的强度，并且保证由高强度钢形成的部件在施加有重复疲劳载荷的环境中的耐久性是一个重要的因素。在主要用于在组装汽车底盘部件时确保强度的电弧焊的情况下，由于通过焊丝的焊接在部件之间进行搭接焊接，因此不可避免地提供了接头部的几何形状。这个充当重复疲劳应力集中部(缺口效应)并且成为断裂点，从而导致部件的耐久性降低，使得存在丧失了应用高强度钢的优点的限制。据报道，主要减小为主要应力集中部的焊道末端部分的角度(焊边角度)是焊缝区的疲劳特性中的最重要的因素，并且与由于来自焊接的热输入引起的热影响区(heat affected zone，HAZ)的软化没有直接的关系。

根据专利文献1，为了改善使用具有5mm或更小的板厚度和780MPa或更大的抗拉强度的钢制造的电弧焊缝区的疲劳特性，提出了对焊道焊边部的温度区域(即热影响区(HAZ))的每个位置的材料控制的构思(例如，距离其表面0.1mm的深度处的最小硬度的位置必须远离熔接痕至少0.3mm)，但是所述技术存在以下限制：没有公开通过改善焊接材料的特性来改善焊接金属的强度并控制焊缝区的应力特性的技术。

在专利文献2中，提出了疲劳特性可以通过经由用凿(冲击销)连续地击打焊道的末端部分施加压缩应力以形成塑性变形区来改善。在专利文献3中，为了减小作为汽车用底盘的副车架与支架之间的电弧焊焊道的焊边角度，提出了在焊接之后通过等离子体热源对焊道的末端部分进行重熔处理方法。然而，所提出的方法具有由于添加了后焊接过程而导致在制造部件时过程成本增加的问题。

同时，通常，在抗拉强度为950MPa或更大的薄钢板的情况下，在用于制造底盘部件的电弧焊之后出现由于拉伸残余应力引起的变形，这不仅使组合件特性劣化，而且还由于焊缝区的拉伸残余应力而降低了焊缝区的疲劳特性。

[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

发明内容

技术问题

本公开内容的一个方面提供了能够赋予焊缝区优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝。

本公开内容的另一个方面提供了具有优异的疲劳抗力特性和对由于焊缝区的残余应力引起的变形的抗力的焊接构件及其制造方法。

技术方案

根据本公开内容的一个方面，提供了在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝，该气体保护电弧焊焊丝按重量％计包含：0.06％至0.16％的C、0.001％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、1.2％至6.0％的Cr、0.4％至0.65％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，其中下式1的值为300至500，

[式1]732-202×C+216×Si-85×Mn-37×Ni-47×Cr-39×Mo

其中，以上[式1]中的各元素的含量以重量％计。

根据本公开内容的另一个方面，提供了包括基材和焊缝区的焊接构件，该焊接构件在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力，其中该焊缝区按重量％计包含：0.05％至0.16％的C、0.001％至1.0％的Si、1.4％至2.5％的Mn、0.4％至5.0％的Cr、0.1％至1.5％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)的Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，其中焊缝区的显微组织包含粒状铁素体、马氏体和残余奥氏体中的至少一者；贝氏体；以及针状铁素体；其中该显微组织具有10μm或更小的平均有效晶粒尺寸，以及晶界之间的取向差角度为55°或更大的大角度晶界相对于全部晶界的比率为40％或更大，以及由下式2表示的R的值为10.5至18.5，

[式2]R＝(K/G)×(Q/T)

其中，在[式2]中，K为焊缝区的取向差角度为55°或更大的晶界相对于全部晶界的比率(％)，G为焊缝区的平均有效晶粒尺寸(μm)，T为基材的厚度(mm)，Q为焊接热输入(kJ/cm)，其中Q由以下[式3]定义，

[式3]Q＝(I×E)×0.048/υ

其中，在[式3]中，I为焊接电流(A)，E为焊接电压(V)，以及υ为焊接速度(cm/分钟)。

根据本公开内容的另一个方面，提供了用于制造在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件的方法，在所述用于制造焊接构件的方法中，通过准备两个或更多个基材，然后使用焊丝进行气体保护电弧焊而获得所述焊接构件，其中焊丝按重量％计包含：0.06％至0.16％的C、0.001％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、1.2％至6.0％的Cr、0.4％至0.65％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)的Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，其中下式1的值为300至500，其中，在气体保护电弧焊期间，下式4的值为1.2至1.6，

[式1]732-202×C+216×Si-85×Mn-37×Ni-47×Cr-39×Mo

其中，在以上[式1]中，各元素的含量以重量％计，

[式4]Q/T

其中，在以上[式4]中，T为基材的厚度(mm)以及Q为焊接热输入(kJ/cm)。

有益效果

根据本公开内容的一个方面，可以提供能够赋予焊缝区优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝。

根据本公开内容的另一个方面，可以提供在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件及其制造方法。

附图说明

图1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2为根据本公开内容的一个实施方案的发明例1的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

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2的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

图4为根据本公开内容的一个实施方案的发明例2的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图5为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的发明例3的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

图6为根据本公开内容的一个实施方案的发明例3的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图7为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的发明例4的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

图8为根据本公开内容的一个实施方案的发明例4的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图9为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的比较例1的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

图10为根据本公开内容的一个实施方案的比较例1的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图11为用EBSD观察的根据本公开内容的一个实施方案的比较例2的图像品质(IQ)和反极图(IPF)照片。

图12为根据本公开内容的一个实施方案的比较例2的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

具体实施方式

在下文中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的气体保护电弧焊焊丝。以下描述的合金组成的含量以重量％计。

碳(C)：0.06％至0.16％

碳(C)有益于稳定电弧以使体积细化的操作，并且还为确保淬透性的有益元素。当C的含量小于0.06％时，体积变大并且电弧变得不稳定，以及飞溅产生的量增加，并且可能难以确保焊接金属的足够强度，这可能是不利的。另一方面，当C的含量超过0.16％时，可能存在以下缺点：熔融金属的粘度降低，从而导致差的焊道形状，以及焊接金属的过度硬化，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0.12％，甚至更优选为0.10％，并且最优选为0.09％。

硅(Si)：0.001％至0.2％

硅(Si)为促进电弧焊期间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0.001％时，可能存在脱氧变得不足并且可能产生气孔的缺点，而当Si的含量超过0.2％时，可能存在以下缺点：过度地产生非传导性熔渣，导致焊缝区中的涂漆缺陷以及由于因过度脱氧导致缺少焊接部的表面活化而降低熔融金属的渗透性。Si的含量的下限更优选为0.01％，甚至更优选为0.02％，并且最优选为0.04％。Si的含量的上限更优选为0.15％，甚至更优选为0.10％，并且最优选为0.08％。

锰(Mn)：1.6％至1.9％

锰(Mn)为脱氧元素并且为用于促进电弧焊期间熔融金属的脱氧并抑制气孔的产生的元素。当Mn的含量小于1.6％时，可能存在脱氧变得不足并且可能产生气孔的缺点。当Mn的含量超过1.9％时，可能存在熔融金属的粘度变得过高的缺点，并且当焊接速度高时，熔融金属不能适当地流到焊接部位中，从而导致焊道隆起，这可能导致差的焊道形状。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)：1.2％至6.0％

Cr为铁素体稳定化元素，并且为有利于确保淬透性以改善焊接金属的强度的元素。当Cr的含量小于1.2％时，可能存在难以确保焊接金属的足够强度的缺点，而当Cr的含量超过6.0％时，可能存在在一些情况下焊接金属的脆性不必要地增加，从而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1.25％，甚至更优选为1.30％，并且最优选为1.35％。Cr的含量的上限更优选为5.8％，甚至更优选为5.5％，并且最优选为5.2％。

钼(Mo)：0.4％至0.65％

钼(Mo)为铁素体稳定化元素，并且为有利于确保淬透性以改善焊接金属的强度的元素。当Mo的含量小于0.4％时，可能存在难以确保焊接金属的足够强度的缺点，而当Mo的含量超过0.65％时，可能存在在一些情况下降低焊接金属的韧性的缺点。Mo的含量的下限更优选为0.42％，甚至更优选为0.44％，并且最优选为0.46％。Mo的含量的上限更优选为0.62％，甚至更优选为0.60％，并且最优选为0.58％。

磷(P)：0.015％或更少(不包括0％)

磷(P)为通常作为钢中不可避免的杂质而并入的元素，并且还为作为电弧焊用实心焊丝中的常规杂质而包含在内的元素。当P的含量超过0.015％时，可能存在焊接金属的高温开裂变得显著的缺点。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(不包括0％)

硫(S)也通常作为钢中不可避免的杂质而并入，并且也为作为电弧焊用实心焊丝中的常规杂质而包含在内的元素。当S的含量超过0.01％时，在一些情况下焊接金属的韧性劣化，并且在焊接期间熔融金属的表面张力不足，使得可能存在以下缺点：其中在高速垂直焊接期间，熔融部分由于重力而过度向下流动，从而导致差的焊道形状。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。

铝(Al)：0.20％或更少(不包括0％)

铝(Al)为脱氧元素并且为即使以少量也能够促进电弧焊期间熔融金属的脱氧并且改善焊接金属的强度的元素。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：在一些情况下焊接金属的强度和韧性劣化，以及焊缝区的电沉积涂漆缺陷由于非传导性氧化物而变得敏感。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。

本公开内容的剩余部分可以为铁(Fe)。然而，在一般的制造过程中，可能由原材料或周围环境而添加不可避免的杂质，因此，可能无法排除杂质。一般的制造过程的本领域技术人员可以知晓这些杂质，因此，在本公开内容中可以不提供对杂质的描述。

除了上述合金组成之外，本公开内容的焊丝还可以包含0.40％或更少的Ni和0.50％或更少的Cu中的至少一者。

镍(Ni)：0.40％或更少

镍(Ni)为能够改善焊接金属的强度和韧性的元素。然而，当Ni的含量超过0.40％时，可能存在焊接金属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为能够使焊丝的送丝性(feedability)和传导性稳定的元素。然而，当Cu的含量超过0.50％时，可能存在焊接金属的裂纹敏感性增加的缺点。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。

同时，本公开内容的焊丝优选地满足上述合金组成，以及下式1的值优选为300至500。下式1用于使焊接金属部的显微组织形成为其中通过利用包含针状铁素体的下贝氏体的转变使针状铁素体和贝氏体以复杂形式互锁的致密组织，以及用于利用经由降低低温转变初始温度通过转变膨胀产生的焊缝区中的压缩残余应力来抵消熔池的凝固期间产生的收缩拉伸应力，或者用于增加另外的压缩应力。当下式1的值小于300时，淬透性可能过度增加并且过度地形成低温转变组织，使得可能存在焊接金属的韧性不足的缺点，并且低温转变初始温度太低使得残余奥氏体的分数增加，并且转变膨胀的效应同时降低。另一方面，当下式1的值超过500时，相反，可能无法充分地获得上述包含针状铁素体的下贝氏体转变的效果，使得可能存在以下缺点：焊接金属的显微组织可能无法形成为致密的并且低温转变初始温度升高，从而导致也显著地降低了抵消焊缝区的拉伸残余应力的效果。下式1的值的下限更优选为312，甚至更优选为315，并且最优选为318。下式1的值的上限更优选为498，甚至更优选为496，并且最优选为494。

[式1]732-202×C+216×Si-85×Mn-37×Ni-47×Cr-39×Mo

其中，[式1]中的各元素的含量以重量％计。

在本公开内容中，焊丝的形状或类型没有特别限制，但是例如，本公开内容的焊丝可以为实心焊丝、金属芯焊丝和粉芯焊丝中的一者。

在下文中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的焊接构件。本公开内容的焊接构件包括基材和焊缝区。在下文中，将首先描述焊缝区的合金组成。以下描述的合金组成的含量以重量％计。

碳(C)：0.05％至0.16％

碳(C)为能够降低在焊接金属的凝固过程中根据高温奥氏体相中的持续冷却通过无扩散转变引发针状铁素体、贝氏体和马氏体的转变的温度的主要元素。当C的含量小于0.05％时，淬透性降低，从而使得难以确保焊接金属的足够强度，以及根据上述原理，无法充分降低低温转变初始温度，因此可能存在以下缺点：由于冷却过程期间的低温转变膨胀效应而引起的消除焊缝区的拉伸残余应力的效果显著地降低，并且无法形成具有拥有晶粒之间的取向差角度的大角度晶界的晶界组织。另一方面，当C的含量超过0.16％时，熔融金属的粘度降低，从而导致差的焊道形状，以及焊接金属的过度硬化，从而降低韧性。在此，低温转变温度可能过低，使得可能无法在接近室温的温度下获得由于低温转变引起的压缩应力，以及在最终的焊接金属组织中，残余奥氏体相(未转变的相)可能增加。C的含量的下限更优选为0.052％，甚至更优选为0.055％，并且最优选为0.58％。C的含量的上限更优选为0.12％，甚至更优选为0.1％，并且最优选为0.09％。

硅(Si)：0.001％至1.0％

硅(Si)为促进电弧焊期间熔融金属的脱氧的元素(脱氧元素)，并且在抑制气孔的出现和提高低温转变初始温度方面有效。当Si的含量小于0.001％时，可能存在以下缺点：脱氧变得不足并且可能产生气孔，以及低温转变初始温度可能过度地降低，从而降低了抵消焊缝区的拉伸残余应力的效果。另一方面，当Si的含量超过1.0％时，可能存在以下缺点：过度地产生非传导性熔渣，导致焊缝区中的涂漆缺陷，以及由于因过度脱氧导致缺少焊缝区的表面活化而降低熔融金属的渗透性，以及低温转变初始温度可能提高，使得无法获得足够的由于低温转变引起的压缩应力效果。Si的含量的下限更优选为0.01％，甚至更优选为0.02％，并且最优选为0.04％。Si的含量的上限更优选为0.85％，甚至更优选为0.75％，并且最优选为0.65％。

锰(Mn)：1.4％至2.5％

锰(Mn)为脱氧元素并且为促进电弧焊期间熔融金属的脱氧以抑制气孔的出现的元素，并且为像C那样降低低温转变初始温度的元素。当Mn的含量小于1.4％时，脱氧变得不足并且可能产生气孔，以及低温转变初始温度升高，使得可能存在不能获得足够的根据低温转变的压缩应力效果的缺点。另一方面，当Mn的含量超过2.5％时，焊接金属的粘度变得过高，并且其焊接速度高，熔融金属不能适当地流到焊接部位中，使得可能存在由于形成隆起的焊道而可能产生差的焊道形状的缺点，以及低温转变初始温度太低，使得抵消焊缝区中的拉伸残余应力的效果降低。Mn的含量的下限更优选为1.45％，甚至更优选为1.50％，并且最优选为1.55％。Mn的含量的上限更优选为2.47％，甚至更优选为2.45％，并且最优选为2.43％。

铬(Cr)：0.4％至5.0％

铬(Cr)为铁素体稳定化元素，并且为用于降低低温转变初始温度的元素，并且为有利于通过确保焊接金属的淬透性来改善强度的元素。当Cr的含量小于0.4％时，大角度晶界的比率减小并且可能难以充分地获得压缩应力效果，并且可能难以确保焊接金属的足够强度。另一方面，当Cr的含量超过5.0％时，在一些情况下，焊接金属的脆性不必要地增加，使得可能难以确保足够的韧性，以及低温转变初始温度可能太低，使得可能无法充分地确保焊缝区的压缩应力。Cr的含量的下限更优选为0.44％，甚至更优选为0.47％，并且最优选为0.50％。Cr的含量的上限更优选为4.8％，甚至更优选为4.5％，并且最优选为4.2％。

钼(Mo)：0.1％至1.5％

钼(Mo)为铁素体稳定化元素，并且为降低低温转变初始温度的元素，并且为有利于根据确保焊接金属的淬透性来改善焊接金属的强度的元素。当Mo的含量小于0.1％时，焊接金属的大角度晶界的比率减小并且难以充分地获得根据低温转变的压缩应力效果，并且可能难以确保焊接金属的足够强度。另一方面，当Mo的含量超过1.5％时，在一些情况下，焊接金属的韧性降低，以及低温转变初始温度可能太低，使得可能无法充分地确保焊缝区的压缩应力。Mo的含量的下限更优选为0.16％，甚至更优选为0.18％，并且最优选为0.2％。Mo的含量的上限更优选为1.48％，甚至更优选为1.46％，并且最优选为1.44％。

磷(P)：0.015％或更少(不包括0％)

磷(P)为通常作为不可避免的杂质而并入钢中的元素。当P的含量超过0.015％时，可能存在焊接金属的高温开裂变得显著的缺点。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(不包括0％)

硫(S)也通常作为不可避免的杂质而并入钢中。当S的含量超过0.01％时，在一些情况下，焊接金属的韧性劣化，以及在焊接期间，熔融金属的表面张力不足，使得可能存在以下缺点：其中在高速垂直焊接期间熔融部分由于重力而过度向下流动(在垂直焊接期间从顶部至底部进行焊接)，从而导致差的焊道形状。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。

铝(Al)：0.20％或更少(不包括0％)

铝(Al)为脱氧元素并且为即使以少量也能够促进电弧焊期间熔融金属的脱氧并且改善焊接金属的强度的元素。当Al的含量超过0.20％时，基于Al的氧化物的产生增加，可能存在以下缺点：在一些情况下，焊接金属的强度和韧性劣化，以及焊缝区的电沉积涂漆缺陷由于非传导性氧化物而变得敏感。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。

本公开内容的剩余部分可以为铁(Fe)。然而，在一般的制造过程中，可能添加来自原材料或周围环境的不可避免的杂质，因此，可能无法排除杂质。一般的制造过程的本领域技术人员将知晓这样的杂质，因此，在本公开内容中可以不提供对杂质的描述。

除了上述合金组成之外，本公开内容的焊接构件还可以包含0.40％或更少的Ni和0.50％或更少的Cu中的至少一者。

镍(Ni)：0.40％或更少

镍(Ni)为能够改善焊接金属的强度和韧性的元素。然而，当Ni的含量超过0.40％时，可能存在焊接金属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)为用于改善焊接金属的强度的有效元素。然而，当Cu的含量超过0.50％时，可能存在焊接金属的裂纹敏感性增加的缺点。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。同时，为了充分地获得改善强度的效果，Cu可以以0.01％或更多的量包含在焊接金属中。

同时，优选的是本公开内容的焊接构件的焊缝区包含含有粒状铁素体、马氏体和残余奥氏体中的至少一者；贝氏体；以及针状铁素体的显微组织。在本公开内容中，特别地，通过如上所述适当地控制式1的值，通过利用焊接之后的冷却过程期间出现的在旧奥氏体晶粒内的包含针状铁素体的下贝氏体转变，形成作为其中针状铁素体和贝氏体以复杂形式互锁的组织(即，晶粒之间的取向差角度具有大角度晶界的组织)的焊接金属部的显微组织，并且通过降低低温转变初始温度，用通过低温转变膨胀出现的焊缝区的压缩残余应力可以获得抵消熔池的凝固期间产生的收缩拉伸应力或者增加另外压缩应力的效果。

在这种情况下，焊缝区的显微组织的平均有效晶粒尺寸优选为10μm或更小。如上所述，通过精细地控制平均有效晶粒尺寸，可以获得确保焊接金属的相对优异的强度和韧性的效果。当平均有效晶粒尺寸超过10μm时，难以如上所述同时确保焊接金属的足够的强度和韧性。平均有效晶粒尺寸更优选为7μm或更小，甚至更优选为5μm或更小，并且最优选为4μm或更小。同时，平均有效晶粒尺寸可以被定义为由每单位面积的由晶粒数目转换的晶粒的平均尺寸。

此外，在焊缝区的显微组织中，优选的是晶粒之间的取向差角度为55°或更大的大角度晶界相对于全部晶界的比率为40％或更大。通过如上所述控制大角度晶界的比率，可以通过形成非常致密且复杂的显微组织来同时确保焊接金属的足够的强度和韧性，并且特别地，可以获得可以充分地抵消抗拉强度为950MPa或更高的薄钢板的焊缝区的拉伸残余应力的低温转变膨胀效果。然而，当大角度晶界的比率小于40％时，存在上述特性不足的缺点。大角度晶界的比率更优选为44％或更大，甚至更优选为47％或更大，并且最优选为50％或更大。

此外，优选的是焊缝区的由下式2表示的R值为10.5至18.5。下式2是为了增加根据上式1的效果实现的晶粒之间的取向差角度，以及构成其的有效晶粒为细晶粒化的以形成更加致密且复杂的显微组织。当下式2的值小于10.5时，可能存在可能无法充分地确保焊接金属的强度和韧性的缺点，而当其值超过18.5时，焊接金属的脆性变得太高，使得可能存在对开裂敏感的缺点。下式2的值的下限优选为10.6，甚至更优选为10.8，并且最优选为11。下式2的值的上限优选为18.4，甚至更优选为18.2，并且最优选为18。同时，在下式2中，晶粒之间的取向差角度可以将构成晶粒的一系列晶格排列视为一种构造(grain)，并且在这种情况下，该角度可以被定义为由各晶界形成的角度。

[式2]R＝(K/G)×(Q/T)

其中，在[式2]中，K为焊缝区中的取向差角度为55°或更大的晶界相对于全部晶界的比率(％)，G为焊缝区的平均有效晶粒尺寸(μm)，T为基材的厚度(mm)，以及Q为焊接热输入(kJ/cm)，以及Q由以下[式3]定义，

[式3]Q＝(I×E)×0.048/υ

其中，在[式3]中，I是指焊接电流(A)，E是指焊接电压(V)，以及υ是指焊接速度(cm/分钟)。

如上所述提供的本公开内容的焊缝区的疲劳强度可以为140MPa或更大。此外，焊缝区在垂直于基材的方向上距离焊道的末端部分5mm内的区域中的压缩残余应力可以为90MPa或更大。同时，残余应力的类型可以包括拉伸残余应力和压缩残余应力，并且在拉伸残余应力的情况下，特别地，可能出现焊缝区的疲劳抗力特性劣化的问题。因此，在本公开内容中，向焊缝区施加适当水平的压缩残余应力。如上所述，本公开内容的焊接构件可以具有优异的疲劳抗力特性和对由于焊缝区的残余应力引起的变形的抗力，使得在应用于汽车部件时可以有效地改善产品的耐久性和可组装性。

同时，在本公开内容中，基材的合金组成没有特别限制。然而，作为一个实例，基材按重量％计可以包含：0.05％至0.13％的C、0.2％至2.0％的Si、1.3％至3.0％的Mn、0.01％至2.0％的Cr、0.01％至2.0％的Mo、0.01％至0.1％的Al、0.001％至0.05％的P、0.001％至0.05％的S、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。此外，基材还可以包含0.01％至0.2％的Ti和0.01％至0.1％的Nb中的至少一者。此外，基材的厚度可以为0.8mm至4.0mm。

此外，在本公开内容中，对用于制造焊接构件的方法不存在特别的限制。然而，如下将描述用于制造本公开内容的焊接构件的有利方法中的一种。

首先，在准备两个或更多个基材之后，在使用焊丝通过气体保护电弧焊来制造焊接构件中，焊丝优选地满足上述合金组成和式1的值。此外，基材也可以具有上述合金组成。此外，在气体保护电弧焊期间，下式4的值优选为1.2至1.6。当下式4的值小于1.2时，粗晶粒化热影响区和焊接金属的淬透性过度增加，使得可能存在强度和韧性不足的缺点，而当其值超过1.6时，可能存在以下缺点：不仅焊接金属的不足强度以及焊接热影响区的强度降低变得过度，而且在焊缝区中容易出现填角焊缝和熔融，从而导致缺陷。下式4的值的下限更优选为1.24，甚至更优选为1.26，并且最优选为1.28。下式1的值的上限更优选为1.58，甚至更优选为1.56，并且最优选为1.54。

[式4]Q/T

其中，在[式4]中，T为基材的厚度(mm)，以及Q为焊接热输入(kJ/cm)。

发明实施方式

在下文中，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)

在准备两个具有下表1中公开的合金组成和下表4中公开的厚度的抗拉强度为980MPa的钢板之后，使用具有下表2中公开的合金组成的实心焊丝在赋予下表4中公开的焊接热输入的同时进行气体保护焊来制造含有具有下表3中示出的合金组成的焊缝区的焊接构件。在测量如上所述制造的焊接部的显微组织、疲劳强度和残余应力之后，其结果示于以下表4至表6中。

在从焊缝区中取得试样之后，通过对试样的截面组织进行微抛光，然后用硝酸乙醇溶液对其进行蚀刻，用光学显微镜观察显微组织。此外，通过电子背散射衍射(EBSD)分析菊池(Kikuchi)花样，因此获得图像品质(IQ)和反极图(IPF)图，从而使晶界和晶粒取向信息可视化。此后，通过以下来测量平均有效晶粒尺寸：通过参照EBSD的IQ和IPF图以及上述用光学显微镜观察的显微组织照片对晶粒进行分类，然后计算由每单位面积的晶粒数目转换的晶粒的平均尺寸。

通过上述EBSD分析方法，将焊缝区中晶界之间的取向差角度为55°或更大的大角度晶界相对于全部晶界的比率视为一种构造，以及将由各晶界形成的角度看作一种构造。在这种情况下，在测量由各晶界形成的角度之后，通过提取晶粒之间的取向差角度的总分布中取向差角度为55°或更大的晶界的比率来对其进行测量。

在从焊接构件的焊接部中取得试样之后，通过进行疲劳测试，将疲劳强度定义为满足2×10⁶次循环的疲劳寿命的最大载荷。疲劳测试利用针对各载荷的拉伸-拉伸高循环次数疲劳测试测量疲劳寿命(循环)，其中最小载荷与最大载荷的比率为0.1，重复载荷频率为15Hz。此外，得到对应于通过将载荷(kN)除以根据各试样的宽度和厚度的面积而转换的强度(MPa)的疲劳寿命。在这种情况下，最小载荷是指具有上述恒定载荷施加频率的重复载荷的最小值，以及最大载荷是指重复载荷的最大值。

对于在垂直于基材的方向上距离焊道的末端部分5mm内的区域通过经由利用X射线衍射原理测量构成晶粒的晶格之间的距离的变化来测量所增加的应力的量的变化来计算残余应力。在这种情况下，在30kV的电压和6.7mA的电流下由Cr管产生X射线。同时，当残余应力的值为负(-)的时，将其确定为压缩残余应力，以及当残余应力的值为正(+)的时，将其确定为拉伸残余应力。此外，焊道起始部分是指通过开始焊接所形成的焊道，焊道末端部分意指通过完成焊接所形成的焊道，以及焊道中心部分意指位于焊道起始部分和焊道末端部分的中间的焊道。

[表1]

[表2]

[表3]

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[表4]

[表5]

[表6]

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图1为用EBSD观察的发明例1的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图2为发明例1的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图3为用EBSD观察的发明例2的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图4为发明例2的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图5为用EBSD观察的发明例3的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图6为发明例3的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图7为用EBSD观察的发明例4的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图8为发明例4的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图9为用EBSD观察的比较例1的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图10为比较例1的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

图11为用EBSD观察的比较例2的图像品质(IQ)和反极图(IPF)的照片，以及图12为比较例2的根据晶粒之间的取向差角度的晶界的比率的图。

如从表1至表6和图1至图12中可以看出，在发明例1至4的情况下，可以看出由于满足由本公开内容提出的条件而确保了优异的疲劳强度和压缩残余应力。另一方面，在比较例1至3的情况下，由于不满足由本公开内容提出的条件，因此可以看出不仅疲劳强度低，而且存在拉伸残余应力或者压缩强度处于低水平。

Claims (14)

1.一种在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝，按重量％计包含：

0.06％至0.16％的C、0.001％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、1.2％至6.0％的Cr、0.4％至0.65％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，

其中下式1的值为300至500，

[式1]732-202×C+216×Si-85×Mn-37×Ni-47×Cr-39×Mo

其中，[式1]中的各元素的含量以重量％计。

2.根据权利要求1所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝，

其中所述焊丝还包含0.40％或更少的Ni和0.50％或更少的Cu中的至少一者。

3.根据权利要求1所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的气体保护电弧焊焊丝，

其中所述焊丝为实心焊丝、金属芯焊丝和粉芯焊丝中的一者。

4.一种在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，所述焊接构件包括基材和焊缝区，

其中所述焊缝区按重量％计包含：

0.05％至0.16％的C、0.001％至1.0％的Si、1.4％至2.5％的Mn、0.4％至5.0％的Cr、0.1％至1.5％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)的Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，

其中所述焊缝区的显微组织包含粒状铁素体、马氏体和残余奥氏体中的至少一者；贝氏体；以及针状铁素体；

其中所述显微组织具有10μm或更小的平均有效晶粒尺寸，以及晶界之间的取向差角度为55°或更大的大角度晶界相对于全部晶界的比率为40％或更大，以及

由下式2表示的R的值为10.5至18.5，

[式2]R＝(K/G)×(Q/T)

其中，在[式2]中，K为焊缝区中取向差角度为55°或更大的晶界相对于全部晶界的比率(％)，G为所述焊缝区的平均有效晶粒尺寸(μm)，T为基材的厚度(mm)，以及Q为焊接热输入(kJ/cm)，其中Q由下[式3]定义，

[式3]Q＝(I×E)×0.048/υ

其中，在[式3]中，I为焊接电流(A)，E为焊接电压(V)，以及υ为焊接速度(cm/分钟)。

5.根据权利要求4所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述焊缝区还包含0.40％或更少的Ni和0.50％或更少的Cu中的至少一者。

6.根据权利要求4所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述焊缝区的疲劳强度为140MPa或更大。

7.根据权利要求4所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述焊缝区在垂直于基材的方向上距离焊道的末端部分5mm内的区域中的压缩残余应力为90MPa或更大。

8.根据权利要求4所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述基材按重量％计包含：

0.05％至0.13％的C、0.2％至2.0％的Si、1.3％至3.0％的Mn、0.01％至2.0％的Cr、0.01％至2.0％的Mo、0.01％至0.1％的Al、0.001％至0.05％的P、0.001％至0.05％的S、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

9.根据权利要求8所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对由残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述基材还包含0.01％至0.2％的Ti和0.01％至0.1％的Nb中的至少一者。

10.根据权利要求4所述的在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件，其中所述基材的厚度为0.8mm至4.0mm。

11.一种用于制造在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件的方法，所述焊接构件通过准备两个或更多个基材然后使用焊丝进行气体保护电弧焊而获得，

其中所述焊丝按重量％计包含：

0.06％至0.16％的C、0.001％至0.2％的Si、1.6％至1.9％的Mn、1.2％至6.0％的Cr、0.4％至0.65％的Mo、0.015％或更少(不包括0％)的P、0.01％或更少(不包括0％)的S、0.20％或更少(不包括0％)的Al、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质，其中下式1的值为300至500，

其中，在所述气体保护电弧焊期间，下式4的值为1.2至1.6，

[式1]732-202×C+216×Si-85×Mn-37×Ni-47×Cr-39×Mo

其中，在[式1]中，各元素的含量以重量％计，

[式4]Q/T

其中，在[式4]中，T为基材的厚度(mm)以及Q为焊接热输入(kJ/cm)，其中Q由以下[式3]定义，

[式3]Q＝(I×E)×0.048/υ

其中，在[式3]中，I为焊接电流(A)，E为焊接电压(V)，以及υ为焊接速度(cm/分钟)。

12.根据权利要求11所述的用于制造在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件的方法，

其中所述基材按重量％计包含：0.05％至0.13％的C、0.2％至2.0％的Si、1.3％至3.0％的Mn、0.01％至2.0％的Cr、0.01％至2.0％的Mo、0.01％至0.1％的Al、0.001％至0.05％的P、0.001％至0.05％的S、以及剩余部分的Fe和其他不可避免的杂质。

13.根据权利要求12所述的用于制造在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件的方法，

其中所述基材还包含0.01％至0.2％的Ti和0.01％至0.1％的Nb中的至少一者。

14.根据权利要求11所述的用于制造在焊缝区具有优异的疲劳抗力特性和对残余应力引起的变形的抗力的焊接构件的方法，其中所述基材的厚度为0.8mm至4.0mm。