JP2004136311A

JP2004136311A - Welded joint having high fatigue strength, and method for improving fatigue strength of welded joint

Info

Publication number: JP2004136311A
Application number: JP2002302273A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Kasuya; 糟谷　正
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-16
Filing date: 2002-10-16
Publication date: 2004-05-13

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint, and to provide the fillet welded joint, by which demerits of the method utilizing the low temperature transformation expansion of a welded metal and the method for carrying out the peening treatment can be eliminated. <P>SOLUTION: In the method for improving the fatigue strength of the fillet welded joint having a welding end portion, the weld bead forming the welding end portion is formed by the welding metal, which has the transformation starting temperature from austenite to martensite or bainite within the range of 150-350°C, and after welding, the welding end portion is treated by the peening treatment over the at least 10mm range from the end portions of the starting portion of the weld bead and the crater portion. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の信頼性向上のために、溶接部の疲労強度を向上させる方法および疲労強度が高い溶接継手に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接部に発生する疲労亀裂は、構造物全体の信頼性に重大な影響を与えるため、その疲労特性を向上させる手法は以前より試みられてきた。疲労亀裂が発生しやすい部分は溶接部であるが、その理由としては、溶接部には応力集中部が存在している、引っ張りの残留応力が生じている、などが挙げられる。これら原因を解決することが疲労強度を向上させる手段として有効である。そのため、従来技術における疲労強度向上方法および高疲労強度溶接継手として、機械的な方法あるいはＴＩＧ溶接により化粧溶接を施して応力集中を減らす方法、またピーニングを用いて疲労が発生する部位に圧縮残留応力を導入し同時に応力集中を減らす方法、およびそれら方法を用いた溶接継手などがあった。特に、ピーニング処理を行なう際に、超音波を用いるピーニング、すなわち超音波ピーニングを用いる技術は、例えば米国において多くの技術が開示されている（例えば、特許文献１〜３）。
【０００３】
最近になり、溶接金属の変態膨張を利用し、残留応力を低減させ、これにより疲労強度を向上させる手法が注目されている。例えば、溶接金属の変態膨張を利用し、角回し溶接継手の疲労強度を向上する技術がある（例えば特許文献４）。この技術によれば、オーステナイトからマルテンサイトに変態を開始する温度（Ｍｓ温度）を低くすることにより、変態に伴う膨張が変態後の熱収縮より大きくなり、結果として圧縮の残留応力が導入され、高疲労強度溶接継手が得られることになる。
【０００４】
しかし、この技術でも問題が全て解決できるというものではない。すなわち、変態開始温度を低くするために、Ｃｒなどの合金元素を溶接金属に大量に添加するため、溶接時の作業性が著しく劣化し、特に、溶接部ビードのスタート部分およびクレーター部分のビード形状が劣化するという問題が生じることである。スタート部、クレーター部位外の溶接ビードに対しては、適用溶接条件範囲を狭くしたり、溶接姿勢を限定したりして、ビード形状を通常用いられる溶接材料の場合に近くすることも可能であるが、スタート部とクレーター部は、溶接電流制御の観点からも非定常状態であるため、溶接材料そのものが持つ作業性が大きく問題となってくる。一般に、ＣｒやＮｉを大量に添加すると作業性が劣化するが、その一方で変態開始温度を疲労強度が改善するまでに低下させるためには、このような合金元素の大量添加は不可避である。すなわち、変態開始温度を低温側にすることと、作業性を確保することとは相反することである。また、ピーニング処理をすることで疲労強度を向上させる技術は、溶接線全線に対して行なうことができれば確実に疲労強度を高めることができるが、これは製造工程を増加させることを意味し、製造コストを抑えるという観点からは、できるだけピーニング処理を実施しないほうが望ましい。
【０００５】
【特許文献１】
ＵＳ　６１７１４１５　Ｂ１
【特許文献２】
ＵＳ　６３３８７６５　Ｂ１
【特許文献３】
ＵＳ　２００２／００１４１００　Ａ１
【特許文献４】
特開平１１−１３８２９０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
溶接金属の変態開始温度を十分に下げて疲労強度を向上させる技術は、特に新しい製造工程を必要とするわけではないためメリットが大きいが、クレーター部、スタート部のビード形状を考えると、全溶接継手に対して疲労強度を向上させるという点からはまだ問題が生じる。
【０００７】
一方、従来継手に対してピーニング処理をして疲労強度を向上させる方法は、全溶接線に対して実行しなければならず、製造にかかわる時間増加にが大きすぎ、いては製造コスト増加にもつながる方法である。
【０００８】
本発明は、これら溶接金属の低温変態膨張を利用する方法とピーニング処理を行なう方法のデメリットを解消し、簡便で実用的な疲労強度向上方法およびそれによって製造された高疲労強度隅肉溶接継手に関するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような事情を鑑み、溶接部の残留応力を低減させ疲労強度を向上させる技術について種々検討し、これまで鋭意研究を重ねてきた結果、本発明を完成させたもので、その要旨は、次の通りである。
【００１０】
（１）　溶接止端部を有する隅肉溶接継手において、溶接止端部を形成する溶接金属が、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上であることを特徴とする溶接金属であり、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって、溶接止端部が鋼材表面より０．０３ｍｍ以上かつ板厚の１／４以下へこんでいることを特徴とする高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１１】
（２）　鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする上記（１）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１２】
（３）　Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）により定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．８５以上１．３０以下である溶接金属であることを特徴とする上記（１）または（２）項記載の高疲労強度溶接継手。
【００１３】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　・・・（１）
（４）　質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｉ：６〜１２％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物でからなる溶接金属であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１４】
（５）　質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．４％、
Ｎｂ：０．０１〜０．４％、
Ｖ：０．１〜１．０％
の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属であることを特徴とする上記（４）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１５】
（６）　質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％
の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属であることを特徴とする上記（４）または（５）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１６】
（７）　　質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１〜０．７％、
Ｍｎ：０．４〜２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｉ：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０５％
を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金属であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１７】
（８）　質量％で、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．０５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属であることを特徴とする上記（７）項記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１８】
（９）　溶接止端部を有する隅肉溶接継手の疲労強度向上方法において、溶接止端部を形成する溶接ビードを、オーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度が３５０℃以下１５０℃以上となる溶接金属で形成させ、さらにその後に、溶接ビードのスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたって溶接止端部にピーニング処理を行うことを特徴とする隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００１９】
（１０）　鋼材及び溶接金属の降伏強度が４００ＭＰａ以上、９８０ＭＰａ以下であることを特徴とする上記（９）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２０】
（１１）　Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの内の１種または２種以上を含有し、それぞれの成分の質量％で、下記式（１）で定義されるパラメーターＰａの範囲が、０．８５以上１．３０以下である溶接金属が形成されていることを特徴とする上記（９）または（１０）項記載の疲労強度向上方法。
【００２１】
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　　・・・（１）
（１２）　質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｉ：６〜１２％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる溶接金属を形成することを特徴とする上記（９）〜（１１）項の内のいずれか記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２２】
（１３）　質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．４％、
Ｎｂ：０．０１〜０．４％、
Ｖ：０．１〜１．０％の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属を形成することを特徴とする上記（１２）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２３】
（１４）　質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｃｏ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属を形成することを特徴とする上記（１２）または（１３）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２４】
（１５）　質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１〜０．７％、
Ｍｎ：０．４〜２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｉ：４〜１０％、
Ｃｒ：７〜１５％、
Ｎ：０．００１〜０．０５％
を含有し、Ｃ＋Ｎ：０．００１〜０．０６％であり、残部が鉄及び不可避不純物からなる溶接金属を形成することを特徴とする上記（９）〜（１１）項の内のいずれかに記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２５】
（１６）　質量％で、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｖ：０．０５〜０．５％
の１種または２種以上をさらに含有する溶接金属を形成することを特徴とする上記（１５）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２６】
（１７）　ピーニング方法として、特に周波数が２０ｋＨｚ〜６０ｋＨｚの範囲内にある超音波を用いた方法を用いることを特徴とする、上記（９）〜（１６）の内のいずれかに記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２７】
（１８）　ピーニングを行なう際の、溶接部に衝撃を加える先端部分に、直径が１．５ｍｍ〜７．０ｍｍの範囲内にあるピンを１本または複数本用い、かつ、ピン先端の硬度が、ビッカース硬さで４５０以上９００以下であるピンを用いることを特徴とする上記（１７）項記載の隅肉溶接継手の疲労強度向上方法。
【００２８】
（１９）　上記（９）〜（１８）項の内のいずれかに記載の疲労強度向上方法を用いて作製された上記（１）〜（８）項の内のいずれかに記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００３０】
初めに、本発明の技術思想について述べる。
【００３１】
本発明における第一の技術思想は、スタート部分およびクレーター部分を除いた部分については、溶接金属の変態開始温度を低くして溶接残留応力を低減させる方法を採用し、ビード形状が乱れるスタート部分とクレーター部分に関してはピーニング処理を施すことにより疲労強度を向上させるというものである。もし、ピーニング処理を全溶接線にわたって実施することができれば、それだけで疲労強度向上は確保できるが、ピーニング処理は溶接アークタイムと比較してはるかに長時間になるため、最小限に抑えるべき方法である。そのため、溶接金属変態温度を低くする方法を併用し、ピーニング処理をする時間を最小限に抑えるというのが本発明の技術思想である。
【００３２】
本発明の第二の技術思想は、ピーニング処理として特に超音波を用いたピーニングを用いることである。超音波ピーニングを用いると、その分ピーニング処理をする時間が短縮され、それだけ疲労強度向上方法としてはメリットが大きくなる。本発明の本意は、できるだけ簡便な方法で疲労強度を向上させる技術を提供することであるため、超音波ピーニングを使用する意義は大きい。
【００３３】
本発明の第三の技術思想は、ピーニング先端のピンの硬さを規定した点である。一般に、ピーニングされる溶接継手よりピーニング先端のピンは硬くなければならない。しかし、通常疲労が問題となる溶接継手の強度はせいぜい引っ張り強度が７８０ＭＰａ級であるため、溶接継手の硬さはビッカース硬さとして２７０Ｈｖ程度である。したがって、ピーニング先端のピンの硬さはそれ以上であれば、たとえば３５０Ｈｖ以上であれば十分ということになる。しかし、本発明では、溶接金属に低温変態する材料を想定しているため、溶接金属のミクロ組織はマルテンサイトと呼ばれる非常に硬い組織が導入される。この場合、ピンの硬さが３５０Ｈｖ程度では不十分である。この状況は、たとえ溶接される鋼材が軟鋼であろうと同じである。そのため、本発明ではピンの硬さを制限することにより、効率よく低温変態溶材を用いた場合に対してピーニング処理した効果を発揮できるようにしている。
【００３４】
次に、溶接金属の変態開始温度について、より詳しく説明する。
【００３５】
溶接金属が冷却過程でオーステナイトからマルテンサイトに変態するとき、体積が増加、すなわち膨張する。このとき、溶接金属には、まわりの部分から拘束されているため圧縮の応力が発生する。しかし、変態膨張にともなうこの圧縮応力導入も、その後の熱収縮が大きければ、室温までに冷却されるうちに引っ張り応力状態に戻る。ステンレス鋼材の一部を除き、通常の鋼材に用いられる溶接材料は、必ずある温度で変態膨張が発生するが、その温度が高いため、その後の熱収縮により最終的には引っ張りの残留応力が発生する。熱収縮は、温度変化に熱膨張係数をかけたものであるから、残留応力をできるだけ小さく、場合によっては圧縮状態にするためには、この温度変化を小さくすればよいことになる。この温度変化を小さくする方法は２つ考えられる。１つは、Ｍｓ温度が低くなるような材料を用いる方法、もう１つは板を予熱する方法である。板を予熱する方法は、最終的には外気温度まで冷却されてしまうため、一見温度変化を小さくしないように考えられる。しかし、予熱を行えば、板の温度分布が室温より高い温度領域で均一になり、その後の冷却過程では均一温度が保たれるため熱応力を発生せず、従って、Ｍｓ温度と板の温度分布が均一になったときの温度の差がこの場合の温度変化となる。これは、板の温度分布が均一ならば、加熱または冷却しても熱応力が発生しないという事実による。通常の材料では、Ｍｓ温度が４５０℃近辺であるが、予熱をそれに近い値にすることは実用的ではない。従って、温度変化を小さくする、すなわち変態後の熱収縮を小さくする方法としては、Ｍｓ温度が低い材料を用いるという選択は不可欠であることがわかる。
【００３６】
本発明においては、以上述べてきたように溶接金属の低Ｍｓ温度化による変態膨張を用いて疲労強度を向上させることを目的としているが、これに加え、より残留応力低減を確実にするため、鋼材および溶接金属の降伏強度を適切な値に設定するという思想がある。一般に、低Ｍｓ温度である材料は、Ｃ、ＮｉやＣｒ等を添加する必要があり、そのためある程度の強度は確保されていると考えられる。しかし、高疲労強度溶接継手を確実に達成するためには、強度も適切な範囲に設定することが望ましい。この、強度を制御する技術思想は、たとえ変態膨張が発生しても、それにより生じる圧縮弾性ひずみには限界があり、その値は降伏強度をヤング率で割った値であるという事実からくるものである。ここで、例えば、溶接金属の変態膨張量が３％である場合について考察してみる。溶接金属が周囲から完全に拘束されているとすれば、３％の変態膨張量は、３％の圧縮ひずみの導入となり結果として全ひずみは０％となる。このとき、３％の圧縮ひずみは、塑性ひずみと弾性ひずみに分類できるが、既に述べたように弾性ひずみには限界があるため、残りは塑性ひずみにならざるを得ない。その後溶接金属には熱収縮が進むが、それにより今度は鋼材熱影響部と溶接金属に引っ張りのひずみが導入される。この引っ張りひずみにより、変態膨張時に導入された弾性圧縮ひずみ量が減少し、熱収縮量によっては引っ張りひずみになってしまう場合もあり得る。この考察よりわかることは、熱収縮量を小さくしても、すなわちＭｓ温度を低くしても圧縮弾性ひずみ限界（最大値）が小さければ残留応力を低減することができないということである。このことは、逆に圧縮弾性ひずみ限界を大きくすることにより、確実に残留効力を低減、ひいては圧縮状態にすることができ、本発明の目的である高疲労強度溶接継手をより確実に達成することができることを意味している。
【００３７】
次に、変態開始温度の範囲を限定した理由を述べる。
【００３８】
Ｍｓ温度は、通常の鋼材および溶接金属においても、５００℃以下の値を示しており、多くの場合は４５０℃以下である。この値は、成分に依存し、例えば日本鉄鋼協会が出している溶接構造用鋼の溶接ＣＣＴ図集からわかるように、Ｎｉを５％程度添加すればＭｓ温度を３５０℃程度まで下げることができる。しかし、Ｍｓ温度が３５０℃より高い場合は、残留応力低減効果が十分ではなく、疲労強度向上効果は期待できるものではない。一方、Ｍｓ温度を１５０〜３５０℃にするには、工業的価値のある材料で実現可能であり、かつ、残留応力低減による疲労強度向上が期待できる範囲である。Ｍｓ温度の下限１５０℃は、工業的価値のある材料で実現可能である下限値として設定した。Ｍｓ温度の上限３５０℃は、本発明における第２の技術思想によれば、この値が３５０℃より高くとも降伏強度が充分高ければ残留応力低減効果が期待でき、結果として疲労強度の向上も期待できるが、高すぎる降伏強度もまた工業的価値のある材料で実現可能かどうかという問題もあるため、その上限を３５０℃とした。したがって、溶接金属がオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイトに変態を開始する温度を１５０〜３５０℃とした。なお、Ｍｓ温度はより低い方が残留応力低減には好ましくことから、好ましくは３００℃以下になるように設定することが望ましい。
【００３９】
次に、溶接止端部の鋼材表面からのへこみ量を限定した理由について述べる。
【００４０】
本発明では、溶接継手の疲労強度向上を、溶接金属の変態膨張とピーニング処理の２つを併用して達成させている。溶接金属の変態膨張を用いて疲労強度を向上させる方法は、溶接金属の変態開始温度を限定したり、溶接金属の成分を限定することにより疲労強度向上効果を確保することができるが、ピーニング処理を行った場合、その処理で疲労強度向上効果が得られているのかどうかは必ずしも明確ではない。そこで、本発明者らは、ピーニング処理をした後の溶接止端部のへこみ量に着目し、疲労強度向上効果が得られるへこみ量を調査した。へこみ量の下限０．０３ｍｍは、これを下回るへこみ量では、ピーニング処理の効果が小さく疲労強度が向上しないためこの値を設定した。上限の板厚の１／４は、これ以上のへこみ量となるピーニング処理は、板厚減少による局部応力の増加を引き起こし、継手としての疲労強度向上からは好ましくないためこの値を設定した。
【００４１】
次に、止端部へのピーニング処理を行う領域または止端部のへこみが存在する領域の範囲を限定した理由について述べる。
【００４２】
本発明において、ピーニング処理を行う目的は、ビード形状が不良となる溶接ビードのスタート部分とクレーター部分の疲労強度を確保することである。そのため、ピーニング処理を行う、またはそれによって止端部のへこみが存在する領域はビード形状が不良となる領域をカバーする必要がある。特に疲労特性上問題となる部分はビードの両端部分である。そのため、止端部へのピーニング処理または止端部へのへこみは、この両端部分を少なくともカバーしていなければならない。そして、ビード形状が悪い、両端部から１０ｍｍの範囲は、確実にピーニング処理を実施しへこみが確保されていなければならない。本発明で、止端部へのピーニング処理を行う領域また止端部へのへこみがスタート部とクレーター部の端部から少なくとも１０ｍｍ以上の範囲にわたると限定した理由は以上のことによる。また本発明では、ピーニング処理領域またはへこみ部領域の上限を特に設けていない。上限を設けることにより疲労強度がさらに向上するという効果が必ずしも得られないからである。しかし、ピーニング処理そのものは製造コストの上昇を招き、また本発明では低温変態溶接金属で疲労強度向上が達成されているため、好ましくはこの上限を１００ｍｍとすることが望ましい。
【００４３】
次に、降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。
【００４４】
まず、鋼材および溶接金属の降伏強度の範囲を限定した理由について述べる。本発明では低温度領域で変態が開始するのは溶接金属のみであり、鋼材については特に低温変態という特性を仮定していない。しかし、疲労は溶接金属のみならず溶接止端部から鋼材熱影響部へ亀裂が伝播する場合が多い。ここの疲労強度を向上させるためには、熱影響部の残留応力も低減する必要がある。本発明では、溶接金属の低温変態膨張だけで鋼材熱影響部の残留応力をも低減させることを目的に、鋼材の降伏強度を限定している。
【００４５】
この原理を簡単に説明すると、溶接金属の変態に伴う体積膨張だけでは圧縮応力状態にすることはできず、溶接金属の体積膨張をまわりの鋼材が拘束することで初めて圧縮応力が生じるということである。もし、鋼材の降伏強度が低すぎる場合、たとえ溶接金属強度が充分高くとも溶接金属は変態中ほとんど自由に膨張するだけで、応力はほとんど発生しない。従って、降伏強度の範囲は、鋼材および溶接金属両方に設定する必要がある。
【００４６】
下限の４００ＭＰａは、降伏強度がこれ未満であると、残留応力低減効果が確実に期待できるようになるためには、Ｍｓ温度をが著しく低くしなければならない。このような場合、工業的価値に低い材料に限定されてしまい、このことは本発明の本意に反するため、下限を４００ＭＰａとした。なお好ましくは、降伏強度の下限は４９０ＭＰａ以上であることが望ましい。上限の９８０ＭＰａは、これ以上高い降伏強度を得るためには、多くの特殊合金元素を添加しなければならず、やはり工業的価値が低くなるため上限を９８０ＭＰａとした。
【００４７】
次に、下記式に示されるパラメーターＰを導入し、その値の範囲を限定した理由について述べる。
Ｐａ＝Ｃ＋Ｎｉ／１２＋Ｃｒ／２４＋Ｍｏ／１９　　　　　・・・（１）
パラメーターＰａは、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの各成分値で計算される。これら成分は、溶接金属に添加することにより強度を向上させ、かつＭｓ温度を低下させる働きを持つ。特に、Ｍｓ温度を低減させる元素という意味では、これらＣ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、最も有効利用すべき元素である。強度を向上させるという観点からは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどのような炭化物を形成する元素の有効利用も考えられるが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶなどでＭｓ温度が充分低くなるほど添加すると、継手特性上大きな問題が生じ好ましくない。一方、Ｃ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏのＭｓ温度を低減し残留応力を下げる働きは、必ずしも同一ではないため、それぞれの働きに応じた係数を定め、４つの元素全体としてその効果を表す指標を作成することは、工業的価値が高いと判断し、式（１）で示されるようなＰａを作成したものである。但し、Ｐａの値にもその適正範囲がある。例えば、Ｐａが小さすぎるとＭｓ温度を低減することが難しく、たとえ他の元素を添加することにより可能になったとしても、溶接継手特性の確保の点から好ましくない。逆に、Ｐａが大きいことは、Ｍｓ温度がより低くなることを意味するが、大きすぎるＰａは、それだけ合金元素の添加を増加させなければならず不経済である。以上のことにより、Ｐａの範囲を０．８５以上、１．３０以下とした。なお、より高疲労強度溶接継手を確実なものとするためには、Ｐａの下限を０．９５に設定することが望ましい。また、本発明においては、鋼材および溶接金属の降伏強度を増加させ、残留応力をより確実に低減させるという技術を併用しているため、溶接金属の降伏強度が４９０ＭＰａ以上である場合は、溶接金属に残留オーステナイトが存在する可能性や経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２５に設定することが望ましい。さらに、Ｍｓ温度における溶接金属の降伏強度が５７０ＭＰａ以上である場合は、経済性の観点から、Ｐａの上限は好ましくは１．２０に設定することが望ましい。
【００４８】
次に溶接金属の成分を限定した利用を述べる。
【００４９】
既に述べてきたＭｓ温度や降伏強度を得るための成分系は、実は必ずしも１つではない。本発明における溶接金属は、前記（４）、（５）、（６）、（１２）、（１３）、（１４）に記述されているＮｉを主として用いる成分系と、前記（７）、（８）、（１５）、（１６）に記述されているＣｒを主として用いる成分系の２つに分けることができ、以降、前者をＮｉ系溶接金属、後者をＣｒ系溶接金属と呼ぶことにする。
【００５０】
まず、Ｎｉ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
【００５１】
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化および溶接金属割れの問題を引き起こすため、その上限を０．２％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．０１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。なお、Ｃの上限は、溶接金属割れの観点から、好ましくは０．１５％に設定することが望ましい。
【００５２】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中においては、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．５％とした。
【００５３】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における残留応力低減メカニズムである変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．０１％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、母材および溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を１．５％とした。
【００５４】
ＰおよびＳは、本発明では不純物である。しかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
【００５５】
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属であり、溶接金属に添加することによりオーステナイトの状態をより安定な状態にする元素である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。Ｎｉの下限の６％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量という意味で決定した。Ｎｉの上限の１２％は、残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためである。
【００５６】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００５７】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における第２の技術思想である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．０１％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．４％とした。
【００５８】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．１％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定したが、好ましくは下限は０．３％である。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために１．０％とした。
【００５９】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．０１％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．４％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００６０】
Ｃｒは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化元素である。また、ＣｒはＭｓ温度を低減する効果も合わせ持つので有効活用すべき元素である。しかし、本発明におけるＮｉ系溶接金属は、主としてＮｉ添加によりＭｓ温度低減を達成しているため、Ｃｒ添加量はＮｉより少なくすべきである。過度のＣｒ添加は必ずしも残留応力低減効果を向上させず、Ｃｒが高価であるため産業上好ましくはない。Ｃｒ添加量の下限０．１％は、これを添加し、残留応力低減効果が得られる最低限の値として設定した。Ｃｒ添加量の上限３．０％は、Ｎｉ系溶接金属については、Ｍｓ温度がＮｉ添加によりすでに低減されていること、他の析出元素により強度も確保されていることから、これ以上添加しても残留応力低減効果があまり変わらなくなる、靱性劣化が顕著になることにより設定した。
【００６１】
ＭｏもＣｒ同様の効果を持つ元素である。しかし、Ｍｏは、Ｃｒ以上に析出硬化が期待できる元素である。そのため、添加範囲はＣｒより狭く設定した。下限の０．１％は、Ｍｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。上限の３．０％は、これ以上添加すると、硬化しすぎるため靱性劣化が顕著になってくるため設定した。
【００６２】
Ｃｏは、Ｔｉ等と異なり、強い析出硬化を生じせしめる元素ではない。しかし、Ｃｏは、それを添加することにより強度増加をもたらし、かつ強度増加を期待しながら靱性を確保するという観点からは、Ｎｉより好ましい元素であることから有効利用すべき元素である。しかし、Ｎｉは、残留応力低減効果を期待できる程度の低Ｍｓ温度を確保するために溶接金属に添加しているため、Ｃｏ添加量の下限０．１％は、Ｃｏ添加の効果が期待できる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、強度増加が過大となり靱性劣化をもたらすためその上限を２．０％とした。
【００６３】
次に、Ｃｒ系溶接金属について、その成分範囲限定理由について説明する。
【００６４】
Ｃは、それを鉄に添加することによりＭｓ温度を下げる働きをする。しかし、その一方で、過度の添加は、溶接割れの問題や靱性劣化の問題を引き起こすため、その上限を０．０５％とした。しかし、Ｃが無添加の場合は、マルテンサイトが得られにくく、また他の高価な元素のみで残留応力低減を図らなければならず経済的とはいえない。Ｃが０．００１％以上添加する場合に限定したのは、安価な元素であるＣを利用し、その経済メリットが出る最低限の値として設定した。
【００６５】
Ｓｉは、脱酸元素として知られる。Ｓｉは、溶接金属の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工において、溶接中に空気が混入する危険性があるため、Ｓｉ量を適切な値にコントロールすることはきわめて重要である。まず、Ｓｉの下限についてであるが、溶接金属に添加するＳｉ量として０．１％に満たない場合、脱酸効果が薄れ溶接金属中の酸素レベルが高くなりすぎ、機械的特性、特に靱性の劣化を引き起こす危険性がある。そのため、溶接金属については、その下限を０．１％とした。一方、過度のＳｉ添加も靱性劣化を発生せしめるため、その上限を０．７％とした。
【００６６】
Ｍｎは、強度を上げる元素として知られる。そのため、本発明における第２の技術思想である変態膨張時の降伏強度確保という観点から有効利用すべき元素である。Ｍｎの下限、０．４％は強度確保という効果が得られる最低限の値として設定した。一方、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化を引き起こすためその上限を２．５％とした。
【００６７】
ＰおよびＳは、本発明では不純物であしかし、これら元素は、溶接金属に多く存在すると、靱性が劣化するため、その上限をそれぞれ０．０３％、０．０２％とした。
【００６８】
Ｎｉは、単体でオーステナイトすなわち面心構造を持つ金属である。鉄そのものは、高温域でオーステナイト構造になり、低温域でフェライトすなわち体心構造になる。Ｎｉは、それを添加することにより、鉄の高温域における面心構造をより安定な構造にするため、無添加の場合に比べ、より低温度域においても面心構造となる。このことは、体心構造に変態する温度が低くなることを意味する。また、Ｎｉはそれを添加することにより溶接金属の靱性を改善するという効果を持つ。Ｃｒ系溶接金属におけるＮｉ添加量の下限４％は、残留応力低減効果が現れる最低限の添加量および靱性確保の観点から決定した。Ｎｉ添加量の上限１０％は、Ｃｒ系溶接金属においては、次に述べるＣｒ添加によりある程度Ｍｓ温度が低減されていること、および残留応力低減の観点からはこれ以上添加してもあまり効果が変わらない上、これ以上添加するとＮｉが高価であるという経済的デメリットが生じてくるためこの値を設定した。
【００６９】
Ｃｒは、Ｎｉと異なり、フェライトフォーマーである。しかし、Ｃｒは、それを鉄に添加すると、高温度域ではフェライトであるものの、中温度域ではオーステナイトを形成し、さらに温度が低くなると再びフェライトを形成する。溶接部の場合、溶接入熱量により熱履歴で、低い温度側のフェライトは一般的に得られず、マルテンサイトが得られることになる。これは、Ｃｒを添加することの利点は、焼入性の増加が原因である。すなわち、Ｃｒを添加することによるマルテンサイト変態は、焼入性が増加することによるフェライト変態が生じない点と、Ｍｓ温度そのものが低くなるという２つの点が存在する。これら両方の効果を満たしながら残留応力を低減するための変態膨張を有効利用するＣｒ添加範囲として、下限７％を設定した。上限１５％は、これを上回る量を添加してもその効果が大きくならない上、経済的にもデメリットが大きくなるため、この値を設定した。
【００７０】
Ｃｕは、溶接ワイヤにメッキすることにより通電性をよくする効果があるため、溶接作業性を改善するために有効な元素である。また、Ｃｕは焼入性元素でもあるため、溶接金属に添加することによりマルテンサイト変態を促進させるという効果も期待できる。Ｃｕの下限０．０５％は作業性改善やマルテンサイト変態促進のために必要な最低限の値として設定した。しかし、過度の添加は、作業性改善の効果がないだけでなく、ワイヤ製造コストを上げるため産業上も好ましくはない。Ｃｕの上限、０．４％はこのような理由により設定した。
【００７１】
Ｎｂは、溶接金属中においてＣと結合し、炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、少量で溶接金属の強度を上げる働きがあり、従って、有効利用することの経済メリットは大きい。また、本発明における残留応力低減技術である、Ｍｓ温度における降伏強度を高める意味からもメリットは大きい。しかし、一方で過度の炭化物形成は、靱性劣化が発生するため自ずと上限が設定される。Ｎｂの下限は、炭化物を形成せしめ、強度増加効果が期待できる最低の値として０．００５％を設定した。上限は、靱性劣化による溶接部の信頼性が損なわれない値として０．３％とした。
【００７２】
ＶもＮｂと同様な働きをする元素である。しかし、Ｎｂと異なり、同じ析出効果を期待するためには、Ｎｂより添加量を多くする必要がある。Ｖ添加の下限０．０５％は、添加することにより析出硬化が期待できる最低値として設定した。Ｖの上限は、これより多く添加すると析出硬化が顕著になりすぎ、靱性劣化を引き起こすために０．５％とした。
【００７３】
Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖ同様、炭化物を形成し析出硬化を生じせしめる。しかし、Ｖの析出硬化がＮｂのそれと違っていたようにＴｉの析出硬化もまたＮｂ、Ｖと異なる。そのため、Ｔｉの添加量の範囲もＮｂ、Ｖと異なった範囲が設定される。Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、その効果が期待できる最低量として、上限の０．３％は靱性劣化を考慮して決定した。
【００７４】
Ｍｏも、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様析出硬化が期待できる元素である。しかし、Ｍｏは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと同等な効果を得るためには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ以上に添加する必要がある。Ｍｏ添加量の下限０．１％は、析出硬化による降伏強度増加が期待できる最低値として設定した。また、上限の２．０％は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ同様、靱性劣化を考慮して決定した。
【００７５】
Ｎは、オーステナイトフォーマーとして知られている元素である。Ｎも添加することによりマルテンサイトが得られやすくなるため、最低限の添加は必要である。Ｎの下限、０．００１％は、Ｃ同様、低Ｍｓ温度が得られるための最低値として定めた。しかし、過大な添加は窒化物を形成し、靱性劣化や延性劣化の問題が発生するためその上限を０．０５％とした。
【００７６】
ＣとＮは、それぞれ炭化物、窒化物を形成する、オーステナイトフォーマーであるなど、その働きが似ており、それら合計、すなわちＣ＋Ｎの量も上限、下限を設定する必要がある。Ｃ＋Ｎの下限、０．００１％は、マルテンサイトを得やすくし、かつＭｓ温度を低くするための最低限の値として、また上限の０．０６％は、炭化物、窒化物による靱性劣化および延性劣化の問題が発生しない限界値として定めた。
【００７７】
以上、溶接金属の成分についてその範囲限定理由について述べてきたが、これれの範囲に溶接金属成分を制御する方法として、溶接ワイヤの成分を制御する方法や、溶接ワイヤおよびフラックスの成分を制御する方法、あるいは溶接心線および被覆フラックスの成分を制御する方法などがあるが、本発明においては、これら方法によらず、溶接金属の成分が前述の範囲内に設定されれば高疲労強度溶接継手が実現できる。さらに、本発明における成分範囲となる溶接金属を形成するような溶接ワイヤ、溶接ワイヤとフラックスの組み合わせ、または溶接心線と被覆フラックスの組み合わせ等は、当該技術者ならば容易に成し得るものである。
【００７８】
溶接止端部を形成する溶接ビードに本発明における溶接金属を形成せしめれば高疲労強度溶接継手が実現するが、止端部溶接ビードが形成された後、さらに他のビードが形成されると残留応力の分布が変化する可能性がある。このビードが新たに溶接止端部を形成するビードになる場合は、このビードに対し本発明が提示する溶接金属になるような材料選択を行った溶接継手を作製すればよい。しかし、そうではない場合は、残留応力分布が変化する可能性があるため、溶接止端部を形成する溶接ビードが、近傍の他の溶接ビードと比べ最終凝固する、すなわち最終ビードになるような溶接順序が選択された溶接継手にすることが望ましい。
【００７９】
次に、ピーニング処理について特に超音波を用いたピーニング処理に限定した理由について述べる。
【００８０】
ここで超音波ピーニングとは周波数が２０ｋＨｚから６０ｋＨｚの範囲内にある周波数を持つものをいう。超音波を用いる最大のメリットは、ピーニング先端のピンの重さが小さくても十分大きな衝撃力を与えることができ、その結果少ない作業時間で十分なピーニング効果をあげることができる点である。ピーニング処理をすることによる疲労強度向上原理は、そこの部分の形状を改善させるとともに圧縮の残留応力を付与することによる。そのためには、ピーニング部分に塑性歪を導入させなければならない。弾性歪の範囲内では、応力が残留しないからである。塑性歪を導入するためには、材料が持つ降伏強度以上の衝撃応力を加える必要があるが、これをもし、静的応力で実現しようとする場合は、溶接部に降伏応力以上の応力を加える必要があり、その分装置が大きくなってしまい、作業負荷の増大をまねく。一方、超音波を用いると、ピーニング部分に加わる応力はピンの質量が例えば１０ｇ程度でも十分大きな応力になることがわかる。
この原理を簡単に説明する。
【００８１】
周波数を３３ｋＨｚとし、ピンの質量を１０ｇ、ピンが振動する範囲を０．０３ｍｍとし、ピン先端の直径を３ｍｍと仮定する。このとき、ピンのスピード、Ｖは
Ｖ＝０．０３×３３０００＝１０００ｍｍ／ｓ＝１ｍ／ｓ
である。ピンは１／３３０００秒に１回スピードを＋１ｍ／ｓから−１ｍ／ｓに変化させると考えると、その変化は、ピーニング処理部分にピンがぶつかる瞬間に発生する。このスピード変化が１回の周波数内の１／１０の時間すなわち、１／３３００００秒の間で生じるとすると、速度の時間変化、すなわち加速度、Ａは
Ａ＝ｄＶ／ｄｔ＝２×３３００００＝６６００００ｍ／ｓ^２
となる。衝撃力Ｆは、上記加速度にピンの重さ１０ｇ＝１／１００ｋｇをかければ求まり、
Ｆ＝６６００００×１／１００＝６６００Ｎ
となる。応力Ｓは、これをピンの断面積、１．５×１．５×３．１４＝７．１ｍｍ^２で割れば計算でき、
Ｓ＝６６００／７．１＝９３０Ｎ／ｍｍ２＝９３０ＭＰａ
となる。注意すべきは、この応力は、ピンの重さがわずかに１０ｇとした場合の値である点である。実際の超音波ピーニングの場合は、速度反転が生じる時間間隔が上記計算の設定よりさらに短いと考えられるため、より大きな衝撃応力が出ているものと考えられる。
【００８２】
以上のように、ピーニング処理のうち、特に超音波を用いる方法は、ピンの質量が小さくて済み、その分装置の軽量化ができるなどの利点を有することがわかる。
【００８３】
次に超音波ピーニングの周波数を限定した理由について述べる。
【００８４】
下限の２０ｋＨｚは、これを下回る周波数の場合、人間が聞こえる周波数すなわち可聴周波数の範囲の入ってしまい、ピーニング作業の観点からは好ましいことではない。本発明の本意は、簡便な疲労強度向上方法を提供することにあるため、作業環境が劣化するような方法は本発明の本意からはずれる。また、上記衝撃応力の試算からわかるように、超音波の周波数は高いほど衝撃応力が高くなりそれだけ有利となる。下限の２０ｋＨｚは、簡便な装置で十分なピーニング効果を得られる周波数として、また作業環境を劣悪なものとしない値として設定した。なお、下限の２０ｋＨｚは、より高い衝撃応力を得る観点から、好ましくは２３ｋＨｚ以上とすることが望ましい。上限の６０ｋＨｚは、これ以上の周波数になると、現在の技術では簡便な装置で超音波を得ることが難しくなり、かつ人間の耳には聞こえないものの健康管理上の問題が生じてくるためこの値を設定した。
【００８５】
次に、ピンの硬さを限定した理由について述べる。
【００８６】
本発明では、鋼材および溶接金属の強度を限定している。これは、溶接金属の変態膨張を有効に圧縮弾性歪みに変化させることを目的としている。しかし、溶接ビードのスタート部、クレーター部に関してはビード形状の劣化からピーニング処理などで疲労強度を確保する必要がある。一方、強度に関しては、スタート部、クレーター部も所定の強度を有している。例えば、引っ張り強度が７８０ＭＰａの場合、硬さは２８０Ｈｖ程度ある。９８０ＭＰａになると、硬さは３５０Ｈｖ近くある。ピーニングによりそこの部分の形状改善や残留応力低減を実行するには、ピーニング部分に塑性ひずみを導入しなければならない。そのためには、ピンの硬さを鋼材および溶接金属より硬くする必要がある。そのため本発明ではピンの硬さの下限を４５０Ｈｖとした。上限の９００Ｈｖは、これ以上硬い材料はあるものの、ピンそのもののコストが大きくなり、またピーニング効果が格段に大きくなるというわけではないため、この値を設定した。
【００８７】
次にピンの直径を限定した理由について述べる。
【００８８】
前述の衝撃応力試算例からわかるように、最終的な衝撃応力は、衝撃力をピン断面積で割ることにより求めることができ、また断面積が小さいほど衝撃応力は大きくなる傾向にある。より大きい衝撃応力を得るためにはピンを例えば針のように細くすればいいが、この場合、ピンが折れたり座屈したりする危険があり、不必要な細形はかえってマイナスである。下限１．５ｍｍは、ピンが座屈や折れたりしないで十分ピーニング処理に耐えうる値として設定した。逆にピンの直径が大きすぎると、上限の７ｍｍは、これ以上の直径ではピンの断面積が大きすぎ、衝撃力としては十分であるものの衝撃応力が所定の値にならない場合があるためこの値を設定した。
【００８９】
【実施例】
初めに疲労試験を実施した時の継手形状とその時の溶接金属成分を図１、２および表１にまとめた。図１に示されてる継手を継手Ａとよび、図２に示されている継手を継手Ｂとよぶこととする。表１の溶接金属成分は、実際の継手から成分分析試料を採取して調べたもので、また溶接金属降伏強度（σｙ）も実際の溶接金属から試験片を採取して調べたものである。溶接継手としては、図１、２にあるように継手Ａ、継手Ｂの２種類の継手を選択した。
【００９０】
各試験体には、ピーニングを行なったものと行なわなかったもの、また同じピーニングでもその条件が異なったものを用意した。その時の止端部のへこみ量は図３に示すへこみ量４の値である。この値をレーザー変位計で測定した。
【００９１】
次に、これら継手を用いて疲労試験を実施した。疲労荷重は図１、２の矢印方向に負荷し、応力比、Ｒは０．１となる用に疲労荷重を負荷した。例えば、荷重範囲が３．０ｋＮの場合は、最高荷重が３．３３ｋＮで、最低荷重が０．３３ｋＮの場合である。
【００９２】
歪ゲージは、図１に示す継手Ａでは、スタート部１、クレーター部２、および２箇所のコーナー部３、合計４箇所に、また図２に示す継手Ｂに対しては、２箇所のスタート部１および２箇所のクレーター部２の合計４箇所に貼り付け、試験スタート時点からの歪量と比較して２０％低い値になったところで疲労破断と判断した。その時の疲労荷重サイクル数が寿命となる。
【００９３】
表２には、図１の継手Ａの場合の疲労試験結果を示した。継手番号１、２，３は、溶接金属成分およびピーニング処理、へこみ量ともに本発明の範囲内であり、２００万回疲労限は荷重範囲として３．０４ｋＮである。継手番号４については、ピーニング処理をしておらず、溶接金属成分が本発明の範囲内であるにもかかわらず、スタート部、クレーター部分の形状が不良であるため、そこでの疲労強度が継手全体を律則し、２００万回疲労限は２．０ｋＮと継手番号１，２，３より明らかに低い値を示している。継手番号５は、ピーニングのピンの硬さを継手番号１，２，３と比べ軟らかくしたものであるが、本発明の範囲内であるため疲労限は十分高い例である。継手番号６は、ピーニング処理は本発明の範囲内であるものの、溶接金属成分が本発明の範囲外であったため、疲労亀裂がスタート部、クレーター部でなく、コーナー部で発生した場合である。そのため、継手としての疲労限は低い値になっている。継手番号７は、溶接金属成分が本発明の範囲外であり、かつピーニング処理をしなかったものであり、表２における継手としては、最も疲労限が低くなった例である。継手番号８は、ピーニング処理をクレーター側のみ実施した例であり、スタート部から疲労亀裂が発生した例である。継手番号９は、ピーニング処理が不十分で、へこみ量が本発明の範囲外であった例である。継手番号１０は、鋼材強度が低すぎ、残留応力が十分入りきらなかった例である。表２からわかるように、本発明例によれば、２００万回疲労限はすべて２．２ｋＮを上回っており、その効果を確認することができる。
【００９４】
次に、図２のおける継手Ｂを用いて疲労試験を実施した。その結果を表３にまとめた。継手番号１１は、ピンの直径が小さく、ピーニング実施後すぐにピンが折れてしまい、ピーニング処理が十分できなかった例である。継手番号１２は、ピーニング処理をしなかった場合である。継手番号１４は、へこみ量が板厚の１／４を上回っており、局部応力が増加し継手として疲労強度が増加しなかった場合である。継手番号１５は、ピーニング範囲が５ｍｍと本発明の範囲外であり、形状不良範囲をカバーしきれず、疲労強度が増加しなかった例である。継手番号１６は、ピンの直径が大きすぎ、ピーニング効果が不十分で、その結果、へこみ量が小さくなり、疲労強度が増加しなかった例である。継手番号１９は、溶接金属成分が本発明例の範囲外であり、かつピーニング処理も実施していないため、疲労強度が表３中最も低い値になった例である。継手番号２０は、ピンの硬さが低すぎ、継手を効率よくピーニングすることができなかった例である。それに対し、本発明例の範囲内である継手番号１３，１７，１８は、２００万回疲労限がすべて１２ｋＮを上回り、疲労強度向上効果が認められた。
【００９５】
【表１】

【００９６】
【表２】

【００９７】
【表３】

【００９８】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、溶接継手の疲労強度は従来継手より格段に向上させることが可能である。したがって、本発明は工業的価値がきわめて大きい発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、継手Ａの試験片形状と疲労荷重負荷方向を説明した図である。
【図２】図２は、継手Ｂの試験片形状と疲労荷重負荷方向を説明した図である。
【図３】図３は、溶接止端部のへこみ量を説明した図である。
【符号の説明】
１　スタート部
２　クレーター部
３　コーナー部
４　へこみ量
Ｆ　荷重負荷方向[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for improving the fatigue strength of a welded portion and a welded joint having a high fatigue strength for improving the reliability of a welded structure.
[0002]
[Prior art]
Since fatigue cracks generated in welds have a significant effect on the reliability of the entire structure, techniques for improving the fatigue properties thereof have been tried for some time. The portion where the fatigue crack is likely to occur is the welded portion. The reason for this is that the welded portion has a stress concentration portion, or a tensile residual stress is generated. Solving these causes is effective as a means for improving fatigue strength. Therefore, as a conventional method for improving fatigue strength and high fatigue strength welded joints, a method of applying a decorative welding by a mechanical method or TIG welding to reduce stress concentration, and a method of compressive residual stress in a part where fatigue occurs using peening. And a method of reducing stress concentration at the same time, and a welded joint using such a method. In particular, many techniques are disclosed in the United States, for example, in the United States for peening using ultrasonic waves when performing peening processing, that is, techniques using ultrasonic peening.
[0003]
Recently, attention has been paid to a method of utilizing the transformation expansion of a weld metal to reduce residual stress and thereby improve fatigue strength. For example, there is a technique for improving the fatigue strength of a turning welding joint by utilizing the transformation expansion of a weld metal (for example, Patent Document 4). According to this technique, by lowering the temperature at which transformation from austenite to martensite (Ms temperature) is started, expansion accompanying transformation becomes larger than heat shrinkage after transformation, and as a result, residual stress of compression is introduced, A high fatigue strength welded joint is obtained.
[0004]
However, this technique cannot solve all problems. That is, in order to lower the transformation start temperature, a large amount of alloying elements such as Cr is added to the weld metal, so that the workability during welding is significantly deteriorated, and in particular, the bead shapes at the start portion and the crater portion of the weld bead. Is degraded. For the weld bead outside the start part and crater region, it is also possible to narrow the applicable welding condition range or limit the welding position, and make the bead shape close to that of the commonly used welding material. However, since the start portion and the crater portion are in an unsteady state from the viewpoint of welding current control, the workability of the welding material itself becomes a significant problem. Generally, when Cr or Ni is added in a large amount, workability is deteriorated. On the other hand, in order to lower the transformation start temperature until the fatigue strength is improved, it is inevitable to add such a large amount of alloying elements. That is, setting the transformation start temperature to a low temperature side and ensuring workability are contradictory. In addition, the technique of improving fatigue strength by performing peening can surely increase fatigue strength if it can be performed on the entire welding line, but this means that the number of manufacturing steps increases, From the viewpoint of cost reduction, it is desirable not to perform peening as much as possible.
[0005]
[Patent Document 1]
US $ 6171415 $ B1
[Patent Document 2]
US $ 6338765B1
[Patent Document 3]
US $ 2002/0014100 $ A1
[Patent Document 4]
JP-A-11-138290
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The technology of sufficiently lowering the transformation start temperature of the weld metal to improve the fatigue strength has a great advantage because it does not require a new manufacturing process, but considering the bead shape of the crater and start parts, Problems still arise in terms of improving the fatigue strength of the joint.
[0007]
On the other hand, the conventional method of peening the joint to improve the fatigue strength must be performed for all welding lines, which increases the time required for manufacturing too much, and also increases the manufacturing cost. It is a way to connect.
[0008]
The present invention eliminates the disadvantages of the method utilizing low-temperature transformation expansion of the weld metal and the method of performing peening treatment, and relates to a simple and practical method for improving fatigue strength and a high fatigue strength fillet welded joint produced by the method. Things.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In view of the above circumstances, the present inventors have variously studied techniques for reducing the residual stress of the welded part and improving the fatigue strength, and as a result of intensive studies so far, completed the present invention. The gist is as follows.
[0010]
(1) In a fillet welded joint having a weld toe, the temperature at which the weld metal forming the weld toe starts transforming from austenite to martensite or bainite is 350 ° C or lower and 150 ° C or higher. The weld toe is to be recessed from the steel surface by 0.03 mm or more and 1/4 or less of the plate thickness over a range of at least 10 mm or more from the start of the weld bead and the end of the crater. High fatigue strength fillet welded joint characterized by the following features:
[0011]
(2) The high fatigue strength fillet welded joint according to the above (1), wherein the yield strength of the steel material and the weld metal is 400 MMPa or more and 980 MPa or less.
[0012]
(3) One or more of C, Ni, Cr and Mo is contained, and the range of the parameter Pa defined by the following formula (1) is 0.85 or more by mass% of each component. The high fatigue strength welded joint according to the above (1) or (2), wherein the welded metal is 1.30 or less.
[0013]
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (1)
(4) In mass%,
C: 0.01 to 0.2%,
Si: 0.1-0.5%,
Mn: 0.01-1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: contains 6 to 12%,
The high-fatigue-strength fillet welded joint according to any one of the above (1) to (3), wherein the remainder is a weld metal composed of iron and unavoidable impurities.
[0014]
(5) In% by mass,
Ti: 0.01 to 0.4%,
Nb: 0.01 to 0.4%,
V: 0.1 to 1.0%
The high fatigue strength fillet welded joint according to the above (4), which is a weld metal further containing one or more of the following.
[0015]
(6) In% by mass,
Cu: 0.05 to 0.4%,
Cr: 0.1 to 3.0%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Co: 0.1-2.0%
The high fatigue strength fillet welded joint according to the above (4) or (5), which is a weld metal further containing one or more of the following.
[0016]
(7) In% by mass,
C: 0.001 to 0.05%,
Si: 0.1-0.7%,
Mn: 0.4-2.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 4 to 10%,
Cr: 7 to 15%,
N: 0.001 to 0.05%
And C + N: 0.001 to 0.06%, with the balance being a weld metal consisting of iron and unavoidable impurities, any of the above (1) to (3). High fatigue strength fillet welded joint.
[0017]
(8) In mass%,
Mo: 0.1 to 2.0%,
Ti: 0.005 to 0.3%,
Nb: 0.005 to 0.3%,
V: 0.05-0.5%
The high fatigue strength fillet welded joint according to the above (7), wherein the weld metal further comprises one or more of the following.
[0018]
(9) In the method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint having a weld toe, the temperature at which the transformation of the weld bead forming the weld toe from austenite to martensite or bainite is 350 ° C or lower and 150 ° C or higher. Fatigue of a fillet weld joint characterized in that the weld toe is formed from a weld metal to be formed, and thereafter, the weld toe is subjected to a peening treatment over a range of at least 10 mm or more from the start of the weld bead and the end of the crater. Strength improvement method.
[0019]
(10) The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to the above item (9), wherein the yield strength of the steel material and the weld metal is 400 MPa or more and 980 MPa or less.
[0020]
(11) Δ Contains one or more of C, Ni, Cr and Mo, and the range of the parameter Pa defined by the following formula (1) is 0.85 or more by mass% of each component. The method for improving fatigue strength according to the above (9) or (10), wherein a weld metal of not more than 1.30 is formed.
[0021]
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (1)
(12) In% by mass,
C: 0.01 to 0.2%,
Si: 0.1-0.5%,
Mn: 0.01-1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 6 to 12%
The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to any one of the above (9) to (11), wherein a weld metal containing iron and inevitable impurities is formed.
[0022]
(13) In% by mass,
Ti: 0.01 to 0.4%,
Nb: 0.01 to 0.4%,
V: The method for improving fatigue strength of a fillet welded joint according to the above (12), wherein a weld metal further containing one or more of 0.1 to 1.0% is formed.
[0023]
(14) In mass%,
Cu: 0.05 to 0.4%,
Cr: 0.1 to 3.0%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Forming a weld metal further containing one or more of Co: 0.1 to 2.0%, and improving the fatigue strength of the fillet weld joint according to the above (12) or (13). Method.
[0024]
(15) In mass%,
C: 0.001 to 0.05%,
Si: 0.1-0.7%,
Mn: 0.4-2.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 4 to 10%,
Cr: 7 to 15%,
N: 0.001 to 0.05%
And C + N: 0.001 to 0.06%, and the balance forms a weld metal composed of iron and unavoidable impurities, in any one of the above items (9) to (11). The method for improving the fatigue strength of a fillet weld joint according to the above.
[0025]
(16) In% by mass,
Mo: 0.1 to 2.0%,
Ti: 0.005 to 0.3%,
Nb: 0.005 to 0.3%,
V: 0.05-0.5%
The method for improving fatigue strength of a fillet welded joint according to the above (15), wherein a weld metal further containing one or more of the following is formed.
[0026]
(17) The fillet according to any one of the above (9) to (16), wherein a method using an ultrasonic wave having a frequency in the range of 20 kHz to 60 kHz is particularly used as the peening method. A method for improving the fatigue strength of welded joints.
[0027]
(18) At the time of peening, one or a plurality of pins having a diameter in the range of 1.5 mm to 7.0 mm are used at a tip portion for applying an impact to the welded portion, and the hardness of the pin tip is The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to the above (17), wherein a pin having a Vickers hardness of 450 or more and 900 or less is used.
[0028]
(19) High fatigue strength according to any one of the above (1) to (8), produced using the method for improving fatigue strength according to any one of the above (9) to (18). Fillet weld joint.
[0029]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0030]
First, the technical concept of the present invention will be described.
[0031]
The first technical idea in the present invention is that, except for the start part and the crater part, a method of lowering the transformation start temperature of the weld metal and reducing the welding residual stress is adopted. The crater portion is subjected to a peening treatment to improve the fatigue strength. If peening can be performed over the entire welding line, fatigue strength improvement can be ensured by itself, but since peening is much longer than welding arc time, it is a method that should be minimized. is there. Therefore, the technical idea of the present invention is to use a method of lowering the transformation temperature of the weld metal in combination to minimize the time for peening.
[0032]
A second technical idea of the present invention is to use peening using ultrasonic waves as peening processing. When ultrasonic peening is used, the time required for the peening process is reduced by that amount, and the merit increases as a fatigue strength improving method. The intent of the present invention is to provide a technique for improving the fatigue strength by a method as simple as possible, so that the use of ultrasonic peening is significant.
[0033]
A third technical idea of the present invention is that the hardness of the pin at the tip of the peening is specified. Generally, the pin at the peening tip must be harder than the welded joint being peened. However, the strength of a welded joint where fatigue is a problem usually has a tensile strength of at most 780 MPa, and the hardness of the welded joint is about 270 Hv as Vickers hardness. Therefore, if the hardness of the pin at the tip of the peening is higher, for example, 350 Hv or more is sufficient. However, in the present invention, since a material that transforms into a weld metal at a low temperature is assumed, a very hard structure called martensite is introduced into the microstructure of the weld metal. In this case, a hardness of the pin of about 350 Hv is insufficient. This situation is the same even if the steel material to be welded is mild steel. Therefore, in the present invention, by limiting the hardness of the pin, the effect of the peening treatment can be exerted efficiently when the low-temperature transformation material is used efficiently.
[0034]
Next, the transformation start temperature of the weld metal will be described in more detail.
[0035]
As the weld metal transforms from austenite to martensite during the cooling process, the volume increases, ie expands. At this time, compressive stress is generated in the weld metal because it is constrained from surrounding parts. However, the introduction of the compressive stress accompanying the transformation expansion also returns to the tensile stress state while cooling to room temperature if the subsequent thermal contraction is large. Except for some stainless steel materials, welding materials used for ordinary steel materials always undergo transformational expansion at a certain temperature, but due to the high temperature, subsequent thermal contraction ultimately generates residual tensile stress. I do. Since the thermal shrinkage is obtained by multiplying the temperature change by the thermal expansion coefficient, in order to make the residual stress as small as possible and, in some cases, into a compressed state, the temperature change may be made small. There are two methods for reducing this temperature change. One is to use a material that lowers the Ms temperature, and the other is to preheat the plate. Since the method of preheating the plate is finally cooled down to the outside air temperature, it is conceivable not to reduce the temperature change at first glance. However, if preheating is performed, the temperature distribution of the plate becomes uniform in a temperature range higher than room temperature, and in the subsequent cooling process, a uniform temperature is maintained, so that no thermal stress is generated. The temperature difference in this case is the temperature change in this case. This is due to the fact that, if the temperature distribution of the plate is uniform, no thermal stress is generated even when heating or cooling. In ordinary materials, the Ms temperature is around 450 ° C., but it is not practical to set the preheating to a value close to that. Therefore, as a method of reducing the temperature change, that is, the heat shrinkage after the transformation, it is indispensable to select a material having a low Ms temperature.
[0036]
In the present invention, as described above, the purpose is to improve the fatigue strength using the transformation expansion due to the low Ms temperature of the weld metal, in addition to this, in order to further reduce the residual stress, There is an idea to set the yield strength of steel and weld metal to an appropriate value. Generally, it is necessary to add C, Ni, Cr or the like to a material having a low Ms temperature, and it is considered that a certain level of strength is secured. However, in order to surely achieve a high fatigue strength welded joint, it is desirable to set the strength in an appropriate range. The technical idea of controlling the strength is based on the fact that even if transformation expansion occurs, there is a limit to the compressive elastic strain caused by the expansion, and the value is the value obtained by dividing the yield strength by the Young's modulus. It is. Here, for example, consider the case where the transformation expansion amount of the weld metal is 3%. Assuming that the weld metal is completely constrained from the surroundings, a 3% transformation expansion introduces a 3% compressive strain, resulting in a total strain of 0%. At this time, the compressive strain of 3% can be classified into plastic strain and elastic strain, but the elastic strain has a limit as described above, and the rest must be plastic strain. Thereafter, the weld metal undergoes heat shrinkage, which in turn introduces tensile strain into the steel heat affected zone and the weld metal. Due to this tensile strain, the amount of elastic compressive strain introduced at the time of transformation expansion may decrease, and depending on the amount of thermal shrinkage, it may become tensile strain. From this consideration, it can be seen that even if the heat shrinkage amount is reduced, that is, even if the Ms temperature is lowered, the residual stress cannot be reduced if the compression elastic strain limit (maximum value) is small. This means that, by conversely, by increasing the compression elastic strain limit, the residual effect can be surely reduced and, consequently, can be brought into the compressed state, thereby achieving the high fatigue strength welded joint which is the object of the present invention more reliably. Means you can do it.
[0037]
Next, the reason why the range of the transformation start temperature is limited will be described.
[0038]
The Ms temperature shows a value of 500 ° C. or less even in ordinary steel materials and weld metals, and is often 450 ° C. or less in many cases. This value depends on the component. For example, as can be seen from the welding CCT diagram of welding structural steel issued by the Iron and Steel Institute of Japan, the addition of about 5% of Ni can lower the Ms temperature to about 350 ° C. . However, when the Ms temperature is higher than 350 ° C., the effect of reducing the residual stress is not sufficient, and the effect of improving the fatigue strength cannot be expected. On the other hand, setting the Ms temperature to 150 to 350 ° C. is a range that can be realized with a material having an industrial value and that can improve fatigue strength by reducing residual stress. The lower limit of 150 ° C. of the Ms temperature was set as a lower limit that can be realized with a material having industrial value. According to the second technical idea of the present invention, the upper limit of the Ms temperature, 350 ° C., can be expected to reduce the residual stress if the yield strength is sufficiently high even if this value is higher than 350 ° C., and consequently the fatigue strength can be improved. Although it is possible, there is a problem whether a too high yield strength can also be realized with a material of industrial value, so the upper limit was set to 350 ° C. Therefore, the temperature at which the weld metal starts transforming from austenite to martensite or bainite was set to 150 to 350 ° C. Since a lower Ms temperature is preferable for reducing residual stress, it is desirable to set the Ms temperature to preferably 300 ° C. or lower.
[0039]
Next, the reason why the dent amount of the weld toe from the steel material surface is limited will be described.
[0040]
In the present invention, the improvement of the fatigue strength of the welded joint is achieved by using both transformation expansion of the weld metal and peening treatment. The method of improving the fatigue strength by using the transformation expansion of the weld metal can secure the effect of improving the fatigue strength by limiting the transformation start temperature of the weld metal or limiting the components of the weld metal. , It is not always clear whether or not a fatigue strength improving effect is obtained by the treatment. Therefore, the present inventors focused on the amount of dent at the weld toe after the peening treatment, and investigated the amount of dent at which the effect of improving fatigue strength was obtained. The lower limit of the dent amount of 0.03 mm is set to a value of the dent amount smaller than the lower limit because the effect of the peening treatment is small and the fatigue strength is not improved. The value of ピー of the upper limit of the plate thickness is set because the peening treatment in which the dent amount is larger than this causes an increase in local stress due to a decrease in the plate thickness, which is not preferable from the viewpoint of improving the fatigue strength of the joint.
[0041]
Next, the reason why the range of the area where the peening process is performed on the toe or the area where the dent of the toe is present will be described.
[0042]
In the present invention, the purpose of performing the peening treatment is to ensure the fatigue strength of the start portion and the crater portion of the weld bead where the bead shape is defective. Therefore, it is necessary to perform the peening process or to cover the area where the bead shape is defective in the area where the dent of the toe exists. In particular, portions that are problematic in terms of fatigue characteristics are both end portions of the bead. Therefore, the peening process or the dent to the toe must cover at least both ends. Then, in the case where the bead shape is poor and the range of 10 mm from both ends is peened, dents must be ensured by performing peening treatment surely. In the present invention, the reason why the area where the toe is subjected to the peening process or the dent to the toe is limited to at least 10 mm or more from the ends of the start part and the crater part is as described above. Further, in the present invention, no particular upper limit is set for the peening region or the dent region. This is because the effect of further improving the fatigue strength is not necessarily obtained by setting the upper limit. However, the peening treatment itself causes an increase in manufacturing cost, and in the present invention, the fatigue strength is improved by the low-temperature transformation weld metal. Therefore, it is preferable that the upper limit is set to 100 mm.
[0043]
Next, the reason for limiting the range of the yield strength will be described.
[0044]
First, the reason why the range of the yield strength of the steel material and the weld metal is limited will be described. In the present invention, the transformation starts only in the weld metal in the low temperature range, and no special low temperature transformation is assumed for steel materials. However, fatigue often propagates not only from the weld metal but also from the weld toe to the steel heat affected zone. In order to improve the fatigue strength, it is necessary to reduce the residual stress in the heat-affected zone. In the present invention, the yield strength of the steel material is limited for the purpose of reducing the residual stress in the heat-affected zone of the steel material only by the low-temperature transformation expansion of the weld metal.
[0045]
To explain this principle simply, it is not possible to achieve a compressive stress state only by the volume expansion accompanying the transformation of the weld metal, but the compressive stress is generated only by constraining the volume expansion of the weld metal by the surrounding steel material. is there. If the yield strength of the steel is too low, even if the weld metal strength is sufficiently high, the weld metal will expand almost freely during the transformation and will generate almost no stress. Therefore, it is necessary to set the range of the yield strength for both the steel material and the weld metal.
[0046]
When the yield strength is less than the lower limit of 400 MPa, the Ms temperature must be remarkably lowered in order to ensure that the residual stress reduction effect can be expected. In such a case, the material is limited to a material having a low industrial value, and this is contrary to the intention of the present invention. Therefore, the lower limit is set to 400 MPa. More preferably, the lower limit of the yield strength is desirably 490 MPa or more. The upper limit of 980 MPa is set to 980 MPa because many special alloying elements must be added in order to obtain a higher yield strength, and the industrial value is also lowered.
[0047]
Next, the reason for introducing the parameter P shown in the following formula and limiting the range of the value will be described.
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (1)
The parameter Pa is calculated with each component value of C, Ni, Cr and Mo. These components have the function of improving strength and lowering the Ms temperature by being added to the weld metal. In particular, C, Ni, Cr and Mo are the elements to be used most effectively in terms of elements that lower the Ms temperature. From the viewpoint of improving the strength, it is conceivable to effectively use elements that form carbides, such as Ti, Nb, and V. A major problem occurs, which is not preferable. On the other hand, the functions of lowering the Ms temperature and lowering the residual stress of C, Ni, Cr and Mo are not always the same, so that the coefficients corresponding to the respective functions are determined and an index representing the effect is created for the four elements as a whole. To do so is to determine that the industrial value is high, and to create Pa as shown in equation (1). However, the value of Pa also has an appropriate range. For example, if Pa is too small, it is difficult to reduce the Ms temperature, and even if it becomes possible by adding another element, it is not preferable from the viewpoint of securing welded joint characteristics. Conversely, a large Pa means a lower Ms temperature, but a too large Pa is uneconomical because the addition of alloying elements must be increased accordingly. From the above, the range of Pa was set to 0.85 or more and 1.30 or less. In addition, in order to secure a higher fatigue strength welded joint, it is desirable to set the lower limit of Pa to 0.95. Further, in the present invention, since the technique of increasing the yield strength of the steel material and the weld metal and reducing the residual stress more reliably is used together, when the yield strength of the weld metal is 490 MPa or more, the weld metal The upper limit of Pa is preferably set to 1.25 from the viewpoint of the possibility of existence of retained austenite in the steel and the economic efficiency. Further, when the yield strength of the weld metal at the Ms temperature is 570 MPa or more, the upper limit of Pa is preferably set to 1.20 from the viewpoint of economy.
[0048]
Next, a description will be given of use in which the components of the weld metal are limited.
[0049]
Actually, the number of component systems for obtaining the Ms temperature and the yield strength described above is not necessarily one. The weld metal according to the present invention includes the component system mainly using Ni described in the above (4), (5), (6), (12), (13), and (14), and the (7), (7) 8), (15), and (16) can be divided into two types of component systems mainly using Cr. Hereinafter, the former will be referred to as a Ni-based weld metal, and the latter will be referred to as a Cr-based weld metal. .
[0050]
First, the reason for limiting the component range of the Ni-based weld metal will be described.
[0051]
C acts to lower the Ms temperature by adding it to iron. However, on the other hand, excessive addition causes problems of toughness deterioration of the weld metal and cracks in the weld metal, so the upper limit was made 0.2%. However, when C is not added, martensite is hardly obtained, and the residual stress must be reduced only by other expensive elements, which is not economical. The reason for limiting the case where C is added at 0.01% or more is to use C, which is an inexpensive element, and set it as the minimum value at which economic merit is obtained. Note that the upper limit of C is preferably set to 0.15% from the viewpoint of weld metal cracking.
[0052]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. In particular, during welding work, there is a risk of air being mixed during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidizing effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and the mechanical properties, particularly the toughness, are reduced. There is a risk of causing deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, since the excessive addition of Si also causes toughness degradation, the upper limit is set to 0.5%.
[0053]
Mn is known as an element for increasing the strength. Therefore, it is an element that should be used effectively from the viewpoint of ensuring the yield strength during transformation expansion, which is the residual stress reduction mechanism in the present invention. The lower limit of Mn, 0.01%, was set as the minimum value at which the effect of securing strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes toughness deterioration of the base metal and the weld metal, so the upper limit was made 1.5%.
[0054]
P and S are impurities in the present invention. However, if these elements are present in a large amount in the weld metal, the toughness deteriorates. Therefore, the upper limits are set to 0.03% and 0.02%, respectively.
[0055]
Ni is a single element of austenite, that is, a metal having a face-centered structure, and is an element that makes the state of austenite more stable by adding it to the weld metal. Iron itself has an austenitic structure in a high temperature range, and has a ferrite or body core structure in a low temperature range. Addition of Ni makes the face-centered structure of iron in a high-temperature range more stable, so that it has a face-centered structure even in a lower temperature range as compared with the case without addition. This means that the temperature at which the body transforms into a body-core structure becomes lower. The lower limit of 6% of Ni was determined in terms of the minimum amount of addition in which the effect of reducing the residual stress appears. The upper limit of 12% of Ni is because, from the viewpoint of reducing the residual stress, the effect does not change so much even if it is added more, and if it is added more than this, there is an economic disadvantage that Ni is expensive.
[0056]
Cu is an element effective for improving welding workability because Cu has an effect of improving electrical conductivity by plating on a welding wire. Further, since Cu is also a hardenable element, an effect of promoting martensitic transformation by adding it to the weld metal can be expected. The lower limit of 0.05% of Cu was set as a minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition is not industrially preferable because it not only has no effect of improving workability but also increases wire manufacturing cost. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for such a reason.
[0057]
Nb combines with C in the weld metal to form carbide. Nb carbide has the function of increasing the strength of the weld metal in a small amount, and therefore has a great economic merit of effective use. Further, the second technical idea of the present invention has a great advantage in terms of increasing the yield strength at the Ms temperature. However, on the other hand, excessive carbide formation causes a deterioration in toughness, so that an upper limit is naturally set. The lower limit of Nb was set to 0.01% as a minimum value at which carbides were formed and an effect of increasing strength was expected. The upper limit is set to 0.4% as a value that does not impair the reliability of the weld due to deterioration in toughness.
[0058]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to increase the amount of Nb added. The lower limit of 0.1% of V addition is set as the lowest value at which precipitation hardening can be expected by adding V, but the lower limit is preferably 0.3%. The upper limit of V is set to 1.0% because if more than this, precipitation hardening becomes too remarkable and toughness deteriorates.
[0059]
Ti, like Nb and V, also forms carbides and causes precipitation hardening. However, just as the precipitation hardening of V differs from that of Nb, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V. Therefore, the range of the addition amount of Ti is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.01% of the addition amount of Ti is determined as a minimum amount at which the effect can be expected, and the upper limit of 0.4% is determined in consideration of deterioration of toughness.
[0060]
Cr is a precipitation hardening element like Nb, V, and Ti. Further, Cr is an element to be effectively utilized because it also has the effect of reducing the Ms temperature. However, since the Ni-based weld metal of the present invention achieves the reduction of the Ms temperature mainly by adding Ni, the amount of Cr added should be smaller than that of Ni. Excessive addition of Cr does not necessarily improve the effect of reducing residual stress, and is not industrially preferable because Cr is expensive. The lower limit of 0.1% of the amount of Cr added was set as the minimum value at which the effect of adding Cr was obtained and the effect of reducing residual stress was obtained. The upper limit of 3.0% of the added amount of Cr is more than that of Ni-based weld metal because the Ms temperature is already reduced by the addition of Ni and the strength is secured by other precipitated elements. The value was also set because the effect of reducing the residual stress did not change much and the deterioration in toughness became remarkable.
[0061]
Mo is also an element having the same effect as Cr. However, Mo is an element in which precipitation hardening can be expected more than Cr. Therefore, the addition range was set narrower than Cr. The lower limit of 0.1% was set as the minimum value at which the effect of Mo addition can be expected. The upper limit of 3.0% was set because, if added more than this, the composition would be excessively hardened and the toughness would be significantly deteriorated.
[0062]
Co, unlike Ti or the like, is not an element that causes strong precipitation hardening. However, Co is an element that should be effectively used because it is a more preferable element than Ni from the viewpoint of increasing the strength by adding it and securing the toughness while expecting the strength increase. However, since Ni is added to the weld metal in order to secure a low Ms temperature at which a residual stress reduction effect can be expected, the lower limit of 0.1% of the Co addition amount is the minimum at which the effect of Co addition can be expected. Was set as the limit value. On the other hand, excessive addition results in excessive increase in strength and deterioration of toughness, so the upper limit was made 2.0%.
[0063]
Next, the reason for limiting the component range of the Cr-based weld metal will be described.
[0064]
C acts to lower the Ms temperature by adding it to iron. However, on the other hand, excessive addition causes problems of weld cracking and deterioration of toughness, so the upper limit was made 0.05%. However, when C is not added, martensite is hardly obtained, and the residual stress must be reduced only by other expensive elements, which is not economical. The reason for limiting the case where C is added in an amount of 0.001% or more is that C, which is an inexpensive element, is used and set as the minimum value at which economic merit is obtained.
[0065]
Si is known as a deoxidizing element. Si has the effect of lowering the oxygen level of the weld metal. In particular, in welding work, there is a risk of air being mixed during welding, so it is extremely important to control the amount of Si to an appropriate value. First, regarding the lower limit of Si, when the amount of Si added to the weld metal is less than 0.1%, the deoxidizing effect is weakened, the oxygen level in the weld metal becomes too high, and the mechanical properties, particularly the toughness, are reduced. There is a risk of causing deterioration. Therefore, the lower limit of the weld metal is set to 0.1%. On the other hand, excessive addition of Si also causes toughness degradation, so the upper limit was set to 0.7%.
[0066]
Mn is known as an element for increasing the strength. Therefore, it is an element to be effectively used from the viewpoint of securing the yield strength at the time of transformation expansion, which is the second technical idea of the present invention. The lower limit of Mn, 0.4%, was set as the minimum value at which the effect of securing strength was obtained. On the other hand, excessive addition causes deterioration of the toughness of the weld metal, so the upper limit was made 2.5%.
[0067]
P and S are impurities in the present invention, however, if these elements are present in a large amount in the weld metal, the toughness deteriorates. Therefore, the upper limits are set to 0.03% and 0.02%, respectively.
[0068]
Ni is austenitic, that is, a metal having a face-centered structure by itself. Iron itself has an austenitic structure in a high temperature range, and has a ferrite or body core structure in a low temperature range. Addition of Ni makes the face-centered structure of iron in a high-temperature range more stable, so that it has a face-centered structure even in a lower temperature range as compared with the case without addition. This means that the temperature at which the body transforms into a body-core structure becomes lower. Ni has the effect of improving the toughness of the weld metal by adding it. The lower limit of 4% of the amount of Ni added to the Cr-based weld metal was determined from the viewpoint of the minimum amount of addition in which the effect of reducing residual stress appears and securing of toughness. The upper limit of the Ni content of 10% is that the Cr-based weld metal has an Ms temperature reduced to some extent by the addition of Cr described below, and from the viewpoint of reducing residual stress, the effect is not so much changed even if it is further added. This value is set because there is no economic disadvantage that Ni is expensive if added further.
[0069]
Cr is a ferrite former unlike Ni. However, when Cr is added to iron, it forms ferrite in a high temperature range, forms austenite in a medium temperature range, and forms ferrite again at a lower temperature. In the case of a welded part, ferrite on the lower temperature side is generally not obtained in the heat history due to the heat input, and martensite is obtained. This is because the advantage of adding Cr is due to an increase in hardenability. That is, the martensitic transformation due to the addition of Cr has two points: no ferrite transformation due to an increase in hardenability, and a decrease in the Ms temperature itself. The lower limit of 7% was set as a Cr addition range that effectively utilizes transformation expansion for reducing residual stress while satisfying both of these effects. The upper limit of 15% is set because the effect is not increased even if an amount exceeding the upper limit is added, and the disadvantage is increased economically.
[0070]
Cu is an element effective for improving welding workability because Cu has an effect of improving electrical conductivity by plating on a welding wire. Further, since Cu is also a hardenable element, an effect of promoting martensitic transformation by adding it to the weld metal can be expected. The lower limit of 0.05% of Cu was set as a minimum value necessary for improving workability and promoting martensitic transformation. However, excessive addition is not industrially preferable because it not only has no effect of improving workability but also increases wire manufacturing cost. The upper limit of Cu, 0.4%, was set for such a reason.
[0071]
Nb combines with C in the weld metal to form carbide. Nb carbide has the function of increasing the strength of the weld metal in a small amount, and therefore has a great economic merit of effective use. Further, there is a great merit from the viewpoint of increasing the yield strength at the Ms temperature, which is the residual stress reduction technique in the present invention. However, on the other hand, excessive carbide formation causes a deterioration in toughness, so that an upper limit is naturally set. The lower limit of Nb is set to 0.005% as a minimum value at which carbides are formed and the effect of increasing strength can be expected. The upper limit is set to 0.3% as a value that does not impair the reliability of the weld due to deterioration in toughness.
[0072]
V is an element that functions similarly to Nb. However, unlike Nb, in order to expect the same precipitation effect, it is necessary to increase the amount of Nb added. The lower limit of 0.05% of the addition of V is set as the minimum value at which precipitation hardening can be expected by adding V. The upper limit of V is set to 0.5% because if more than this, precipitation hardening becomes too remarkable and toughness deteriorates.
[0073]
Ti, like Nb and V, also forms carbides and causes precipitation hardening. However, just as the precipitation hardening of V differs from that of Nb, the precipitation hardening of Ti is also different from Nb and V. Therefore, the range of the addition amount of Ti is set to a range different from Nb and V. The lower limit of 0.005% of the added amount of Ti is determined as the minimum amount at which the effect can be expected, and the upper limit of 0.3% is determined in consideration of deterioration in toughness.
[0074]
Mo is also an element in which precipitation hardening can be expected like Nb, V and Ti. However, Mo needs to be added to Nb, V, and Ti or more in order to obtain the same effect as Nb, V, and Ti. The lower limit of 0.1% of the Mo content was set as the lowest value at which an increase in yield strength due to precipitation hardening can be expected. Further, the upper limit of 2.0% was determined in consideration of deterioration in toughness, similarly to Nb, V, and Ti.
[0075]
N is an element known as an austenite former. Since addition of N also makes it easier to obtain martensite, a minimum addition is necessary. The lower limit of N, 0.001%, as in C, was set as the minimum value for obtaining a low Ms temperature. However, an excessive addition forms a nitride and causes a problem of deterioration in toughness and ductility. Therefore, the upper limit is set to 0.05%.
[0076]
C and N have similar functions, such as forming carbides and nitrides and being austenite formers, respectively, and the sum of them, that is, the amount of C + N, also needs to have upper and lower limits. The lower limit of C + N of 0.001% is a minimum value for easily obtaining martensite and lowering the Ms temperature, and the upper limit of 0.06% is toughness deterioration and ductility deterioration due to carbides and nitrides. It was set as the limit value that does not cause the problem.
[0077]
As described above, the reasons for limiting the range of the components of the weld metal have been described. As a method of controlling the components of the weld metal within these ranges, a method of controlling the components of the welding wire, and controlling the components of the welding wire and the flux. There is a method, or a method of controlling the components of the welding core wire and the coating flux, but in the present invention, regardless of these methods, if the components of the weld metal are set within the above-mentioned range, high fatigue strength welded joints Can be realized. Further, a welding wire forming a weld metal to be a component range in the present invention, a combination of a welding wire and a flux, or a combination of a welding core wire and a coating flux can be easily formed by those skilled in the art. is there.
[0078]
If a weld metal in the present invention is formed on a weld bead forming a weld toe, a high fatigue strength welded joint is realized, but after the toe weld bead is formed, another bead is formed. The distribution of the residual stress may change. When this bead is newly formed as a bead forming a weld toe, a welded joint may be produced by selecting a material for the bead so as to be a weld metal according to the present invention. However, if not, the residual stress distribution may change, so that the weld bead forming the weld toe is finally solidified, i.e., becomes the final bead, compared with other weld beads nearby. It is desirable to have a welded joint with a selected welding order.
[0079]
Next, the reason why the peening process is limited to the peening process using ultrasonic waves will be described.
[0080]
Here, the ultrasonic peening has a frequency within a range of 20 kHz to 60 kHz. The greatest advantage of using ultrasonic waves is that a sufficiently large impact force can be applied even if the weight of the pin at the tip of the peening is small, and as a result, a sufficient peening effect can be obtained in a short working time. The principle of improving the fatigue strength by performing peening treatment is to improve the shape of that portion and to apply compressive residual stress. For that purpose, plastic strain must be introduced into the peened portion. This is because no stress remains within the range of elastic strain. In order to introduce plastic strain, it is necessary to apply an impact stress greater than the yield strength of the material, but if this is to be achieved with static stress, apply a stress greater than the yield stress to the weld. This necessitates an increase in the size of the device, which increases the work load. On the other hand, when using ultrasonic waves, it can be seen that the stress applied to the peened portion is sufficiently large even if the pin mass is, for example, about 10 g.
This principle will be briefly described.
[0081]
It is assumed that the frequency is 33 kHz, the mass of the pin is 10 g, the range in which the pin vibrates is 0.03 mm, and the diameter of the tip of the pin is 3 mm. At this time, the speed of the pin, V
V = 0.03 × 33000 = 1000 mm / s = 1 m / s
It is. Assuming that the pin changes the speed from +1 m / s to -1 m / s once every 1/33000 seconds, the change occurs at the moment when the pin hits the peened portion. Assuming that this speed change occurs within 1/10 time within one frequency, that is, within 1/330000 seconds, the time change of speed, that is, acceleration, A is
A = dV / dt = 2 × 330000 = 660000 m / s²
Becomes The impact force F is obtained by applying a pin weight of 10 g = 1/100 kg to the acceleration,
F = 660000 × 1/100 = 6600N
Becomes The stress S is calculated as follows: the cross-sectional area of the pin, 1.5 × 1.5 × 3.14 = 7.1 mm²Can be calculated by dividing by
S = 6600 / 7.1 = 930 N / mm2 = 930 MPa
Becomes It should be noted that this stress is the value when the weight of the pin is only 10 g. In the case of actual ultrasonic peening, the time interval at which the speed reversal occurs is considered to be shorter than the setting in the above calculation, and thus it is considered that a larger impact stress is generated.
[0082]
As described above, among the peening processes, the method using ultrasonic waves in particular has the advantage that the mass of the pin is small and the weight of the device can be reduced accordingly.
[0083]
Next, the reason why the frequency of the ultrasonic peening is limited will be described.
[0084]
If the lower limit of 20 kHz is a frequency lower than this, it falls within the range of human audible frequencies, that is, the range of audible frequencies, which is not preferable from the viewpoint of peening work. Since the intent of the present invention is to provide a simple method for improving fatigue strength, a method that degrades the working environment deviates from the intent of the present invention. Further, as can be seen from the above-described calculation of the impact stress, the higher the frequency of the ultrasonic wave, the higher the impact stress and the more advantageous it becomes. The lower limit of 20 kHz is set as a frequency at which a sufficient peening effect can be obtained with a simple device, and as a value that does not deteriorate the working environment. The lower limit of 20 kHz is preferably set to 23 kHz or more from the viewpoint of obtaining a higher impact stress. If the upper limit of 60 kHz is a frequency higher than this, it is difficult to obtain an ultrasonic wave with a simple device using current technology, and a problem in health management occurs although it cannot be heard by human ears. It was set.
[0085]
Next, the reason why the hardness of the pin is limited will be described.
[0086]
In the present invention, the strength of the steel material and the weld metal is limited. This aims at effectively changing the transformation expansion of the weld metal into compressive elastic strain. However, it is necessary to secure the fatigue strength of the start portion and crater portion of the weld bead by peening or the like due to deterioration of the bead shape. On the other hand, regarding the strength, the start portion and the crater portion also have a predetermined strength. For example, when the tensile strength is 780 MPa, the hardness is about 280 Hv. At 980 MPa, the hardness is close to 350 Hv. In order to improve the shape of the portion and reduce the residual stress by peening, it is necessary to introduce a plastic strain into the peened portion. For that purpose, the hardness of the pin needs to be harder than steel and weld metal. Therefore, in the present invention, the lower limit of the hardness of the pin is set to 450 Hv. The upper limit of 900 Hv is set because the cost of the pin itself is increased and the peening effect is not significantly increased although there is a harder material than this.
[0087]
Next, the reason why the diameter of the pin is limited will be described.
[0088]
As can be seen from the above-described calculation example of impact stress, the final impact stress can be obtained by dividing the impact force by the pin cross-sectional area, and the impact stress tends to increase as the cross-sectional area decreases. In order to obtain a higher impact stress, the pin may be made thinner, for example, like a needle. In this case, however, there is a risk that the pin may break or buckle, and the unnecessary thin shape is rather negative. The lower limit of 1.5 mm is set as a value that can sufficiently withstand the peening process without causing the pin to buckle or break. Conversely, if the diameter of the pin is too large, the upper limit of 7 mm is too large. If the diameter is larger than this, the cross-sectional area of the pin is too large, and although the impact force is sufficient, the impact stress may not reach a predetermined value. It was set.
[0089]
【Example】
1 and 2 and Table 1 summarize the joint shapes and the weld metal components at the time of the first fatigue test. The joint shown in FIG. 1 is called a joint A, and the joint shown in FIG. 2 is called a joint B. The weld metal components in Table 1 were obtained by examining a component analysis sample from an actual joint, and the weld metal yield strength (σy) was also obtained by examining a test piece from an actual weld metal. As shown in FIGS. 1 and 2, two types of joints, a joint A and a joint B, were selected as welding joints.
[0090]
Each specimen was prepared with and without peening, and with the same peening under different conditions. The dent amount of the toe at that time is the value of the dent amount 4 shown in FIG. This value was measured with a laser displacement meter.
[0091]
Next, a fatigue test was performed using these joints. The fatigue load was applied in the direction of the arrow in FIGS. 1 and 2, and the fatigue ratio was applied so that the stress ratio R became 0.1. For example, when the load range is 3.0 kN, the maximum load is 3.33 kN and the minimum load is 0.33 kN.
[0092]
The strain gauges are provided at the joint A shown in FIG. 1 at a total of four locations including the start portion 1, the crater portion 2 and the two corner portions 3, and at the joint B shown in FIG. Affixed to a total of four places of one and two crater parts 2, and when it became a value 20% lower than the strain amount from the start of the test, it was judged as fatigue fracture. The number of fatigue load cycles at that time is the life.
[0093]
Table 2 shows the results of the fatigue test for the joint A in FIG. The joint numbers 1, 2, and 3 are both in the range of the present invention in terms of the weld metal component, the peening treatment, and the dent amount, and the fatigue limit of 2,000,000 times is 3.04 kN as the load range. Regarding the joint No. 4, although the peening treatment was not performed and the shape of the start portion and the crater portion were not good even though the weld metal component was within the range of the present invention, the fatigue strength there was And the fatigue limit of 2,000,000 times is 2.0 kN, which is clearly lower than the joint numbers 1, 2, and 3. Joint No. 5 is an example in which the hardness of the peening pin is softer than that of joint Nos. 1, 2, and 3, but is within the scope of the present invention, and thus the fatigue limit is sufficiently high. Joint No. 6 is a case where the peening treatment was within the scope of the present invention, but the weld metal component was outside the scope of the present invention, so that fatigue cracks occurred at the corners, not at the start and craters. Therefore, the fatigue limit of the joint is low. Joint No. 7 is an example in which the weld metal component is out of the range of the present invention and was not subjected to the peening treatment, and the joint in Table 2 has the lowest fatigue limit. Joint No. 8 is an example in which the peening process was performed only on the crater side, and an example in which a fatigue crack was generated from the start portion. Joint No. 9 is an example in which the peening treatment was insufficient and the dent amount was out of the range of the present invention. Joint No. 10 is an example in which the strength of the steel material was too low and the residual stress was not enough. As can be seen from Table 2, according to the examples of the present invention, the fatigue limit of 2,000,000 times was all over 2.2 kN, and the effect can be confirmed.
[0094]
Next, a fatigue test was performed using the joint B in FIG. Table 3 summarizes the results. Joint No. 11 is an example in which the diameter of the pin was small, the pin was broken immediately after peening, and the peening process could not be performed sufficiently. The joint number 12 is a case where the peening process was not performed. Joint No. 14 is the case where the amount of dent exceeds 1/4 of the plate thickness, the local stress increased, and the fatigue strength of the joint did not increase. Joint No. 15 is an example in which the peening range is 5 mm, which is out of the range of the present invention, cannot cover the defective shape range, and does not increase the fatigue strength. Joint No. 16 is an example in which the diameter of the pin is too large, the peening effect is insufficient, and as a result, the dent amount is reduced and the fatigue strength is not increased. The joint number 19 is an example in which the fatigue strength was the lowest value in Table 3 because the weld metal component was outside the range of the present invention and the peening treatment was not performed. Joint No. 20 is an example in which the hardness of the pin was too low and the joint could not be peened efficiently. In contrast, the joint numbers 13, 17, and 18, which are within the scope of the present invention, all had a fatigue limit of 2,000,000 times exceeding 12 kN, and an effect of improving fatigue strength was recognized.
[0095]
[Table 1]

[0096]
[Table 2]

[0097]
[Table 3]

[0098]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the fatigue strength of a welded joint can be significantly improved as compared with a conventional joint. Therefore, the present invention is an invention having extremely large industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view for explaining the shape of a test piece of a joint A and a direction in which a fatigue load is applied.
FIG. 2 is a diagram illustrating the shape of a test piece of a joint B and a fatigue load application direction.
FIG. 3 is a diagram illustrating the amount of dent at a weld toe.
[Explanation of symbols]
1 Start section
2 Crater section
3 corner
4 dent amount
F Load direction

Claims

In a fillet welded joint having a weld toe, a welding metal forming the weld toe has a temperature at which transformation of austenite to martensite or bainite is 350 ° C or lower and 150 ° C or higher. It is a metal, and the weld toe is recessed to 0.03 mm or more and 1/4 or less of the plate thickness from the steel surface over a range of at least 10 mm or more from the ends of the start portion and the crater portion of the weld bead. High fatigue strength fillet welded joint.

The high fatigue strength fillet weld joint according to claim 1, wherein the yield strength of the steel material and the weld metal is 400 MMPa or more and 980 MPa or less.

It contains one or more of C, Ni, Cr and Mo, and the range of the parameter Pa defined by the following formula (1) is 0.85 or more and 1.30 by mass% of each component. The high-fatigue-strength welded joint according to claim 1, wherein the weld metal is the following weld metal.
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (1)

In mass%,
C: 0.01 to 0.2%,
Si: 0.1-0.5%,
Mn: 0.01-1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 6 to 12%
The high-fatigue-strength fillet welded joint according to claim 1, 2 or 3, wherein the weld metal contains iron and unavoidable impurities.

In mass%,
Ti: 0.01 to 0.4%,
Nb: 0.01 to 0.4%,
V: 0.1 to 1.0%
5. The high fatigue strength fillet welded joint according to claim 4, wherein the weld metal further contains one or more of the following.

In mass%,
Cu: 0.05 to 0.4%,
Cr: 0.1 to 3.0%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Co: 0.1-2.0%
The high-fatigue-strength fillet welded joint according to claim 4 or 5, wherein the weld metal further contains one or more of the following.

In mass%,
C: 0.001 to 0.05%,
Si: 0.1-0.7%,
Mn: 0.4-2.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 4 to 10%,
Cr: 7 to 15%,
N: 0.001 to 0.05%
The high fatigue strength fillet weld joint according to claim 1, wherein C + N is 0.001 to 0.06%, and the balance is a weld metal comprising iron and unavoidable impurities. .

In mass%,
Mo: 0.1 to 2.0%,
Ti: 0.005 to 0.3%,
Nb: 0.005 to 0.3%,
V: 0.05-0.5%
The high fatigue strength fillet welded joint according to claim 7, wherein the weld metal further contains one or more of the following.

In the method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint having a weld toe, a method of welding a weld bead forming a weld toe, wherein a temperature at which transformation from austenite to martensite or bainite is 350 ° C or lower and 150 ° C or higher. A method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint, comprising: forming a metal from a metal, and thereafter performing a peening process on the weld toe over a range of at least 10 mm or more from the ends of the start portion and the crater portion of the weld bead. .

The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 9, wherein the yield strength of the steel material and the weld metal is 400 MPa or more and 980 MPa or less. .

It contains one or more of C, Ni, Cr and Mo, and the range of the parameter Pa defined by the following formula (1) is 0.85 or more and 1.30 by mass% of each component. The method for improving fatigue strength according to claim 9 or 10, wherein the following weld metal is formed.
Pa = C + Ni / 12 + Cr / 24 + Mo / 19 (1)

In mass%,
C: 0.01 to 0.2%,
Si: 0.1-0.5%,
Mn: 0.01-1.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 6 to 12%
12. The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 9, wherein a weld metal containing iron and inevitable impurities is formed.

In mass%,
Ti: 0.01 to 0.4%,
Nb: 0.01 to 0.4%,
V: 0.1 to 1.0%
The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 12, wherein a weld metal further containing one or more of the following is formed. .

In mass%,
Cu: 0.05 to 0.4%,
Cr: 0.1 to 3.0%,
Mo: 0.1 to 3.0%,
Co: 0.1-2.0%
The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 12 or 13, wherein a weld metal further containing one or more of the following is formed.

In mass%,
C: 0.001 to 0.05%,
Si: 0.1-0.7%,
Mn: 0.4-2.5%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
Ni: 4 to 10%,
Cr: 7 to 15%,
N: 0.001 to 0.05%
12. The fatigue of a fillet welded joint according to claim 9, wherein C + N is 0.001 to 0.06%, and the balance forms a weld metal composed of iron and unavoidable impurities. Strength improvement method.

In mass%,
Mo: 0.1 to 2.0%,
Ti: 0.005 to 0.3%,
Nb: 0.005 to 0.3%,
V: 0.05-0.5%
The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 15, wherein a weld metal further containing one or more of the following is formed.

The method for improving the fatigue strength of a fillet weld joint according to any one of claims 9 to 16, wherein a method using an ultrasonic wave having a frequency in a range of 20 kHz to 60 kHz is used as the peening method. Method.

At the time of peening, one or a plurality of pins having a diameter in the range of 1.5 mm to 7.0 mm are used at the tip portion that applies an impact to the welded portion, and the hardness of the pin tip is Vickers hardness. The method for improving the fatigue strength of a fillet welded joint according to claim 17, wherein a pin having a value of 450 to 900 is used.

The high-fatigue-strength fillet welded joint according to any one of claims 1 to 7, which is produced by using the method for improving fatigue strength according to any one of claims 9 to 18.