JP2004136313A

JP2004136313A - Thin steel sheet fillet welded joint having high fatigue strength, and method for fillet welding

Info

Publication number: JP2004136313A
Application number: JP2002302275A
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
Anticipated expiration: 2022-10-16
Also published as: JP3924235B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a welding method and a welded joint, by which the low temperature transformation expansion of a welded metal can be achieved and the fatigue strength of the fillet welded joint can be improved using an inexpensive material. <P>SOLUTION: In the thin steel sheet fillet welded joint having a welding end portion, the welded joint is composed of steel sheets having the thickness of 1.0-4.0 mm and the 570 MPa or larger tensile strength and the welded part having a welding metal having the penetration depth smaller than 1/2 of the thickness of the thin steel sheet and the transformation starting temperature of 250-400°C from austenite to martensite or bainite. Further, the welding end portion is recessed from the surface of the steel sheet by at least 0.03 mm and at most 1/4 of the thickness of the steel sheet over the range at least 10 mm from the end portions of the starting portion of the weld bead and the crater portion of the welded part. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、隅肉溶接継手の溶接継手の疲労強度向上技術に関するもので、より詳しくは、５７０ＭＰａ以上の引っ張り強度を有し板厚１．０ｍｍ〜４．０ｍｍの範囲の薄板の隅肉溶接継手の疲労強度向上技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼構造物の安全性および信頼性に重大な影響を与える疲労亀裂は、溶接部に発生しやすいため、従来から溶接鋼構造物の溶接部の疲労特性を向上させる方法が種々検討されてきた。
【０００３】
従来から溶接部のうちで最も疲労亀裂が発生しやすい部位が溶接止端部であり、その主な原因が溶接止端部で発生しやすい引っ張りの残留応力による応力集中であることが知られている。
【０００４】
従って、従来の溶接継手の疲労特性の改善方法として、溶接後にＴＩＧなめ付け溶接（化粧溶接）や研削等の機械加工などにより溶接止端形状を改善する方法、ピーニングなどにより溶接止端形状の改善と圧縮残留応力の導入を同時に行う方法などがあった。これら方法は、溶接線全線に対して処理しなければ継手全体としての疲労強度の確保ができず、作業負荷が大きくなり、経済的には好ましい方法ではない。最近では、ピーニングを行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技術について、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）。この技術は、従来のピーニング方法に比べ、超音波を用いることによりピーニングの効率が大幅に改善されたものであり、これによりピーニング作業負荷の軽減が期待できる。しかし、溶接継手全体の疲労強度向上のためには、溶接線全線にわたってピーニング処理をしなければならないことにはかわりはなく、作業工程がその分増え、経済的負荷が増加するという問題は未可決のままである。
【０００５】
一方、最近では、溶接金属の変態温度が低くなるように溶接で使用する溶接材料の成分を設計し、溶接時に変態に伴う体積膨張を利用し圧縮残留応力を導入することで溶接止端部の引っ張り残留応力を低減させ、疲労特性を改善する技術が提案されている（例えば特許文献４。以降、このような溶接材料を総称して低温変態溶接材料と呼ぶ）。これによれば、低温変態溶接材料を用いて溶接して変態開始温度が１７０℃〜２５０℃の低温域で溶接金属をマルテンサイト変態およびそれによる体積膨張させることにより、その後の熱収縮起因の引張応力を相殺し室温での溶接止端部の引っ張り残留応力を低減あるいは圧縮残留応力とする技術が開示されている。
【０００６】
このような溶接金属の低温変態膨張を利用した技術は、主に溶接に使用する溶接材料の成分設計を変更するだけで継手の疲労強度が改善できるという点で上述の溶接後の後処理技術に比べて作業工程が少なく、その分人件費が節約できる経済的に優れた方法である。
【０００７】
しかし、特許文献４が開示する技術も実用上問題がないわけではない。実際、特許文献４に記載されている技術では、変態温度を下げる手段として、ＮｉおよびＣｒを相当量、例えばＮｉを１０％程度、Ｃｒを１０％程度添加することが開示されている。しかし、このような高価な元素を添加することは、材料費の増加をもたらし、経済的な観点からは好ましくない。そのため、より安価な元素で変態温度を低減する方法が望まれていた。
【０００８】
特許文献４の技術は、経済性の問題以外にも合金元素の大量添加により溶接作業性の劣化によりビード形状が悪くなるという問題も存在する。特にこの問題が顕著になるのは溶接ビードのスタート部とクレーター部である。これら部分は、溶接条件的にも非定常状態であるため特に作業性が問題になりやすい部分である。さらに、スタート部やクレーター部は、ビードの乱れに加え、構造的な応力集中部でもあるため、このような応力集中部でのビードの乱れやすいという問題が従来技術には存在していた。
【０００９】
このように、溶接金属の変態膨張を利用する方法や超音波ピーニング法には、まだ解決が望まれている問題点が存在し、これら問題を解決した高疲労強度溶接継手および溶接継手の疲労強度向上方法が強く望まれていた。
【００１０】
【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
【００１１】
【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充分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、作業性が悪い、高コストである、などの問題が現存している。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、製造コスト増加につながる方法である。
【００１２】
本発明は、上記従来技術の問題点に鑑みて、従来よりも安価な元素で溶接金属の変態温度を低減させて溶接継手の疲労強度を十分に向上させ、ピーニング処理を、ビード形状が乱れやすいスタート部分とクレーター部分に限定させることにより、従来低温変態のために必要であった高価な合金元素の添加量を大幅に低減させ、かつピーニング範囲を狭くすることにより従来よりも経済性および溶接金属の靭性に優れる、薄鋼板の高疲労隅肉溶接継手および高疲労強度隅肉溶接方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、以上のような背景より、薄板の溶接継手の疲労強度向上方法について鋭意研究を重ねてきた。本発明は、かかる研究の成果によりなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）　溶接止端部を有する薄鋼板の隅肉溶接継手において、板厚が１．０〜４．０ｍｍで、かつ、引っ張り強度が５７０ＭＰａ以上である鋼板と、溶け込み深さが該鋼板の板厚の１／２以下であり、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開始する温度が４００℃以下２５０℃以上であり、かつ、溶接ビードのスタート部分とクレーター部分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該鋼板表面より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。
【００１５】
（２）　前記溶接金属が質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下
であり残部が鉄または不可避不純物からなることを特徴とする前記（１）記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００１６】
（３）　前記溶接金属が、さらに質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＢおよびＭｇのうちの１種または２種以上を合計量で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする前記（２）記載の高疲労強度溶接継手。
【００１７】
（４）　鋼板を隅肉溶接する方法において、板厚が１．０〜４．０ｍｍで、かつ引っ張り強度が５７０ＭＰａ以上の鋼板を用い、溶接部に溶接金属の溶け込み深さが該鋼板の１／２以下、かつ、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開始する温度が４００℃以下２５０℃以上である溶接金属を形成し、該溶接部の溶接ビードのスタート部および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をピーニング処理することを特徴とする高疲労強度隅肉溶接方法。
【００１８】
（５）　前記溶接金属が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．１〜０．８％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
であり残部が鉄または不可避不純物からなることを特徴とする前記（４）記載の高疲労強度隅肉溶接方法。
【００１９】
（６）　前記溶接金属が、さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、ＢおよびＭｇのうちの１種または２種以上を合計量で０．００１〜２．０％含有することを特徴とする前記（５）記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００２０】
（７）　ピーニング方法として、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、前記（４）、（５）、または（６）記載の高疲労強度隅肉溶接方法。
【００２１】
（８）　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前記（７）記載の高疲労強度隅肉溶接方法。
【００２２】
（９）　前記（４）、（５）、（６）、（７）または（８）記載の高疲労強度隅肉溶接方法を用いて作製された前記（１）、（２）、または（３）記載の高疲労強度隅肉溶接継手。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２４】
まず、本発明の技術思想について述べる。本発明の技術思想は大きく２つ存在し、第１の技術思想は、溶接金属の変態膨張を利用し溶接残留応力を低減する技術に関するものであり、第２の技術思想はピーニング処理に関するものである。初めに第１の技術思想について述べる。
【００２５】
第１の技術思想である溶接金属の変態膨張を利用した疲労強度向上方法はさらに３つの方法に細分することができる。
【００２６】
１つ目は、溶接金属の変態膨張を利用し、反力により鋼材側に生じる残留応力を低減させ、その効果により疲労強度を向上させる方法である。そのためには、変態温度を低減させる元素を溶接金属に添加する必要があるが、従来技術、例えば特許文献４で開示されているような成分系では材料の費用が高くなりすぎ経済効果が期待できない。そこで、本発明では、これに代わる元素として安価なＣを用いている。第１の技術思想における２つ目の方法は、通常、変態温度を充分低くする程度にＣを添加すると高温割れが発生し残留応力を低減しても割れが形成するノッチによる応力集中のため疲労強度が向上しないという問題を、板厚を限定することにより高温割れを回避するという方法である。Ｃは、ＮｉやＣｒと比べ非常に安価な元素であり、かつ変態温度を下げる働きがあることは知られていた。しかし、Ｃは溶接金属の凝固温度も低くさせ、溶接金属の凝固過程において、低融点部分が発生しそれが高温割れを発生させるという大きな問題があるため、これまでＣは残留応力低減による疲労強度向上方法技術には用いられてこなかった。本発明者らは、板厚を限定することによりこの問題を回避することができることを見いだし、かつ割れを回避できるＣの範囲で疲労強度を向上できることを見いだした。板厚を限定することの効果は、板が薄くなる分、凝固が一様に表面方向に向かうようになり、割れが生じやすい突き合わせ凝固が回避できるようになるためと考えられる。第１の技術思想における３つ目の方法は、鋼板の強度を高くし、かつ、溶け込み深さを限定することにより、溶接金属の変態膨張時に発生する反力をその分大きくさせ、より効果的に残留応力を低減でき、疲労強度も向上することができるというものである。溶接金属が変態膨張しても、その時点で導入される圧縮応力は、高々鋼板の強度程度であり、ましてや変態中の溶接金属を周囲の鋼材が拘束しなければ、溶接金属は自由に膨張するだけで圧縮応力は導入されない。逆に、鋼板の強度程度まで圧縮応力が導入されるとすれば、鋼板強度が高いほど圧縮応力も大きくなるため、変態終了後に熱収縮が発生しても圧縮応力が残留する確率が高くなることが理解できる。すなわち、鋼板の強度が充分でない場合は導入される圧縮応力がそれだけ小さく、また、溶け込みが深すぎると溶接金属の膨張を拘束する鋼板部分が減少してしまうため、やはり導入される圧縮応力は小さくなる。逆に、これら、鋼板の強度および溶け込み深さを規定することにより、効率よく残留力を制御でき、疲労強度の向上も期待できる。
【００２７】
本発明における第２の技術思想は、溶接ビードのスタート部分とクレーター部分に対して、ピーニング処理をほどこして、そこの部分の疲労強度を確保しようというものである。スタート部分およびクレーター部分は、ビード形状が乱れやすいという問題に加え、構造的にも応力集中しやすい部分である。そのため、本発明では、スタート部分とクレーター部分以外の溶接止端部については第１の技術思想を用いて疲労強度を確保し、スタート部分とクレーター部分についてはピーニング処理を用いて疲労強度を確保することにより、溶接継手全体としての高疲労強度を実現させている。このように、ピーニング処理をスタート部分とクレーター部分近傍に限定することにより、ピーニング作業の負荷をできるだけ低減させることが可能になる。
【００２８】
本発明は、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を特徴としている。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、それだけメリットは大きい。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の提供を目的としているため、超音波ピーニングを使用する意義は大きい。
【００２９】
次に、板厚を限定した理由について述べる。
【００３０】
本発明では、溶接金属の変態温度を下げるためにＣを通常の場合より多めに添加している。しかし、Ｃを添加すると高温割れが発生する危険性が高まり、割れ発生の場合、そこに応力集中が生じ、結局疲労強度は向上しない。本発明では、疲労強度を向上できるＣの範囲内で割れ発生を防ぐために板厚に制限を設けている。板厚を制限する、言いかえると薄鋼板に限定するという効果は、以下のようにして説明できる。
【００３１】
図１は、薄鋼板の重ね隅肉溶接継手を示した図である。図１の点線は、溶接部の冷却過程でのある時刻における等温線１（例えば、１０００℃まで加熱された部分）を示し、実線で囲まれた部分は溶接金属２を示している。板が薄いため、等温線は溶接金属より遠いところに位置している。そのため、溶接金属の冷却は、主として溶接金属表面からの熱放散で決定されるようになり、溶接金属の凝固もまた図１の矢印の方向、すなわち表面方向に進むこととなる。この場合は、図１の左側に示す凝固組織が得られることになり凝固同士がぶつかり合わない、すなわち突き合わせ凝固をおこさなくなるため高温割れは回避できることとなる。この凝固過程は、板が厚くなった場合、異なってくる。図２は、板が充分厚い場合の溶接部の凝固過程を示した概念図である。点線は図１同様等温線１であり、実線で囲まれた部分が溶接金属２であるが、板が厚いため、板そのものの熱容量が大きく、板の温度が上昇しにくいため等温線は溶接金属のすぐ近くに位置している。このため、溶接金属は、表面からの熱放散よりも、板そのものからの冷却、言い換えると、板への熱拡散で決定されるため、凝固は図２の矢印で示された方向に進む。このため、図２の左側に示す凝固組織が得られることになり溶接金属の中央部分で凝固同士がぶつかり合う、すなわち突き合わせ凝固が生じるため割れが発生しやすい。これは、凝固が進むにつれ、低融点物質４が突き合わせ凝固部分に集中してくるためである。
【００３２】
図３は、Ｃを０．６％含むワイヤを用いて重ね隅肉溶接を行ったときの割れ観察の結果を示したものである。割れ観察は、溶接部よりマクロを採取し、それを顕微鏡にて観察し、割れの長さを測定し、その合計を割れ長さと定義した。図３における白丸が測定結果である。板が薄い場合は割れ長さは０ｍｍ、すなわち割れは発生していないが、板が厚くなってくると割れ長さは次第に長くなってくることが理解できる。通常、Ｃが高いワイヤを用いる場合は、凝固割れ発生という問題が生じるが、図３から割れ発生は、板厚を限定することにより防ぐことができることがわかる。
【００３３】
本発明では、図１に示すような凝固過程を得るために板厚の範囲を限定した。板厚の下限１．０ｍｍは、これより薄い板の場合、後述する溶け込み深さを限定することが難しくなりそれだけ溶接金属の変態膨張時に反力として作用する母材部分が少なくなり、溶接止端部への圧縮応力の導入が難しくなるためである。板厚の上限４．０ｍｍは、これを上回る板厚では凝固割れの危険が高まるため、この板厚を設定した。
【００３４】
次に、溶接金属のオーステナイトからマルテンサイトまたはベイナイト変態開始温度を限定した理由について述べる。
【００３５】
本発明における疲労強度向上方法はの１つは、溶接金属の変態膨張を利用し、疲労亀裂が発生する溶接止端部の残留応力を低減すなわち圧縮残留応力にすることを利用するものである。そのためには、溶接終了後室温にまで冷却した状態まで変態膨張による導入された圧縮応力が残留していなければならない。しかし、一般的には、溶接金属が変態膨張しても、変態後の熱収縮により引っ張り残留応力になることが通常であった。圧縮応力を残留させるためには、変態を低い温度で発生させ、変態終了後の熱収縮を小さくすることが必要である。そのため、オーステナイトからの変態開始温度を限定する必要がある。溶接金属の変態開始温度の上限３５０℃は、これを上回る温度で変態が始まる場合、変態終了後の熱収縮が大きすぎ、疲労強度を改善するほどの残留応力低減が得られないため、この値を設定した。なお、変態開始温度の上限４００℃は、特許文献４に開示されている従来技術よりはかなり高い温度である。この理由は、本発明では薄板に限定しているからで、一般に板が薄いと拘束度が低くなる傾向にあるため、特許文献４に示されている変態開始温度ほど低くする必要はないからである。一方、変態開始温度が低すぎると、残留オーステナイトが多くなり、変態膨張量が不十分となってくるため、また、溶接金属の強度も母材に比べ低くなり、圧縮残留応力が充分導入されなくなるため下限を２５０℃とした。
【００３６】
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。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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
次に、溶接金属の各成分の範囲限定理由について述べる。
【００４０】
Ｃは、溶接金属の強度を増加させかつ変態温度を下げるという意味で、本発明において最も重要な成分である。Ｃの下限０．３５％は、これを下回る量では変態温度が充分低減しないため、残留応力が低減されず、結果的に疲労強度が向上しないためである。また、Ｃの上限０．７０％は、これを上回る量を添加してもその効果が同じとなり、また溶接ワイヤを作製するときの製造工程負荷が増加するため、その上限を０．７０％とした。
【００４１】
Ｓｉは主として脱酸元素として添加されるべき元素である。Ｓｉの下限０．１％は、これを下回る添加量では脱酸効果が不十分で溶接金属中の酸素を充分低減できない危険性がある。酸素の増加は機械的特性、特に靱性の劣化を招くため下限を０．１％とした。上限は、これを上回る量を添加しても靱性劣化を招くためこの値を設定した。
【００４２】
Ｍｎは、強度を上げ、かつ変態温度を下げる効果を持つため添加する。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。変態温度を下げるという観点からは、Ｍｎの添加量は本発明にある上限２．０％を上回っても問題はないが、本発明ではすでに説明したＣで変態温度が充分低減されていること、および過度のＭｎ添加は溶接材料が高価になり本発明の本意からはずれるため上限を２．０％とした。
【００４３】
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。
【００４４】
以上が、本発明における溶接金属の基本成分である。しかし、溶接金属の強度、さらには靱性をより確保するためには、要求特性に応じてさらなる合金元素の添加が望ましい場合も生じる。しかし、溶接金属の強度、靱性のみに着目して合金元素を添加させると、安価な材料で溶接継手の疲労強度を向上させるという目的に反する結果になりかねない。本発明における本意は、あくまでも安価なＣを用いて疲労強度を向上させることを目的とするものであるため、高価な元素を必ずしも添加していない。しかし、本発明では、疲労強度向上以外、例えば作業性の観点からＣｕを、また、靱性改善などの目的でさらなる添加元素として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｂ、Ｍｇを、これら合計を０．００１％以上添加することができる。この下限０．００１％は、これら合金元素を添加し、靱性改善効果が期待できる最低限の値として規定した。一方、安価な材料で疲労強度を向上させるという目的のためには、これらの合計を２．０％以下に抑える必要であり、好ましくはこれら合金元素の合計１．０％以下とすることが望ましい。
【００４５】
次に、被溶接鋼板の強度を限定した理由について述べる。
【００４６】
本発明では、溶接金属の変態温度を低減することにより疲労強度を向上させる技術を提供することを目的とするものである。疲労亀裂は、必ずしも変態温度の低い溶接金属に発生せず、むしろ鋼材側の熱影響部に発生しやすい。すなわち、鋼材熱影響部の残留応力を低減しなければ溶接継手全体としての疲労強度を向上させることはできない。溶接金属の変態膨張で鋼材熱影響部に発生する残留応力を低減させることができる理由は、溶接金属が膨張するときに鋼材側に発生する応力も溶接金属への反力により圧縮応力になることによる。このため、より高い反力が期待できる高強度鋼材ほど疲労特性の改善も大きいと期待される。鋼材強度が低い場合は、反力も低くならざるを得ず、変態終了後の熱収縮で再び引っ張り応力状態に戻ってしまう危険があるためである。引張り応力が残留してしまえば、疲労強度改善は望めない。そのため、本発明では、特に疲労強度向上が期待できる下限の強度として５７０ＭＰａを設定した。なお、本発明では鋼材の強度の上限を設けてはいない。反力を確保するという観点からは必ずしも上限を設けることでより高疲労強度が得られるというわけではないためである。しかし、鋼板強度を著しく高くすことは、疲労強度の向上は期待できるものの、鋼板そのものの費用がかさみ、安価な材料であるＣを溶接金属に添加して材料費を抑えるという本発明の本意からはずれるので、好ましくは上限を９８０ＭＰａと設定することが望ましい。
【００４７】
次に溶接部の溶け込み深さを限定した理由について述べる。
【００４８】
鋼材強度限定理由について述べた時、溶接金属の変態膨張時に発生する反力について言及したが、溶け込み深さが大きい場合にも溶接金属の変態膨張時に鋼材熱影響部の反力が大きくならず、疲労強度は改善しない。図４はこのことを説明した概念図である。図４では、溶け込み深さが大きく、図４中のＡで示された部分は、ほとんど力を支えることはできないため、溶接金属２は変態時にほとんど自由に膨張してしまう。そのため、鋼材熱影響部側に反力が発生しない。比較的板が厚い場合は、このような溶け込み深さの問題は気にせずともよかったが、薄板の場合は溶け込み深さを制御しなければ残留応力を低減できず、ひいては疲労強度を向上させることができない。しかし、本発明では溶接金属の変態温度を下げるためにＣを添加しているため、高温割れ防止の観点から薄板に限定することは必須であり、効果をより高めるためには溶け込み深さも制御する必要がある。溶け込み深さを被溶接鋼板の板厚の１／２以下としたのは、鋼材からの反力が充分期待できる範囲という意味で設定した。しかし、より大きな反力を得るという観点からは、溶け込み深さの上限を好ましくは板厚の１／３以下とすることが望ましい。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
この原理を簡単に説明する。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
次に、ピンの硬さを限定した理由について述べる。
【００５７】
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。
【００５８】
次にピンの直径を限定した理由について述べる。
【００５９】
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、ピンが座屈をせず、また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十分な衝撃応力が得られなくなる。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。
【００６０】
【実施例】
表１に疲労試験片を作製したときに用いた溶接ワイヤの成分を示す。ワイヤ径は、全て１．２ｍｍである。なお、ワイヤにＣｕが添加されているものは、ワイヤ通電性を良くし、作業性を向上させるためのもので、変態温度を調整するために添加したものではない。これらワイヤを用い、Ａｒ＋２０％ＣＯ２のシールドガスを用いて表２に示す成分の鋼板を用いて隅肉溶接を実施した。表３には、鋼板と溶接ワイヤの組み合わせ、そのときの溶接条件および溶接金属成分を示した。表３に示したマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）は、その溶接金属からフォーマスター試験片を採取して実測した値である。溶接継手は、表２に示す、４００ＭＰａ級、４９０ＭＰａ級、５７０ＭＰａ級および７８０ＭＰａ級鋼材の４種類を用い、これら鋼材の板厚は機械加工にて減厚することにより調整した。溶接条件は表３に示すように変化させているため、溶け込み深さも変化することとなる。
【００６１】
図５は、本実施例で用いた疲労試験片の形状を示した図である。図５では、疲労試験片を冶具５及び冶具６で保持して、わざと溶接ビードのスタート部７とクレーター部８にも疲労荷重が加わるようになっている。一般に、疲労試験片に用いられる溶接継手は、溶接ビードのスタート部とクレーター部が試験片に残らないように機械加工で削除される場合が多い。しかし、実構造物によっては、スタート部とクレーター部の削除が不可能または非常に難しい場合がある。そこで、このような構造物の疲労挙動を再現できるようにしたのが図５である。図５では、応力集中部はスタート部７とクレーター部８に加え、コーナー部９も応力集中部となる。
【００６２】
図５に示すような試験片をあらかじめ複数個用意しておき、そのまま疲労試験を行う場合と、種々の条件でピーニング処理をして疲労試験を行う場合とで疲労強度に与える影響を調べた。疲労強度は、５００万回荷重を負荷しても破断しない荷重で定義し、例えば、疲労強度が１ｋＮであるというのは、応力比が０．１で負荷荷重が０．１１〜１．１１ｋＮの間で５００万回繰り返し荷重を負荷しても破断せず、それを上回る荷重範囲では５００万回より少ない繰り返し数で破断する荷重で定義した。なお、疲労破断の判断は、試験片のスタート部、クレーター部およびコーナー部に歪ゲージを貼り付けておき、疲労試験中にその歪ゲージの読みが初期の値より２０％減少したときを疲労破断したとみなしたものである。また、歪ゲージは溶接後に試験片に貼り付けたため、溶接残留応力の影響は含まれていない。
【００６３】
図６，７は、溶け込み深さとピーニング処理後のへこみ量を示している。図６からわかるように、溶接ビード（図中のハッチングをした部分）を拘束する部分は、ビード下の鋼材部分である。また、溶け込み深さとへこみ量は、疲労試験終了後の継手からマクロ試験片を採取し、図６，７に示す部分の溶け込み深さとへこみ量を測定することにより決定することができる。また、表３には、図６で定義される溶け込み深さの測定値を、表４の溶接金属成分は、疲労試験片の溶接金属部分（図６に示すハッチング部分）より採取した試料を分析した結果を示している。
【００６４】
表３には、溶け込み深さの測定値と板厚に対する溶け込み深さの比を示しているが、溶け込み深さの比が本発明の範囲外である板厚の１／２を上回っている継手は、表３における継手Ｎｏ．の、５と６−Ｂだけである。継手Ｎｏ．５は、Ｎｏ．４に比べわざと入熱量を高くして溶け込みを大きくした場合であり、Ｎｏ．６−Ｂは、Ｎｏ．６−Ａと鋼材および溶接材料かつ溶接条件まで同じであるが、板厚のみわざと本発明の範囲外にしたものである。Ｎｏ．６−Ｂは、板が薄いため溶け込みを板の１／２以下に抑えることができなかった場合である。
【００６５】
表４には、溶接金属の変態開始温度を示している。変態開始温度は、実際に表３の鋼材と溶接材料の組み合わせおよび溶接条件で試験片を作製し、その溶接ビードからフォーマスター試験を行ない変態開始温度を求めた結果である。変態開始温度が本発明の範囲外である継手Ｎｏ．は、表４の継手Ｎｏ．で（表３の継手Ｎｏ．と同じ）、１、４である。
【００６６】
表５及び表６には、ピーニング条件、へこみ量および疲労試験結果を示している。表５には、表３における継手の内、板厚が２ｍｍ以上のもの、表６には、板厚が２ｍｍ未満のものをまとめた。表５及び表６を２つに分けた理由は、板厚が異なると、疲労強度を比較することが難しくなるためである。
【００６７】
表５の疲労試験結果を見ると、試験Ｎｏ．１は変態開始温度が本発明の範囲外であったためコーナー部より疲労亀裂が発生し疲労強度が低くなった例である。試験Ｎｏ．２は、Ｎｏ．１にピーニング処理を行なわなかったためさらに疲労強度は低くなった。試験Ｎｏ．３は変態開始温度は表４の継手Ｎｏ．２から３００℃と本発明の範囲内であったものの、ピーニング範囲が本発明の範囲外で、スタート部とクレーター部の疲労向上が不十分であったため疲労強度は低いままであった。試験Ｎｏ．４では、ピーニング処理条件を本発明の範囲内に設定したため疲労強度は十分向上した例である。試験Ｎｏ．５は変態温度が本発明の範囲内であるがピーニングもしていないため疲労強度としては低くなった。それに対し、試験Ｎｏ．６は本発明の範囲内であるため疲労強度は十分高い。試験Ｎｏ．７は継手Ｎｏ．４の場合であり、変態開始温度が本発明の範囲外であったため、ピーニング条件が本発明の範囲内でもコーナー部からの疲労が防げず、疲労強度は向上していない。試験Ｎｏ．８は、変態温度蛾本発明の範囲外でかつピーニング処理模していないため、表５の中では最も低い疲労強度を示した例である。試験Ｎｏ．９は、変態温度、ピーニング条件ともに本発明の範囲内であるものの溶け込み深さが本発明の範囲外であったため残留応力低減が十分ではなくコーナー部から疲労亀裂が発生した。試験Ｎｏ．１０は、ピン直径が細すぎ、ピーニング中にピンが折れてしまった例で、試験Ｎｏ．１１はピン直径が本発明の範囲外で、いずれの場合もピーニング効果が不十分となり、結果的にへこみ量が本発明の範囲外となった例である。試験Ｎｏ．１２は、ピン硬さが低く、鋼板および溶接金属を十分ピーニングできず、結果的にへこみ量が不十分で疲労強度が向上しなかった例である。試験Ｎｏ．１３は、板厚が本発明の範囲外であったため、特にクレーター部分に凝固割れが発生し、ピーニング処理をしても割れが形成するノッチから疲労が発生してしまい、表５の中では疲労強度が特に低い結果となってしまった例である。
【００６８】
表６は板厚が２ｍｍ未満の場合の疲労試験結果を示している。試験Ｎｏ．２２は、板厚が本発明の範囲外であり、その結果溶け込み深さが課題になり疲労強度が低くなった例である。板が薄いため疲労強度が低くなったとも考えられるが、板厚に比例して疲労強度が高くなると仮定しても板厚１．５ｍｍ換算で疲労強度は４．５×１．５／０．９＝７．５（ｋＮ）であり、本発明の範囲内である試験Ｎｏ．２１より低い値である。試験Ｎｏ．２３は、ピーニング処理を過度に行なってしまった例であり、ピーニング処理をしたところの局部応力が高くなり、疲労強度が向上しなかった例である。試験Ｎｏ．２４は、鋼材強度が本発明例の範囲外で低すぎ、圧縮残留応力導入が不十分であったため疲労強度は向上しなかった。試験Ｎｏ．２５は鋼材強度とへこみ量が本発明の範囲外であり、板厚１．５ｍｍの試験片（表６の試験Ｎｏ．２２以外の試験片）の中ではもっとも低い疲労強度になった例である。
【００６９】
以上のように、表５では、本発明の範囲内の場合、疲労強度は１４ｋＮを上回り、表６では、本発明の範囲内では疲労強度は、９ｋＮを上回っており、高疲労強度が実現されていることがわかる。
【００７０】
【表１】

【００７１】
【表２】

【００７２】
【表３】

【００７３】
【表４】

【００７４】
【表５】

【００７５】
【表６】

【００７６】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、低温変態溶材における問題点、およびピーニング処理の問題点、すなわち安価な溶接材料で低温変態を実現し、かつピーニング処理工程を大幅に低減させて疲労強度を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の極めて高い発明であるといえる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、板が薄い場合の溶接金属の凝固方向および溶接金属の凝固組織を説明する概念図である。
【図２】図２は、板が厚い場合の溶接金属の凝固方向、溶接金属の凝固組織および低融点物質の集まる部分を説明する概念図である。
【図３】図３は、０．６％Ｃを含むワイヤで重ね隅肉溶接を行ったときの、板厚と割れ長さの関係と示した図である。
【図４】図４は、溶け込み深さが大きい場合、鋼材の反力が低下することを説明するための概念図である。
【図５】図５は、本願実施例で用いた疲労試験片の形状を説明する概念図である。
【図６】図６は、重ね継手における溶け込み深さを説明する概念図である。
【図７】図７は、ピーニング処理をした後のへこみ量を説明する概念図である。
【符号の説明】
１　等温線
２　溶接金属
３　溶接金属表面
４　低融点物質
５　冶具
６　冶具
７　スタート部
８　クレーター部
９　コーナー部
１０　溶け込み深さ
１１　へこみ量[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a technique for improving the fatigue strength of a welded joint of a fillet welded joint, and more particularly to a fillet welded joint of a thin plate having a tensile strength of 570 MPa or more and a thickness of 1.0 mm to 4.0 mm. The present invention relates to a technique for improving fatigue strength.
[0002]
[Prior art]
Since fatigue cracks, which have a significant effect on the safety and reliability of welded steel structures, are likely to occur in welds, various methods for improving the fatigue properties of welds in welded steel structures have been studied in the past. .
[0003]
It has been known from the past that the most prone to fatigue cracks in welds is the weld toe, and that the main cause is stress concentration due to residual tensile stress that tends to occur at the weld toe. I have.
[0004]
Therefore, as a conventional method for improving the fatigue characteristics of a welded joint, a method of improving the weld toe shape by machining such as TIG tanning welding (decorative welding) or grinding after welding, and an improvement of the weld toe shape by peening or the like. And the simultaneous introduction of compressive residual stress. If these methods are not applied to the entire welding line, the fatigue strength of the entire joint cannot be ensured, the work load increases, and this method is not economically preferable. Recently, many techniques have been disclosed in the United States for peening using ultrasonic waves when performing peening, that is, ultrasonic peening techniques (for example, Patent Documents 1 to 3). In this technique, the efficiency of peening is greatly improved by using ultrasonic waves as compared with the conventional peening method, and thus, the peening work load can be expected to be reduced. However, in order to improve the fatigue strength of the entire welded joint, peening must be performed over the entire weld line, and the problem of increasing the number of work processes and increasing the economic load has not been resolved. Remains.
[0005]
On the other hand, recently, the composition of the welding material used in welding has been designed so that the transformation temperature of the weld metal is low, and compressive residual stress is introduced by utilizing the volume expansion accompanying transformation during welding, to thereby form a weld toe at the weld toe. A technique for reducing tensile residual stress and improving fatigue properties has been proposed (for example, Patent Document 4. Hereinafter, such welding materials are collectively referred to as low-temperature transformation welding materials). According to this, by using a low-temperature transformation welding material and performing a martensitic transformation and a volume expansion of the weld metal in a low-temperature region having a transformation start temperature of 170 ° C. to 250 ° C., a subsequent tensile contraction caused by heat shrinkage occurs. A technique has been disclosed in which the stress is offset to reduce the residual tensile stress at the weld toe at room temperature or to reduce the residual compressive stress at room temperature.
[0006]
The technology utilizing low-temperature transformation expansion of the weld metal is a post-weld post-treatment technology described above in that the fatigue strength of the joint can be improved simply by changing the component design of the welding material used for welding. This is an economically superior method that requires fewer work processes and saves labor costs.
[0007]
However, the technology disclosed in Patent Document 4 is not without practical problems. In fact, the technique described in Patent Document 4 discloses that as a means for lowering the transformation temperature, Ni and Cr are added in a considerable amount, for example, about 10% of Ni and about 10% of Cr. However, adding such an expensive element results in an increase in material cost, and is not preferable from an economical viewpoint. Therefore, a method of reducing the transformation temperature with a less expensive element has been desired.
[0008]
The technique of Patent Document 4 has a problem that bead shape is deteriorated due to deterioration of welding workability due to addition of a large amount of alloy elements, in addition to the problem of economy. This problem is particularly noticeable in the start portion and crater portion of the weld bead. Since these parts are in an unsteady state in terms of welding conditions, they are particularly apt to cause problems in workability. Further, since the start portion and the crater portion are also structural stress concentration portions in addition to the bead disturbance, the prior art has a problem that the beads are easily disturbed at such stress concentration portions.
[0009]
As described above, there is still a problem that needs to be solved in the method utilizing the transformation expansion of the weld metal and the ultrasonic peening method, and the fatigue strength of a high fatigue strength welded joint and a welded joint that has solved these problems has been solved. An improvement method was strongly desired.
[0010]
[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
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The technology to sufficiently lower the transformation start temperature of the weld metal to improve the fatigue strength has great advantages because it does not require a new manufacturing process, but it still has problems such as poor workability and high cost. are doing. On the other hand, the conventional method of improving the fatigue strength by peening the joint has to be performed for all the welding lines, which leads to an increase in manufacturing cost.
[0012]
The present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, in order to sufficiently improve the fatigue strength of a welded joint by lowering the transformation temperature of a weld metal with an element that is less expensive than before, to perform peening treatment, and to easily disturb the bead shape. By limiting it to the start part and crater part, the amount of expensive alloying elements required for low-temperature transformation has been significantly reduced, and the peening range has been narrowed, resulting in more economical and weld metal than before. It is an object of the present invention to provide a high fatigue fillet welded joint of a thin steel sheet and a high fatigue strength fillet welding method, which is excellent in toughness.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
In view of the above background, the present inventors have intensively studied a method for improving the fatigue strength of a thin plate welded joint. The present invention has been made based on the results of such research, and the gist is as follows.
[0014]
(1) In a fillet welded joint of a thin steel plate having a weld toe, a steel plate having a thickness of 1.0 to 4.0 mm and a tensile strength of 570 MPa or more, and a penetration depth of the steel plate The thickness at which the transformation starts from austenite to martensite or bainite is 400 ° C. or less and 250 ° C. or more, and at least 10 mm or more from the ends of the start portion and the crater portion of the weld bead. A high fatigue strength fillet welded joint characterized in that a weld toe is recessed from the surface of the steel plate by 0.03 mm or more and 1/4 or less of the plate thickness.
[0015]
(2) the mass% of the weld metal is
C: 0.35 to 0.70%,
Si: 0.1-0.8%,
Mn: 0.4-2.0%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less
The high fatigue strength fillet welded joint according to (1), wherein the balance is made of iron or unavoidable impurities.
[0016]
(3) The weld metal further contains, by mass%, one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B and Mg in a total amount of 0.001-2. 2.0%, the high fatigue strength welded joint according to the above (2).
[0017]
(4) In the method of fillet welding a steel plate, a steel plate having a thickness of 1.0 to 4.0 mm and a tensile strength of 570 MPa or more is used, and the penetration depth of the weld metal into the weld is 1 / of the steel plate. And forming a weld metal having a temperature at which transformation from austenite to martensite or bainite is 400 ° C. or less and 250 ° C. or more, and at least 10 mm or more from the start of the weld bead of the weld and the end of the crater. A high fatigue strength fillet welding method, characterized in that the weld toe is peened over a range of:
[0018]
(5) The weld metal is in mass%
C: 0.35 to 0.70%,
Si: 0.1-0.8%,
Mn: 0.4-2.0%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
The high fatigue strength fillet welding method according to the above (4), wherein the balance is made of iron or unavoidable impurities.
[0019]
(6) The weld metal further contains, by mass%, one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B, and Mg in a total amount of 0.001 to 0.001. High fatigue strength fillet welded joint according to the above (5), which contains 2.0%.
[0020]
(7) The high fatigue strength corner according to the above (4), (5) or (6), wherein a method using an ultrasonic wave having a frequency in a range of 20 kHz to 60 kHz is used as a peening method. Meat welding method.
[0021]
(8) When the peening is performed, 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 The method according to (7), wherein a pin having a Vickers hardness of 450 to 900 is used.
[0022]
(9) (1), (2), or (3) produced using the high fatigue strength fillet welding method described in (4), (5), (6), (7) or (8). ) High fillet strength fillet welded joints described.
[0023]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0024]
First, the technical concept of the present invention will be described. There are two major technical ideas of the present invention. The first technical idea relates to a technology for reducing the residual welding stress by utilizing the transformation expansion of a weld metal, and the second technical idea relates to a peening process. is there. First, the first technical concept will be described.
[0025]
The first technical concept of the method of improving the fatigue strength utilizing the transformation expansion of the weld metal can be further subdivided into three methods.
[0026]
The first method is to reduce the residual stress generated on the steel material side by the reaction force by utilizing the transformation expansion of the weld metal, and to improve the fatigue strength by the effect. For this purpose, it is necessary to add an element for lowering the transformation temperature to the weld metal, but in the prior art, for example, in a component system as disclosed in Patent Document 4, the cost of the material becomes too high and no economic effect can be expected. . Therefore, in the present invention, inexpensive C is used as an alternative element. The second method in the first technical concept is that, when C is added to such an extent that the transformation temperature is sufficiently lowered, high-temperature cracking occurs, and even if the residual stress is reduced, cracks are formed due to stress concentration due to the notch. The problem that the strength is not improved is a method of avoiding hot cracking by limiting the plate thickness. It has been known that C is a very inexpensive element as compared with Ni and Cr and has a function of lowering the transformation temperature. However, C also lowers the solidification temperature of the weld metal, and there is a major problem that a low melting point is generated in the solidification process of the weld metal, which causes high-temperature cracking. It has not been used in improved method technology. The present inventors have found that this problem can be avoided by limiting the plate thickness, and that the fatigue strength can be improved in the range of C where cracks can be avoided. It is considered that the effect of limiting the plate thickness is that the thinner the plate, the more solidification is directed toward the surface direction, and the more likely the butt solidification, which tends to cause cracking, to be avoided. The third method in the first technical concept is to increase the reaction force generated during the transformation expansion of the weld metal by increasing the strength of the steel sheet and limiting the penetration depth, thereby increasing the effectiveness. In addition, the residual stress can be reduced, and the fatigue strength can be improved. Even if the weld metal is transformed and expanded, the compressive stress introduced at that time is at most about the strength of the steel sheet, and if the surrounding steel does not restrain the weld metal during transformation, the weld metal will expand freely. Only the compressive stress is not introduced. Conversely, if compressive stress is introduced to the extent of the steel sheet, the higher the steel sheet strength, the greater the compressive stress. Can understand. In other words, when the strength of the steel sheet is not sufficient, the introduced compressive stress is correspondingly small, and when the penetration is too deep, the portion of the steel sheet that restrains the expansion of the weld metal decreases, so that the introduced compressive stress is also small. Become. Conversely, by defining the strength and penetration depth of the steel sheet, the residual force can be efficiently controlled, and the improvement of the fatigue strength can be expected.
[0027]
A second technical idea of the present invention is to perform a peening process on a start portion and a crater portion of a weld bead to secure the fatigue strength of that portion. The start portion and the crater portion are portions where the bead shape is likely to be disordered and also where stress is easily concentrated structurally. Therefore, in the present invention, the fatigue strength is secured for the weld toe portion other than the start portion and the crater portion by using the first technical concept, and the fatigue strength is secured for the start portion and the crater portion by using the peening process. This realizes high fatigue strength of the entire welded joint. Thus, by limiting the peening process to the vicinity of the start portion and the crater portion, it is possible to reduce the load of the peening work as much as possible.
[0028]
The present invention is characterized in that peening using particularly ultrasonic waves is used as the peening process. When ultrasonic peening is used, the time for peening is shortened accordingly, and the merit is correspondingly great. Since the purpose of the present invention is to provide a technique for improving fatigue strength by a method as simple as possible, the use of ultrasonic peening is significant.
[0029]
Next, the reason why the plate thickness is limited will be described.
[0030]
In the present invention, C is added more than usual in order to lower the transformation temperature of the weld metal. However, when C is added, the risk of hot cracking increases, and in the case of cracking, stress concentration occurs there, and ultimately fatigue strength does not improve. In the present invention, the thickness is limited in order to prevent the occurrence of cracks within the range of C in which the fatigue strength can be improved. The effect of limiting the plate thickness, or in other words, limiting to thin steel plates, can be explained as follows.
[0031]
FIG. 1 is a diagram showing a lap fillet welded joint of a thin steel plate. The dotted line in FIG. 1 indicates an isotherm 1 (for example, a portion heated to 1000 ° C.) at a certain time in the process of cooling the welded portion, and a portion surrounded by a solid line indicates a weld metal 2. Because of the thin plate, the isotherm is located farther than the weld metal. Therefore, the cooling of the weld metal is mainly determined by heat dissipation from the surface of the weld metal, and the solidification of the weld metal also proceeds in the direction of the arrow in FIG. 1, that is, in the surface direction. In this case, a solidified structure shown on the left side of FIG. 1 is obtained, and solidifications do not collide with each other, that is, butt solidification does not occur, so that hot cracking can be avoided. This solidification process is different for thicker plates. FIG. 2 is a conceptual diagram showing a solidification process of a weld when a plate is sufficiently thick. The dotted line is the isotherm 1 as in FIG. 1, and the portion surrounded by the solid line is the weld metal 2. However, since the plate is thick, the heat capacity of the plate itself is large, and the temperature of the plate is hard to rise. It is located very close to. Therefore, since the weld metal is determined by cooling from the plate itself, in other words, heat diffusion to the plate, rather than heat dissipation from the surface, solidification proceeds in the direction indicated by the arrow in FIG. For this reason, a solidified structure shown on the left side of FIG. 2 is obtained, and solidifications collide with each other at the central portion of the weld metal, that is, butt solidification occurs, so that cracks are easily generated. This is because as the solidification proceeds, the low-melting point substance 4 abuts and concentrates on the solidified portion.
[0032]
FIG. 3 shows the results of crack observation when lap fillet welding was performed using a wire containing 0.6% of C. For crack observation, a macro was sampled from the welded portion, observed with a microscope, the length of the crack was measured, and the total was defined as the crack length. The white circles in FIG. 3 are the measurement results. It can be understood that when the plate is thin, the crack length is 0 mm, that is, no crack occurs, but as the plate becomes thicker, the crack length gradually increases. Usually, when a wire having a high C is used, a problem of solidification cracking occurs. However, FIG. 3 shows that cracking can be prevented by limiting the plate thickness.
[0033]
In the present invention, the range of the plate thickness is limited in order to obtain the solidification process as shown in FIG. The lower limit of the plate thickness of 1.0 mm is that if the plate is thinner than this, it is difficult to limit the penetration depth described below, and the base material that acts as a reaction force during the transformation expansion of the weld metal decreases accordingly. This is because it becomes difficult to introduce a compressive stress into the portion. The upper limit of the plate thickness, 4.0 mm, was set because a risk of solidification cracking would increase if the plate thickness exceeded the upper limit, 4.0 mm.
[0034]
Next, the reason for limiting the austenite to martensite or bainite transformation start temperature of the weld metal will be described.
[0035]
One of the methods for improving the fatigue strength in the present invention is to utilize the transformation expansion of a weld metal to reduce the residual stress at the weld toe where a fatigue crack occurs, that is, to reduce the residual stress to a compressive residual stress. For that purpose, the compressive stress introduced by the transformation expansion must remain until it is cooled down to room temperature after welding. However, in general, even when the weld metal is transformed and expanded, it usually becomes a tensile residual stress due to thermal contraction after the transformation. In order to leave the compressive stress, it is necessary to generate the transformation at a low temperature and to reduce the heat shrinkage after the completion of the transformation. Therefore, it is necessary to limit the transformation start temperature from austenite. The upper limit of 350 ° C. for the transformation start temperature of the weld metal is such that if transformation starts at a temperature higher than this, the thermal shrinkage after transformation is too large and the residual stress cannot be reduced enough to improve the fatigue strength. It was set. The upper limit of the transformation start temperature of 400 ° C. is considerably higher than the conventional technology disclosed in Patent Document 4. The reason for this is that the present invention is limited to a thin plate. Generally, when the plate is thin, the degree of restraint tends to be low. Therefore, it is not necessary to make the temperature lower than the transformation starting temperature shown in Patent Document 4. is there. On the other hand, if the transformation start temperature is too low, the amount of retained austenite increases, and the amount of transformation expansion becomes insufficient. Also, the strength of the weld metal becomes lower than that of the base metal, and the compressive residual stress is not sufficiently introduced. Therefore, the lower limit was set to 250 ° C.
[0036]
Next, the reason why the dent amount of the weld toe from the steel material surface is limited will be described. 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.
[0037]
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.
[0038]
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.
[0039]
Next, reasons for limiting the range of each component of the weld metal will be described.
[0040]
C is the most important component in the present invention in that it increases the strength of the weld metal and lowers the transformation temperature. The lower limit of 0.35% for C is that if the amount is less than this, the transformation temperature is not sufficiently reduced, so that the residual stress is not reduced, and as a result, the fatigue strength is not improved. Further, the upper limit of 0.70% of C is the same even if an amount exceeding the upper limit is added, and the load on the manufacturing process when manufacturing a welding wire increases. Therefore, the upper limit is 0.70%. did.
[0041]
Si is an element to be added mainly as a deoxidizing element. If the lower limit of 0.1% of Si is less than this, there is a risk that the deoxidizing effect is insufficient and oxygen in the weld metal cannot be sufficiently reduced. An increase in oxygen causes deterioration of mechanical properties, particularly toughness, so the lower limit was made 0.1%. The upper limit is set to this value, since addition of an amount exceeding this will cause toughness degradation.
[0042]
Mn is added because it has the effect of increasing the strength and lowering the transformation temperature. The lower limit of Mn, 0.4%, was set as the minimum value at which the effect of securing strength was obtained. From the viewpoint of lowering the transformation temperature, there is no problem even if the added amount of Mn exceeds the upper limit of 2.0% according to the present invention. And excessive Mn addition makes the welding material expensive and deviates from the spirit of the present invention, so the upper limit was made 2.0%.
[0043]
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.
[0044]
The above are the basic components of the weld metal in the present invention. However, in order to further secure the strength and toughness of the weld metal, it may be desirable to further add an alloy element depending on the required characteristics. However, if an alloy element is added only by focusing on the strength and toughness of the weld metal, the result may be contrary to the purpose of improving the fatigue strength of the welded joint with an inexpensive material. Since the intention of the present invention is to improve fatigue strength by using inexpensive C, expensive elements are not necessarily added. However, in the present invention, other than the improvement in fatigue strength, for example, Cu is added from the viewpoint of workability, and Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, Ca, B, Mg Can be added in a total amount of 0.001% or more. The lower limit of 0.001% is defined as the minimum value at which the effect of improving toughness can be expected by adding these alloying elements. On the other hand, for the purpose of improving the fatigue strength with an inexpensive material, it is necessary to suppress the total of these elements to 2.0% or less, and preferably to set the total of these alloy elements to 1.0% or less. .
[0045]
Next, the reason why the strength of the steel plate to be welded is limited will be described.
[0046]
An object of the present invention is to provide a technique for improving the fatigue strength by reducing the transformation temperature of a weld metal. Fatigue cracks do not necessarily occur in the weld metal having a low transformation temperature, but rather tend to occur in the heat-affected zone on the steel material side. That is, the fatigue strength of the entire welded joint cannot be improved unless the residual stress in the heat-affected zone of the steel material is reduced. The reason that the residual stress generated in the heat affected zone of steel due to the transformation expansion of the weld metal can be reduced is that the stress generated on the steel side when the weld metal expands also becomes a compressive stress due to the reaction force to the weld metal. by. For this reason, it is expected that the higher the strength of the steel material from which a higher reaction force can be expected, the greater the improvement in fatigue characteristics. This is because when the steel material strength is low, the reaction force must be low, and there is a risk that the steel sheet may return to the tensile stress state again due to the heat shrinkage after the transformation. If tensile stress remains, improvement in fatigue strength cannot be expected. Therefore, in the present invention, 570 MPa is set as a lower limit strength at which improvement in fatigue strength can be particularly expected. In the present invention, no upper limit is set for the strength of the steel material. This is because higher fatigue strength is not necessarily obtained by setting the upper limit from the viewpoint of securing the reaction force. However, significantly increasing the strength of the steel sheet, although the improvement of the fatigue strength can be expected, increases the cost of the steel sheet itself, and the intention of the present invention is to add C, which is an inexpensive material, to the weld metal to reduce the material cost. Therefore, it is preferable to set the upper limit to 980 MPa.
[0047]
Next, the reason why the penetration depth of the weld is limited will be described.
[0048]
When discussing the reasons for limiting the strength of steel, the reaction force generated during transformation expansion of the weld metal was mentioned, but even when the penetration depth was large, the reaction force of the steel heat affected zone did not increase during the transformation expansion of the weld metal, Fatigue strength does not improve. FIG. 4 is a conceptual diagram illustrating this. In FIG. 4, since the penetration depth is large and the portion indicated by A in FIG. 4 can hardly support the force, the weld metal 2 expands almost freely at the time of transformation. Therefore, no reaction force is generated on the steel material heat affected zone side. If the plate is relatively thick, it is not necessary to worry about such a problem of penetration depth.However, in the case of a thin plate, the residual stress cannot be reduced unless the penetration depth is controlled, and the fatigue strength must be improved. Can not. However, in the present invention, since C is added in order to lower the transformation temperature of the weld metal, it is essential to limit the thickness to a thin plate from the viewpoint of preventing hot cracking, and the penetration depth is also controlled in order to further enhance the effect. There is a need. The reason why the penetration depth is set to １／ or less of the thickness of the steel plate to be welded is set in the sense that the reaction force from the steel material can be sufficiently expected. However, from the viewpoint of obtaining a larger reaction force, it is desirable to set the upper limit of the penetration depth to preferably 1/3 or less of the plate thickness.
[0049]
Next, the reason why the peening process is limited to the peening process using ultrasonic waves will be described.
[0050]
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.
[0051]
This principle will be briefly described.
[0052]
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.
[0053]
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.
[0054]
Next, the reason why the frequency of the ultrasonic peening is limited will be described.
[0055]
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.
[0056]
Next, the reason why the hardness of the pin is limited will be described.
[0057]
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.
[0058]
Next, the reason why the diameter of the pin is limited will be described.
[0059]
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 was set as a value that does not cause the pin to buckle or break and can sufficiently withstand the peening process. Conversely, if the diameter of the pin is too large, sufficient impact stress cannot be obtained. The upper limit of 7 mm is set to a value larger than this because the diameter of the pin is too large and 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.
[0060]
【Example】
Table 1 shows the components of the welding wire used when preparing the fatigue test pieces. All wire diameters are 1.2 mm. It should be noted that the addition of Cu to the wire is for improving the wire conduction and improving the workability, but not for adjusting the transformation temperature. Using these wires, fillet welding was performed using steel plates having the components shown in Table 2 using a shielding gas of Ar + 20% CO2. Table 3 shows combinations of steel plates and welding wires, welding conditions and weld metal components at that time. The martensitic transformation onset temperature (Ms) shown in Table 3 is a value measured by sampling a Formaster test piece from the weld metal. The welded joint used four types of steel materials shown in Table 2, 400 MPa class, 490 MPa class, 570 MPa class and 780 MPa class, and the thickness of these steel materials was adjusted by reducing the thickness by machining. Since the welding conditions are changed as shown in Table 3, the penetration depth also changes.
[0061]
FIG. 5 is a diagram showing the shape of the fatigue test piece used in this example. In FIG. 5, the fatigue test piece is held by the jigs 5 and 6, and a fatigue load is intentionally applied to the start portion 7 and the crater portion 8 of the weld bead. Generally, a welded joint used for a fatigue test piece is often removed by machining so that a start portion and a crater portion of a weld bead do not remain on the test piece. However, depending on the actual structure, it may be impossible or very difficult to delete the start portion and the crater portion. Therefore, FIG. 5 shows that the fatigue behavior of such a structure can be reproduced. In FIG. 5, the stress concentration portion is a stress concentration portion in addition to the start portion 7 and the crater portion 8, and the corner portion 9 is also a stress concentration portion.
[0062]
A plurality of test pieces as shown in FIG. 5 were prepared in advance, and the influence on the fatigue strength was examined between the case where the fatigue test was performed as it was and the case where the fatigue test was performed by peening under various conditions. Fatigue strength is defined as a load that does not break even when a load of 5 million times is applied. For example, a fatigue strength of 1 kN means that a stress ratio is 0.1 and a load is 0.11 to 1.11 kN. The load was defined as a load that did not break even when a load of 5 million times was repeatedly applied between them, and broke with a number of repetitions less than 5 million times in a load range exceeding the load. The fatigue rupture was determined by attaching strain gauges to the start, crater, and corner of the test piece. It is considered to have been done. In addition, since the strain gauge was attached to the test piece after welding, the influence of welding residual stress was not included.
[0063]
6 and 7 show the penetration depth and the dent amount after the peening process. As can be seen from FIG. 6, the portion that restrains the weld bead (the hatched portion in the diagram) is the steel material portion below the bead. Further, the penetration depth and the dent amount can be determined by collecting a macro test piece from the joint after the end of the fatigue test and measuring the penetration depth and the dent amount of the portion shown in FIGS. Table 3 shows the measured values of the penetration depth defined in FIG. 6, and Table 4 shows the weld metal components obtained by analyzing samples taken from the weld metal portion (hatched portion shown in FIG. 6) of the fatigue test specimen. The results are shown.
[0064]
Table 3 shows the measured value of the penetration depth and the ratio of the penetration depth to the plate thickness. The ratio of the penetration depth exceeds 1/2 of the plate thickness outside the scope of the present invention. Is the joint No. in Table 3. Only 5 and 6-B. Fitting No. No. 5 is No. In this case, the amount of heat input was intentionally increased as compared with that of No. 4 to increase the penetration. No. 6-B is No. 6-A is the same as the steel material and the welding material and the welding conditions, but the thickness is deliberately out of the scope of the present invention. No. 6-B is a case where the penetration could not be suppressed to 以下 or less of the plate because the plate was thin.
[0065]
Table 4 shows the transformation start temperature of the weld metal. The transformation start temperature is a result of actually preparing a test piece with the combination of steel and welding material and welding conditions shown in Table 3 and performing a foremaster test from the weld bead to find the transformation start temperature. The joint No. whose transformation start temperature is out of the range of the present invention. Is the joint No. in Table 4. (Same as the joint No. in Table 3), and 1 and 4.
[0066]
Tables 5 and 6 show the peening conditions, the dent amount, and the results of the fatigue test. Table 5 summarizes the joints in Table 3 having a plate thickness of 2 mm or more, and Table 6 summarizes the joints in Table 3 having a plate thickness of less than 2 mm. The reason why Table 5 and Table 6 are divided into two is that it is difficult to compare the fatigue strength when the plate thickness is different.
[0067]
Looking at the results of the fatigue test in Table 5, the test No. No. 1 is an example in which the transformation initiation temperature was out of the range of the present invention, so that a fatigue crack was generated from the corner and the fatigue strength was low. Test No. No. 2 is No. Since no peening treatment was performed on No. 1, the fatigue strength was further reduced. Test No. 3 is the transformation start temperature of the joint No. in Table 4. Although the range of 2 to 300 ° C. was within the range of the present invention, the peening range was out of the range of the present invention, and the fatigue strength at the start portion and the crater portion was insufficient, so that the fatigue strength remained low. Test No. In No. 4, the fatigue strength was sufficiently improved because the peening condition was set within the range of the present invention. Test No. In No. 5, the transformation temperature was within the range of the present invention, but no peening was performed, so that the fatigue strength was low. On the other hand, the test No. No. 6 is within the range of the present invention, so that the fatigue strength is sufficiently high. Test No. 7 is a joint No. In the case of No. 4, the transformation start temperature was out of the range of the present invention. Therefore, even when the peening condition was in the range of the present invention, fatigue from corners could not be prevented, and the fatigue strength was not improved. Test No. 8 is an example showing the lowest fatigue strength in Table 5 because the transformation temperature moth is out of the range of the present invention and does not simulate the peening treatment. Test No. In No. 9, although both the transformation temperature and the peening conditions were within the range of the present invention, the penetration depth was out of the range of the present invention, so that the residual stress was not sufficiently reduced and fatigue cracks occurred from the corners. Test No. Test No. 10 is an example in which the pin diameter was too small and the pin was broken during peening. No. 11 is an example in which the pin diameter was out of the range of the present invention, the peening effect was insufficient in any case, and as a result, the dent amount was out of the range of the present invention. Test No. No. 12 is an example in which the pin hardness was low, the steel plate and the weld metal could not be peened sufficiently, and as a result, the dent amount was insufficient and the fatigue strength was not improved. Test No. Sample No. 13 had a plate thickness outside the range of the present invention, so solidification cracks particularly occurred in the crater portion, and fatigue occurred from the notch where the cracks formed even after peening treatment. This is an example in which the strength is particularly low.
[0068]
Table 6 shows the fatigue test results when the plate thickness is less than 2 mm. Test No. Sample No. 22 is an example in which the plate thickness was out of the range of the present invention, and as a result, the penetration depth became a problem and the fatigue strength was lowered. It is considered that the fatigue strength decreased because the sheet was thin, but even if it was assumed that the fatigue strength increased in proportion to the sheet thickness, the fatigue strength was 4.5 × 1.5 / 0. 9 = 7.5 (kN), which is within the scope of the present invention. It is a value lower than 21. Test No. No. 23 is an example in which the peening treatment was excessively performed, in which the local stress after the peening treatment was increased and the fatigue strength was not improved. Test No. In No. 24, the fatigue strength was not improved because the steel material strength was too low outside the range of the present invention and the introduction of compressive residual stress was insufficient. Test No. No. 25 is an example in which the steel material strength and the dent amount were out of the range of the present invention, and the fatigue strength was the lowest among the test pieces having a thickness of 1.5 mm (test pieces other than the test No. 22 in Table 6). .
[0069]
As described above, in Table 5, the fatigue strength exceeds 14 kN in the range of the present invention, and in Table 6, the fatigue strength exceeds 9 kN in the range of the present invention, and high fatigue strength is realized. You can see that it is.
[0070]
[Table 1]

[0071]
[Table 2]

[0072]
[Table 3]

[0073]
[Table 4]

[0074]
[Table 5]

[0075]
[Table 6]

[0076]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the problem in the low-temperature transformation welding material, and the problem of the peening treatment, that is, low-temperature transformation is realized with an inexpensive welding material, and the peening treatment step is greatly reduced to reduce the fatigue strength. It is possible to improve. Therefore, it can be said that the present invention is an invention having extremely high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating a solidification direction of a weld metal and a solidified structure of the weld metal when a plate is thin.
FIG. 2 is a conceptual diagram illustrating a solidification direction of a weld metal, a solidified structure of the weld metal, and a portion where low-melting-point substances gather when a plate is thick.
FIG. 3 is a diagram showing a relationship between a plate thickness and a crack length when lap fillet welding is performed with a wire containing 0.6% C.
FIG. 4 is a conceptual diagram for explaining that the reaction force of a steel material decreases when the penetration depth is large.
FIG. 5 is a conceptual diagram illustrating the shape of a fatigue test piece used in an example of the present application.
FIG. 6 is a conceptual diagram illustrating a penetration depth in a lap joint.
FIG. 7 is a conceptual diagram illustrating the amount of dent after peening processing.
[Explanation of symbols]
1 isotherm
2 Weld metal
3) Weld metal surface
4 Low melting point substance
5 jig
6 jig
7 Start section
8 crater
9 corner
10 penetration depth
11 dent amount

Claims

In a fillet welded joint of a thin steel sheet having a weld toe, a steel sheet having a thickness of 1.0 to 4.0 mm and a tensile strength of 570 MPa or more, and a penetration depth of 1 mm of the steel sheet / 2 or less, and has a weld metal having a temperature at which transformation from austenite to martensite or bainite starts at 400 ° C. or less and 250 ° C. or more, and includes a start portion of a weld bead of the weld portion and an end portion of a crater portion. A high fatigue strength fillet welded joint characterized in that the weld toe portion is recessed from the surface of the steel sheet by 0.03 mm or more and 1/4 or less of the sheet thickness over a range of at least 10 mm or more.

The weld metal is mass%,
C: 0.35 to 0.70%,
Si: 0.1-0.8%,
Mn: 0.4-2.0%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less,
The high fatigue strength fillet welded joint according to claim 1, wherein the balance is made of iron or unavoidable impurities.

The weld metal further contains, by mass%, one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B, and Mg in a total amount of 0.001 to 2.0%. The high fatigue strength welded joint according to claim 2, wherein the joint is contained.

In the method of fillet welding a steel sheet, a steel sheet having a thickness of 1.0 to 4.0 mm and a tensile strength of 570 MPa or more is used, and a penetration depth of a weld metal into a weld portion is １／ or less of the steel sheet, Further, a temperature at which transformation from austenite to martensite or bainite starts is formed at a temperature of 400 ° C. or less and 250 ° C. or more, and at least 10 mm or more from the end of the start portion and the crater portion of the weld bead of the weld portion. A high-fatigue-strength fillet welding method characterized by peening the toe of the weld.

The weld metal is represented by mass%
C: 0.35 to 0.70%,
Si: 0.1-0.8%,
Mn: 0.4-2.0%,
P: 0.03% or less,
The high fatigue strength fillet welding method according to claim 4, wherein S: not more than 0.02% and the balance consists of iron or unavoidable impurities.

The weld metal further contains, by mass%, one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B, and Mg in a total amount of 0.001 to 2.0. The high-fatigue-strength fillet welded joint according to claim 5, characterized in that:

7. The method according to claim 4, wherein the peening method uses an ultrasonic wave having a frequency within a range of 20 kHz to 60 kHz.

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. 8. The method according to claim 7, wherein a pin having a diameter of 450 to 900 is used.

The high-fatigue-strength fillet welded joint according to claim 1, 2, or 3, which is produced using the high-fatigue-strength fillet weld method according to claim 4, 5, 6, 7, or 8.