JP2021183342A - Lap fillet welded joint, and automobile component - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、重ねすみ肉溶接継手、及び自動車部品に関する。 The present invention relates to lap fillet welded joints and automobile parts.
自動車の足回り部品は、通常、ガスシールドアーク溶接などにより複数の鋼材を重ね合わせ溶接することにより製造されている。近年、車体の強度向上のために、溶接部の疲労強度の向上が強く求められている。従来技術では、溶接継手の疲労強度向上のために、溶接金属の止端部からの亀裂発生を抑制することが検討されてきた。 Undercarriage parts of automobiles are usually manufactured by laminating and welding a plurality of steel materials by gas shield arc welding or the like. In recent years, in order to improve the strength of the vehicle body, there is a strong demand for improving the fatigue strength of the welded portion. In the prior art, it has been studied to suppress the generation of cracks from the toe of the weld metal in order to improve the fatigue strength of the welded joint.
例えば特許文献1には、マルテンサイト変態開始温度が400〜150℃、質量%でC:0.001〜0.2%、Mn:3〜10%、Si:0.1〜1.0%を含有する鉄合金からなることを特徴とする溶接材料が開示されている。 For example, in Patent Document 1, the martensitic transformation start temperature is 400 to 150 ° C., C: 0.001 to 0.2%, Mn: 3 to 10%, Si: 0.1 to 1.0% in mass%. A welding material characterized by being made of a ferroalloy contained therein is disclosed.
特許文献2には、ワイヤ全質量に対する質量%で、Si:0.10%未満、C:0.01〜0.15%、Mn:1.80〜2.50%、S:0.001〜0.070%を含有し、P:0.030%以下、O:0.010%以下で、その他はFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする。また、TiおよびAlの1種または2種の合計を0.20%以下含有することを特徴とするパルスMAG溶接用ソリッドワイヤが開示されている。 In Patent Document 2, in mass% with respect to the total mass of the wire, Si: less than 0.10%, C: 0.01 to 0.15%, Mn: 1.80 to 2.50%, S: 0.001 to It is characterized by containing 0.070%, P: 0.030% or less, O: 0.010% or less, and the others consisting of Fe and unavoidable impurities. Further, a solid wire for pulse MAG welding, characterized in that the total of one or two of Ti and Al is contained in an amount of 0.20% or less is disclosed.
特許文献3には、鋼板の隅肉溶接継手において、溶接止端部における溶融境界FLを基点として、該基点から溶接金属側に0.5mm離れた位置における溶接金属の硬さHv(FL−0.5)と、前記基点から熱影響部側に0.5mm離れた位置における熱影響部の硬さHv(FL+0.5)との比が、0.3以上、0.9以下であることを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた隅肉溶接継手が開示されている。 Patent Document 3 describes the hardness Hv (FL-0) of the weld metal at a position 0.5 mm away from the base point on the weld metal side with the melt boundary FL at the weld toe as the base point in the fillet welded joint of the steel plate. .5) and the hardness Hv (FL + 0.5) of the heat-affected zone at a position 0.5 mm away from the base point on the heat-affected zone side shall be 0.3 or more and 0.9 or less. A fillet welded joint having excellent fatigue crack resistance characteristics is disclosed.
特許文献4には、1.6〜6mm厚の鋼板の隅肉アーク溶接を、ソリッドワイヤを用いた溶接速度80cm/min超150cm/min以下のガスシールドアーク溶接で行う際、前記鋼板を、C=0.001〜0.15%、Si=0.2〜2.0%、Mn=0.5〜2.5%を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなる、TS280〜600MPa級の鋼板とし、前記ソリッドワイヤを、C=0.03〜0.15%、Si=0.2〜2.0%、Mn=0.5〜2.5%、Cu≦0.5%を含有し、残部鉄及び不可避不純物からなるソリッドワイヤとし、更に、前記鋼板とアーク溶接用ソリッドワイヤとを、{Si(鋼板)+0.1×Si(ワイヤ)}≧0.32になるように組み合わせることを特徴とする薄鋼板の隅肉アーク溶接方法が開示されている。 According to Patent Document 4, when fillet arc welding of a steel plate having a thickness of 1.6 to 6 mm is performed by gas shielded arc welding using a solid wire at a welding speed of more than 80 cm / min and 150 cm / min or less, the steel plate is C. A TS280-600MPa class steel plate containing 0.001 to 0.15%, Si = 0.2 to 2.0%, Mn = 0.5 to 2.5%, and composed of the balance iron and unavoidable impurities. The solid wire contains C = 0.03 to 0.15%, Si = 0.2 to 2.0%, Mn = 0.5 to 2.5%, Cu ≦ 0.5%, and the balance. It is characterized by making a solid wire composed of iron and unavoidable impurities, and further combining the steel plate and the solid wire for arc welding so that {Si (steel plate) + 0.1 × Si (wire)} ≧ 0.32. A fillet arc welding method for thin steel plates is disclosed.
これら特許文献1〜4の技術はいずれも、溶接金属の止端部からの亀裂発生を抑制することが意図されている。しかしながら、溶接継手の疲労亀裂の発生個所は、溶接止端部及びルート部である。疲労亀裂抑制のためには、ルート部における応力集中の防止も必要であると本発明者らは考えた。しかしながら、上述の先行技術はいずれも、止端部形状及びルート部形状の両方を改善するものではない。従って、これら先行技術によっても、疲労強度の一層の向上を求める要望に応じることは困難である。 All of the techniques of Patent Documents 1 to 4 are intended to suppress the generation of cracks from the toe of the weld metal. However, the places where fatigue cracks occur in the welded joint are the weld toe and the root. The present inventors considered that it is also necessary to prevent stress concentration at the root portion in order to suppress fatigue cracks. However, none of the above prior arts improve both the toe shape and the root shape. Therefore, even with these prior arts, it is difficult to meet the demand for further improvement in fatigue strength.
以上の事情に鑑み、本発明は、高い疲労強度を有する重ねすみ肉溶接継手、及び自動車部品を提供することを課題とする。 In view of the above circumstances, it is an object of the present invention to provide a lap fillet welded joint having high fatigue strength and an automobile part.
本発明の要旨は以下の通りである。
(1)本発明の一態様に係る重ねすみ肉溶接継手は、板厚がt1である上板と、板厚がt2である下板と、前記上板及び前記下板を接合する溶接金属と、を備える重ねすみ肉溶接継手であって、前記溶接金属の成分が、質量%で、C:0.05〜0.20%、Mn:0.6〜2.7%、P:0.020%以下、S:0.020%以下、およびSiを含有し、残部Feおよび不純物からなり、前記溶接金属の、質量%での前記Si量が、0.15%、前記上板の質量%でのSi量に0.62を乗じた値、及び前記下板の質量%でのSi量に0.62を乗じた値のうち最も大きい値以下であり、前記溶接金属の止端部の曲率半径が、0.14×t2以上であり、前記溶接金属ののど厚が0.9×t1以上である。
(2)上記(1)に記載の重ねすみ肉溶接継手では、前記溶接金属の成分が、前記Feの一部に代えて、Al及びTiからなる群から選択される一種又は二種を含み、前記溶接金属の、質量%でのAl量及びTi量の合計値が、0.05%以上であり、前記溶接金属の、質量%での前記Si量、Mn量、前記Ti量、及び前記Al量が、式1を満たしてもよい。
7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Al≦12 <式1>
なお、含有量が0%の元素が存在する場合、式1における含有量0%の元素にはゼロが代入される。
(3)上記(1)又は(2)に記載の重ねすみ肉溶接継手では、前記溶接金属の成分が、前記Feの一部に代えて、質量%で、Al:0.30%以下、Ti:0.30%以下、Zr:0.30%以下、B:0.0040%以下、Sn:0.4%以下、Cu:0.50%以下、Cr:1.5%以下、Nb:0.3%以下、V:0.3%以下、Mo:1.0%以下、及びNi:3.0%以下、からなる群から選択される一種又は二種以上を含み、前記Siの含有量が0〜0.8%であってもよい。
(4)本発明の別の態様に係る自動車部品は、上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の重ねすみ肉溶接継手を備える。
The gist of the present invention is as follows.
(1) The lap fillet welded joint according to one aspect of the present invention includes an upper plate having a plate thickness of t1, a lower plate having a plate thickness of t2, and a weld metal that joins the upper plate and the lower plate. A lap fillet welded joint comprising, C: 0.05 to 0.20%, Mn: 0.6 to 2.7%, P: 0.020 in mass%. % Or less, S: 0.020% or less, and Si, the balance Fe and impurities, and the Si amount in mass% of the weld metal is 0.15% and the mass% of the top plate. It is less than or equal to the largest value among the value obtained by multiplying the amount of Si by 0.62 and the value obtained by multiplying the amount of Si in mass% of the lower plate by 0.62, and the radius of curvature of the toe of the weld metal. However, it is 0.14 × t2 or more, and the throat thickness of the weld metal is 0.9 × t1 or more.
(2) In the lap fillet welded joint according to (1) above, the component of the weld metal contains one or two selected from the group consisting of Al and Ti in place of a part of Fe. The total value of Al amount and Ti amount in mass% of the weld metal is 0.05% or more, and the Si amount, Mn amount, Ti amount, and Al of the weld metal in mass%. The quantity may satisfy Equation 1.
7 × Si + 7 × Mn-112 × Ti-30 × Al ≦ 12 <Equation 1>
When an element having a content of 0% is present, zero is substituted for the element having a content of 0% in Equation 1.
(3) In the lap fillet welded joint according to (1) or (2) above, the component of the weld metal is replaced with a part of the Fe in mass%, Al: 0.30% or less, Ti. : 0.30% or less, Zr: 0.30% or less, B: 0.0040% or less, Sn: 0.4% or less, Cu: 0.50% or less, Cr: 1.5% or less, Nb: 0 Contains one or more selected from the group consisting of 3.3% or less, V: 0.3% or less, Mo: 1.0% or less, and Ni: 3.0% or less, and the Si content. May be 0 to 0.8%.
(4) The automobile part according to another aspect of the present invention includes the lap fillet welded joint according to any one of (1) to (3) above.
本発明によれば、高い疲労強度を有する重ねすみ肉溶接継手、及び自動車部品を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a lap fillet welded joint having high fatigue strength and an automobile part.
重ねすみ肉溶接継手の疲労強度の向上のためには、溶接ビードと板(上板及び下板)との界面近傍の形状をなめらかとし、応力集中を緩和することが必要であると、本発明者らは考えた。そして、本発明者らは、溶融金属の表面張力に着目した。板を接合する溶接金属は、溶融した板及び溶接材料が凝固して形成されたものである。溶接金属が凝固する前の段階では、例えば図1又は図2に示されるように、溶接材料に由来する溶融金属Bと、鋼板(上板11又は下板12)との間に、鋼板に由来する溶融金属Aが存在すると考えられる。
In order to improve the fatigue strength of the lap fillet welded joint, it is necessary to smooth the shape near the interface between the weld bead and the plate (upper plate and lower plate) and alleviate the stress concentration. Those thought. Then, the present inventors focused on the surface tension of the molten metal. The weld metal that joins the plates is formed by solidifying the molten plate and welding material. Before the weld metal solidifies, it is derived from the steel plate between the molten metal B derived from the welding material and the steel plate (
ここで、板に由来する溶融金属Aの表面張力γ1と、溶接材料および鋼板の混合物から構成される溶融金属Bの表面張力γ2との大小関係に応じて、溶接金属の形状が決まると推定された。具体的には、γ1がγ2に対して小さい場合、溶融金属が盛り上がり、溶接金属も盛り上がった形状(いわゆる凸ビード形状)になると考えられた(図1参照)。その結果、上板11側の止端部近傍の溶接金属は括れて凹んだ形状となり、下板12側の止端部近傍の溶接金属は下板12表面よりも凹んだアンダーカット形状になりやすいと考えられる。一方、γ1がγ2に対して大きい場合、溶融金属が板に向かって引き寄せられて平坦な形状となり、溶接金属も平坦となると考えられる(図2参照)。この場合、溶接ビードと板との界面近傍の形状がなめらかとなり、応力集中が緩和される。
Here, it is presumed that the shape of the weld metal is determined according to the magnitude relationship between the surface tension γ1 of the molten metal A derived from the plate and the surface tension γ2 of the molten metal B composed of a mixture of the welding material and the steel plate. rice field. Specifically, when γ1 is smaller than γ2, it is considered that the molten metal is raised and the weld metal is also raised (so-called convex bead shape) (see FIG. 1). As a result, the weld metal near the toe on the
さらに本発明者らは、溶融金属の表面張力に影響する要因について検討を重ねた。そして、溶融金属のSi濃度が溶融金属の表面張力に大きく影響することを見出した。Siは酸素と結びつきやすい。従って、Siが少ない溶融金属の表面には、酸素が、SiO2になることなく多量に付着すると考えられる。この酸素が、溶融金属の表面張力を低下させると推定される。逆に、溶融金属のSi含有量が多いほど、溶融金属の表面張力が増大すると考えられる。 Furthermore, the present inventors have repeatedly investigated factors that affect the surface tension of molten metal. Then, it was found that the Si concentration of the molten metal greatly affects the surface tension of the molten metal. Si easily binds to oxygen. Therefore, it is considered that a large amount of oxygen adheres to the surface of the molten metal containing a small amount of Si without becoming SiO 2. It is presumed that this oxygen reduces the surface tension of the molten metal. On the contrary, it is considered that the higher the Si content of the molten metal, the higher the surface tension of the molten metal.
以上の知見に基づき本発明者らが、溶接材料のSi量を板のSi量に対して小さくして、溶接金属のSi量を板(上板及び下板)のSi量の0.62倍以下にしたところ、溶接ビードと板との界面近傍の形状をなめらかであり、応力集中が緩和された重ねすみ肉溶接継手を得ることができた。これは、Si含有量が多い板に由来する溶融金属の表面張力γ1が、Si含有量が少ない溶接材料に由来する溶融金属の表面張力γ2に対して大きくなったからであると推定される。 Based on the above findings, the present inventors reduced the Si amount of the welding material to the Si amount of the plate, and made the Si amount of the weld metal 0.62 times the Si amount of the plates (upper plate and lower plate). As a result of the following, it was possible to obtain a lap fillet welded joint in which the shape near the interface between the weld bead and the plate was smooth and the stress concentration was relaxed. It is presumed that this is because the surface tension γ1 of the molten metal derived from the plate having a high Si content is larger than the surface tension γ2 of the molten metal derived from the welding material having a low Si content.
ただし、Si以外の成分の影響を受けて、溶接金属の形状が変化することもある。例えば、Alは図1のような溶接金属の凹みは発生させないが、溶接金属が鋼板表面に拡がらずに盛り上がった形状となるようである。このため、下板12側の溶接金属の立ち上がり角度が大きくなることがある。従って、板のSi量と溶接金属のSi量との関係を制御することに加えて、溶接姿勢及びシールドガス成分などの溶接条件を工夫することも、溶接ビードと板との界面近傍の形状をなめらかとし、応力集中を緩和するために必要となり得ることが、合わせて知見された。
However, the shape of the weld metal may change due to the influence of components other than Si. For example, Al does not generate the dent of the weld metal as shown in FIG. 1, but it seems that the weld metal has a raised shape without spreading on the surface of the steel sheet. Therefore, the rising angle of the weld metal on the
以上の検討によって得られた、本発明の一態様に係る重ねすみ肉溶接継手1(図3参照)は、板厚がt1である上板11と、板厚がt2である下板12と、上板11及び下板12を接合する溶接金属13と、を備え、溶接金属13の成分が、質量%で、C:0.05〜0.20%、Mn:0.6〜2.7%、P:0.020%以下、及びS:0.020%以下、を含有し、残部Feおよび不純物からなり、溶接金属13の、質量%でのSi量が、0.15%、上板11の質量%でのSi量に0.62を乗じた値、及び下板12の質量%でのSi量に0.62を乗じた値のうち最も大きい値以下であり、溶接金属13の止端部131の曲率半径rが、0.14×t2以上であり、溶接金属13ののど厚t3が0.9×t1以上である。以下、本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1について詳細に説明する。
The lap fillet welded joint 1 (see FIG. 3) according to one aspect of the present invention obtained by the above studies includes an
(用語の定義)
本実施形態において、用語「重ねすみ肉溶接継手」は、すみ肉溶接によって製造された重ね継手と定義される。ここで、用語「重ね継手」は、「部品がお互いに0°≦α≦5°の角度で平行に置かれ,かつ,お互いに重なっている継手」と定義される(JIS Z 3001−1:2018)。ここで、「α」は、上板と下板とがなす挟角である旨が、上記規格に図示されている。用語「すみ肉溶接」は「重ね継手,T継手,角継手などにおいて,開先を設けることなく部材間に三角形状の断面をもつ溶接」と定義される(JIS Z 3001−1:2018)。
(Definition of terms)
In this embodiment, the term "lap fillet welded joint" is defined as a lap joint manufactured by fillet weld. Here, the term "lap joint" is defined as "a joint in which parts are placed in parallel at an angle of 0 ° ≤ α ≤ 5 ° and overlap each other" (JIS Z 3001-1: 1). 2018). Here, it is illustrated in the above standard that "α" is a sandwiching angle between the upper plate and the lower plate. The term "fillet weld" is defined as "welding in lap joints, T joints, square joints, etc., which has a triangular cross section between members without providing a groove" (JIS Z 3001-1: 2018).
本実施形態において、用語「上板」は、重ね継手を構成する2枚以上の部品のうち、その端面がすみ肉溶接されているものと定義される。なお、上板11が2枚以上であってもよい。上板11が2枚以上である場合は、上板11の板厚t1とは、上板11の板厚の合計値と定義される。本実施形態において、用語「下板」は、重ね継手を構成する2枚以上の部品のうち、その表面がすみ肉溶接されているものと定義される。
In the present embodiment, the term "upper plate" is defined as a fillet welded end face of two or more parts constituting a lap joint. The number of
用語「溶接金属」は、「溶接部の一部で,溶接中に溶融凝固した金属」と定義される(JIS Z 3001−1:2018)。本実施形態において、用語「溶接金属の成分」は、(1)溶接部の長手方向中央部において、長手方向に垂直な断面を目視観察することによって予め溶接金属の領域を特定し、(2)その領域をドリルで切削することによって溶接金属の切り粉を採取し、(3)その切り粉を試料として高周波誘導結合プラズマ(ICP)による発光分光分析法で測定することによって測定される値と定義される。 The term "welded metal" is defined as "a part of the weld that melts and solidifies during welding" (JIS Z 3001-1: 2018). In the present embodiment, the term "component of weld metal" is used to (1) specify a region of weld metal in advance by visually observing a cross section perpendicular to the longitudinal direction at the central portion in the longitudinal direction of the welded portion, and (2). Welded metal chips are collected by cutting the area with a drill, and (3) defined as the value measured by measuring the chips with high frequency inductively coupled plasma (ICP) emission spectroscopic analysis. Will be done.
本実施形態において、用語「のど厚」は、JIS規格で定められた定義とは若干相違し、図3に示されるように、上板11の下面(下板12に面する面のこと。上板11が2枚以上ある場合は、最も下板12に近い上板11の、下板12に面する面のこと)と溶接金属13との交点から、溶接金属13の継手外側表面までの最短距離を意味する。
In the present embodiment, the term "throat thickness" is slightly different from the definition defined by the JIS standard, and as shown in FIG. 3, the lower surface of the upper plate 11 (the surface facing the lower plate 12). When there are two or
本実施形態において、用語「止端部」は、止端及びその周辺と定義される。用語「止端」は、「母材の面と,溶接ビードの表面とが交わる点」と定義される(JIS Z 3001−7:2018「溶接用語−第7部:アーク溶接」)。用語「止端部の曲率半径」は、(1)まず、溶接金属の金属組織を現出させた止端部断面の、倍率40〜50倍の顕微鏡写真を撮影し、(2)次いで、撮影した写真をモニター等に拡大して表示しながら観察し、止端を最下点とし且つ下板12の板厚t2の5.0%高さのビード表面を通る円の直径φ1、止端を最下点とし且つ下板12の板厚t2の7.5%高さのビード表面を通る円の直径φ2、及び、止端を最下点とし且つ下板12の板厚t2の10.0%高さのビード表面を通る円の直径φ3を測定し、(3)そして、これら直径φ1〜φ3の円の半径から算出した半径の平均値が「止端部の曲率半径」と定義される(図4参照)。
In this embodiment, the term "stop" is defined as the toe and its surroundings. The term "toe" is defined as "the point where the surface of the base metal meets the surface of the weld bead" (JIS Z 3001-7: 2018 "Welding Term-Part 7: Arc Welding"). The term "radius of curvature of the toe" is defined by (1) first taking a micrograph of the cross section of the toe where the metallographic structure of the weld metal is exposed, and (2) then taking a micrograph at a magnification of 40 to 50 times. Observe the photograph while enlarging it on a monitor or the like, and set the toe as the lowest point and the diameter of the circle φ1 and the toe that pass through the bead surface at a height of 5.0% of the plate thickness t2 of the
(上板及び下板)
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手は、上板11と、下板12とを備える。上板11及び下板12の化学成分は特に限定されず、後述する溶接金属の成分を満たすことができる範囲内で適宜選択することができる。上板11及び下板12の好ましい成分は、例えば、C:0.05〜0.35質量%、Si:0超〜1.5質量%、Mn:0.5〜3質量%、P:0.03以下質量%、S:0.02以下質量%、Al:0.01〜0.5質量%、及び残部:鉄及び不純物である。強度を一層高めるために、必要に応じてTi、Nb、V、Mo、Cr、Ni、Bを上板11及び/又は下板12に含有させてもよい。上板11及び下板12の引張強さは特に限定されないが、例えば780MPa以上としてもよい。780MPa以上の鋼板で、特に疲労強度向上のニーズが高いからである。なお、2枚以上の上板11、及び下板12それぞれの成分及び引張強さは、同一であっても、異なっていてもよい。
(Upper plate and lower plate)
The lap fillet welded joint according to the present embodiment includes an
上板11及び下板12の組織及び強度なども、特に限定されない。重ねすみ肉溶接継手において最も疲労強度が低い箇所は溶接金属であるので、上板11及び下板12の組織及び強度は、重ねすみ肉溶接継手の疲労強度に直接的に影響しない。上板11の厚さt1、及び下板12の厚さt2も、特に限定されない。例えば、上板11の厚さt1を0.8〜4.5mmとしてもよい。下板12の厚さt2を0.8〜4.5mmとしてもよい。t1及びt2は、同一であっても、異なっていてもよい。
The structure and strength of the
(溶接金属の成分)
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手は、上板11と下板12とを接合する溶接金属13を備える。以下、溶接金属13の成分について説明する。以下説明される元素の含有量は、特に断りがない限り、溶接金属13の成分における元素の含有量を意味し、その単位「%」は、質量%を意味する。
(Component of weld metal)
The lap fillet welded joint according to the present embodiment includes a
〔C:0.05〜0.20%〕
Cは、アークを安定化し溶滴を細粒化する作用がある。C含有量が0.05%未満である場合、溶滴が大きくなってアークが不安定になり、スパッタ発生量が多くなる。その結果、ビード形状が凹凸となり、溶接部疲労強度のばらつき要因となる。また、C含有量が0.05%未満では、溶接金属の引張強さを確保できず、所望の継手強度を得ることができない。従って、C含有量は0.05%以上とする。C含有量は、好ましくは0.08%以上であり、更に好ましくは0.15%以上である。
[C: 0.05 to 0.20%]
C has the effect of stabilizing the arc and atomizing the droplets. When the C content is less than 0.05%, the droplets become large, the arc becomes unstable, and the amount of spatter generated increases. As a result, the bead shape becomes uneven, which causes variation in the fatigue strength of the welded portion. Further, if the C content is less than 0.05%, the tensile strength of the weld metal cannot be secured and the desired joint strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.05% or more. The C content is preferably 0.08% or more, more preferably 0.15% or more.
一方、C含有量が0.20%を超える場合、溶接金属13が過剰に硬化することにより耐割れ性が低下し、溶接金属13が破断しやすくなる。従って、C含有量は0.20%とする。C含有量は、好ましくは0.18%以下、又は0.16%以下である。
On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, the
〔Si:(1)0.15%、(2)上板11の質量%でのSi量に0.62を乗じた値、及び(3)下板12の質量%でのSi量に0.62を乗じた値、のうち最も大きい値以下〕
Siは、一般的な溶接材料には、溶接金属13の脱酸のために0.5%程度含まれている。従って、一般的な溶接材料によって得られた溶接金属13にも、同程度のSiが含まれることとなる。しかしながらSiは、溶融金属の表面張力を増大させる働きがあると考えられる。図1及び図2に示されるように、板に由来する溶融金属Aの表面張力γ1が、溶接材料に由来する溶融金属Bの表面張力γ2に対して大きいほど、溶融金属が平坦となり、溶接金属13と板(上板11及び下板12)との界面近傍の形状がなめらかとなる。一方、溶接金属13のSi含有量が過剰となると、溶接金属13が凸形状となり、止端部131の曲率半径rが縮小し、さらにルート部132ののど厚t3減少及び溶接金属13のくびれ発生を招来する。曲率半径rが小さい止端部131、及び溶接金属13のくびれは、疲労亀裂発生の起点となりやすい。
[Si: (1) 0.15%, (2) the value obtained by multiplying the Si amount in mass% of the
Si is contained in a general welding material in an amount of about 0.5% for deoxidizing the
そのため、溶接金属のSi含有量の上限は、(2)上板11の質量%でのSi量×0.62、又は(3)下板12の質量%でのSi量×0.62のうち、大きい方とされる。
ただし、板のSi含有量が小さい場合は、溶接金属のSi含有量を0.15%以下にすれば、溶接金属13の形状を好ましいものとすることができると考えられる。そのため、(2)上板11の質量%でのSi量×0.62、又は(3)下板12の質量%でのSi量×0.62が0.15%以下である場合は、溶接金属のSi含有量の上限は、(1)0.15%とされる。
Therefore, the upper limit of the Si content of the weld metal is (2) Si amount in mass% of the
However, when the Si content of the plate is small, it is considered that the shape of the
なお、上述の要件を満たした上で、Siの含有量の上下限値を別途定めてもよい。例えば、Siは脱酸元素として溶接材料又は板(上板11及び下板12)に含有される場合がある。溶接材料におけるSiは、溶融池の脱酸を促進することにより溶接金属13の引張強さを向上させる。従って、Si含有量を0.01%以上、0.02%以上、又は0.05%以上としてもよい。ただし、重ねすみ肉溶接継手1の疲労強度は、他の元素によって確保することが可能である。そのため、Si含有量の下限値を0%としてもよい。
After satisfying the above requirements, the upper and lower limits of the Si content may be separately determined. For example, Si may be contained in a welding material or a plate (
また、Siを過剰に含有する場合には非導電性のSi系スラグが増加してしまい、スラグと溶接金属13との間から赤錆が発生しやすくなる。この観点から、上述の要件を満たした上で、Si含有量を0.8%以下としてもよい。これは、「上板11又は下板12のSi含有量×0.62%」が0.8%超である場合は溶接金属13のSi含有量を0.8%以下とし、「上板11又は下板12のSi含有量×0.62%」が0.8%以下である場合は溶接金属13のSi含有量の上限を「上板11又は下板12のSi含有量×0.62%」とすることを意味する。上述の要件を満たした上で、Si含有量を0.7%以下、又は0.6%以下としてもよい。
Further, when Si is excessively contained, non-conductive Si-based slag increases, and red rust is likely to occur between the slag and the
〔Mn:0.6〜2.7%〕
MnもSiと同様に脱酸元素であって、アーク溶接時における溶融池の脱酸を促進すると共に、溶接金属13の引張強さを向上させる元素である。Mn含有量が少ないと、溶接金属13の引張強度を十分に確保することができず、溶接金属13が破断しやすくなる。従って、Mn含有量は0.6%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.8%以上、1.0%以上、又は1.2%以上である。
[Mn: 0.6 to 2.7%]
Mn is also a deoxidizing element like Si, and is an element that promotes deoxidation of the molten pool during arc welding and improves the tensile strength of the
一方、Mn含有量が過剰である場合、溶接時の溶融金属の粘性が高くなる。これにより、特に溶接速度が大きい場合に、溶接部位に適切に溶融金属が流れ込まず、ハンピングビード(即ちビード形状不良)が発生しやすくなる。その結果、赤錆が発生しやすくなる。従って、Mn含有量は2.7%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.5%以下、2.2%以下、又は2.0%以下である。 On the other hand, when the Mn content is excessive, the viscosity of the molten metal at the time of welding becomes high. As a result, especially when the welding speed is high, the molten metal does not properly flow into the welded portion, and a humping bead (that is, a defective bead shape) is likely to occur. As a result, red rust is likely to occur. Therefore, the Mn content is 2.7% or less. The Mn content is preferably 2.5% or less, 2.2% or less, or 2.0% or less.
〔P:0.020%以下〕
〔S:0.020%以下〕
P及びSは、いずれも不純物である。これら元素の含有量を0.020%以下とすることにより、溶接金属13の諸特性(例えば靭性など)を確保することができる。従って、P含有量を0.020%以下とし、S含有量を0.020%以下とする。P及びSの含有量は、少ないほど好ましいが、精錬能力及び精錬コストを考慮すると、P及びSそれぞれの含有量の下限値を0.001%、0.002%、又は0.005%としてもよい。
[P: 0.020% or less]
[S: 0.020% or less]
Both P and S are impurities. By setting the content of these elements to 0.020% or less, various properties (for example, toughness) of the
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1の溶接金属13の成分の残部は、Fe(鉄)及び不純物である。不純物とは、例えば上板11、下板12、及び溶接材料を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分などであって、本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
The balance of the components of the
また、溶接金属13の成分の残部における鉄の一部に代えて、溶接金属13が、さらに以下に挙げる任意元素を含有してもよい。ただし、これら任意元素を含むことなく、本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1は良好な高い疲労強度を得ることができる。従って、以下に挙げる任意元素を溶接金属に添加しなくてもよい。
Further, the
〔Al及びTiの合計含有量:好ましくは0.05%以上〕
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1の溶接金属13の成分が、さらに、Al及びTiからなる群から選択される一種又は二種を含んでもよい。この場合、質量%でのAl量及びTi量の合計値が、0.05%以上とされることが好ましい。
Al及びTiは、共に、粗大化フェライトの生成を抑制することで、溶接金属の強度を十分に確保することができる。AlとTiの合計含有量が0.05%以上とすることにより、この効果が得られる。従って、AlとTiの合計含有量の下限値は0.05%以上とすることが好ましい。AlとTiの合計含有量は、好ましくは0.10%以上であり、更に好ましくは0.15%以上である。
[Total content of Al and Ti: preferably 0.05% or more]
The component of the
Both Al and Ti can sufficiently secure the strength of the weld metal by suppressing the formation of coarsened ferrite. This effect can be obtained by setting the total content of Al and Ti to 0.05% or more. Therefore, the lower limit of the total content of Al and Ti is preferably 0.05% or more. The total content of Al and Ti is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.
Al+Tiの上限値は特に限定されるものではなく、後述されるAlとTiのそれぞれの好ましい上限値から計算される0.60%であればよい。ただし、Al+Tiの上限が0.30%以下であると、Al系スラグ、Ti系スラグの発生が抑えられ、Al系スラグ、Ti系スラグと溶接金属との間からの赤錆の発生が抑制されるので、一層好ましい。Al+Tiの上限は、更に好ましくは0.20%である。 The upper limit value of Al + Ti is not particularly limited, and may be 0.60% calculated from the respective preferable upper limit values of Al and Ti, which will be described later. However, when the upper limit of Al + Ti is 0.30% or less, the generation of Al-based slag and Ti-based slag is suppressed, and the generation of red rust between the Al-based slag, Ti-based slag and the weld metal is suppressed. Therefore, it is more preferable. The upper limit of Al + Ti is more preferably 0.20%.
〔Si、Mn、Ti、Al〕
また、Si、Mn、Ti、及びAlの含有量は、以下の式1を満たすことが好ましい。なお、含有量が0%の元素が存在する場合、式1における含有量0%の元素にはゼロが代入される。
7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Al≦12 <式1>
発明者らが種々の成分系を有する溶接金属についてスラグと溶接金属との間における赤錆の発生の有無を調査した結果、赤錆の発生に関する指標である7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Alの値が12以下であると、赤錆の発生が抑制され、耐食性が一層高められることが明らかとなった。そのため、式1において、上限を12としている。この式1が満たされることが好ましい。
なお、7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Alの下限値は特に限定されず、例えば−42.25としてもよい。この値は、Si及びMnの下限値と、後述されるAl及びTiの上限値から計算されたものである。
[Si, Mn, Ti, Al]
Further, the contents of Si, Mn, Ti, and Al preferably satisfy the following formula 1. When an element having a content of 0% is present, zero is substituted for the element having a content of 0% in Equation 1.
7 × Si + 7 × Mn-112 × Ti-30 × Al ≦ 12 <Equation 1>
As a result of investigating the presence or absence of red rust between the slag and the weld metal in the weld metal having various component systems, the inventors have found that it is an index related to the occurrence of red rust, which is 7 × Si + 7 × Mn-112 × Ti-30 ×. It was clarified that when the value of Al was 12 or less, the generation of red rust was suppressed and the corrosion resistance was further enhanced. Therefore, in Equation 1, the upper limit is set to 12. It is preferable that this formula 1 is satisfied.
The lower limit of 7 × Si + 7 × Mn −112 × Ti-30 × Al is not particularly limited and may be, for example, −42.25. This value is calculated from the lower limit values of Si and Mn and the upper limit values of Al and Ti described later.
Al含有量及びTi含有量を、その合計含有量によって規定する実施形態を上述したが、Al含有量及びTi含有量それぞれを個別に定めてもよい。Al含有量及びTi含有量それぞれを個別に定め、且つこれらの合計含有量を定めてもよい。 Although the embodiment in which the Al content and the Ti content are defined by the total content thereof is described above, the Al content and the Ti content may be individually determined. The Al content and the Ti content may be determined individually, and the total content thereof may be determined.
〔Al:好ましくは0.30%以下〕
Alは強力な脱酸元素であって、アーク溶接時に溶融金属の脱酸を促進してブローホールの発生を抑制する効果がある。この効果を得るために、Al含有量を0.001%以上としてもよい。Al含有量は、さらに好ましくは0.01%以上、又は0.02%以上である。
[Al: preferably 0.30% or less]
Al is a strong deoxidizing element and has an effect of promoting deoxidation of molten metal during arc welding and suppressing the generation of blow holes. In order to obtain this effect, the Al content may be 0.001% or more. The Al content is more preferably 0.01% or more, or 0.02% or more.
一方、Al含有量を0.30%以下にすると、非導電性のAl系スラグの発生を抑制し、スラグと溶接金属との間からの赤錆発生を一層防止することができる。従って、溶接金属のAl含有量を0.30%以下としてもよい。Al含有量は、さらに好ましくは0.25%以下、又は0.20%以下である。 On the other hand, when the Al content is 0.30% or less, the generation of non-conductive Al-based slag can be suppressed, and the generation of red rust between the slag and the weld metal can be further prevented. Therefore, the Al content of the weld metal may be 0.30% or less. The Al content is more preferably 0.25% or less, or 0.20% or less.
〔Ti:好ましくは0.30%以下〕
Tiは脱酸元素であるため、ブローホール発生の抑制に効果がある。この効果を得るために、Ti含有量を0.05%以上としてもよい。Ti含有量は、さらに好ましくは0.10%以上、又は0.15%以上である。
[Ti: preferably 0.30% or less]
Since Ti is a deoxidizing element, it is effective in suppressing the generation of blow holes. In order to obtain this effect, the Ti content may be 0.05% or more. The Ti content is more preferably 0.10% or more, or 0.15% or more.
一方、Ti含有量を0.30%以下にすると、Ti系スラグの増加を抑制し、赤錆発生を抑制することができる。従って、Ti含有量を0.30%以下としてもよい。Ti含有量は、さらに好ましくは0.25%以下、又は0.20%以下である。 On the other hand, when the Ti content is 0.30% or less, the increase in Ti-based slag can be suppressed and the occurrence of red rust can be suppressed. Therefore, the Ti content may be 0.30% or less. The Ti content is more preferably 0.25% or less, or 0.20% or less.
〔Zr:好ましくは0.30%以下〕
Zrは脱酸効果を有するので、ブローホール発生の抑制に効果がある。この効果を得るために、Zr含有量を0.05%以上としてもよい。Zr含有量は、さらに好ましくは0.10%以上、又は0.15%以上である。
[Zr: preferably 0.30% or less]
Since Zr has a deoxidizing effect, it is effective in suppressing the occurrence of blowholes. In order to obtain this effect, the Zr content may be 0.05% or more. The Zr content is more preferably 0.10% or more, or 0.15% or more.
一方、Zr含有量を0.30%以下にすると、赤錆発生を抑制することができる。従って、Zr含有量を0.30%以下としてもよい。Zr含有量は、さらに好ましくは0.25%以下、又は0.20%以下である。 On the other hand, when the Zr content is 0.30% or less, the occurrence of red rust can be suppressed. Therefore, the Zr content may be 0.30% or less. The Zr content is more preferably 0.25% or less, or 0.20% or less.
〔B:好ましくは0.0040%以下〕
Bは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させるために0.0005%以上含有させてもよい。また、B含有量を0.0040%以下とすると、溶接部の伸び低下を抑制することができる。従って、B含有量を0.0040%以下としてもよい。さらに好ましくは、B含有量0.0030%以下である。
[B: preferably 0.0040% or less]
B may be contained in an amount of 0.0005% or more in order to enhance the hardenability of the welded portion and improve the tensile strength. Further, when the B content is 0.0040% or less, it is possible to suppress the decrease in elongation of the welded portion. Therefore, the B content may be 0.0040% or less. More preferably, the B content is 0.0030% or less.
〔Sn:好ましくは0.4%以下〕
Snは、溶接金属の耐食性を向上させる元素である。Snの含有は必須ではないが、溶接金属の耐食性を高めることも、機械部品にとって非常に有利である。Snによる耐食性向上効果を得るために、Snを0.05%以上としてもよい。一方、Snが0.4%を超えると、溶接金属の割れ感受性が高くなり、高温割れが発生しやすくなる。また、Snが0.4%を超えると、溶接金属の粒界にSnが偏析して靭性が低下する。したがって、Snは0.4%以下としてもよい。
[Sn: preferably 0.4% or less]
Sn is an element that improves the corrosion resistance of the weld metal. Although the inclusion of Sn is not essential, enhancing the corrosion resistance of the weld metal is also very advantageous for machine parts. In order to obtain the effect of improving the corrosion resistance by Sn, Sn may be set to 0.05% or more. On the other hand, when Sn exceeds 0.4%, the crack sensitivity of the weld metal becomes high and high temperature cracking is likely to occur. Further, when Sn exceeds 0.4%, Sn segregates at the grain boundaries of the weld metal and the toughness decreases. Therefore, Sn may be 0.4% or less.
〔Cu:好ましくは0.50%以下〕
Cuを用いて溶接材料の表面を銅めっきすることで、溶接作業を効率化することができる。従って、Cu含有量を0.05%以上としてもよい。また、Cuの含有量を0.50%以下とすると、溶接割れの発生を抑制することができる。従って、Cu含有量を0.50%以下としてもよい。
[Cu: preferably 0.50% or less]
By copper-plating the surface of the welding material with Cu, the welding work can be made more efficient. Therefore, the Cu content may be 0.05% or more. Further, when the Cu content is 0.50% or less, the occurrence of welding cracks can be suppressed. Therefore, the Cu content may be 0.50% or less.
〔Cr:好ましくは1.5%以下〕
Crは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させる。従って、Cr含有量を0.05%以上としてもよい。また、Cr含有量を1.5%以下とした場合、溶接部の伸び低下を抑制することができる。従って、Cr含有量を1.5%以下としてもよい。
[Cr: preferably 1.5% or less]
Cr enhances the hardenability of the welded portion and improves the tensile strength. Therefore, the Cr content may be 0.05% or more. Further, when the Cr content is 1.5% or less, it is possible to suppress the decrease in elongation of the welded portion. Therefore, the Cr content may be 1.5% or less.
〔Nb:好ましくは0.3%以下〕
Nbは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させる。従って、Nb含有量を0.005%以上としてもよい。また、Nb含有量を0.3%以下とした場合、溶接部の伸び低下を抑制することができる。従って、Nb含有量を0.3%以下としてもよい。
[Nb: preferably 0.3% or less]
Nb enhances the hardenability of the welded portion and improves the tensile strength. Therefore, the Nb content may be 0.005% or more. Further, when the Nb content is 0.3% or less, it is possible to suppress the decrease in elongation of the welded portion. Therefore, the Nb content may be 0.3% or less.
〔V:好ましくは0.3%以下〕
Vは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させる。従って、V含有量を0.005%以上としてもよい。また、V含有量を0.3%以下とした場合、溶接部の伸び低下を抑制することができる。従って、V含有量を0.3%以下としてもよい。
[V: preferably 0.3% or less]
V enhances the hardenability of the welded portion and improves the tensile strength. Therefore, the V content may be 0.005% or more. Further, when the V content is 0.3% or less, it is possible to suppress the decrease in elongation of the welded portion. Therefore, the V content may be 0.3% or less.
〔Mo:好ましくは1.0%以下〕
Moは、溶接部の焼入れ性を高めて引張強さを向上させる。従って、Mo含有量を0.05%以上としてもよい。また、Mo含有量を1.0%以下とした場合、溶接部の伸び低下を抑制することができる。従って、Mo含有量を1.0%以下としてもよい。
[Mo: preferably 1.0% or less]
Mo enhances the hardenability of the welded portion and improves the tensile strength. Therefore, the Mo content may be 0.05% or more. Further, when the Mo content is 1.0% or less, it is possible to suppress the decrease in elongation of the welded portion. Therefore, the Mo content may be 1.0% or less.
〔Ni:好ましくは3.0%以下〕
Niは、溶接部の引張強さと伸びを向上させる。従って、Ni含有量を0.05%以上としてもよい。また、Ni含有量を3.0%以下とした場合、溶接割れ発生を抑制することができる。従って、Ni含有量を3.0%以下としてもよい。Ni含有量は、さらに好ましくは2.0%以下である。
[Ni: preferably 3.0% or less]
Ni improves the tensile strength and elongation of the weld. Therefore, the Ni content may be 0.05% or more. Further, when the Ni content is 3.0% or less, the occurrence of welding cracks can be suppressed. Therefore, the Ni content may be 3.0% or less. The Ni content is more preferably 2.0% or less.
(溶接金属の止端部の形状)
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1では、溶接金属13の止端部131の曲率半径rが、0.14×t2以上とされる。これにより、止端部131における応力集中を抑制し、重ねすみ肉溶接継手1の疲労強度を向上させることができる。止端部131の曲率半径rを、0.16×t2以上、0.19×t2以上、又は0.20×t2以上としてもよい。
(Shape of toe of weld metal)
In the lap fillet welded joint 1 according to the present embodiment, the radius of curvature r of the
(溶接金属ののど厚)
本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1では、溶接金属13ののど厚t3が0.9×t1以上とされる。これは、溶接金属13と上板11との界面付近におけるくびれが小さいことを意味する。これにより、本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1では、溶接金属13と上板11との界面付近における応力集中を抑制し、重ねすみ肉溶接継手1の疲労強度を向上させることができる。溶接金属13ののど厚t3を、0.95×t1以上、1.0×t1以上、又は1.1×t1以上としてもよい。
(Throat thickness of weld metal)
In the lap fillet welded joint 1 according to the present embodiment, the throat thickness t3 of the
上述の成分及び形状を有する溶接金属13の製造方法を以下に説明する。
A method for manufacturing the
溶接金属13の成分は、上板11の成分、下板12の成分、溶接材料の成分、及び溶接材料の移行率に応じて定まる。従って、上板11の成分及び下板12の成分に応じて、溶接材料の成分及び移行率を適宜制御すれば、溶接金属13の成分を上述の範囲内とすることができる。
The component of the
溶接金属13の止端部131の曲率半径r、及びのど厚t3は、溶接金属13のSi含有量を上述の範囲内とすることによって、好ましく制御することができる。しかしながら、溶接金属13を盛り上がらせる性質を有する元素(例えばAlなど)が溶接金属13に多く含まれる場合は、Si含有量の制御に加えて、継手を傾けながら溶接することが望ましい。例えば、溶接ビードが延伸する方向(溶接方向)を回転軸として、止端部131を持ち上げて上板11を下げるように継手を傾けると、重力の影響で、溶融金属が上板側に傾き、止端部半径rの大きいなだらかな形状が得られる。また、この場合、のど厚t3も増加する。
The radius of curvature r and the throat thickness t3 of the
溶接方法は特に限定されないが、例えばガスシールドアーク溶接とすることが好ましい。好適なガス種として、5〜50体積%のCO2を含み、残部が主にArである不活性ガスが例示される。シールドガスにおいて、CO2を20体積%以下とすることが一層好ましい。 The welding method is not particularly limited, but for example, gas shielded arc welding is preferable. Suitable gas species include an inert gas containing 5-50% by volume CO 2 and the balance being predominantly Ar. In the shield gas, it is more preferable that CO 2 is 20% by volume or less.
ガスシールドアーク溶接における溶接姿勢も特に限定されない。例えば、溶接姿勢を下向姿勢(下板が水平となる姿勢)としてもよい。一方、溶接姿勢を、下板が水平から0°超60°以下だけ傾くように、溶接姿勢を変更してもよい。ここで、下板の傾きとは、溶接ビードが延伸する方向(溶接方向)を回転軸として、下板を傾けたときの、水平面と上板(又は下板)とがなす角度のことである。下板の傾きを介して、溶接金属の止端部の曲率半径、及び溶接金属ののど厚を、一層好適に制御することができる。 The welding posture in gas shielded arc welding is also not particularly limited. For example, the welding posture may be a downward posture (a posture in which the lower plate is horizontal). On the other hand, the welding posture may be changed so that the lower plate is tilted from the horizontal by more than 0 ° and 60 ° or less. Here, the inclination of the lower plate is an angle formed by the horizontal plane and the upper plate (or the lower plate) when the lower plate is tilted with the direction in which the weld bead is stretched (welding direction) as the rotation axis. .. The radius of curvature of the toe of the weld metal and the throat thickness of the weld metal can be more preferably controlled through the inclination of the lower plate.
本発明の別の態様に係る自動車部品は、本実施形態に係る重ねすみ肉溶接継手1を備える。これにより、本実施形態に係る自動車部品は、高い疲労強度を有する。自動車部品の種類は特に限定されない。例えば、本実施形態に係る自動車部品は、各種ロアアーム、各種アッパーアーム、トーコントロールアーム、トレーリングアーム、トーションビーム、キャリア、サブフレーム、サイドレール、キャブ、アンダーランプロテクタ、ホイール、及びフロアクロスなどである。 An automobile part according to another aspect of the present invention includes a lap fillet welded joint 1 according to the present embodiment. As a result, the automobile parts according to the present embodiment have high fatigue strength. The types of automobile parts are not particularly limited. For example, the automobile parts according to the present embodiment are various lower arms, various upper arms, toe control arms, trailing arms, torsion beams, carriers, subframes, side rails, cabs, underrun protectors, wheels, floor cloths, and the like. ..
表1に記載の成分を有する鋼板S1〜S7を、表2に記載の成分を有するワイヤW1〜W9を用いてガスシールドアーク溶接した。なお、鋼板及びワイヤの成分の残部は鉄及び不純物であった。また、上板及び下板の鋼板は同一種類のものとした。鋼板及びワイヤの成分に意図的に添加されていない元素の含有量は「−」と表記した。溶接の際のシールドガス種、及び溶接姿勢は、表3に示す通りとした。溶接姿勢「下向き」の例では、下板及び上板を水平にして、板を溶接した。溶接姿勢「45°」の例では、溶接ビードが延伸する方向(溶接方向)を回転軸として、上板11を持ち上げて止端部131を下げるように継手を45°傾けて、板を溶接した。溶接姿勢「−45°」の例では、溶接ビードが延伸する方向(溶接方向)を回転軸として、止端部131を持ち上げて上板11を下げるように継手を45°傾けて、板を溶接した。
Steel sheets S1 to S7 having the components shown in Table 1 were gas-shielded arc welded using wires W1 to W9 having the components shown in Table 2. The rest of the components of the steel sheet and the wire were iron and impurities. The steel plates of the upper plate and the lower plate are of the same type. The content of elements not intentionally added to the components of the steel plate and wire is indicated by "-". The shield gas type and welding posture at the time of welding are as shown in Table 3. In the example of the welding posture "downward", the lower plate and the upper plate were placed horizontally and the plates were welded. In the example of the welding posture "45 °", the plate is welded by tilting the joint by 45 ° so as to lift the
このようにして得られた種々の重ねすみ肉溶接継手を、以下の方法で評価して、表4及び表5に記載した。 The various lap fillet welded joints thus obtained were evaluated by the following methods and are shown in Tables 4 and 5.
(溶接金属の成分)
溶接部の長手方向中央部において、長手方向に垂直な断面を目視観察することによって予め溶接金属の領域を特定し、その領域をドリルで切削することによって溶接金属の切り粉を採取し、その切り粉を試料として高周波誘導結合プラズマ(ICP)による発光分光分析法で測定することによって測定した。測定結果を表4に示す。また、これら化学成分から算出される赤錆発生指標(7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Al)を、表5に示す。赤錆発生指標の算出に当たり、鋼板及びワイヤの成分に意図的に添加されていない元素の含有量は「0」とみなした。表4において、発明範囲外の値には下線を付した。
(Component of weld metal)
In the central part of the weld in the longitudinal direction, the area of the weld metal is identified in advance by visually observing the cross section perpendicular to the longitudinal direction, and the area is cut with a drill to collect the chips of the weld metal and cut the area. The powder was measured by luminescence spectroscopic analysis using high frequency inductively coupled plasma (ICP) as a sample. The measurement results are shown in Table 4. In addition, the red rust generation index (7 × Si + 7 × Mn-112 × Ti-30 × Al) calculated from these chemical components is shown in Table 5. In calculating the red rust generation index, the content of elements not intentionally added to the components of the steel sheet and wire was regarded as "0". In Table 4, values outside the scope of the invention are underlined.
(止端半径及びのど厚)
溶接金属(溶接ビード)の延在方向に垂直に、重ねすみ肉溶接継手を切断した。次いで、切断面を研磨及びエッチングすることにより、切断面における溶接金属を現出させた。この溶接金属の形状を測定することにより、止端半径r及びのど厚t3を測定した。なお、止端半径r及びのど厚t3の定義は上述の通りとした。測定結果を表5に示す。表5において、発明範囲外の値には下線を付した。
(Tip radius and throat thickness)
The lap fillet welded joint was cut perpendicular to the extending direction of the weld metal (welded bead). The cut surface was then polished and etched to reveal the weld metal on the cut surface. By measuring the shape of this weld metal, the toe radius r and the throat thickness t3 were measured. The definitions of the toe radius r and the throat thickness t3 are as described above. The measurement results are shown in Table 5. In Table 5, values outside the scope of the invention are underlined.
(疲労強度)
重ねすみ肉溶接継手に対し、シェンク式疲労試験機を用いて両振りでの曲げ疲労試験を実施した。繰返し数200万回の時点で、試験開始時のトルクに対するトルク低下量が40%未満の重ねすみ肉溶接継手を、き裂が生じなかったものとみなした。また、繰返し数200万回の時点での応力振幅を、疲労強度として表5に記載した。
(Fatigue strength)
A bending fatigue test was conducted on the lap fillet welded joint using a Schenck fatigue tester. Laminated fillet welded joints with a torque reduction of less than 40% relative to the torque at the start of the test at 2 million iterations were considered to have no cracks. The stress amplitude at the time of 2 million repetitions is shown in Table 5 as fatigue strength.
比較例の15〜20は、各鋼板に対して標準的な通常の溶接ワイヤを適用した場合の疲労試験結果であり、これらの疲労強度は平均で約150MPaであった。従って、この値の1.2倍である180MPaを超える疲労強度を示した重ねすみ肉溶接継手を、疲労強度に優れたものと判定した。 Comparative Examples 15 to 20 are fatigue test results when a standard ordinary welding wire was applied to each steel sheet, and their fatigue strength was about 150 MPa on average. Therefore, the lap fillet welded joint showing a fatigue strength exceeding 180 MPa, which is 1.2 times this value, was determined to have excellent fatigue strength.
(塗装性)
重ねすみ肉溶接継手を脱脂、化成処理した後に、膜厚が20μmとなるように電着塗装を施した。そして、溶接ビードの電着塗装部を写真撮影した。その写真を画像解析して、溶接ビード面積に対する電着塗装不良の面積の比率を測定した。ここで、溶接試験片のビード長さは120mmとし、溶接開始部(長さ15mm)と終端部(長さ15mm)を除いた90mm長さの溶接ビードから、電着塗装の不良率を求めた。電着塗装には灰色の塗料を用いた。これにより、赤茶色や黒色のスラグが露出する電着塗装不良部を容易に識別できるようにした。塗装不良面積が面積率で5%以下の場合に電着塗装率が良好であると判断した。
(Paintability)
After degreasing and chemical conversion treatment of the lap fillet welded joint, electrodeposition coating was applied so that the film thickness was 20 μm. Then, the electrodeposition-painted part of the weld bead was photographed. The photograph was image-analyzed to measure the ratio of the area of poor electrodeposition coating to the area of the weld bead. Here, the bead length of the welding test piece was set to 120 mm, and the defect rate of electrodeposition coating was obtained from the weld bead having a length of 90 mm excluding the welding start portion (length 15 mm) and the end portion (length 15 mm). .. Gray paint was used for electrodeposition coating. This makes it possible to easily identify defective electrodeposition coating where reddish brown or black slag is exposed. When the area ratio of defective coating was 5% or less, it was judged that the electrodeposition coating ratio was good.
比較例15及び17では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のSi量が、0.15%、又は鋼板の質量%でのSi量(表3に記載の「鋼板Si」)に0.62を乗じた値のうち最も大きい値を超過し、且つ止端部の曲率半径(表5に記載の「止端半径」)が不足したからであると推定される。
比較例16では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のSi量が、0.15%、又は鋼板Siに0.62を乗じた値のうち最も大きい値を超過し、且つのど厚が不足したからであると推定される。
比較例18、20、21、22、及び24では、疲労強度が不足した。これは、止端半径が不足したからであると推定される。
比較例19では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のSi量が、0.15%、又は鋼板Siに0.62を乗じた値のうち最も大きい値を超過し、且つ止端半径及びのど厚が不足したからであると推定される。
比較例23では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属ののど厚が不足したからであると推定される。
比較例25では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のC量が不足したからであると推定される。
比較例26では、溶接完了時にルート部に水素脆化による亀裂が発生した。そのため、比較例26の疲労強度は測定されていない。これは、溶接金属のC量が過剰であったからであると推定される。
比較例27では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のMn量が不足したからであると推定される。
比較例28では、疲労強度が不足した。これは、溶接金属のMn量が過剰であったからであると推定される。
In Comparative Examples 15 and 17, the fatigue strength was insufficient. This exceeds the largest value among the values obtained by multiplying the amount of Si in the weld metal by 0.15% or the amount of Si in mass% of the steel sheet (“steel sheet Si” shown in Table 3) by 0.62. However, it is presumed that this is because the radius of curvature of the toe (the "toe radius" shown in Table 5) is insufficient.
In Comparative Example 16, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the amount of Si in the weld metal exceeds 0.15%, or the largest value among the values obtained by multiplying the steel plate Si by 0.62, and the throat thickness is insufficient.
In Comparative Examples 18, 20, 21, 22, and 24, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the toe radius is insufficient.
In Comparative Example 19, the fatigue strength was insufficient. It is estimated that this is because the amount of Si in the weld metal exceeds 0.15%, or the largest value among the values obtained by multiplying the steel plate Si by 0.62, and the toe radius and throat thickness are insufficient. Will be done.
In Comparative Example 23, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the throat thickness of the weld metal was insufficient.
In Comparative Example 25, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the amount of C in the weld metal is insufficient.
In Comparative Example 26, a crack was generated in the root portion due to hydrogen embrittlement at the completion of welding. Therefore, the fatigue strength of Comparative Example 26 has not been measured. It is presumed that this is because the amount of C in the weld metal was excessive.
In Comparative Example 27, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the amount of Mn in the weld metal is insufficient.
In Comparative Example 28, the fatigue strength was insufficient. It is presumed that this is because the amount of Mn in the weld metal was excessive.
一方、溶接金属の化学成分及び形状が所定の範囲内とされた発明例1〜14に係る重ねすみ肉溶接継手は、高い疲労強度を有していた。 On the other hand, the lap fillet welded joint according to Invention Examples 1 to 14 in which the chemical composition and shape of the weld metal are within a predetermined range has high fatigue strength.
本発明によれば、高い疲労強度を有する重ねすみ肉溶接継手、及び自動車部品を提供することができる。従って、本発明は高い産業上の利用可能性を有する。 According to the present invention, it is possible to provide a lap fillet welded joint having high fatigue strength and an automobile part. Therefore, the present invention has high industrial applicability.
1 重ねすみ肉溶接継手
11 上板
12 下板
13 溶接金属
131 止端部
132 ルート部
A 板に由来する溶融金属
B 溶接材料に由来する溶融金属
γ1 板に由来する溶融金属の表面張力
γ2 溶接材料に由来する溶融金属の表面張力
t1 上板の板厚
t2 下板の板厚
t3 のど厚
r 止端部の曲率半径
1 Laminated fillet welded joint 11
Claims (4)
前記溶接金属の成分が、質量%で、
C:0.05〜0.20%、
Mn:0.6〜2.7%、
P:0.020%以下、
S:0.020%以下、
およびSi
を含有し、残部Feおよび不純物からなり、
前記溶接金属の、質量%での前記Si量が、0.15%、前記上板の質量%でのSi量に0.62を乗じた値、及び前記下板の質量%でのSi量に0.62を乗じた値のうち最も大きい値以下であり、
前記溶接金属の止端部の曲率半径が、0.14×t2以上であり、
前記溶接金属ののど厚が0.9×t1以上である
重ねすみ肉溶接継手。 A lap fillet welded joint comprising an upper plate having a plate thickness of t1, a lower plate having a plate thickness of t2, and a weld metal for joining the upper plate and the lower plate.
The component of the weld metal is mass%,
C: 0.05 to 0.20%,
Mn: 0.6-2.7%,
P: 0.020% or less,
S: 0.020% or less,
And Si
Containing, the balance consists of Fe and impurities,
The Si amount in mass% of the weld metal is 0.15%, the value obtained by multiplying the Si amount in mass% of the upper plate by 0.62, and the Si amount in mass% of the lower plate. It is less than or equal to the largest value multiplied by 0.62,
The radius of curvature of the toe of the weld metal is 0.14 × t2 or more.
A lap fillet welded joint having a throat thickness of 0.9 × t1 or more of the weld metal.
前記溶接金属の、質量%でのAl量及びTi量の合計値が、0.05%以上であり、
前記溶接金属の、質量%での前記Si量、Mn量、前記Ti量、及び前記Al量が、式1を満たす
ことを特徴とする請求項1に記載の重ねすみ肉溶接継手。
7×Si+7×Mn−112×Ti−30×Al≦12 <式1>
なお、含有量が0%の元素が存在する場合、式1における含有量0%の元素にはゼロが代入される。 The component of the weld metal contains one or two selected from the group consisting of Al and Ti in place of a part of the Fe.
The total value of Al amount and Ti amount in mass% of the weld metal is 0.05% or more.
The lap fillet welded joint according to claim 1, wherein the Si amount, the Mn amount, the Ti amount, and the Al amount of the weld metal satisfy the formula 1.
7 × Si + 7 × Mn-112 × Ti-30 × Al ≦ 12 <Equation 1>
When an element having a content of 0% is present, zero is substituted for the element having a content of 0% in Equation 1.
Al:0.30%以下、
Ti:0.30%以下、
Zr:0.30%以下、
B:0.0040%以下、
Sn:0.4%以下、
Cu:0.50%以下、
Cr:1.5%以下、
Nb:0.3%以下、
V:0.3%以下、
Mo:1.0%以下、及び
Ni:3.0%以下、
からなる群から選択される一種又は二種以上を含み、
前記Siの含有量が0〜0.8%である
ことを特徴とする請求項1又は2に記載の重ねすみ肉溶接継手。 The component of the weld metal is, in mass%, instead of a part of the Fe.
Al: 0.30% or less,
Ti: 0.30% or less,
Zr: 0.30% or less,
B: 0.0040% or less,
Sn: 0.4% or less,
Cu: 0.50% or less,
Cr: 1.5% or less,
Nb: 0.3% or less,
V: 0.3% or less,
Mo: 1.0% or less, Ni: 3.0% or less,
Includes one or more selected from the group consisting of
The lap fillet welded joint according to claim 1 or 2, wherein the Si content is 0 to 0.8%.
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---|---|---|---|---|
WO2023145330A1 (en) * | 2022-01-27 | 2023-08-03 | 日本製鉄株式会社 | Arc weld metal, weld joint, and automotive member |
-
2020
- 2020-05-21 JP JP2020088805A patent/JP2021183342A/en active Pending
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