JP3924235B2

JP3924235B2 - High fatigue strength fillet welding method for thin steel sheet

Info

Publication number: JP3924235B2
Application number: JP2002302275A
Authority: JP
Inventors: 正糟谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-16
Filing date: 2002-10-16
Publication date: 2007-06-06
Anticipated expiration: 2022-10-16
Also published as: JP2004136313A

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】
ＵＳ６１７１４１５Ｂ１
【特許文献２】
ＵＳ６３３８７６５Ｂ１
【特許文献３】
ＵＳ２００２／００１４１００Ａ１
【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。
【００１７】
（１）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、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、溶接止端部が該鋼板表面より０．０３ｍｍ以上かつ板厚の１／４以下へこむように、周波数が２３ｋＨｚ〜６０ｋＨｚの範囲内にある超音波を用いて、該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。
【００１９】
（２）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（１）記載の高疲労強度隅肉溶接方法。
【００２１】
（３）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（１）または（２）に記載の高疲労強度隅肉溶接方法。
【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]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a technique for improving the fatigue strength of a welded joint of fillet welded joints, and more specifically, a thin plate fillet welded joint 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]
Fatigue cracks, which have a significant impact on the safety and reliability of welded steel structures, tend to occur in welds, and various methods for improving the fatigue characteristics of welds in welded steel structures have been studied. .
[0003]
Conventionally, it is known that the most prone to fatigue cracks in the welded part is the weld toe, and the main cause is stress concentration due to the residual stress of tension that is likely to occur at the weld toe. Yes.
[0004]
Therefore, as methods for improving the fatigue characteristics of conventional welded joints, methods for improving the weld toe shape by machining such as TIG tanning welding (decorative welding) or grinding after welding, and improving the weld toe shape by peening, etc. And a method of simultaneously introducing compressive residual stress. If these methods are not applied to all the weld lines, the fatigue strength of the entire joint cannot be ensured, the work load increases, and this is not economically preferable. Recently, many techniques have been disclosed in, for example, the United States of America regarding 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 this can be expected to reduce the peening work load. However, in order to improve the fatigue strength of the entire welded joint, there is no change in that peening must be performed over the entire weld line, and the problem that the work process increases and the economic load increases is still undecided. Remains.
[0005]
On the other hand, recently, the composition of the welding material used for welding is designed so that the transformation temperature of the weld metal is lowered, and the compression of the weld toe is introduced by using the volume expansion associated with transformation during welding. Techniques for reducing tensile residual stress and improving fatigue characteristics have been proposed (for example, Patent Document 4. Hereinafter, such welding materials are collectively referred to as low-temperature transformation welding materials). According to this, welding is performed using a low-temperature transformation welding material, and the tensile strength due to subsequent thermal shrinkage is obtained by martensitic transformation and volume expansion of the weld metal in a low temperature region where the transformation start temperature is 170 ° C. to 250 ° C. A technique is disclosed in which the stress is canceled and the tensile residual stress at the weld toe at room temperature is reduced or compressed residual stress is obtained.
[0006]
This technique using low-temperature transformation expansion of weld metal is a post-welding post-processing technique 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. It is an economically superior method that requires fewer work steps and saves labor costs.
[0007]
However, the technique disclosed in Patent Document 4 is not without problems in practice. In fact, the technique described in Patent Document 4 discloses adding a substantial amount of Ni and Cr, for example, about 10% of Ni and about 10% of Cr as means for lowering the transformation temperature. However, the addition of such an expensive element causes an increase in material cost, which is not preferable from an economical viewpoint. Therefore, a method of reducing the transformation temperature with a cheaper element has been desired.
[0008]
The technology of Patent Document 4 has a problem that the bead shape is deteriorated due to deterioration of welding workability due to the addition of a large amount of alloy elements in addition to the problem of economic efficiency. This problem is particularly noticeable at the weld bead start and crater. Since these parts are in an unsteady state in terms of welding conditions, workability is particularly likely to be a problem. Furthermore, since the start part and the crater part are not only bead disturbances but also structural stress concentration parts, there has been a problem in the prior art that beads are easily disturbed at such stress concentration parts.
[0009]
As described above, there are still problems to be solved in the method using the transformation expansion of the weld metal and the ultrasonic peening method, and the fatigue strength of the high fatigue strength welded joint and the welded joint that solved these problems. An improvement method was strongly desired.
[0010]
[Patent Document 1]
US 6171415 B1
[Patent Document 2]
US 6338765 B1
[Patent Document 3]
US 2002/0014100 A1
[Patent Document 4]
JP 11-138290 A
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The technology to improve the fatigue strength by sufficiently lowering the transformation start temperature of the weld metal has great advantages because it does not require a new manufacturing process, but there are problems such as poor workability and high cost. is doing. On the other hand, the method of improving the fatigue strength by peening the conventional joint must be performed on all the weld lines, which leads to an increase in manufacturing cost.
[0012]
In view of the above-mentioned problems of the prior art, the present invention reduces the transformation temperature of the weld metal with an element cheaper than the prior art, sufficiently improves the fatigue strength of the welded joint, and the peening treatment tends to disturb the bead shape. By limiting to the start part and crater part, the addition amount of expensive alloy elements, which was conventionally necessary for low-temperature transformation, is greatly reduced, and the peening range is narrowed, making it more economical and weld metal than before. An object of the present invention is to provide a high fatigue fillet welded joint and a high fatigue strength fillet welding method for thin steel sheets that are excellent in toughness.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The inventors of the present invention have made extensive studies on methods for improving the fatigue strength of thin-plate welded joints from the background described above. This invention is made | formed by the result of this research, The summary is as follows.
[0017]
  (1) In the method of fillet welding a steel plate, a steel plate having a plate 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 in the welded portion is ½ or less of the steel plate. ,And,% By mass
C: 0.35-0.70%,
Si: 0.1 to 0.8%,
Mn: 0.4 to 2.0%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less
The balance consists of iron or inevitable impurities,A weld metal having a temperature at which transformation starts from austenite to martensite or bainite is 400 ° C. or lower and 250 ° C. or higher is formed over a range of at least 10 mm from the start of the weld bead and the end of the crater of the weld.Using ultrasonic waves having a frequency in the range of 23 kHz to 60 kHz so that the weld toe is recessed 0.03 mm or more and 1/4 or less of the plate thickness from the steel plate surface,A high fatigue strength fillet welding method characterized by peening the weld toe.
[0019]
  (2) The weld metal is further in mass%, and one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B, and Mg in a total amount of 0.001 to 2. The above (characterized in that it contains 0%)1) The high fatigue strength fillet welding method described.
[0021]
  (3) When peening, the diameter of the tip is 1. One or more pins in the range of 5 mm to 7.0 mm are used, and a pin tip hardness is 450 to 900 in terms of Vickers hardness.1)Or (2)The high fatigue strength fillet welding method described.
[0023]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
[0024]
First, the technical idea of the present invention will be described. There are two major technical ideas of the present invention. The first technical idea relates to a technique for reducing welding residual stress by using transformation expansion of a weld metal, and the second technical idea relates to a peening process. is there. First, the first technical idea will be described.
[0025]
The fatigue strength improving method using the transformation expansion of the weld metal, which is the first technical idea, can be further subdivided into three methods.
[0026]
The first is a method of utilizing the transformation expansion of the weld metal, reducing the residual stress generated on the steel material side by the reaction force, and improving the fatigue strength by the effect. For this purpose, it is necessary to add an element for reducing the transformation temperature to the weld metal. However, the cost of the material becomes too high in the conventional system, for example, the component system disclosed in Patent Document 4, and an economic effect cannot be expected. . Therefore, in the present invention, inexpensive C is used as an alternative element. The second method in the first technical idea is that fatigue is caused by stress concentration due to notches that form cracks even if residual stress is reduced when C is added to a sufficiently low transformation temperature. The problem that the strength does not improve is a method of avoiding hot cracking by limiting the plate thickness. It has been known that C is a very inexpensive element compared to Ni and Cr and has a function of lowering the transformation temperature. However, since C lowers the solidification temperature of the weld metal, and there is a big problem that a low melting point portion is generated in the solidification process of the weld metal, which causes high temperature cracking. It has not been used for improvement 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. The effect of limiting the plate thickness is considered to be because the solidification is uniformly directed in the surface direction as the plate is thinned, and the butt solidification that easily causes cracking can be avoided. The third method in the first technical idea is more effective by increasing the reaction force generated during transformation expansion of the weld metal by increasing the strength of the steel sheet and limiting the penetration depth. In addition, the residual stress can be reduced and the fatigue strength can be improved. Even if the weld metal undergoes transformation expansion, the compressive stress introduced at that time is at most about the strength of the steel sheet, and the weld metal expands freely unless the surrounding steel material restrains the weld metal being transformed. Only compressive stress is not introduced. Conversely, if compressive stress is introduced to the strength of the steel sheet, the higher the steel sheet strength, the greater the compressive stress. Therefore, the probability that the compressive stress will remain even if thermal shrinkage occurs after the transformation is completed. Can understand. That is, when the strength of the steel sheet is not sufficient, the introduced compressive stress is so small, and when the penetration is too deep, the steel sheet portion that restrains the expansion of the weld metal is reduced, so that the introduced compressive stress is also small. Become. Conversely, by defining the strength and penetration depth of these steel sheets, the residual force can be controlled efficiently and an improvement in fatigue strength can be expected.
[0027]
The second technical idea in the present invention is to apply a peening process to the start portion and the crater portion of the weld bead so as to ensure the fatigue strength of the portion. In addition to the problem that the bead shape is likely to be disturbed, the start portion and the crater portion are portions where stress concentration tends to occur structurally. Therefore, in the present invention, the fatigue strength is secured by using the first technical idea for the weld toe portion other than the start portion and the crater portion, and the fatigue strength is secured by using a peening process for the start portion and the crater portion. As a result, high fatigue strength as a whole welded joint is realized. 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 ultrasonic waves is used as the peening process. When ultrasonic peening is used, the time for peening treatment is shortened accordingly, and the merit is great. The purpose of the present invention is to provide a technique for improving the fatigue strength by a method that is as simple as possible. Therefore, the significance of using ultrasonic peening is great.
[0029]
Next, the reason for limiting the plate thickness 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, there is an increased risk of hot cracking. In the case of cracking, stress concentration occurs there, and the fatigue strength is not improved after all. In the present invention, in order to prevent the occurrence of cracking within the range of C where the fatigue strength can be improved, the plate thickness is limited. The effect of limiting the plate thickness, that is, limiting to the thin steel plate, can be explained as follows.
[0031]
FIG. 1 is a view showing a lap fillet welded joint of thin steel plates. A dotted line in FIG. 1 indicates an isotherm 1 (for example, a portion heated to 1000 ° C.) at a certain time in the cooling process of the welded portion, and a portion surrounded by a solid line indicates the weld metal 2. Since the plate is thin, the isotherm is located far from the weld metal. Therefore, the cooling of the weld metal is mainly determined by the 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, the surface direction. In this case, the solidified structure shown on the left side of FIG. 1 is obtained, and the solidification does not collide with each other, that is, butt solidification does not occur, so that hot cracking can be avoided. This solidification process is different when the plate is thickened. FIG. 2 is a conceptual diagram showing the solidification process of the weld when the 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 difficult to rise. Located in the immediate vicinity. For this reason, since the weld metal is determined not by heat dissipation from the surface but by cooling from the plate itself, in other words, heat diffusion to the plate, solidification proceeds in the direction indicated by the arrow in FIG. For this reason, the solidification structure shown on the left side of FIG. 2 is obtained, and solidification collides with each other at the central portion of the weld metal. This is because as the solidification progresses, the low melting point substance 4 concentrates on the butted solidified portion.
[0032]
FIG. 3 shows the result of crack observation when lap fillet welding was performed using a wire containing 0.6% of C. For the crack observation, a macro was taken from the welded portion, observed with a microscope, the length of the crack was measured, and the total was defined as the crack length. White circles in FIG. 3 are measurement results. When the plate is thin, the crack length is 0 mm, that is, no crack is generated. However, it can be understood that the crack length gradually increases as the plate becomes thicker. Usually, when a wire having a high C is used, there is a problem of occurrence of solidification cracking, but it can be seen from FIG. 3 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 a solidification process as shown in FIG. The lower limit of the plate thickness is 1.0 mm, and in the case of a plate thinner than this, it is difficult to limit the penetration depth described later, and the base material portion that acts as a reaction force at the time of transformation expansion of the weld metal is reduced, and the weld toe is reduced. This is because it becomes difficult to introduce compressive stress to the part. The upper limit of the plate thickness of 4.0 mm is set at a thickness greater than this, because the risk of solidification cracking increases.
[0034]
Next, the reason for limiting the martensite or bainite transformation start temperature from the austenite 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 the weld metal to reduce the residual stress at the weld toe where fatigue cracking occurs, that is, to make it a compressive residual stress. For this purpose, the compressive stress introduced by transformation expansion must remain until it is cooled to room temperature after the end of welding. However, in general, even if the weld metal has undergone transformation expansion, it has usually been a tensile residual stress due to thermal contraction after transformation. In order to retain the compressive stress, it is necessary to cause the transformation to occur at a low temperature and to reduce the thermal shrinkage after the transformation is completed. Therefore, it is necessary to limit the transformation start temperature from austenite. The upper limit 350 ° C of the transformation start temperature of the weld metal is that if the transformation starts at a temperature higher than this, the thermal shrinkage after the transformation is too large, and the residual stress cannot be reduced enough to improve the fatigue strength. It was set. Note that the upper limit of the transformation start temperature of 400 ° C. is considerably higher than that of the prior art disclosed in Patent Document 4. This is because 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 lower the transformation start 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 transformation expansion becomes insufficient. Also, the strength of the weld metal is lower than that of the base metal, and sufficient compressive residual stress is not introduced. Therefore, the lower limit was set to 250 ° C.
[0036]
Next, the reason why the dent amount from the steel surface of the weld toe is limited will be described. In the present invention, the fatigue strength of the welded joint is improved by using both the transformation expansion of the weld metal and the peening treatment. The method of improving the fatigue strength by using the transformation expansion of the weld metal can ensure the fatigue strength improvement effect by limiting the transformation start temperature of the weld metal or by limiting the components of the weld metal. It is not always clear whether the fatigue strength improving effect is obtained by the treatment. Therefore, the present inventors have focused on the amount of dent in the weld toe after the peening treatment, and investigated the amount of dent that can provide the effect of improving fatigue strength. The lower limit of 0.03 mm of the dent amount was set to this value because the effect of the peening treatment was small and the fatigue strength was not improved if the dent amount was less than this. This value was set because 1/4 of the upper limit plate thickness is not preferable from the viewpoint of increasing the fatigue strength as a joint, because the peening treatment with a dent amount larger than this causes an increase in local stress due to a decrease in the plate thickness.
[0037]
Next, the reason why the range of the region where the peening process to the toe portion is performed or the region where the indentation of the toe portion exists is limited 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 becomes defective. Therefore, it is necessary to cover the region where the bead shape is poor in the region where the peening process is performed or the dent of the toe portion is present. In particular, the parts that are problematic in terms of fatigue characteristics are the ends of the beads. Therefore, the peening process to the toe part or the dent to the toe part must cover at least the both end parts. And in the range of 10 mm from both ends where a bead shape is bad, a peening process must be implemented reliably and a dent should be ensured. In the present invention, the reason why the region where the peening process is performed on the toe end or the indentation on the toe end extends over at least 10 mm from the end of the start portion and the crater portion is as described above. In the present invention, there is no particular upper limit for the peening treatment region or the dent portion region. This is because the effect of further improving the fatigue strength by providing the upper limit is not necessarily obtained. However, the peening process itself increases the manufacturing cost, and in the present invention, the fatigue strength is improved with the low-temperature transformation weld metal. Therefore, the upper limit is preferably set to 100 mm.
[0039]
Next, the reason 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 the sense that it increases the strength of the weld metal and lowers the transformation temperature. The lower limit of C is 0.35% because if it is less than this, the transformation temperature is not sufficiently reduced, the residual stress is not reduced, and consequently the fatigue strength is not improved. Further, the upper limit of C is 0.70%, the effect is the same even if an amount exceeding this is added, and the manufacturing process load when producing a welding wire is increased, so the upper limit is 0.70%. did.
[0041]
Si is an element to be added mainly as a deoxidizing element. The lower limit of Si of 0.1% has a risk that the deoxidation effect is insufficient with an addition amount lower than this, and oxygen in the weld metal cannot be sufficiently reduced. The increase in oxygen leads to deterioration of mechanical properties, particularly toughness, so the lower limit was made 0.1%. The upper limit is set to this value because even if an amount exceeding this is added, the toughness is deteriorated.
[0042]
Mn is added because it has the effect of increasing the strength and decreasing the transformation temperature. The lower limit of Mn, 0.4%, was set as the minimum value at which the effect of securing the strength was obtained. From the viewpoint of lowering the transformation temperature, there is no problem even if the amount of Mn added exceeds the upper limit of 2.0% in the present invention, but in the present invention, the transformation temperature is sufficiently reduced with C already explained, 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 large amounts in the weld metal, the toughness deteriorates, so the upper limits were made 0.03% and 0.02%, respectively.
[0044]
The above is the basic component of the weld metal in the present invention. However, in order to further secure the strength and further toughness of the weld metal, there may be cases where addition of further alloy elements is desirable depending on the required characteristics. However, if alloy elements are added by paying attention only to 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. The intention of the present invention is to improve the fatigue strength by using cheap C, and therefore an expensive element is not necessarily added. However, in the present invention, in addition to improving fatigue strength, for example, Cu is used from the viewpoint of workability, and Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, Ca, B, Mg as additional elements for the purpose of improving toughness and the like. These totals can be added in an amount of 0.001% or more. The lower limit of 0.001% is defined as the minimum value at which these alloying elements can be added and a toughness improving effect can be expected. On the other hand, for the purpose of improving the fatigue strength with an inexpensive material, it is necessary to keep the total of these to 2.0% or less, and preferably the total of these alloy elements is 1.0% or less. .
[0045]
Next, the reason for limiting the strength of the welded steel sheet will be described.
[0046]
An object of the present invention is to provide a technique for improving fatigue strength by reducing the transformation temperature of a weld metal. Fatigue cracks do not necessarily occur in weld metal having a low transformation temperature, but rather tend to occur in the heat-affected zone on the steel material side. In other words, the fatigue strength of the welded joint as a whole cannot be improved unless the residual stress in the heat affected zone of the steel material is reduced. The reason why the residual stress generated in the heat affected zone of steel can be reduced by transformation expansion of the weld metal is that the stress generated on the steel side when the weld metal expands also becomes compressive stress due to the reaction force on the weld metal by. For this reason, it is expected that the higher the strength of the steel, the higher the reaction force, and the greater the improvement in fatigue characteristics. This is because when the steel material strength is low, the reaction force also has to be low, and there is a risk of returning to the tensile stress state again due to heat shrinkage after the end of transformation. If tensile stress remains, improvement in fatigue strength cannot be expected. Therefore, in the present invention, 570 MPa was set as the lower limit strength at which fatigue strength improvement can be expected. In the present invention, there is no upper limit on the strength of the steel material. This is because higher fatigue strength is not always obtained by providing an upper limit from the viewpoint of securing reaction force. However, significantly increasing the steel sheet strength can be expected to improve the fatigue strength, but the cost of the steel sheet itself is high, and the intention of the present invention is to reduce the material cost by adding C, which is an inexpensive material, to the weld metal. Therefore, the upper limit is preferably set to 980 MPa.
[0047]
Next, the reason for limiting the penetration depth of the weld will be described.
[0048]
When the reason for limiting the strength of the steel material was described, the reaction force generated during the 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 during the transformation expansion of the weld metal did not increase, Fatigue strength is not improved. FIG. 4 is a conceptual diagram illustrating this. In FIG. 4, the penetration depth is large, and the portion indicated by A in FIG. 4 can hardly support force, so the weld metal 2 expands almost freely during transformation. Therefore, no reaction force is generated on the steel heat affected zone side. When the plate is relatively thick, you do not have to worry about such a penetration depth problem, but with a thin plate, if you do not control the penetration depth, you cannot reduce the residual stress, and thus improve the fatigue strength. I can't. However, since C is added to lower the transformation temperature of the weld metal in the present invention, it is essential to limit to a thin plate from the viewpoint of preventing hot cracking, and the penetration depth is also controlled to enhance the effect. There is a need. The penetration depth was set to 1/2 or less of the thickness of the steel plate to be welded in the sense that the reaction force from the steel material could be expected sufficiently. However, from the viewpoint of obtaining a larger reaction force, the upper limit of the penetration depth is 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, ultrasonic peening means a frequency having a frequency in the range of 20 kHz to 60 kHz. The greatest merit of using ultrasonic waves is that a sufficiently large impact force can be applied even if the weight of the pin at the peening tip is small, and as a result, a sufficient peening effect can be achieved with a small work time. The principle of improving the fatigue strength by performing the peening process is to improve the shape of the portion there and to apply a compressive residual stress. For this purpose, plastic strain must be introduced into the peening portion. This is because no stress remains within the elastic strain range. In order to introduce plastic strain, it is necessary to apply an impact stress that exceeds the yield strength of the material. If this is to be achieved with static stress, a stress greater than the yield stress is applied to the weld. It is necessary to increase the work load by increasing the size of the apparatus. On the other hand, when ultrasonic waves are used, it can be seen that the stress applied to the peening portion is sufficiently large even if the mass of the pin is about 10 g, for example.
[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, pin speed, V is
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 peening process portion. If this speed change occurs in 1/10 time within one frequency, that is, 1 / 330,000 seconds, the time change in speed, ie acceleration, A is
A = dV / dt = 2 × 330000 = 660000 m / s²
It becomes. The impact force F can be obtained by multiplying the acceleration by the weight of the pin 10 g = 1/100 kg,
F = 660000 × 1/100 = 6600N
It becomes. Stress S is the cross-sectional area of the pin, 1.5 × 1.5 × 3.14 = 7.1 mm²Divided by
S = 6600 / 7.1 = 930 N / mm2 = 930 MPa
It becomes. It should be noted that this stress is a value when the weight of the pin is only 10 g. In the case of actual ultrasonic peening, it is considered that the time interval at which the speed inversion occurs is shorter than the setting of the above calculation, and therefore, it is considered that a larger impact stress is generated.
[0053]
As described above, it can be seen that, among the peening processes, the method using ultrasonic waves in particular has the advantage that the mass of the pins is small and the weight of the apparatus can be reduced accordingly.
[0054]
Next, the reason why the frequency of ultrasonic peening is limited will be described.
[0055]
When the frequency is lower than 20 kHz, the lower limit of 20 kHz falls within a frequency range that can be heard by humans, that is, an audible frequency range, 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 in which the work environment deteriorates deviates from the intent of the present invention. Further, as can be seen from the above calculation of the impact stress, the higher the ultrasonic frequency, the higher the impact stress and the more advantageous. The lower limit of 20 kHz was set as a frequency at which a sufficient peening effect can be obtained with a simple apparatus, and as a value that does not deteriorate the working environment. The lower limit of 20 kHz is preferably 23 kHz or more from the viewpoint of obtaining higher impact stress. If the upper limit of 60 kHz is a frequency higher than this, it is difficult to obtain ultrasonic waves with a simple device with the current technology, and although it is inaudible to the human ear, there is a problem in health care management. 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 is intended to effectively change the transformation expansion of the weld metal into a compression elastic strain. However, with respect to the start and crater portions of the weld bead, it is necessary to ensure fatigue strength by peening treatment or the like due to the 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 or reduce the residual stress by peening, plastic strain must be introduced into the peening portion. For that purpose, it is necessary to make the pin 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 was set to this value because there is a material harder than this, but the cost of the pin itself is increased and the peening effect is not significantly increased.
[0058]
Next, the reason for limiting the pin diameter 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 larger impact stress, the pin may be made thinner, for example, like a needle. In this case, however, there is a risk that the pin will break or buckle, and unnecessary thin shapes are rather negative. The lower limit of 1.5 mm was set as a value that can sufficiently withstand the peening treatment without buckling or breaking of the pin. Conversely, if the pin diameter is too large, sufficient impact stress cannot be obtained. The upper limit of 7 mm is set to this value because the cross-sectional area of the pin is too large for a diameter larger than this, and the impact stress may not be a predetermined value although the impact force is sufficient.
[0060]
【Example】
Table 1 shows the components of the welding wire used when the fatigue test piece was produced. The wire diameters are all 1.2 mm. In addition, what added Cu to the wire is for improving wire electrical conductivity and improving workability, and is not added for adjusting the transformation temperature. Using these wires, fillet welding was performed using steel sheets having the components shown in Table 2 using a shield gas of Ar + 20% CO2. Table 3 shows combinations of steel plates and welding wires, welding conditions at that time, and weld metal components. The martensitic transformation start temperature (Ms) shown in Table 3 is a value obtained by actually collecting a formaster specimen from the weld metal. Four types of welded joints, 400 MPa class, 490 MPa class, 570 MPa class, and 780 MPa class steel materials shown in Table 2, were used, and the plate 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 jig 5 and the jig 6, and a fatigue load is applied to the start part 7 and the crater part 8 of the weld bead on purpose. In general, a welded joint used for a fatigue test piece is often deleted by machining so that the start and crater portions of the 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 part and the crater part. FIG. 5 shows the fatigue behavior of such a structure. In FIG. 5, in addition to the start part 7 and the crater part 8, the corner part 9 is also a stress concentration part.
[0062]
A plurality of test pieces as shown in FIG. 5 were prepared in advance, and the influence on the fatigue strength was examined when the fatigue test was performed as it was and when the fatigue test was performed by peening treatment under various conditions. The fatigue strength is defined as a load that does not break even when a load of 5 million times is applied. For example, the fatigue strength of 1 kN means that the stress ratio is 0.1 and the load is 0.11 to 1.11 kN. It was defined as a load that did not break even when a repeated load of 5 million times was applied, and broke at a number of repetitions less than 5 million times in a load range exceeding that. The fatigue fracture is determined by attaching a strain gauge to the start part, crater part and corner part of the test piece, and when the strain gauge reading is reduced by 20% from the initial value during the fatigue test. It is regarded as having done. Moreover, since the strain gauge was affixed to the test piece after welding, the influence of welding residual stress is not included.
[0063]
6 and 7 show the penetration depth and the amount of dent after the peening treatment. As can be seen from FIG. 6, the portion that restrains the weld bead (the hatched portion in the figure) is the steel portion under the bead. Further, the penetration depth and the dent amount can be determined by taking a macro test piece from the joint after the end of the fatigue test and measuring the penetration depth and the dent amount in the portions shown in FIGS. Table 3 shows the measured penetration depth defined in FIG. 6, and the weld metal component in Table 4 is an analysis of a sample taken from the weld metal part of the fatigue test piece (hatched part shown in FIG. 6). Shows the results.
[0064]
Table 3 shows the measurement values of the penetration depth and the ratio of the penetration depth to the plate thickness, but the joint has a penetration depth ratio exceeding 1/2 of the plate thickness which is outside the scope of the present invention. Is the joint No. in Table 3. Only 5 and 6-B. Fitting No. 5 is No.5. This is a case where the amount of heat input is intentionally increased compared to 4, and the penetration is increased. 6-B is No. 6; 6-A is the same as steel materials, welding materials and welding conditions, but only the plate thickness is intentionally out of the scope of the present invention. No. 6-B is a case where the penetration was not able to be suppressed to 1/2 or less of the board because the board was thin.
[0065]
Table 4 shows the transformation start temperature of the weld metal. The transformation start temperature is a result obtained by actually preparing a test piece with the combination of steel materials and welding materials and welding conditions shown in Table 3, performing a formaster test from the weld bead, and obtaining the transformation start temperature. Fitting No. whose transformation start temperature is outside the range of the present invention. Is the joint No. in Table 4. (Same as the joint No. in Table 3).
[0066]
Tables 5 and 6 show peening conditions, dent amount and fatigue test results. Table 5 summarizes the joints in Table 3 with a plate thickness of 2 mm or more, and Table 6 summarizes the joints with 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 fatigue test results in Table 5, test no. No. 1 is an example in which since the transformation start temperature was outside the range of the present invention, fatigue cracks occurred from the corner portion and the fatigue strength was lowered. Test No. 2 is No.2. Since the peening treatment was not performed on No. 1, the fatigue strength was further reduced. Test No. 3 is the transformation start temperature of the joint No. Although it was within the range of the present invention from 2 to 300 ° C., the peening range was outside the range of the present invention, and the fatigue strength remained low because the fatigue improvement of the start part and the crater part was insufficient. Test No. In No. 4, the fatigue strength was sufficiently improved because the peening conditions were set within the scope of the present invention. Test No. In No. 5, the transformation temperature was within the range of the present invention, but since peening was not performed, the fatigue strength was low. In contrast, test no. Since 6 is within the scope of the present invention, the fatigue strength is sufficiently high. Test No. 7 is a joint no. Since the transformation start temperature was outside the range of the present invention, fatigue from the corner portion could not be prevented even when the peening conditions were within the range of the present invention, 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 is outside the scope of the present invention and the peening treatment is not simulated. Test No. No. 9, although both the transformation temperature and the peening condition were within the scope of the present invention, the penetration depth was outside the scope of the present invention, so the residual stress was not sufficiently reduced, and fatigue cracks occurred from the corner. Test No. No. 10 is an example in which the pin diameter was too thin and the pin was broken during peening. No. 11 is an example in which the pin diameter is outside the range of the present invention, and in any case, the peening effect is insufficient, and as a result, the dent amount is out of the range of the present invention. Test No. No. 12 is an example in which the pin hardness is low, the steel plate and the weld metal cannot be sufficiently peened, and as a result, the dent amount is insufficient and the fatigue strength is not improved. Test No. No. 13, because the plate thickness was outside the range of the present invention, solidification cracking occurred particularly in the crater part, and fatigue occurred from the notch where cracking was 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. No. 22 is an example in which the plate thickness is outside the range of the present invention, and as a result, the penetration depth becomes a problem and the fatigue strength is lowered. Although it is considered that the fatigue strength is low because the plate is thin, the fatigue strength is 4.5 × 1.5 / 0.00 in terms of the plate thickness 1.5 mm even if it is assumed that the fatigue strength increases in proportion to the plate thickness. 9 = 7.5 (kN), which is within the scope of the present invention. A value lower than 21. Test No. No. 23 is an example in which the peening process is excessively performed, and the local stress is increased when the peening process is performed, and the fatigue strength is not improved. Test No. In No. 24, the steel material strength was too low outside the range of the present invention example, and the fatigue strength was not improved because the introduction of compressive residual stress was insufficient. Test No. No. 25 is an example in which the steel material strength and the amount of dents are outside the scope of the present invention, and the lowest fatigue strength is obtained among test pieces having a thickness of 1.5 mm (test pieces other than test No. 22 in Table 6). .
[0069]
As described above, in Table 5, the fatigue strength exceeds 14 kN within the range of the present invention, and in Table 6, the fatigue strength exceeds 9 kN within the range of the present invention, and high fatigue strength is realized. You can see that
[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 melt and the problem of the peening treatment, that is, the low temperature transformation is realized with an inexpensive welding material, and the peening treatment process is greatly reduced to increase the fatigue strength. It is possible to improve. Therefore, the present invention can be said to be an invention with extremely high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating the solidification direction of a weld metal and the solidification structure of the weld metal when the 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 a low-melting-point substance gathers when the plate is thick.
FIG. 3 is a diagram showing the relationship between plate thickness and 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 Examples of the present application.
FIG. 6 is a conceptual diagram for explaining a penetration depth in a lap joint.
FIG. 7 is a conceptual diagram illustrating a dent amount after peening processing;
[Explanation of symbols]
1 Isotherm
2 Weld metal
3 Weld metal surface
4 Low melting point substances
5 Jig
6 Jig
7 Start section
8 Crater club
9 Corner
10 penetration depth
11 Dented amount

Claims

In the method of fillet welding the steel plate, a steel plate having a plate 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 in the weld is 1/2 or less of the steel plate, And by mass%
C: 0.35-0.70%,
Si: 0.1 to 0.8%,
Mn: 0.4 to 2.0%,
P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less
The balance is made of iron or inevitable impurities, and the temperature at which transformation starts from austenite to martensite or bainite is 400 ° C. or lower and 250 ° C. or higher, and the weld bead start portion and crater portion of the weld portion are formed. Using ultrasonic waves having a frequency in the range of 23 kHz to 60 kHz so that the weld toe is recessed 0.03 mm or more and 1/4 or less of the plate thickness from the steel plate surface over a range of at least 10 mm or more from the end. , high fatigue strength fillet welding method characterized by peening the weld toe.

The weld metal is further in mass%, and one or more of Ni, Cr, Mo, Cu, V, Nb, Ti, Ca, B and Mg are added in a total amount of 0.001 to 2.0. The high fatigue strength fillet welding method according to claim 1, comprising :

One or more pins with a diameter in the range of 1.5 mm to 7.0 mm are used for the tip portion that gives impact to the weld when performing peening, and the hardness of the tip of the pin is Vickers hardness high fatigue strength fillet welding method according to claim 1 or 2 in which is characterized by using a pin is 450 or more 900 or less.