JP4719297B2 - Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same - Google Patents
Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP4719297B2 JP4719297B2 JP2009516761A JP2009516761A JP4719297B2 JP 4719297 B2 JP4719297 B2 JP 4719297B2 JP 2009516761 A JP2009516761 A JP 2009516761A JP 2009516761 A JP2009516761 A JP 2009516761A JP 4719297 B2 JP4719297 B2 JP 4719297B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weld
- welded joint
- less
- joint
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 105
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 94
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 94
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 58
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 58
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 54
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 13
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 13
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 238000002635 electroconvulsive therapy Methods 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 210000003371 toe Anatomy 0.000 description 42
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 20
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 12
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 11
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 10
- 231100000241 scar Toxicity 0.000 description 10
- 210000001503 joint Anatomy 0.000 description 7
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 4
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 4
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 4
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 4
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 238000007778 shielded metal arc welding Methods 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 2
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 2
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 229910002091 carbon monoxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 1
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 1
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000009413 insulation Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000002040 relaxant effect Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 238000005480 shot peening Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009210 therapy by ultrasound Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
- B23K31/12—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups relating to investigating the properties, e.g. the weldability, of materials
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K9/00—Arc welding or cutting
- B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
- B23K9/025—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K9/00—Arc welding or cutting
- B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、耐疲労特性に優れる溶接継手及びその製造方法に関するものであり、特に、溶接構造物に採用することにより溶接構造物信頼性の向上、長寿命化を図ることのできる溶接継手およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a welded joint having excellent fatigue resistance and a method for producing the welded joint, and more particularly to a welded joint capable of improving the reliability of the welded structure and extending its life by adopting the welded structure. It relates to a manufacturing method.
鋼構造物は使用期間中に繰り返し荷重を受ける場合も多く、溶接部の疲労強度に対する安全性を十分に考慮する必要がある。
図６は、溶接継手１の一例を示す断面模式図であり、鋼材２、２’が溶接金属３により接合されている状況を示している。一般に、溶接部の疲労強度は母材の疲労強度に比べて著しく低く、その主な理由として、溶接止端部６、６’への応力集中が著しいこと、溶接止端部に引張残留応力が形成されること、溶接熱影響部４で結晶粒が粗大化することなどが知られている。
その対策として、従来は溶接継手の溶接止端部にグラインダー処理、ＴＩＧドレッシング処理、化粧盛り溶接などを施して止端部の曲率を大きくして応力集中が発生しにくくする方法、この部位にショットピーニング、ハンマーピーニング、レーザーピーニング、ウオータージェットピーニング或いは溶接後熱処理を施して残留応力を低減する方法などが採られてきた。
しかしながら、上記のグラインダー処理、ＴＩＧドレッシング処理、化粧盛り溶接などの方法は、作業効率が悪い上、処理の仕方によっては継手の強度を低下させてしまうなど作業者の熟練度によってその効果が左右されるというような問題があった。また、ショットピーニング、ハンマーピーニング、レーザーピーニング、ウオータージェットピーニング或いは溶接後熱処理は、処理対象部材の構造によっては多大な設備と操業コストが掛かるという問題があった。
また、近年では超音波衝撃処理、ハンマーピーニング処理などの打撃処理を施すことにより、溶接止端部への応力集中と残留応力を同時に低減させ、溶接継手の疲労強度を改善することが知られている。
例えば、特開２００３−１１３４１８号公報には、金属材料の疲労が問題となる箇所に超音波衝撃処理を行って金属材料の疲労寿命を向上させる方法が提案されており、超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部が所定の曲率を持つように変形し、応力集中が緩和されることが開示されている。
また、特開２００４−１３０３１３号公報には、２枚の鋼板を重ね合わせて端部を溶接した重ね隅肉溶接止端部の近傍に、超音波振動端子で打撃を与えることにより疲労強度を向上させる方法が提案されている。また、特開２００１−１７９６３２号公報には、ピーニング用のパンチと、このパンチを回転駆動する駆動手段と、回転しているパンチを被ピーニング材に打ちつけるパンチング手段を有する装置で、被ピーニング材をパンチし、局所的な表面硬化、残留応力を付与する方法が提案されている。Steel structures are often subjected to repeated loads during the period of use, and it is necessary to fully consider the safety against fatigue strength of welds.
FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing an example of the welded joint 1 and shows a situation where the
Conventionally, as a countermeasure, a method of increasing the curvature of the toe part by applying a grinder process, TIG dressing process, decorative welding, etc. to the weld toe part of the welded joint, making it difficult for stress concentration to occur. Methods of reducing residual stress by applying peening, hammer peening, laser peening, water jet peening or heat treatment after welding have been employed.
However, the above-mentioned methods such as grinder processing, TIG dressing processing, and decorative fill welding have poor work efficiency, and depending on the processing method, the effect of the method depends on the skill level of the operator, such as reducing the strength of the joint. There was a problem like that. In addition, shot peening, hammer peening, laser peening, water jet peening, or post-weld heat treatment has a problem in that a large amount of equipment and operating costs are required depending on the structure of the member to be treated.
Also, in recent years, it has been known that by performing impact treatment such as ultrasonic impact treatment and hammer peening treatment, the stress concentration and residual stress at the weld toe are simultaneously reduced and the fatigue strength of the welded joint is improved. Yes.
For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-113418 proposes a method for improving the fatigue life of a metal material by performing ultrasonic impact treatment on a portion where fatigue of the metal material is a problem. Accordingly, it is disclosed that the weld toe portion is deformed to have a predetermined curvature, and stress concentration is reduced.
JP 2004-130313 A discloses that fatigue strength is improved by hitting with an ultrasonic vibration terminal in the vicinity of a lap fillet weld toe portion where two steel plates are overlapped and the end portions are welded. There is a proposed method. Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-179632 discloses an apparatus having a peening punch, a driving unit that rotationally drives the punch, and a punching unit that strikes the rotating punch against the peening material. A method of punching and applying local surface hardening and residual stress has been proposed.
特開２００３−１１３４１８号公報や特開２００４−１３０３１３号公報にあるように、超音波衝撃処理は効率的な疲労強度向上手段として有利であるが、従来の鋼材と溶接材との組み合わせ、すなわち、母材と溶接金属の組み合わせが不適切であり、十分に超音波衝撃処理の効果が生かされておらず、十分に溶接継手の疲労強度を向上させているとはいえないものであった。
本発明は、このような状況に鑑み、超音波衝撃処理の効果を更に効率的に発揮させ、疲労強度をより向上させた溶接継手およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上述の課題を解決するためになされたものであり、鋼材（母材）と溶接材料との組み合わせにおいて、超音波衝撃処理による耐疲労特性向上の効果を十分生かすべく、溶接金属部および母材の溶接熱影響部の硬さと母材の硬さの比を制御し、超音波衝撃処理を施して効率的に耐疲労特性を向上させた溶接継手及びその製造方法を提供するものである。
その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さに比べて１５〜５０％高い溶接継手であり、かつこの溶接継手の溶接止端部には、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕が形成されていることを特徴とする、耐疲労特性に優れた溶接継手。
（２）前記溶接継手の鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする（１）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
（３）前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（２）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手。
（４）溶接継手を製作するに際し、溶接継手の鋼材、溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さとの関係を、鋼材と溶接材料および溶接条件の組み合わせにおいて、予め求めておき、溶接継手の溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さよりも、１５〜５０％高くなるように、溶接継手の鋼材に対して溶接材料及び溶接条件を選定して溶接し、該溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃処理痕を形成することを特徴とする耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（５）前記溶接継手の鋼材の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなり、溶接金属部の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることを特徴とする（４）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（６）前記溶接継手の鋼材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｔｉ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（５）に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（７） 前記超音波衝撃処理を、２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚの周波数で加振させた振動端子で、０．０１〜４ｋＷの仕事率で施すことを特徴とする（４）〜（６）のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
（８） 前記超音波衝撃処理を、前記振動端子の先端部の軸方向の断面の曲率半径が１．０〜１０．０ｍｍである棒状の振動端子を用いて施すことを特徴とする（４）〜（７）のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法。
本発明の溶接継手は、溶接金属部の平均硬さおよび鋼材（母材）の溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材（母材）の平均硬さに比べて１５〜５０％高くなるようにされているため、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の双方の疲労強度がいずれも母材の疲労強度より向上し、これらの部分における疲労き裂の発生が大幅に抑制される。さらに、この溶接継手の溶接止端部には超音波衝撃処理によって所定の超音波衝撃痕が形成され、止端部の曲率半径が大きくなって急峻な形状が緩和されているため、応力集中が生じ難くなると共に、衝撃痕の形成に伴い塑性流動が生じるため、硬さの高い溶接止端部の周辺には、溶接部の硬さが十分でない場合に比べて大きな圧縮残留応力が導入され、且つ、結晶組織が微細化されるため、疲労き裂の発生自体を抑制することができる。
このように、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の疲労強度を鋼材（母材）の疲労強度に比べて大きく強化すると共に、止端部などからのき裂の発生が抑制される結果、溶接継手の疲労き裂発生寿命が延長され、このような溶接継手を採用した溶接構造物においてはその疲労寿命の向上を図ることができる。As disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2003-113418 and 2004-130313, ultrasonic impact treatment is advantageous as an effective means for improving fatigue strength, but a combination of a conventional steel material and a welding material, that is, The combination of the base metal and the weld metal was inappropriate, the effect of ultrasonic shock treatment was not fully utilized, and it could not be said that the fatigue strength of the welded joint was sufficiently improved.
In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a welded joint in which the effect of ultrasonic impact treatment is more efficiently exhibited and fatigue strength is further improved, and a method for manufacturing the same.
The present invention has been made in order to solve the above-described problems. In a combination of a steel material (base material) and a welding material, a weld metal part is used in order to make full use of the effect of improving fatigue resistance by ultrasonic impact treatment. And a welded joint in which the ratio of the hardness of the weld heat-affected zone of the base metal to the hardness of the base metal is controlled and subjected to ultrasonic impact treatment to effectively improve fatigue resistance and a method for manufacturing the same. is there.
The gist is as follows.
(1) A weld joint in which the average hardness of the weld metal portion and the average hardness of the weld heat affected zone is 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material, and the weld toe of the weld joint includes In addition, an ultrasonic impact mark having a radius of curvature r in the cross section perpendicular to the weld line of 1.0 to 10.0 mm and a depth d from the steel surface in the thickness direction of 1.0 mm or less is formed. A welded joint with excellent fatigue resistance.
(2) The chemical composition of the steel material of the welded joint is mass%, C: 0.03 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0.04% or less, S: 0.05% or less, the balance is made of Fe and inevitable impurities, the chemical composition of the weld metal part is mass%, C: 0.03-0.15 %, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.3 to 1.6%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.01 to 3.0% Cr: 0.01-1.5% and Mo: 0.01-0.8% are contained, and the remainder consists of Fe and an unavoidable impurity, The fatigue resistance as described in (1) characterized by the above-mentioned Excellent welded joint.
(3) The steel material of the welded joint is further mass%, Cr: 0.01 to 1.5%, Ni: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 0.8%, Ti The weld joint having excellent fatigue resistance according to (2), which contains one or more of 0.002 to 0.5% and Nb of 0.002 to 0.2%.
(4) When producing a welded joint, the relationship between the average hardness of the steel, weld metal and weld heat affected zone of the welded joint is determined in advance for the combination of steel, welding material and welding conditions, Welding and selecting welding materials and welding conditions for the steel material of the welded joint so that the average hardness of the weld metal part and the weld heat-affected zone is 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material, The weld toe of the welded joint is subjected to ultrasonic impact treatment, the radius of curvature r in the cross section perpendicular to the weld line is 1.0 to 10.0 mm, and the depth d from the steel surface is 1.0 mm. The manufacturing method of the welded joint excellent in the fatigue-resistant characteristic characterized by forming the ultrasonic impact process trace which is the following.
(5) The chemical composition of the steel material of the weld joint is mass%, C: 0.03 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P : 0.04% or less, S: 0.05% or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the chemical composition of the weld metal part is mass%, C: 0.03-0.15% Si: 0.1-0.8%, Mn: 0.3-1.6%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.01-3.0%, The fatigue resistance described in (4) is characterized by containing Cr: 0.01 to 1.5%, Mo: 0.01 to 0.8%, and the balance being Fe and inevitable impurities. An excellent welded joint manufacturing method.
(6) The steel material of the welded joint is further mass%, Cr: 0.01 to 1.5%, Ni: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 0.8%, Ti : 0.002 to 0.5%, Nb: 0.002 to 0.5% of one type or two or more types of weld joints having excellent fatigue resistance according to (5) Production method.
(7) Any one of (4) to (6), wherein the ultrasonic impact treatment is performed at a power of 0.01 to 4 kW with a vibration terminal vibrated at a frequency of 20 kHz to 50 kHz. The manufacturing method of the welded joint excellent in the fatigue-proof characteristic as described in a term.
(8) The ultrasonic shock treatment is performed using a rod-shaped vibration terminal having a radius of curvature of an axial section of a tip portion of the vibration terminal of 1.0 to 10.0 mm (4). The manufacturing method of the welded joint excellent in the fatigue-resistant characteristic of any one of-(7).
In the welded joint of the present invention, the average hardness of the weld metal portion and the average hardness of the weld heat affected zone of the steel material (base material) are 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material (base material). Therefore, the fatigue strength of both the weld metal portion and the weld heat affected zone of the welded joint is improved from the fatigue strength of the base metal, and the occurrence of fatigue cracks in these portions is greatly suppressed. Furthermore, a predetermined ultrasonic impact mark is formed at the weld toe of this weld joint by ultrasonic impact treatment, and the curvature radius of the toe is increased and the steep shape is relaxed. Since it becomes difficult to occur and plastic flow occurs with the formation of impact marks, a large compressive residual stress is introduced around the weld toe portion with high hardness compared to the case where the hardness of the welded portion is not sufficient, In addition, since the crystal structure is refined, the occurrence of fatigue cracks can be suppressed.
As described above, the fatigue strength of the weld metal portion and the weld heat affected zone of the welded joint is greatly strengthened compared to the fatigue strength of the steel material (base material), and the generation of cracks from the toe portion is suppressed. The fatigue crack generation life of the welded joint is extended, and the fatigue life of the welded structure employing such a welded joint can be improved.
図１（ａ）は、本発明の溶接継手の超音波衝撃痕を形成する状況を示す断面模式図である。
図１（ｂ）は、本発明の溶接継手の形成された超音波衝撃痕の形状を断面模式図である。
図２（ａ）は、本発明の超音波衝撃痕を有する溶接継手の例を示す平面模式図であり、突き合せ溶接の場合を示す図である。
図２（ｂ）は、本発明の超音波衝撃痕を有する溶接継手の他の例を示す平面模式図であり、隅肉溶接の場合を示す図である。
図３は、本発明における硬さの測定方法の例を説明する図である。
図４は、超音波衝撃処理装置の一例を示す一部切り欠き模式図である。
図５（ａ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、十字継手の場合を示す図である。
図５（ｂ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、回し継手の場合を示す図である。
図５（ｃ）は、板状試験体の概要を示す斜視図であり、突合せ継手の場合を示す図である。
図６は、従来の溶接継手の状況を示す断面模式図である。Fig.1 (a) is a cross-sectional schematic diagram which shows the condition which forms the ultrasonic impact trace of the welded joint of this invention.
FIG.1 (b) is a cross-sectional schematic diagram of the shape of the ultrasonic impact mark in which the welded joint of this invention was formed.
FIG. 2A is a schematic plan view showing an example of a welded joint having an ultrasonic impact scar of the present invention, and is a diagram showing a case of butt welding.
FIG. 2B is a schematic plan view showing another example of a welded joint having an ultrasonic impact scar of the present invention, and is a diagram showing a case of fillet welding.
FIG. 3 is a diagram illustrating an example of a hardness measurement method according to the present invention.
FIG. 4 is a partially cutaway schematic diagram showing an example of an ultrasonic impact treatment apparatus.
Fig.5 (a) is a perspective view which shows the outline | summary of a plate-shaped test body, and is a figure which shows the case of a cross joint.
FIG.5 (b) is a perspective view which shows the outline | summary of a plate-shaped test body, and is a figure which shows the case of a rotation coupling.
FIG.5 (c) is a perspective view which shows the outline | summary of a plate-shaped test body, and is a figure which shows the case of a butt joint.
FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing a situation of a conventional welded joint.
溶接継手の溶接部への超音波衝撃処理による耐疲労特性の向上について検討した結果、これには溶接止端部の曲率半径の増大、溶接止端部周辺への圧縮残留応力の導入および結晶粒の微細化などが重畳して寄与しており、止端部における応力集中係数は曲率半径が大きいほど小さくなること、結晶粒が微細化されることによってき裂の発生が抑制されること、圧縮残留応力によってき裂の進展が抑制されることなどにより、耐疲労性が向上することが判明した。
そして、特に、圧縮残留応力の導入が疲労強度の向上に大きく寄与していることが判った。さらに、溶接止端部近傍に大きな圧縮残留応力を導入するには、溶接継手部の硬さが高い程有利であることを見出した。特に、溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さの双方がいずれも母材の平均硬さに比べて１５〜５０％高いと、著しい疲労強度向上が図れることが判明した。
すなわち、これらの部位の硬さを大きくする程、溶接部周辺の力学的拘束力が大きくなり、超音波衝撃処理に伴う塑性流動により、より高い圧縮残留応力を溶接止端部周辺に付与することができるのである。
ところで、従来から溶接継手では、溶接部の溶接金属部と鋼材（母材）との強度をバランスさせるために、溶接金属部の強度を、鋼材（母材）の強度（降伏強度）レベルと同等またはこれより１０％程度高くするように、溶接材料を選択することが行われてきた。
しかしながら、それらの場合は、溶接金属部の強度が鋼材（母材）の強度に対してあまり高くなく、溶接部周辺、特に溶接止端部周辺への超音波衝撃処理後の圧縮残留応力の付与が十分ではなく、溶接継手の耐疲労特性を十分に向上させるには至らないものであった。
また、超音波衝撃処理を施さない場合、溶接金属部の強度を、鋼材（母材）の強度（降状強度）レベルより１０％を超えて高くした場合は、両部分の強度差が高いことにより溶接止端部へのひずみ集中が著しくなり、溶接継手として高い疲労特性を得ることはできなかった。
さらに、超音波衝撃処理を施した場合でも、溶接金属部もしくは溶接熱影響部の硬さのいずれか一方のみが鋼材の硬さより１５％以上高い場合は、硬さの低い領域の影響で大きな圧縮残留応力を導入することができず、さらに硬さの低い部分の表面から疲労き裂が発生する場合が多く、溶接継手全体としての耐疲労特性を向上させることは困難であった。
本発明では、上述のように、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の双方の硬さを、鋼材（母材）より１５〜５０％高くし、さらに溶接止端部に超音波衝撃痕を形成したため、従来問題となっていた溶接止端部への応力集中を回避し、大きな圧縮残留応力を導入することができ、さらに溶接部からの疲労き裂の発生を抑制可能とし、耐疲労特性を十分に向上させることが可能となったのである。
溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くするのは、１５％未満では、溶接部に十分な圧縮残留応力を付与することが困難で、かつ溶接部からの疲労き裂の発生を抑制するのが困難であり、耐疲労特性を十分に向上させることができないからである。一方、５０％を超えて高くすると、溶接継手の溶接金属部および溶接熱影響部の靱性が低下し、溶接継手としての信頼性が損なわれる。このため、溶接金属部および溶接熱影響部の平均硬さは鋼材（母材）の平均硬さよりいずれも１５〜５０％高くするものである。好ましくは、２０％〜５０％である。
溶接継手の溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くするには、母材の強度特性（硬さレベル）や溶接熱影響部の強度（硬さ）レベルを勘案した上で、溶接金属部が上述のような強度（硬さ）レベルを備える溶接材料を選択して溶接することにより達成される。なお、形成された溶接継手の溶接金属部の硬さ及び溶接熱影響部の硬さは、溶接入熱量や冷却速度などの溶接条件の影響を受ける場合が多いので、これらも勘案した上で溶接材料を選択することが好ましい。
また、溶接継手における溶接熱影響部の硬さは、鋼材の種類によって異なり、一般に鋼材（母材）の硬さよりも高くなることの方が多いが、加工熱処理を施した鋼材などのように低くなるものもある。従って、溶接熱影響部の硬さを鋼材（母材）のそれよりも１５〜５０％高くするには、鋼材の組成や組織も勘案して適切に選択する。
すなわち、溶接熱影響部の強度レベル（硬さレベル）は入熱量や冷却速度などの溶接条件により影響を受け易いので、溶接条件を含めて溶接熱影響部および鋼材（母材）の強度特性を把握し、鋼材及び溶接材料を選択するものとする。
通常、耐疲労特性が問題となる強度レベルの鋼材としては、引張強さが４００ＭＰａ〜８００ＭＰａクラスの鋼材などがあり、その化学組成は質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることが好ましい。
以下に、その限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃは、鋼材（母材）および溶接熱影響部の強度を確保するために必要な元素であり、そのためには０．０３％以上は必要である。しかし、０．２５％を超えると鋼材靱性や耐溶接割れ性が低下する場合があるため、その範囲は０．０３〜０．２５％とする。より好ましくは、０．０５〜０．２％である。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材および溶接熱影響部の強度確保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。１．０％を超えると、粗大な酸化物を形成せしめ、延性や靱性の劣化を招く。そこでＳｉの範囲は０．０１〜１．０％とする。より好ましくは０．２〜１．０％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、母材および溶接熱影響部の強度、靱性の確保に必要な元素であり、最低限０．１％含有する必要があるが、過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化などにより、母材靱性や溶接部の靱性、さらに溶接割れ性などが劣化するので、上限は２．０％であり、その範囲は０．１〜２．０％とする。より好ましくは１．０〜２．０％である。
Ｐ：Ｐは、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０４％以下とする。より好ましくは、０．０２％以下である。
Ｓ：Ｓは、Ｐ同様、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０５％以下とする。より好ましくは、０．０２％以下である。
なお、本発明において、鋼材（母材）には、必要に応じて、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂの一種以上を含有させることができる。
Ｃｒ：Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、１．５％を超えると靱性の低下や溶接性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜１．５％である。より好ましくは０．０１〜１．０％である。
Ｎｉ：Ｎｉは、母材の強度の向上に効果がある。Ｎｉ量が０．０１％未満ではその効果は十分ではなく、３．０％を超えると溶接性が劣化する。このため、その範囲は０．０１〜３．０％である。より好ましくは０．０１〜１．０％である。
Ｍｏ：Ｍｏは、強度、硬さの向上に極めて有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、０．８％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜０．８％である。より好ましくは０．０１〜０．３％である。
Ｔｉ：Ｔｉは、析出強化等による強度の増大や組織微細化による靭性の向上に有効な元素である。この効果を発揮させるには０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．５％を超えると粗大な析出物が生成しやすくなり加工性が低下する。従って、その範囲は０．００２〜０．５％である。より好ましくは０．００２〜０．３％である。
Ｎｂ：ＮｂはＴｉと同様、析出強化等による強度の増大や組織微細化による靭性の向上に有効な元素である。この効果を発揮させるには０．００２％以上の添加が必要である。一方、０．２％を超えると溶接割れが起きやすくなり溶接性が低下する。従って、その範囲は０．００２〜０．２％である。より好ましくは０．００２〜０．１５％である。
また、溶接金属部は、その化学組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜１．５％、Ｓｉ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物からなることが好ましい。
以下にその限定理由を述べる。
Ｃ：Ｃは、溶接金属部の強度、硬さを確保するために必要な元素であり、０．０３％以上は必要である。しかし、０．１５％を超えると溶接部靱性や耐溶接割れ性が低下する場合があるため、その範囲は０．０３〜０．１５％とする。より好ましくは、０．０６〜０．１２％である。
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として溶接金属部の酸素レベルを下げる効果がある。特に溶接施工中には空気が混入する危険性があるため適切な量にコントロールすることが重要である。溶接金属部のＳｉ量が０．１％に満たない場合は、脱酸効果が十分得られず、また溶接止端部の濡れ性が低下する。０．８％を超えると溶接部の靱性を劣化させるため、その範囲は０．１〜０．８％とする。より好ましくは、０．２〜０．６％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、強度を上げ、Ｎの固溶も促進する元素として知られる。Ｍｎの下限、０．３％は強度確保という効果が得られる最低限の値である。一方、過度の添加は、溶接金属の靱性劣化や耐食性に有害な金属間化合物の析出を引き起こすため１．６％以下であることが好ましく、その範囲は０．３〜１．６％である。より好ましくは、１．０〜１．５％である。
ＰとＳ：ＰとＳは、不純物元素であり、延性・靱性を劣化させるため、極力低減させることが好ましいが、材質劣化が大きくなく許容できる量として０．０３％以下とする。より好ましくは、０．０１５％以下である。
Ｎｉ：Ｎｉは、溶接部の靱性向上と溶接冷却時のオーステナイト相からマルテンサイト相への相変態温度の低下に効果がある。溶接金属中のＮｉ量が０．０１％より小さいと靱成向上に効果がなく、３．０％を超えると溶接性が劣化するため、その範囲は０．０１〜３．０％である。より好ましくは、０．０１〜２．５％である。
Ｃｒ：Ｃｒは、強度、硬さの向上に有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、１．５％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜１．５％である。より好ましくは、０．０１〜１．０％である。
Ｍｏ：Ｍｏは、強度、硬さの向上に極めて有効な元素であり、該効果を発揮せしめるためには、０．０１％以上必要であるが、０．８％を超えると強度、硬さが高くなりすぎると共に靱性の低下を招くため、その範囲は０．０１〜０．８％である。より好ましくは、０．０１〜０．６％である。
本発明においては、溶接継手の溶接金属部、溶接熱影響部及び母材の強度特性を、平均硬さとして評価するものであるが、これは、本発明が溶接部と言う限られた範囲で特性を評価するために規定するものである。
図３は、鋼材２、２’が溶接金属部３を挟んで溶接された溶接継手の一例における溶接部の溶接線に垂直な断面を示す模式図である。
このような断面を研磨した後、ナイタールエッチング液で金属組織を現出させ、下記のような方法で測定したビッカース硬さによって評価する。なお、このビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験方法に準じて行うものである。
図３に示すように、先ず、鋼板の表面下２ｍｍの線Ｌと、溶接金属の溶融線（フュージョンライン）５との交点Ｃ、Ｃ’（両側で２点）のいずれか一方の交点ＣまたはＣ’を基点に鋼板２（または２’）側に０．５ｍｍ間隔で６点、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値を溶接熱影響部４の平均硬さとする。但し、図３では鋼板２の側で説明している。なお、鋼板２、２’で材質や強度がそれぞれ異なる場合は、両鋼板での平均値とする。
また、同様に、上記の線Ｌと溶融線５との交点Ｃを基点として溶接金属部３側に０．５ｍｍ間隔で、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値をその溶接金属部３の平均硬さとする。
一方、鋼材（母材）については、上記の線Ｌとフュージョンライン５との交点Ｃ或いはＣ’から１０ｍｍ鋼板２または２’側に移動した点を基点として、鋼板２または２’側に０．５ｍｍ間隔で、押し込み荷重を１ｋｇでビッカース硬さＨＶ１を測定し、６点の平均値を鋼材（母材）の平均硬さとするものである。但し、図３では上記と同様、鋼板２の側で説明している。上述のように、鋼板２，２’で材質や強度特性がそれぞれ異なるものである場合は、両鋼板の平均値とする。
なお、図３の場合は、鋼材、溶接金属部、溶接熱影響部の平均硬さをそれぞれ６点ずつ測定して求めているが、６点に限定するものではなく、平均硬さとして評価しうる程度の測定点があればよく、３〜４点以下とすることでもよい。また、ビッカース硬さの測定は、押込み荷重を１ｋｇとすることに限るものではなく、必要に応じて４ｋｇ、５ｋｇ或は５００ｇなど適切な荷重を選定して平均硬さを算出しうることは言うまでもない。
本発明の溶接継手においては、上記のように形成された溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面における曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕を形成するものである。
図１（ａ）、図１（ｂ）は、本発明の溶接継手の溶接線に垂直な断面の形状を示す模式図である。図１（ａ）は超音波衝撃痕を形成する状況を示すものであり、図１（ｂ）は形成された超音波衝撃痕の形状を示す模式図である。
図１（ａ）、図１（ｂ）において、溶接継手１は、鋼材（母材）２，２’が溶接金属３により接合され、溶融線５の鋼材側に溶接熱影響部４が生じている。超音波による振動端子８による衝撃処理により、溶接金属３と鋼材２との間の溶接止端部６を含む領域に超音波衝撃痕７が形成されている。この超音波衝撃痕７は、図１（ｂ）に示すように、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒを１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄを１．０ｍｍ以下とするものである。
溶接止端部６に施された超音波衝撃痕７の曲率半径ｒが１．０ｍｍ未満では、溶接部への応力集中を緩和することが不十分であり、耐疲労特性の向上を期待できない。一方、曲率半径ｒが１０．０ｍｍを超えても、応力集中を緩和する効果は飽和し、耐疲労特性のさらなる向上は得られず、また処理時間もより長く必要となる。従って、超音波衝撃痕の曲率半径ｒは、１．０〜１０．０ｍｍとする。好ましくは、１．５〜５．０ｍｍである。
なお、超音波衝撃痕７は、止端部６を中心として形成するが、溶接金属部３及び溶接熱影響部の４の少なくとも一部を含むように形成することが好ましく、これを勘案して超音波衝撃位置、形成される超音波衝撃痕の曲率半径を選定することも好ましい。
また、超音波衝撃痕７の鋼材２の厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍを超えても、溶接止端部６近傍の引張残留応力を解放する効果、或いは、さらに圧縮残留応力を付与する効果のいずれもほぼ飽和し、耐疲労特性の大幅な向上は期待できない。また、深さを大きくするには時間も要することから効率的ではない。従って、超音波衝撃痕７の鋼材の厚さ方向の深さは１．０ｍｍ以下とする。好ましくは、０．５ｍｍ以下である。
この超音波衝撃痕が施された溶接止端部では、上記の形状とすることによって止端部の鋭角的な形状は消滅し、疲労き裂の起点となり難くなり、耐疲労特性が向上する。
なお、図１（ａ）、図１（ｂ）では、超音波衝撃痕は、一方の溶接止端部６にのみ形成した状態を示しているが、他側の溶接止端部６’にも形成することが好ましいのは言うまでもない。例えば、図２（ａ）、図２（ｂ）に示すように、溶接線に沿う両側の溶接止端部に超音波衝撃痕７を形成することが好ましい。
次に、本発明の耐疲労特性に優れた溶接継手の製造方法を説明する。
上述のように、本発明においては、溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを、鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くした溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面において、曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃痕を形成するものである。
溶接金属部の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さを鋼材（母材）の平均硬さより１５〜５０％高くした溶接継手の製造方法については、上述のとおり、鋼板（母材）および溶接熱影響部の強度特性を入熱量や冷却速度などの溶接条件等を含めて勘案した上で、溶接金属部が上述のような硬さレベルを備える溶接材料および溶接条件を選択して溶接することにより達成することができる。
すなわち、溶接継手を製作するに際して、鋼材と溶接材料および溶接条件を種々に組み合わせて製作し、これら製作した種々の溶接継手について、溶接継手の鋼材、溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さとの関係を予め求めておく。そして、この関係に基づいて溶接継手の溶接金属部及び溶接熱影響部の平均硬さが、鋼材の平均硬さよりも、１５〜５０％高くなるように、溶接継手の鋼材に対して溶接材料及び溶接条件を選定して溶接し、溶接継手とする。次に、この溶接継手の溶接止端部に、超音波衝撃処理を施し、溶接線に垂直な断面での曲率半径ｒが１．０〜１０．０ｍｍ、鋼材表面から厚さ方向の深さｄが１．０ｍｍ以下である超音波衝撃処理痕を形成するものである。
溶接継手とする鋼材及び溶接材料（溶接金属）の化学組成については、特に限定されるものではないが、好ましくは、上述した溶接継手の鋼材及び溶接材料（溶接金属）の化学組成を有するものとすることが好ましい。なお、その化学組成の限定理由は、上述の説明と重複するので省略する。
図４は、超音波衝撃処理を施すための超音波衝撃装置の一例を示す一部破断模式図である。
超音波衝撃装置９は、超音波発振部１０とその前方のウエーブガイド部１１およびその先端の振動端子（ピン）８とから基本的に構成されている。図４では振動端子８が３本の場合を示しているが、３本以上でも差し支えなく、また図１（ａ）に示したように１本の場合でも良い。
超音波衝撃装置９は超音波発振部１０により発生した超音波振動を前方のウエーブガイド部１１により増幅し、先端に伝播させて、先端の振動端子８を振動させるものである。振動端子８を振動させながら上記溶接止端部の表面を溶接線に沿って移動させて衝撃処理を施し、上記形状の超音波衝撃痕を形成することができる。
超音波衝撃処理は、超音波発振部１０により振動端子８を周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で施す必要がある。０．１０ｋＷ〜２ｋＷとすることが好ましい。すなわち、周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部表面の金属が塑性流動し、溶接部の冷却に伴って形成されていた引張残留応力を解放し、圧縮残留応力場を形成することができる。また、周波数２０ｋＨｚ〜５０ｋＨｚで振動させ、０．０１〜４ｋＷの仕事率で超音波衝撃処理を施すことによって、溶接止端部表面が加工発熱し、この加工発熱が散逸しない断熱状態で繰り返し超音波衝撃処理を与えることにより、熱間鍛造と同じような作用を止端部近傍に及ぼす結果、結晶組織が微細化される。
振動端子８の振動周波数を２０ｋＨｚ以上とするのは、２０ｋＨｚ未満では衝撃による断熱効果が得られないからであり、また、周波数を５０ｋＨｚ以下とするのは工業的に適用できる超音波の周波数が一般に５０ｋＨｚ以下であるからである。
また、振動端子８の仕事率を０．０１ｋＷ以上とするのは、０．０１ｋＷ未満では超音波衝撃処理に要する時間が長くかかり過ぎるからであり、４ｋＷ以下とするのは、これを超える仕事率で衝撃処理をしても効果が飽和するため経済性が低下するからである。
振動端子（ピン）８は、図１（ａ）または図４に示すように棒状であり、その先端の軸方向に断面の曲率半径は、１．０〜１０ｍｍとすることが好ましい。先端の軸方向断面の曲率半径が１．０ｍｍよりも小さいと、曲率半径が１．０〜１０．０ｍｍである所定の超音波衝撃痕を形成するのに長時間を要し、一方、１０．０ｍｍを超えると、所定の曲率半径の超音波衝撃痕を形成することが困難となるからである。すなわち、振動端子の先端を超音波衝撃痕の曲率半径と同等とすることにより、所定の超音波衝撃痕を効率的に形成することが可能となる。As a result of examining the improvement of fatigue resistance by ultrasonic impact treatment on the welded part of the welded joint, this includes an increase in the radius of curvature of the weld toe, the introduction of compressive residual stress around the weld toe and crystal grains In addition, the stress concentration coefficient at the toe is smaller as the radius of curvature is larger, the generation of cracks is suppressed due to the refinement of crystal grains, and compression. It has been found that fatigue resistance is improved, for example, by suppressing the growth of cracks due to residual stress.
In particular, it has been found that the introduction of compressive residual stress greatly contributes to the improvement of fatigue strength. Furthermore, it has been found that the higher the hardness of the welded joint, the more advantageous it is to introduce a large compressive residual stress in the vicinity of the weld toe. In particular, it has been found that when both the average hardness of the weld metal part and the average hardness of the weld heat affected zone are 15 to 50% higher than the average hardness of the base metal, a significant improvement in fatigue strength can be achieved.
In other words, the greater the hardness of these parts, the greater the mechanical restraint force around the weld zone, and a higher compressive residual stress is imparted around the weld toe due to the plastic flow associated with ultrasonic impact treatment. Can do it.
By the way, in conventional welded joints, the strength of the weld metal part is equal to the strength (yield strength) level of the steel material (base material) in order to balance the strength of the weld metal part of the weld and the steel material (base material). Alternatively, the welding material has been selected to be about 10% higher than this.
However, in these cases, the strength of the weld metal part is not so high as compared to the strength of the steel material (base metal), and the compressive residual stress after the ultrasonic shock treatment is applied to the periphery of the weld part, particularly around the weld toe part. However, the fatigue resistance of the welded joint was not sufficiently improved.
In addition, when ultrasonic impact treatment is not applied, if the strength of the weld metal part is higher than the strength (yield strength) level of the steel material (base material) by more than 10%, the strength difference between the two parts is high. As a result, strain concentration at the weld toe became remarkable, and high fatigue characteristics could not be obtained as a welded joint.
Furthermore, even when ultrasonic shock treatment is applied, if only one of the hardness of the weld metal part or the weld heat affected zone is 15% or more higher than the hardness of the steel material, the compression is greatly affected by the low hardness region. Residual stress cannot be introduced, and fatigue cracks often occur from the surface of the lower hardness portion, and it was difficult to improve the fatigue resistance characteristics of the welded joint as a whole.
In the present invention, as described above, the hardness of both the weld metal part and the weld heat-affected zone of the weld joint is made 15 to 50% higher than that of the steel material (base material), and the ultrasonic impact mark is formed on the weld toe. Therefore, stress concentration at the weld toe, which has been a problem in the past, can be avoided, a large compressive residual stress can be introduced, and the occurrence of fatigue cracks from the weld can be suppressed. It has become possible to sufficiently improve the characteristics.
If the average hardness of the weld metal part and the average hardness of the heat affected zone is 15-50% higher than the average hardness of the steel (base metal), less than 15% gives sufficient compressive residual stress to the weld. This is because it is difficult to suppress the occurrence of fatigue cracks from the welded portion, and the fatigue resistance characteristics cannot be sufficiently improved. On the other hand, if it exceeds 50%, the toughness of the weld metal part and the weld heat affected zone of the weld joint is lowered, and the reliability as a weld joint is impaired. For this reason, the average hardness of the weld metal part and the weld heat affected zone is 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material (base material). Preferably, it is 20% to 50%.
In order to increase the average hardness of the weld metal part of the welded joint and the average hardness of the heat affected zone by 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material (base material), the strength characteristics (hardness level) of the base material and the welding In consideration of the strength (hardness) level of the heat-affected zone, the welding metal portion is achieved by selecting and welding a welding material having the above-described strength (hardness) level. In addition, since the hardness of the weld metal part of the formed weld joint and the hardness of the weld heat-affected zone are often affected by welding conditions such as the amount of heat input and the cooling rate, It is preferable to select the material.
In addition, the hardness of the weld heat affected zone in welded joints varies depending on the type of steel material, and is generally higher than the hardness of the steel material (base material), but is as low as steel material that has undergone thermomechanical treatment. There are also. Therefore, in order to make the hardness of the weld heat affected
In other words, the strength level (hardness level) of the weld heat affected zone is easily affected by welding conditions such as heat input and cooling rate, so the strength characteristics of the weld heat affected zone and steel material (base metal) including the welding conditions can be adjusted. Understand and select steel and welding materials.
Usually, steel materials of a strength level where fatigue resistance is a problem include steel materials having a tensile strength of 400 MPa to 800 MPa class, and the chemical composition is mass%, C: 0.03 to 0.25%, Si : 0.01-1.0%, Mn: 0.1-2.0%, P: 0.04% or less, S: 0.05% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities It is preferable.
The reason for limitation will be described below.
C: C is an element necessary for securing the strength of the steel material (base material) and the weld heat affected zone, and 0.03% or more is necessary for this purpose. However, if it exceeds 0.25%, the steel material toughness and weld crack resistance may deteriorate, so the range is 0.03 to 0.25%. More preferably, it is 0.05 to 0.2%.
Si: Si is an element that is effective as a deoxidizing element and for securing the strength of the base metal and the weld heat-affected zone. However, if the content is less than 0.01%, deoxidation is insufficient and disadvantageous for securing the strength. It is. If it exceeds 1.0%, coarse oxides are formed, and ductility and toughness are deteriorated. Therefore, the range of Si is set to 0.01 to 1.0%. More preferably, it is 0.2 to 1.0%.
Mn: Mn is an element necessary for ensuring the strength and toughness of the base metal and the weld heat affected zone, and it is necessary to contain at least 0.1%, but if it is contained excessively, formation of hard phases and grain boundaries Since the base material toughness, the toughness of the welded portion, the weld cracking property, and the like deteriorate due to embrittlement, the upper limit is 2.0%, and the range is 0.1 to 2.0%. More preferably, it is 1.0 to 2.0%.
P: P is an impurity element and is preferably reduced as much as possible in order to deteriorate ductility and toughness. However, the material deterioration is not so great that the allowable amount is 0.04% or less. More preferably, it is 0.02% or less.
S: Like P, S is an impurity element, and it is preferable to reduce it as much as possible in order to deteriorate ductility and toughness. More preferably, it is 0.02% or less.
In the present invention, the steel material (base material) can contain one or more of Cr, Ni, Mo, Ti, and Nb as necessary.
Cr: Cr is an element effective in improving the strength, and 0.01% or more is necessary to exert the effect. However, if it exceeds 1.5%, the toughness and weldability are reduced. Therefore, the range is 0.01 to 1.5%. More preferably, it is 0.01 to 1.0%.
Ni: Ni is effective in improving the strength of the base material. If the amount of Ni is less than 0.01%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 3.0%, the weldability deteriorates. For this reason, the range is 0.01 to 3.0%. More preferably, it is 0.01 to 1.0%.
Mo: Mo is an element that is extremely effective for improving the strength and hardness, and 0.01% or more is necessary to exert the effects, but if it exceeds 0.8%, the strength and hardness are low. The range is 0.01 to 0.8% because it becomes too high and the toughness is lowered. More preferably, it is 0.01 to 0.3%.
Ti: Ti is an element effective for increasing the strength by precipitation strengthening and improving the toughness by refining the structure. In order to exert this effect, 0.002% or more must be added. On the other hand, if it exceeds 0.5%, coarse precipitates are likely to be generated, and workability is lowered. Therefore, the range is 0.002 to 0.5%. More preferably, it is 0.002 to 0.3%.
Nb: Like Ti, Nb is an element effective for increasing the strength by precipitation strengthening and improving the toughness by refining the structure. In order to exert this effect, 0.002% or more must be added. On the other hand, if it exceeds 0.2%, weld cracking tends to occur and weldability is deteriorated. Therefore, the range is 0.002 to 0.2%. More preferably, it is 0.002 to 0.15%.
Further, the weld metal part has a chemical composition of mass%, C: 0.03 to 1.5%, Si: 0.1 to 0.8%, Mn: 0.3 to 1.6%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Ni: 0.01-3.0%, Cr: 0.01-1.5%, Mo: 0.01-0.8%, The balance is preferably composed of Fe and inevitable impurities.
The reason for limitation will be described below.
C: C is an element necessary for ensuring the strength and hardness of the weld metal part, and 0.03% or more is necessary. However, if it exceeds 0.15%, the weld zone toughness and weld crack resistance may decrease, so the range is 0.03 to 0.15%. More preferably, it is 0.06 to 0.12%.
Si: Si has an effect of lowering the oxygen level of the weld metal part as a deoxidizing element. In particular, since there is a risk of air mixing during welding, it is important to control to an appropriate amount. When the amount of Si in the weld metal part is less than 0.1%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained, and the wettability of the weld toe part decreases. If it exceeds 0.8%, the toughness of the weld is deteriorated, so the range is made 0.1 to 0.8%. More preferably, it is 0.2 to 0.6%.
Mn: Mn is known as an element that increases strength and promotes solid solution of N. The lower limit of Mn, 0.3%, is the minimum value at which the effect of securing the strength can be obtained. On the other hand, since excessive addition causes precipitation of intermetallic compounds harmful to weld metal toughness and corrosion resistance, it is preferably 1.6% or less, and its range is 0.3 to 1.6%. More preferably, it is 1.0 to 1.5%.
P and S: P and S are impurity elements and are preferably reduced as much as possible in order to deteriorate ductility and toughness. However, the material deterioration is not so great that the allowable amount is 0.03% or less. More preferably, it is 0.015% or less.
Ni: Ni is effective in improving the toughness of the weld and reducing the phase transformation temperature from the austenite phase to the martensite phase during welding cooling. If the amount of Ni in the weld metal is less than 0.01%, there is no effect in improving toughness, and if it exceeds 3.0%, weldability deteriorates, so the range is 0.01 to 3.0%. More preferably, it is 0.01 to 2.5%.
Cr: Cr is an element effective for improving the strength and hardness, and 0.01% or more is necessary to exert the effects, but if it exceeds 1.5%, the strength and hardness are high. The range is 0.01 to 1.5% because it becomes too much and causes a decrease in toughness. More preferably, it is 0.01 to 1.0%.
Mo: Mo is an element that is extremely effective for improving the strength and hardness, and 0.01% or more is necessary to exert the effects, but if it exceeds 0.8%, the strength and hardness are low. The range is 0.01 to 0.8% because it becomes too high and the toughness is lowered. More preferably, it is 0.01 to 0.6%.
In the present invention, the strength characteristics of the weld metal part, weld heat affected zone and base metal of the welded joint are evaluated as average hardness, but this is a limited range in which the present invention is a weld zone. It is specified in order to evaluate the characteristics.
FIG. 3 is a schematic diagram showing a cross section perpendicular to the weld line of the welded portion in an example of a welded joint in which the
After such a cross section is polished, a metal structure is revealed with a nital etching solution and evaluated by the Vickers hardness measured by the following method. In addition, this Vickers hardness is performed according to the Vickers hardness test method prescribed | regulated to JISZ2244.
As shown in FIG. 3, first, the intersection C or C ′ (two points on both sides) between the
Similarly, the Vickers hardness HV1 is measured at an indentation load of 1 kg at an interval of 0.5 mm toward the
On the other hand, with respect to the steel material (base material), a point that has moved from the intersection C or C ′ between the line L and the
In the case of FIG. 3, the average hardness of each of the steel material, the weld metal part, and the weld heat affected zone is obtained by measuring 6 points each. However, the average hardness is not limited to 6 points and is evaluated as the average hardness. It suffices if there are enough measurement points, and it may be 3 to 4 points or less. Further, the measurement of Vickers hardness is not limited to setting the indentation load to 1 kg, and it goes without saying that the average hardness can be calculated by selecting an appropriate load such as 4 kg, 5 kg or 500 g as necessary. Yes.
In the welded joint of the present invention, the weld toe of the welded joint formed as described above is subjected to ultrasonic impact treatment, and the radius of curvature r in the cross section perpendicular to the weld line is 1.0 to 10.0 mm. An ultrasonic shock mark having a depth d in the thickness direction of 1.0 mm or less from the steel material surface is formed.
Fig.1 (a) and FIG.1 (b) are schematic diagrams which show the shape of a cross section perpendicular | vertical to the weld line of the welded joint of this invention. FIG. 1A shows a situation in which ultrasonic impact marks are formed, and FIG. 1B is a schematic diagram showing the shape of the formed ultrasonic impact marks.
1 (a) and 1 (b), a welded joint 1 includes steel materials (base materials) 2 and 2 'joined by a
When the radius of curvature r of the
The
Moreover, even if the depth d in the thickness direction of the
In the weld toe portion on which this ultrasonic impact mark has been applied, the sharp shape of the toe portion disappears due to the above shape, making it difficult to become a starting point of a fatigue crack, and the fatigue resistance characteristics are improved.
In addition, in FIG. 1 (a), FIG.1 (b), although the ultrasonic impact trace has shown the state formed only in one
Next, the manufacturing method of the welded joint excellent in fatigue resistance characteristics of the present invention will be described.
As described above, in the present invention, the weld toe portion of a welded joint in which the average hardness of the weld metal portion and the average hardness of the weld heat affected zone is higher by 15 to 50% than the average hardness of the steel material (base material). In addition, an ultrasonic impact mark having a radius of curvature r of 1.0 to 10.0 mm and a depth d in the thickness direction from the steel surface of 1.0 mm or less in a cross section perpendicular to the weld line is subjected to ultrasonic impact treatment. Is formed.
About the manufacturing method of the welded joint which made the average hardness of the weld metal part and the average hardness of the weld heat affected zone 15-50% higher than the average hardness of the steel material (base material), as described above, the steel plate (base material) and After considering the strength characteristics of the weld heat affected zone, including welding conditions such as heat input and cooling rate, the welding metal part is welded by selecting the welding material and welding conditions having the hardness level as described above. Can be achieved.
That is, when manufacturing a welded joint, the steel material, the welding material, and the welding conditions are manufactured in various combinations, and for the various welded joints manufactured, the average hardness of the steel material of the welded joint, the weld metal portion, and the weld heat affected zone is determined. The relationship is obtained in advance. And based on this relationship, the welding material and the welding material and the steel material of the welded joint are such that the average hardness of the weld metal part and the weld heat-affected zone of the welded joint is 15 to 50% higher than the average hardness of the steel material. Select welding conditions and weld to make a welded joint. Next, an ultrasonic impact treatment is applied to the weld toe portion of the weld joint, the radius of curvature r in the cross section perpendicular to the weld line is 1.0 to 10.0 mm, and the depth d in the thickness direction from the steel surface. Forms a trace of ultrasonic shock treatment having a thickness of 1.0 mm or less.
Although it does not specifically limit about the chemical composition of the steel materials and welding material (welded metal) used as a welded joint, Preferably, it has the chemical composition of the steel materials and welding material (welded metal) of the weld joint mentioned above. It is preferable to do. The reason for limiting the chemical composition is omitted because it overlaps with the above description.
FIG. 4 is a partially broken schematic view showing an example of an ultrasonic impact device for performing an ultrasonic impact treatment.
The ultrasonic impact device 9 is basically composed of an ultrasonic
The ultrasonic impact device 9 amplifies the ultrasonic vibration generated by the ultrasonic oscillating
The ultrasonic impact treatment needs to be performed at a power of 0.01 to 4 kW by vibrating the vibration terminal 8 at a frequency of 20 kHz to 50 kHz by the
The reason why the vibration frequency of the vibration terminal 8 is set to 20 kHz or more is that if less than 20 kHz, a heat insulation effect due to impact cannot be obtained, and that the frequency is set to 50 kHz or less is generally an industrially applicable ultrasonic frequency. This is because it is 50 kHz or less.
The reason why the power of the vibration terminal 8 is 0.01 kW or more is that if it is less than 0.01 kW, the time required for the ultrasonic impact treatment takes too long, and the work power of 4 kW or less exceeds this. This is because even if the impact treatment is performed, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered.
The vibration terminal (pin) 8 has a rod shape as shown in FIG. 1 (a) or FIG. 4, and the radius of curvature of the cross section in the axial direction of the tip is preferably 1.0 to 10 mm. If the radius of curvature of the axial cross section at the tip is smaller than 1.0 mm, it takes a long time to form a predetermined ultrasonic impact mark having a radius of curvature of 1.0 to 10.0 mm. This is because if it exceeds 0 mm, it is difficult to form an ultrasonic impact mark having a predetermined radius of curvature. That is, by making the tip of the vibration terminal equal to the radius of curvature of the ultrasonic impact scar, a predetermined ultrasonic impact scar can be efficiently formed.
以下に、実施例に基いて本発明を具体的に説明する。
鋼材は４００ＭＰａ〜８００ＭＰａクラスの引張強度レベルを有する鋼板を用いた。その組成を表１に質量％で示す。いずれの組成の鋼板からも、板厚は１５ｍｍ、長さは１０００ｍｍ、幅は１００ｍｍの板状試験体を作製し、溶接、超音波衝撃処理、疲労試験に供した。
各試験体の継手形状は、十字、回し、突合せのいずれかとし、表１に示した。また、図５（ａ）〜（ｃ）に試験体の概要を斜視図で示した。十字継手の場合（図５（ａ））は、荷重非伝達型の隅肉溶接とし、試験体中央に試験体の長手方向に直交するように縦鋼板１２（２）（幅１００ｍｍ、高さ５０ｍｍ、板厚１０ｍｍ）を鋼板２の両面それぞれに溶接して十字継手試験体１３を作製した。回し溶接継手の場合（図５（ｂ））も、荷重非伝達型の隅肉溶接とし、試験体中央に試験体の長手方向に平行となるよう縦鋼板１２（２）（長さ１００ｍｍ、高さ５０ｍｍ、板厚１０ｍｍ）を鋼板２の両面それぞれに溶接して回し継手試験体１４を作製した。十字継手、回し継手共に隅肉溶接の脚長は８ｍｍとした。突合せ継手の場合（図５（ｃ））は、長さ１０００ｍｍの板状試験体を予め中央で切断し長さ５００ｍｍの板を２枚とし、突合せ溶接部にＸ形開先を施した後、両面から荷重伝達型完全溶け込み溶接を施し、長さ１０００ｍｍの突合せ継手試験体１５を作製した。余盛高さは２ｍｍとした。いずれの試験体も６体づつ作製し、１体を断面硬さ測定用、残５体を疲労試験用とした。
溶接方法は、ＦＣＡＷ（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ ｗｉｒｅｓ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＧＭＡＷ（Ｇａｓ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＧＴＡＷ（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＳＭＡＷ（Ｓｈｉｅｌｄｅｄ Ｍｅｔａｌ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）のいずれかとし、表１に示した。ＦＣＡＷの場合は、フラックス入りワイヤ、径１．２ｍｍ、電流２５０Ａ、電圧２９Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、ＣＯ２ガス中で溶接を行った。ＧＭＡＷの場合は、ソリッドワイヤ、径１．２ｍｍ、電流３２０Ａ、電圧３５Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、Ａｒ＋２０％ＣＯ２ガス中で溶接を行った。ＧＴＡＷの場合は、ソリッドワイヤ、径１．２ｍｍ、電流１５０Ａ、電圧１５Ｖ 速度３０ｃｍ／ｍｉｎの条件で、１００％Ａｒガス中で溶接を行った。ＳＭＡＷの場合は、被覆アーク棒、径４ｍｍ、電流１７０Ａ、電圧２５Ｖ、速度１５ｃｍ／ｍｉｎの条件で、大気中で溶接を行った。得られた溶接金属の組成を表１に質量％で示す。
鋼材、溶接熱影響部、および溶接金属部の平均硬さは、硬さ測定用試験体を溶接部で切断、研磨、エッチングし、フュージョンラインを明らかにした後、先に記載の方法で押し込み荷重１ｋｇのビッカース硬さＨＶ１の６点の平均値として評価した。結果を表２（表１つづき）に示した。
本発明の試験体１３は、左右で異なる組成の板を突合せ溶接したものであり、表２（表１つづき）中の鋼材の平均硬さおよび溶接熱影響部の平均硬さは、左右それぞれの平均硬さを示した。
本発明の試験体１〜１５および比較例の一部には各溶接止端の全線にわたって超音波衝撃処理を施した。超音波衝撃処理を施した際の超音波衝撃処理装置の共振周波数（ｋＨｚ）、仕事率（ｋＷ）、および用いた振動端子の先端曲率半径（ｍｍ）を表２（表１つづき）に示す。また、得られた超音波衝撃痕の有無、衝撃痕の曲率ｍｍ、衝撃痕の深さｍｍを同じく表２（表１つづき）に示す。超音波衝撃処理は、超音波衝撃処理装置にそれぞれの曲率を呈する振動端子を１本装着し、押し付け荷重約４ｋｇにて、溶接止端に沿って速度３０ｃｍ／ｍｉｎで打撃痕が連続するように処理した。衝撃痕の曲率と深さは印象材で型取りして測定した。
比較例１６〜１７は、比較のために超音波衝撃処理を施さない試験体を６体準備し、１体を断面硬さ測定用、残る５体を疲労試験用として、本発明の場合との比較を行った。
比較例２１においては、超音波衝撃処理の代わりにグラインダー処理（Ｇｒ）を溶接止端部に施し、本発明の場合との比較を行った。得られたグラインダーの溝の曲率は４ｍｍで深さは０．８ｍｍであった。
疲労試験は、試験体の長手方向に繰返し軸力を付与し、応力比Ｒ＝０、繰返し周波数１０Ｈｚ、サイン波の片振りで、５５〜４００ＭＰａの範囲内の５種類の応力範囲Δσにて試験を実施し、破断寿命を測定した。得られたＳＮ線図から２００万回にて破断する応力範囲を求め、５体の平均値を疲労強度（ＭＰａ）とし表２（表１つづき）に示した。
表２（表１つづき）の疲労強度の結果から明らかなように、本発明の条件（鋼材組成、溶接金属組成、鋼材、溶接熱影響部、溶接金属部の硬さの比率、超音波処理痕の形状、超音波処理条件の組合せ）においては、いずれの場合も疲労強度が１４５ＭＰａ以上と高い強度を示したのに対し、本発明の範囲外である比較例においては、疲労強度は１３０ＭＰａ以下と低い値を示し、本発明の有効性が確認され、結果的に耐疲労特性に優れた継手を提供することが可能となった。
As the steel material, a steel plate having a tensile strength level of 400 MPa to 800 MPa class was used. The composition is shown in Table 1 in mass%. A plate-shaped test body having a plate thickness of 15 mm, a length of 1000 mm, and a width of 100 mm was prepared from the steel plate of any composition and subjected to welding, ultrasonic impact treatment, and fatigue test.
The joint shape of each specimen was either cross, turned, or butt, and is shown in Table 1. Moreover, the outline | summary of the test body was shown with the perspective view to Fig.5 (a)-(c). In the case of a cruciform joint (FIG. 5 (a)), a load non-transmitting fillet weld is used, and the vertical steel plate 12 (2) (
The welding method is FCAW (Flux Corded Wires Arc Welding), GMAW (Gas Metal Arc Welding), GTAW (Gas Tungsten Arc Welding), or SMAW (Shielded Metal Arc Welding). In the case of FCAW, welding was performed in CO 2 gas under the conditions of a flux-cored wire, a diameter of 1.2 mm, a current of 250 A, a voltage of 29 V, and a speed of 30 cm / min. In the case of GMAW, welding was performed in Ar + 20% CO 2 gas under the conditions of a solid wire, a diameter of 1.2 mm, a current of 320 A, a voltage of 35 V, and a speed of 30 cm / min. In the case of GTAW, welding was performed in 100% Ar gas under the conditions of a solid wire, a diameter of 1.2 mm, a current of 150 A, a voltage of 15 V, and a speed of 30 cm / min. In the case of SMAW, welding was performed in the atmosphere under the conditions of a coated arc bar, a diameter of 4 mm, a current of 170 A, a voltage of 25 V, and a speed of 15 cm / min. The composition of the obtained weld metal is shown in Table 1 in mass%.
The average hardness of steel, weld heat-affected zone, and weld metal zone is determined by cutting, polishing, and etching the specimen for hardness measurement at the weld zone, revealing the fusion line, and indentation load by the method described above Evaluation was made as an average value of 6 points of 1 kg of Vickers hardness HV1. The results are shown in Table 2 (continued from Table 1).
The
The test bodies 1 to 15 of the present invention and some of the comparative examples were subjected to ultrasonic impact treatment over the entire line of each weld toe. Table 2 (continued from Table 1) shows the resonance frequency (kHz), power (kW), and radius of curvature (mm) of the vibration terminal used when the ultrasonic impact treatment was performed. Table 2 (continued from Table 1) also shows the presence / absence of ultrasonic impact marks, curvature mm of impact marks, and depth mm of impact marks. In the ultrasonic shock treatment, one vibration terminal exhibiting the respective curvatures is attached to the ultrasonic shock treatment apparatus, and the hitting mark is continuous at a speed of 30 cm / min along the weld toe at a pressing load of about 4 kg. Processed. The curvature and depth of the impact mark were measured with an impression material.
In Comparative Examples 16 to 17, six test specimens that were not subjected to ultrasonic impact treatment were prepared for comparison, one for cross-sectional hardness measurement, and the remaining five for fatigue testing. A comparison was made.
In Comparative Example 21, a grinder process (Gr) was applied to the weld toe instead of the ultrasonic impact process, and a comparison with the case of the present invention was performed. The groove of the obtained grinder had a curvature of 4 mm and a depth of 0.8 mm.
In the fatigue test, a repeated axial force is applied in the longitudinal direction of the specimen, the stress ratio is R = 0, the repetition frequency is 10 Hz, and the sine wave is swung in five stress ranges Δσ within a range of 55 to 400 MPa. And the fracture life was measured. From the obtained SN diagram, the stress range to break at 2 million times was determined, and the average value of the five bodies was shown in Table 2 (Table 1 continued) as fatigue strength (MPa).
As apparent from the fatigue strength results in Table 2 (Table 1), the conditions of the present invention (steel material composition, weld metal composition, steel material, weld heat affected zone, hardness ratio of weld metal zone, ultrasonic treatment trace) In any case, the fatigue strength was 145 MPa or higher, and in the comparative example outside the scope of the present invention, the fatigue strength was 130 MPa or less. A low value was shown, the effectiveness of the present invention was confirmed, and as a result, it was possible to provide a joint excellent in fatigue resistance.
Claims (8)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009516761A JP4719297B2 (en) | 2008-02-19 | 2009-02-18 | Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008037719 | 2008-02-19 | ||
| JP2008037719 | 2008-02-19 | ||
| JP2009516761A JP4719297B2 (en) | 2008-02-19 | 2009-02-18 | Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same |
| PCT/JP2009/053302 WO2009104798A1 (en) | 2008-02-19 | 2009-02-18 | Welded joint with excellent fatigue-resistance characteristics, and method for producing same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2009104798A1 JPWO2009104798A1 (en) | 2011-06-23 |
| JP4719297B2 true JP4719297B2 (en) | 2011-07-06 |
Family
ID=40985670
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009516761A Active JP4719297B2 (en) | 2008-02-19 | 2009-02-18 | Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4719297B2 (en) |
| KR (1) | KR101134158B1 (en) |
| CN (1) | CN101678511B (en) |
| TW (1) | TW200946270A (en) |
| WO (1) | WO2009104798A1 (en) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4842409B2 (en) * | 2009-11-07 | 2011-12-21 | 新日本製鐵株式会社 | Multiple peening processing method for weld toe |
| JP5821516B2 (en) * | 2010-10-26 | 2015-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | Welded joint and method for producing welded joint |
| CN102953023B (en) * | 2011-08-29 | 2014-05-07 | 中国石油化工股份有限公司 | Surface treatment process of titanium alloy welded joint |
| JP6606730B2 (en) * | 2013-11-26 | 2019-11-20 | 国立大学法人大阪大学 | Weld reinforcement method |
| CN104975163A (en) * | 2015-06-29 | 2015-10-14 | 柳州金茂机械有限公司 | Surface treatment technology of welded joint |
| CN104975164A (en) * | 2015-06-29 | 2015-10-14 | 柳州金茂机械有限公司 | Surface treatment technology of tube plate welded joint |
| CN106975992A (en) * | 2017-03-18 | 2017-07-25 | 郑州煤矿机械集团股份有限公司 | Hydraulic support structural member fatigue life-prolonging method |
| DE102017113065B3 (en) * | 2017-06-14 | 2018-11-15 | Maschinenfabrik Alfing Kessler Gmbh | Method and device for impact hardening of transition radii of a crankshaft |
| DE102017113066B3 (en) * | 2017-06-14 | 2018-11-15 | Maschinenfabrik Alfing Kessler Gmbh | Method for impact hardening of transition radii of a crankshaft |
| CN109423587B (en) * | 2017-08-28 | 2021-05-04 | 天津大学 | Ultrasonic impact surface modification auxiliary titanium alloy diffusion bonding method |
| WO2019064930A1 (en) * | 2017-09-27 | 2019-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Peening processing method for overlapped fillet welded joint, and welded structure |
| JP7035458B2 (en) * | 2017-11-02 | 2022-03-15 | 日産自動車株式会社 | Welded structure and manufacturing method of welded structure |
| CN108707741B (en) * | 2018-06-06 | 2019-08-09 | 江苏省特种设备安全监督检验研究院 | A kind of surface compound treatment technique of austenite stainless steel welding joint |
| MX2019007638A (en) * | 2018-06-18 | 2020-08-17 | Posco | Plated steel sheet weld member having excellent porosity-resistance and fatigue property of weld zone, and method for manufacturing same. |
| WO2021095796A1 (en) * | 2019-11-12 | 2021-05-20 | 株式会社小松製作所 | Body frame of transport vehicle, transport vehicle, and method for manufacturing body frame of transport vehicle |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09314337A (en) * | 1996-05-23 | 1997-12-09 | Nisshin Steel Co Ltd | Method for welding al or al-si alloy coated stainless steel sheet without welded crack |
| US20050145306A1 (en) * | 1998-09-03 | 2005-07-07 | Uit, L.L.C. Company | Welded joints with new properties and provision of such properties by ultrasonic impact treatment |
| JP3899007B2 (en) * | 2002-10-08 | 2007-03-28 | 新日本製鐵株式会社 | Method for improving fatigue strength of lap fillet welded joints |
| JP4183177B2 (en) * | 2003-06-09 | 2008-11-19 | 住友軽金属工業株式会社 | Heat treated aluminum alloy bonding material with excellent ductility |
| JP4394996B2 (en) * | 2004-03-30 | 2010-01-06 | 新日本製鐵株式会社 | Welded joints with excellent brittle fracture resistance |
| JP4392340B2 (en) * | 2004-12-24 | 2009-12-24 | 新日本製鐵株式会社 | Deformation correcting method and welded structure using the same |
| JP4760299B2 (en) * | 2005-10-26 | 2011-08-31 | 住友金属工業株式会社 | Welded joint and manufacturing method thereof |
| JP5000148B2 (en) * | 2006-02-13 | 2012-08-15 | 新日本製鐵株式会社 | Manufacturing method of welded steel pipe |
| JP4837428B2 (en) * | 2006-04-17 | 2011-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | Ultrasonic impact treatment method for weld toe |
-
2009
- 2009-02-18 KR KR1020097018596A patent/KR101134158B1/en active IP Right Grant
- 2009-02-18 WO PCT/JP2009/053302 patent/WO2009104798A1/en active Application Filing
- 2009-02-18 JP JP2009516761A patent/JP4719297B2/en active Active
- 2009-02-18 TW TW098105210A patent/TW200946270A/en unknown
- 2009-02-18 CN CN2009800002199A patent/CN101678511B/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| TWI365789B (en) | 2012-06-11 |
| CN101678511A (en) | 2010-03-24 |
| KR101134158B1 (en) | 2012-04-09 |
| JPWO2009104798A1 (en) | 2011-06-23 |
| CN101678511B (en) | 2011-12-07 |
| TW200946270A (en) | 2009-11-16 |
| KR20090122937A (en) | 2009-12-01 |
| WO2009104798A1 (en) | 2009-08-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4719297B2 (en) | Welded joint with excellent fatigue resistance and method for producing the same | |
| JP6432716B1 (en) | Fillet welded joint and manufacturing method thereof | |
| WO2004040023A1 (en) | Method of increasing toughness of heat-affected part of steel product welded joint | |
| KR101308773B1 (en) | Out-of-plane gusset welded joint and fabrication method thereof | |
| JP6594266B2 (en) | Gas shield arc welding method and manufacturing method of welded structure | |
| JP5000476B2 (en) | Fillet welded joints with excellent fatigue crack initiation characteristics | |
| KR20190021384A (en) | Arc spot welding method and welding wire | |
| WO1997030184A1 (en) | Welded joint of high fatigue strength | |
| JP4325503B2 (en) | Steel material with excellent fatigue characteristics and method for producing the same | |
| JP5898576B2 (en) | Multilayer arc welded joint manufacturing method | |
| JP4319886B2 (en) | Large heat input butt weld joint with brittle fracture resistance | |
| JP4857855B2 (en) | Fatigue-resistant cracked steel plate for welding with excellent joint fatigue strength | |
| JP3795949B2 (en) | Welded joint with excellent fatigue strength | |
| JP4424484B2 (en) | Welded joints with excellent cold cracking resistance and steel for welding materials | |
| JPH08253821A (en) | Production of welded joint having excellent fatigue strength | |
| JP2004136311A (en) | Welded joint having high fatigue strength, and method for improving fatigue strength of welded joint | |
| KR100521560B1 (en) | Welding material for enhancing welded joint strength | |
| JP6248545B2 (en) | Steel plate, steel slab using the same, and method for producing them | |
| KR102589430B1 (en) | Resistance spot welds and resistance spot welding methods, and resistance spot welding joints and manufacturing methods of resistance spot welding joints | |
| JP5080195B2 (en) | Solid wire for welding | |
| JP4660421B2 (en) | High fatigue strength fillet welded joint and method for forming the same | |
| JP3822665B2 (en) | Welded joint with excellent fatigue strength | |
| JP2008248377A (en) | Weld joint having excellent fatigue property and welding method | |
| JP2004136312A (en) | Thin steel sheet fillet welded joint having high fatigue strength, and method for improving its fatigue strength | |
| JP2004098109A (en) | Welding material, welding method and welded joint |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110308 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110401 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4719297 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140408 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140408 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |