WO2017018492A1 - 隅肉アーク溶接継手及びその製造方法 - Google Patents

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雄二郎 巽
祥子 大阿見
恭章 内藤
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Definitions

  • the present invention relates to a fillet arc welded joint and a manufacturing method thereof, and is particularly suitable for manufacturing a fillet arc welded joint of a thin steel plate such as an automobile steel plate.
  • High fatigue strength is also required for high-strength steel sheets that reduce the weight of vehicle bodies.
  • the fatigue strength of the welded portion is more important for suspension members such as suspension arms and subframes. Since there is stress concentration and residual stress in the welded portion, it is said that the fatigue strength does not increase even if the strength of the base material increases.
  • Patent Documents 1 and 2 propose techniques for reducing stress concentration by remelting a weld bead with a TIG arc heat source or a plasma heat source and adjusting the shape.
  • these techniques require skill, it is difficult to stably control the bead shape.
  • the weld bead is remelted with a TIG arc heat source or a plasma heat source, the heat input is excessive in the thin plate member, so that there is a problem that the material of the HAZ deteriorates and the fatigue strength is lowered.
  • Patent Document 3 uses a laser heat source to heat the weld toe portion to a temperature at which the weld metal does not melt, thereby hardening the weld metal side and reducing strain concentrated only on the weld metal.
  • Technology is disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a technique for reducing residual stress by heating a weld toe portion to a temperature at which a steel plate does not melt using a laser heat source.
  • the heating temperatures in Patent Documents 3 and 4 are temperatures below the melting point of the weld metal, and quenching becomes insufficient, so that there is a problem that a sufficient fatigue strength improvement effect cannot be obtained for the thin plate welded joint.
  • the weld bead toe on the lower plate surface is the starting point of fatigue fracture, and the fatigue strength of the welded joint depends on its hardness. It is a technology that pays attention to change.
  • This manufacturing method assumes the location where the toe portion of the lap fillet weld bead is formed, and the molten / solidified portion is formed in advance by irradiating the location with high energy by high energy irradiation means such as a TIG arc.
  • the toe part aims at raising the weld bead toe hardness and improving the fatigue strength by overlapping fillet arc welding so that the toe part overlaps the molten / solidified part.
  • the toe part may be softened by reheating at the time of overlapped fillet arc welding, and a sufficient fatigue strength improving effect can be obtained. It may not be obtained.
  • Patent Document 6 discloses that a weld bead and a steel plate are remelted with plasma around a toe portion of a weld bead of a weld joint, so that the vicinity of the toe portion is gently formed, and stress due to repetitive stress is obtained. It discloses that concentration is suppressed. However, since the remelted portion and the metal structure in the vicinity thereof change before and after remelting, the fatigue characteristics may not be improved sufficiently.
  • FIG. 1 is an enlarged cross-sectional view of a portion showing a crack generation position of a conventional lap fillet welded joint using an upper plate 1 and a lower plate 2. Since the weld bead 3 has tensile residual stress caused by stress concentration caused by the discontinuous shape and shrinkage of the weld metal, as shown in FIG. 1, the portion where the crack occurs is the weld toe 3b. Most of the cracks 4 propagate through the HAZ 5.
  • Patent Documents 1 to 5 are not intended to suppress a decrease in fatigue strength due to HAZ material deterioration or to suppress crack growth in HAZ, and use high-strength steel sheets having a tensile strength of 780 MPa or more. A sufficient effect cannot be obtained to improve the fatigue strength of the arc welded joint.
  • the fatigue life of welded joints is organized by the crack initiation life, but the crack initiation status in welded joints is judged by the penetration test and the amount of change in the strain gauge value.
  • the fatigue strength is evaluated based on the life including crack propagation. For this reason, there is a possibility that the practical fatigue strength of the welded joint can be improved by suppressing the crack growth in the HAZ.
  • the fatigue strength can be improved by suppressing the crack growth of the HAZ. It is thought that the effect is increased.
  • the cause of the decrease in fatigue strength of the welded portion of the high-strength steel plate is considered to be an adverse effect on the fatigue strength of the welded portion due to HAZ material deterioration caused by fillet arc welding. Therefore, a thermal cycle during welding was applied to a steel sheet having a tensile strength of 440 to 980 Mp, and the fatigue strength of the base material and the fatigue strength of the weld heat affected zone were compared and investigated.
  • the heat treatment conditions for reproducing the HAZ are a maximum attained temperature of 1200 ° C., and cooling rates at 1200 ° C. to 800 ° C., 800 ° C. to 500 ° C., 500 ° C.
  • the fatigue test piece was provided with a notch with a stress concentration factor (Kt) of 3.
  • Figure 2 shows the fatigue test results.
  • the fatigue strength of HAZ is reduced in a high-strength steel plate compared to the base material.
  • a fillet arc welded joint excellent in fatigue strength in which the heat-affected zone (HAZ) region in the plate thickness direction, which is the direction of crack propagation, is narrowed and crack propagation is suppressed, and a method for manufacturing the same are disclosed.
  • the purpose is to provide.
  • laser light is used for processing the toe portion of fillet arc welding.
  • the region including the boundary between the weld toe and the heat-affected zone generated by the fillet arc welding is remelted with laser light and locally hardened and hardened ( Hereinafter, it is referred to as “local quenching by laser”).
  • the present inventors suppress the crack from the fillet arc welding toe portion by the remelting using the laser beam, and the remelted region (remelting portion) that becomes the crack generation position after the laser irradiation. ) It was found that by narrowing the HAZ 6a at the melt boundary 6b of 6, it becomes possible to suppress the progress of the crack 4, and a significant improvement in weld fatigue strength can be achieved.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the fillet arc welded joint of the present invention is a fillet arc welded joint formed by performing fillet arc welding of at least two metal members, and the weld toe of the fillet arc welding of at least one metal member. And a region including the boundary of the heat affected zone generated by the fillet arc welding on the surface of the metal member has a remelted portion by laser irradiation, the remelted portion from the surface of the metal member It is a range up to a depth of 1 ⁇ 2 or less of the plate thickness of the metal member, and is 0.1 mm in the plate thickness direction of the metal member from the remelt boundary portion which is the boundary of the remelt portion on the surface of the metal member.
  • the average effective grain size of the prior austenite in the heat affected zone at the depth is 20 ⁇ m or less.
  • the remelted portion may be in a range from the surface of the metal member to a depth of 1/3 or less of the plate thickness of the metal member.
  • the weld metal of the remelted portion may have a Ceq value defined by the following formula (1) of 0.3 or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 Formula (1);
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V indicate element content (mass%), and 0 is substituted in the case of an additive-free element.
  • the depth of the remelted portion in the thickness direction of the metal member is 1/5 or more of the thickness of the metal member from the surface of the metal member.
  • the hardness of the boundary portion between the laser remelting portion and the heat affected zone at a position 0.1 mm below the steel sheet surface is 1.2 times or more of the hardness of the base material of the metal member, and the boundary portion
  • the hardness of the metal member at a depth of 1/4 of the plate thickness of the metal member from the surface of the steel plate in the vertically downward direction may be 1.1 times or less of the hardness of the base material of the metal member.
  • the metal member may be a steel plate having a thickness of 4.5 mm or less.
  • a remelted portion may be formed in at least one location where a high stress obtained in advance is applied.
  • the method for manufacturing a fillet arc welded joint according to the present invention includes fillet arc welding of at least two metal members, the weld toe of the fillet arc welding of at least one metal member, and the surface of the metal member. Remelting the region including the boundary of the heat affected zone caused by fillet arc welding by laser irradiation to form a remelted zone from the surface of the metal member to a depth of 1/2 or less of the plate thickness of the metal member.
  • the average effective of prior austenite in the heat-affected zone at a depth of 0.1 mm from the remelt boundary in the thickness direction of the metal member may be 20 ⁇ m or less.
  • the remelted region is in a range from the surface of the metal member to a depth of 1/3 or less of the plate thickness of the metal member. There may be.
  • a Ceq value defined by the following formula (1) of the remelted metal member may be 0.3 or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 Formula (1);
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V indicate element content (mass%), and 0 is substituted in the case of an additive-free element.
  • the depth of the remelted portion from the surface of the metal member is 1/5 or more of the plate thickness of the metal member, and the steel plate surface
  • the hardness at the boundary between the laser remelted portion and the heat-affected zone at a position 0.1 mm below the plate thickness direction is 1.2 times or more the hardness of the base material of the metal member, and is perpendicular to the boundary.
  • Laser irradiation may be performed so that the hardness at a depth of 1/4 of the thickness of the metal member from the steel plate surface in the downward direction is 1.1 times or less the hardness of the base material of the metal member.
  • the metal member may be a steel plate having a thickness of 4.5 mm or less.
  • At least one place where a high stress obtained in advance is applied may be remelted by laser irradiation.
  • the laser irradiation has a ratio of a laser output (kJ / sec) to a moving speed (m / min) of 45 to 80 (kJ / m). It may be.
  • the present invention it is possible to improve the fatigue strength of the weld toe portion of the high-tensile steel having a tensile strength of 980 MPa and to narrow the HAZ in the plate thickness direction. Therefore, the fatigue strength of arc welded joints of thin steel plates such as automobile steel plates can be increased.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the number of repeated fatigue tests, the strain change rate, and the crack growth. It is the graph which produced the welding test piece which changed the remelting part depth, and calculated
  • FIG. 6A shows the relationship between the average effective grain size of prior austenite and the fatigue strength improvement rate in the heat-affected zone, obtained by observing the metal structure of the weld toe or laser melting end of the test piece used in the experiment of FIG. 6A. It is a graph to show. It is a graph which shows the Vickers hardness of the plate thickness direction in the welding toe part of the conventional fillet arc welded joint and the fillet arc welded joint of this invention by laser irradiation. The Vickers hardness is expressed as a ratio to the Vickers hardness of the base material.
  • FIG. 8 is an enlarged cross-sectional view showing a portion where the Vickers hardness shown in the graph of FIG. 7 is measured.
  • FIG. 7A corresponds to the “conventional” graph of FIG. ".
  • the present invention is a technique aimed at suppressing the progress of cracks by narrowing the HAZ in the plate thickness direction, the effect of improving the fatigue strength varies depending on the laser quenching conditions. Therefore, as a preliminary evaluation, the relationship between laser irradiation conditions and fatigue strength was investigated.
  • the test material was a 980 MPa grade steel plate having a thickness of 2.3 mm
  • the arc welding material was a welding material for 780 MPa grade steel (JIS Z3312 G78A4UMN5C1M3T).
  • Arc welding with Parusumagu welding, the shielding gas and Ar + 20% CO 2
  • the welding current 190A, arc voltage 24V the condition of the welding speed 80 cm / min.
  • Laser irradiation conditions for laser quenching were set at two levels of +10 mm defocus and +15 mm defocus, aiming at the toe part of fillet arc welding with a laser output of 3 kW and a moving speed of 3 m / min.
  • FIG. 4 shows the cross-sectional melt shape of the welded part when quenched with (A) no laser irradiation, (B) +10 mm defocus, and (C) +15 mm defocus.
  • the Vickers hardness at the melting boundary without laser quenching was 250 HV, but the hardness at the corresponding location increased to 382 HV by laser quenching.
  • the remelted region (the region indicated by the arrows in FIGS. 4B and 4C and corresponding to the remelting portion 6 in FIG. 3) is obtained by cutting and polishing the sample. It can be observed by etching.
  • Table 1 shows the fatigue life of the specimen after the local quenching.
  • the fatigue life of the test piece was measured by performing a one-side bending test with a stress amplitude of 250 MPa on the weld toe of the test piece.
  • condition C is slower in crack generation and the crack propagation speed is slower than the condition A.
  • the growth path of cracks is not a HAZ but a base material composed of a fine grain structure.
  • the heat input region is reduced as the melting region is reduced by the laser. This is probably because the tensile residual stress decreased as a result of the reduction.
  • a weld specimen having a remelted portion depth changed in the same manner as in FIG. 4 is prepared, and arc welding alone (ie, arc welding).
  • the relationship between the remelted penetration depth and the improvement rate of joint fatigue strength was obtained experimentally.
  • the result is shown in FIG. 6A.
  • FIG. 6A when the crack generation depth becomes larger than 1 / 2t (1/2 thickness of the plate thickness t), the same effect as that when Tig dressing is performed is obtained.
  • the penetration depth of the remelted portion is shallow, the surface of the remelted portion becomes uneven, so that the remelt depth is 1/5 or more and 1 / 2t or less, preferably 1/5 or more and 1 / 3t. It is as follows.
  • the thickness of the steel sheet from the boundary between the remelted portion on the steel plate surface and the heat affected zone of the remelted portion (hereinafter referred to as “remelted boundary portion”).
  • the metal structure at a depth of 0.1 mm in the direction was observed.
  • the remelted portion at a depth of 0.1 mm in the plate thickness direction starting from the boundary between the weld metal and the heat affected zone on the steel plate surface was observed.
  • EBSD analysis was performed on a metal structure in a range of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m centering on the above-mentioned position, and the average effective crystal grain size of prior austenite was obtained from the crystal grain size when the crystal orientation difference was 15 °.
  • Old austenite which is a target for measuring the effective crystal grain size, is not included in the remelted portion, but is included in the heat affected zone of the remelted portion by the laser irradiation.
  • FIG. 6B shows the relationship between the average effective crystal grain size of the prior austenite in the heat-affected zone and the fatigue strength improvement rate.
  • the fatigue strength of arc welding alone was set to 1.0.
  • the fatigue strength increased with a decrease in penetration depth, but in FIG. 6B, it can be seen that the fatigue strength increases with a decrease in crystal grain size.
  • the average effective crystal grain size of old austenite by arc welding alone was 37 ⁇ m
  • the average effective crystal grain size of old austenite when TIG dressing was applied was 32 ⁇ m.
  • the fatigue strength improvement rate more than Tig dressing can be obtained by making the average effective crystal grain size of prior austenite contained in the heat-affected zone of the remelted zone by laser treatment 20 ⁇ m or less. Was confirmed.
  • TIG dressing has a fatigue strength improvement rate of 1.2 times despite the crystal grain size being relatively large, this is because the weld toe was remelted with a relatively large amount of heat. This is probably because the shape of the end became smooth and the stress concentration factor became a smaller value.
  • the conventional TIG dressing and plasma processing techniques are characterized by an action mechanism that reduces stress concentration on the weld toe, which is a crack generating part, by smoothing the shape of the molten end.
  • the present invention is characterized by an action mechanism in which the metal structure of the crack generation part is refined by laser processing to improve fatigue strength, and the technical idea is different from conventional techniques such as Tig dressing. It is.
  • the laser irradiation is performed under irradiation conditions such as laser irradiation intensity, laser irradiation time, and irradiation range so as to satisfy the following (i) and (ii). It is preferable to adjust.
  • the hardness of the fusion boundary newly formed by laser remelting at a position 0.1 mm below the surface of the steel sheet in the thickness direction is increased to 1.2 times or more of the hardness of the base material;
  • the hardness at the depth position of about 1 ⁇ 4 of the steel sheet from the surface of the steel sheet in the vertical downward direction of the melting boundary at a position 0.1 mm below the surface of the steel sheet in the thickness direction is the hardness of the base material. 1.1 times or less.
  • the conventional fillet arc welded joint has a hardness distribution in the region of 0.1 mm thickness, the hardness is not increased, and the region of 1/4 thickness. The hardness is not softened.
  • the distribution of hardness in the thickness direction is a preferable distribution for crack suppression.
  • FIG. 8A is an enlarged cross-sectional view of an arc welded portion where remelting by laser irradiation has not been performed
  • FIG. 8B is an arc weld based on the fillet arc welded joint manufacturing method of the present invention. It is an expanded sectional view of the location where was performed.
  • FIG. 8A the hardness distribution in the plate thickness direction was measured along the arrow direction starting from the boundary between the weld metal 3 and the heat affected zone 5 0.1 mm below the steel plate surface.
  • FIG. 8A the hardness distribution in the plate thickness direction was measured along the arrow direction starting from the boundary between the weld metal 3 and the heat affected zone 5 0.1 mm below the steel plate surface.
  • the hardness distribution in the thickness direction was measured along the arrow direction starting from the boundary between the laser remelting portion 6 and the heat-affected zone 6a 0.1 mm below the steel sheet surface.
  • the base material hardness was measured at a location sufficiently away from the arrow line in FIGS. 8 (A) and 8 (B).
  • the present invention locally quenches the weld toe portion by laser irradiation.
  • a steel member having a composition in which the Ceq value defined by the formula (1) is 0.3 or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 Formula (1);
  • C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V show element content (mass%).
  • a welding material having a composition with a Ceq value defined by the above formula (1) of 0.3 or more is used. It is preferable.
  • a melting part may be formed in a region where a fatigue crack first occurs when a repeated load assumed to be applied to a welded structural member to which an external load is directly applied is applied to the welded structural member.
  • a melting part may be formed in a region where a fatigue crack first occurs when a repeated load assumed to be applied to a welded structural member to which an external load is directly applied is applied to the welded structural member.
  • the remelted portion in the present invention may be formed at a weld location where the maximum principal stress is generated. As described above, it is effective to improve the fatigue strength to form the remelted portion in at least one place where the high stress obtained in advance is applied.
  • test piece was prepared as follows, and the weld toe of the arc weld bead of the test piece was prepared as follows.
  • the part was irradiated with a laser beam, and the Vickers hardness, fatigue strength, fatigue strength improvement rate, and average effective crystal grain size of prior austenite were measured for the test piece after laser irradiation.
  • Table 2-1 shows the components (mass%) of the test steel sheet.
  • Steel plate A is a 980 MPa grade hot-rolled steel plate and steel plate B is a 780 MPa grade hot-rolled steel plate, both having a Ceq of 0.3 or more.
  • the plate thickness of the steel plate A is 2.3 mm, and the plate thickness of the steel plate B is 2.9 mm.
  • Table 2-2 shows the components of the welding wire.
  • w1 is a welding wire for a 490 MPa class steel plate
  • w2 is a welding wire for a 780 MPa class steel plate
  • the Ceq of w1 is less than 0.3
  • the Ceq of w2 is 0.3 or more.
  • the outer diameter of each wire is 1.2 mm.
  • a lap fillet joint was produced by pulse mag welding using these steel plates and welding wires.
  • the welding conditions were welding current: 190 A, arc voltage: 24 V, welding speed: 0.8 m / min for a joint with a plate thickness of 2.3 mm, and welding speed: 0.6 m / min for a joint with a plate thickness of 2.9 mm. .
  • Condition I is a case where no laser treatment is performed, conditions II to VI are YAG laser processing apparatus, laser output is 3 to 4 kW, defocus length is +5 to +15 mm, and moving speed is 3 to 4 m / min.
  • the lens of the laser processing apparatus has a condensing diameter of 0.6 mm and a focal length of 200 mm.
  • Condition III is about 1/2 the penetration depth, and Conditions IV to VI are about 1/3 the thickness. It was the penetration depth.
  • Bending fatigue test specimen No. 1 was combined with the steel plate in Table 2-1, the welding wire in Table 2-2, and the laser processing conditions in Table 2-3 under the conditions in Table 3-1. 1 to 11 were prepared, and the fatigue strength and fatigue strength improvement rate were measured.
  • fatigue test piece No. For each of 1 to 11, Vickers hardness, fatigue strength, fatigue strength improvement rate, and average effective crystal grain size of prior austenite of the metal structure near the welded portion were measured.
  • the fatigue strength measurement test is performed with a single swing using a Schenck fatigue tester, and the number of repetitions is up to 2 million times. For each of the fatigue test pieces, the crack occurrence location and the 2 million times fatigue strength ( Stress amplitude) was measured. The results are shown in Table 3-2.
  • Fatigue test piece No. No. 1 corresponds to a conventional lap fillet arc welded joint using a combination of a 980 MPa class hot rolled steel sheet A and a welding wire w1 for a 490 MPa class steel sheet, and its fatigue strength was 170 MPa.
  • fatigue test piece No. 7 corresponds to a conventional lap fillet arc welded joint by a combination of a 780 MPa class hot rolled steel sheet B and a welding wire w1 for a 490 MPa class steel sheet, and its fatigue strength was 160 MPa.
  • the base material used was a fatigue test piece no. No. 1 fatigue test piece No. 1 For 2-6, fatigue test specimen No.
  • the fatigue strength improvement rate based on the fatigue strength of 1 was calculated.
  • the base material used was fatigue test piece No. No. 7 same fatigue test piece No. For 8 to 11, fatigue test specimen No.
  • the fatigue strength improvement rate based on the fatigue strength of 7 was calculated. From the result of the fatigue strength improvement rate of each fatigue test piece calculated in this way, the fatigue strength improvement effect by laser toe treatment was evaluated.
  • the “Vickers hardness (Hv-A) of the base metal” in Table 3-2 is a measured value of the surface hardness of the steel plate before welding, welding by Tig dressing, and remelting by laser.
  • the fatigue test pieces 2 and 3 satisfied the most suitable conditions of the present invention, and the best results were obtained in the fatigue strength or the fatigue strength improvement rate.
  • the fatigue test piece 4 is better in both fatigue strength and fatigue strength improvement rate than the conventional example, but since the remelting depth by laser is more than 1/3 of the plate thickness, the crack is along the HAZ.
  • the fatigue strength and the fatigue strength improvement rate are slightly inferior to those of the fatigue test pieces 2 and 3.
  • the fatigue test piece 5 is also better than the conventional example in both fatigue strength and fatigue strength improvement rate, but because it was made using a welding wire having a Ceq of less than 0.3, it was 0.1 mm deep from the steel sheet surface. The local quenching in was insufficient. Therefore, compared with the fatigue test pieces 2 and 3, the fatigue strength and the fatigue strength improvement rate are slightly inferior.
  • the fatigue test piece 8 is better in both fatigue strength and fatigue strength improvement rate than the fatigue test pieces 7 and 11 as the conventional examples and the fatigue test piece 10 as the comparative example.
  • the fatigue test piece 11 corresponds to a conventional lap fillet arc welded joint manufactured using a conventional TIG dressing, and melts so that the remelting depth by laser exceeds 70% of the plate thickness. However, since the crack propagated in the HAZ, a sufficient fatigue strength improvement effect could not be obtained.
  • the fatigue test piece 11 had a large penetration depth, that is, a large heat input, so that the HAZ was large and the fatigue strength was insufficient because the crack propagated only in the HAZ.
  • the fatigue test piece 8 was produced using a welding wire having a Ceq of less than 0.3, the local quenching at a depth of 0.1 mm from the steel sheet surface was about 10% compared to the fatigue test piece 9. The strength is low.
  • the fatigue test piece 9 is manufactured so that the remelting depth by laser is less than 1/3 of the plate thickness, and both the fatigue strength and the fatigue strength improvement rate are better than the fatigue test piece 8. Yes.
  • Fatigue test piece 10 has the shortest defocus length, laser remelting depth has reached more than 1/2 the plate thickness, deep penetration, and cracks have propagated in the HAZ, resulting in sufficient fatigue strength improvement. The effect was not obtained.
  • the present invention has high applicability in the welding industry using high-strength thin steel plates.

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Abstract

溶接止端部の表層の硬度を高めて亀裂の発生を抑制するとともに、板厚方向の熱影響部を狭くして、亀裂の進展が抑制された疲労強度に優れるアーク溶接継手及びその製造方法を提供する。少なくとも２つの金属部材を隅肉アーク溶接することにより形成された隅肉アーク溶接継手であって、少なくとも一つの金属部材の前記隅肉アーク溶接の溶接止端部と、当該金属部材の表面の前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域に、レーザ照射による再溶融部を有し、前記再溶融部は、前記金属部材の表面から当該金属部材の板厚の１／２以下の深さまでの範囲であって、前記金属部材の表面における前記再溶融部の境界である再溶融境界部から前記金属部材の板厚方向に０．１ｍｍの深さでの熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径が、２０μｍ以下であることを特徴とする。

Description

隅肉アーク溶接継手及びその製造方法
　本発明は、隅肉アーク溶接継手及びその製造方法に関し、特に、自動車鋼板等の薄鋼板の隅肉アーク溶接継手の製造に好適なものである。
　従来から、自動車分野では、環境保全のため、車体の軽量化による燃費の向上ととともに、衝突安全性の向上が求められている。そのため、高強度鋼板を使用して薄肉化するとともに車体構造を最適化して、車体の軽量化と衝突安全性の向上を図るために、これまで種々の取り組みがなされてきた。
　車体の軽量化を図る高強度鋼板には、大きな疲労強度も求められる。特に、サスペンションアームやサブフレームなどの足回り部材は、溶接部分の疲労強度がより重要となる。溶接部分には応力集中、残留応力が存在するため、母材の強度が増加しても疲労強度は増加しないとされる。
　このような課題に対し、特許文献１、２には、ＴＩＧアーク熱源やプラズマ熱源で溶接ビードを再溶融し、形状を整えることで応力集中の低減を図る技術が提案されている。しかし、これらの技術は技能を要するため、安定してビード形状を制御することが困難である。
　また、ＴＩＧアーク熱源やプラズマ熱源で溶接ビードを再溶融すると、薄板部材では入熱過多となるためＨＡＺの材質が劣化して疲労強度を低下させるという問題がある。
　また、特許文献３には、レーザ熱源を用いて、溶接金属が溶融しない程度の温度まで溶接止端部を加熱することによって、溶接金属側を硬化させて溶接金属のみに集中するひずみを低減する技術が開示されている。また、特許文献４には、レーザ熱源を用いて、鋼板が溶融しない程度の温度まで溶接止端部を加熱することによって、残留応力低減を図る技術が開示されている。しかし、特許文献３、４の加熱温度は溶接金属の融点以下の温度であり、焼き入れが不十分になるので薄板溶接継手に対して十分な疲労強度向上効果が得られないという問題がある。
　また、特許文献５に開示された薄鋼板の重ね隅肉アーク溶接継手の製造方法は、下板表面上の溶接ビード止端部が疲労破壊の起点であり、その硬さによって溶接継手の疲労強度が変化することに着目した技術である。この製造方法は、重ね隅肉溶接ビードの止端部が形成される箇所を想定し、予め当該箇所に、ＴＩＧアーク等の高エネルギー照射手段により高エネルギーを照射して溶融・凝固部を形成した後、前記溶融・凝固部に止端部が重なるように重ね隅肉アーク溶接することによって、溶接ビード止端部硬さを上昇させ、疲労強度を向上させることを狙っている。しかし、事前に止端部に相当する箇所を高エネルギー熱源の照射で硬化させても、重ね隅肉アーク溶接時の再熱による止端部が軟化する場合があり、十分な疲労強度向上効果が得られない場合がある。
　また、特許文献６は、溶接継手の溶接ビードの止端部を中心として溶接ビードと鋼板とをプラズマを用いて再溶融することによって、前記止端部近辺をなだらかに形成し、反復応力による応力集中が抑制されることを開示している。しかし、再溶融された部分及びその近傍における金属組織は、再溶融の前後で変化するため、疲労特性が十分に改善できないおそれがある。
　図１は、上板１及び下板２を用いた従来の重ね隅肉溶接継手のき裂発生位置を示す部分の拡大断面図である。溶接ビード３には、不連続な形状に起因する応力集中や溶接金属の収縮によって生じる引張残留応力が存在するため、図１に示すように、亀裂が発生する部位は溶接止端部３ｂであり、亀裂４のほとんどはＨＡＺ５を伝搬する。特許文献１～５は、いずれも、ＨＡＺの材質劣化に起因する疲労強度の低下の抑制或いはＨＡＺにおける亀裂進展の抑制を意図したものでは無く、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いたアーク溶接継手の疲労強度を向上するには十分な効果が得られない。
　一般に、溶接継手の疲労寿命はき裂の発生寿命で整理されるが、溶接継手におけるき裂の発生状況は浸透探傷試験やひずみゲージ値の変化量で判断されるため、純粋なき裂発生タイミングを判定することができず、き裂の伝播を含んだ寿命で疲労強度が評価されている。このため、ＨＡＺにおける亀裂進展を抑制することで、溶接継手の実用的な疲労強度を向上できる可能性がある。
　特に、前記高強度鋼板の場合、引張強度が高いと、ＨＡＺにおける亀裂進展速度が増加し、溶接止端部の疲労強度が低くなる傾向にあるため、ＨＡＺのき裂進展抑制による疲労強度向上の効果が大きくなると考えられる。
特開昭５９－１１０４９０号公報 特開昭５１－９０９４６号公報 特開平７－１１８７５７号公報 特開平１０－１９３１６４号公報 特開２０１１－６２７１８号公報 特開２０１４－４６０９号公報
　前述したように、前記高強度鋼板の溶接部の疲労強度の低下の要因は、隅肉アーク溶接によって生じたＨＡＺの材質劣化による溶接部疲労強度への悪影響と考えられる。そこで、引張強さが４４０～９８０Ｍｐ級の鋼板に溶接時の熱サイクルを与え、母材材質ままの疲労強度と溶接熱影響部の疲労強度を比較、調査した。なお、ＨＡＺを再現するための熱処理条件は、最高到達温度１２００℃とし、１２００℃～８００℃、８００℃～５００℃、５００℃～室温における冷却速度を各々８０℃／ｓ、５０℃／ｓ、１０℃／ｓとした。また、溶接部の応力集中を想定して、疲労試験片に応力集中係数（Ｋｔ）が３となる切り欠きを設けた。
　図２に疲労試験結果を示す。疲労試験は応力比（Ｒ）＝０．１の軸力疲労試験とし、２００万回を繰り返し数の上限として疲労強度（応力範囲で表示）を求めた。母材の引張強さの増加に応じて母材の疲労強度は増加するが、ＨＡＺの疲労強度は５９０～７８０ＭＰａを境に低下する傾向を示す。
　このように、高強度鋼板では母材に比べてＨＡＺの疲労強度が低下する。言い換えると、き裂が進展していくＨＡＺの領域を狭くして、き裂の進展を抑制することで溶接部の疲労強度を増加させることが可能と考えられる。
　すなわち、本発明では、き裂の進展方向である板厚方向の熱影響部（ＨＡＺ）領域を狭くして、亀裂の進展が抑制された疲労強度に優れる隅肉アーク溶接継手及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明では、隅肉アーク溶接の止端部の処理にレーザ光を活用することとした。図３に示すように、本発明では、溶接止端部と、前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域をレーザ光で再溶融して局所的に焼き入れして硬化（以下、「レーザによる局所焼き入れ」という。）させる。本発明者らは、レーザ光を用いた前記再溶融により、隅肉アーク溶接止端部からの亀裂を抑制するとともに、レーザ照射後のき裂発生位置となる再溶融された領域（再溶融部）６の溶融境界６ｂにおけるＨＡＺ６ａを狭くすることで亀裂４の進展を抑制することが可能となり、大幅な溶接部疲労強度の向上が達成できることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
　本発明の隅肉アーク溶接継手は、少なくとも２つの金属部材を隅肉アーク溶接することにより形成された隅肉アーク溶接継手であって、少なくとも一つの金属部材の前記隅肉アーク溶接の溶接止端部と、当該金属部材の表面の前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域に、レーザ照射による再溶融部を有し、前記再溶融部は、前記金属部材の表面から当該金属部材の板厚の１／２以下の深さまでの範囲であって、前記金属部材の表面における前記再溶融部の境界である再溶融境界部から前記金属部材の板厚方向に０．１ｍｍの深さでの熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径は、２０μｍ以下であることを特徴とする。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の他の例では、前記再溶融部が、金属部材の表面から当該金属部材の板厚の１／３以下の深さまでの範囲であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の他の例では、前記再溶融部の溶接金属が、以下の式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上であっても良い。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）；
　但し、式（１）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、元素の含有量（質量％）を示し、無添加の元素の場合、０が代入される。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の他の例では、前記再溶融部の前記金属部材の板厚方向の深さが、前記金属部材の表面から前記金属部材の板厚の１／５以上であり、鋼板表面から０．１ｍｍ下の位置におけるレーザ再溶融部と熱影響部との境界部の硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．２倍以上であって、前記境界部の垂直下方向において鋼板表面から前記金属部材の板厚の１／４深さにおける前記金属部材の硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．１倍以下であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の他の例では、金属部材が板厚の４．５ｍｍ以下の鋼板であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の他の例では、予め求めた高い応力が負荷される箇所の少なくとも１つの箇所に、再溶融部が形成されていても良い。
　本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法は、少なくとも２つの金属部材を隅肉アーク溶接し、少なくとも一つの金属部材の前記隅肉アーク溶接の溶接止端部と、当該金属部材の表面の前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域をレーザ照射により再溶融し、前記金属部材の表面から金属部材の板厚の１／２以下の深さまで再溶融部を形成することを特徴とする。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、前記再溶融境界部から前記金属部材の板厚方向に０．１ｍｍの深さでの熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径が、２０μｍ以下であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、前記再溶融された領域が、前記金属部材の表面から前記金属部材の板厚の１／３以下の深さまでの範囲であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、前記再溶融されている金属部材の以下の式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上であっても良い。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）；
　但し、式（１）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、元素の含有量（質量％）を示し、無添加の元素の場合、０が代入される。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、前記再溶融部の前記金属部材の表面からの深さは前記金属部材の板厚の１／５以上であり、鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ下の位置におけるレーザ再溶融部と熱影響部との境界部における硬度が、金属部材の母材の硬度の１．２倍以上であって、前記境界部の垂直下方向において鋼板表面から前記金属部材の板厚の１／４の深さにおける硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．１倍以下になるように、レーザ照射を行っても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、金属部材が板厚の４．５ｍｍ以下の鋼板であっても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、予め求めた高い応力が負荷される箇所の少なくとも１つの箇所を、レーザ照射により再溶融しても良い。
　また、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法の他の例では、前記レーザ照射は、移動速度（ｍ／ｍｉｎ）に対するレーザ出力（ｋＪ／ｓｅｃ）の比が４５～８０（ｋＪ／ｍ）であっても良い。
　本発明によれば、引張強度９８０ＭＰａの高張力鋼の溶接止端部の疲労強度を向上し、板厚方向のＨＡＺを狭くすることができる。そのため、自動車鋼板等の薄鋼板のアーク溶接継手の疲労強度を増加させることができる。
従来の重ね隅肉溶接継手のき裂発生位置を示す部分拡大断面図である。 母材とＨＡＺの疲労強度を比較するグラフである。 本発明におけるレーザ処理を施した溶接継手のき裂発生位置を示す部分拡大断面図である。 レーザ焼き入れ条件（Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）毎の溶接部の断面溶融形状を示す。 図５は、疲労試験の繰り返し数、ひずみの変化率及び亀裂の進展との関係を示すグラフである。 再溶融部深さを変化させた溶接試験片を作製し、再溶融部溶け込み深さと継ぎ手疲労強度との関係を実験的に求めたグラフである。 図６Ａの実験に使用した試験片の溶接止端部又はレーザ溶融端部の金属組織の観察によって得られた、熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径と疲労強度向上率との関係を示すグラフである。 レーザ照射による、従来の隅肉アーク溶接継手及び本発明の隅肉アーク溶接継手の溶接止端部における板厚方向のビッカース硬さを示すグラフである。なお、ビッカース硬さは母材のビッカース硬さに対する比で表している。 図７のグラフに示すビッカース硬さが測定された箇所を示す拡大断面図であり、（Ａ）は図７の「従来」のグラフに対応しており、（Ｂ）は図７の「本発明」に対応する。
　本発明は、板厚方向のＨＡＺを狭くすることによって亀裂の進展を抑制することを狙った技術であるため、レーザ焼き入れ条件によって、疲労強度向上効果が変化する。
　そこで、予備評価として、レーザ照射条件と疲労強度の関係を調査した。供試材は板厚２．３mmの９８０ＭＰａ級鋼板とし、アーク溶接材料には７８０ＭＰａ級鋼用の溶接材料（ＪＩＳ　Ｚ３３１２　Ｇ７８Ａ４ＵＭＮ５Ｃ１Ｍ３Ｔ）を使用した。アーク溶接は、パルスマグ溶接で、シールドガスをＡｒ＋２０％ＣＯ２とし、溶接電流１９０Ａ、アーク電圧２４Ｖ、溶接速度８０ｃｍ／ｍｉｎの条件とした。
　レーザ焼き入れのためのレーザ照射条件は、レーザ出力３ｋＷ、移動速度３ｍ／ｍｉｎとし、隅肉アーク溶接の止端部を狙い、＋１０ｍｍデフォーカス、＋１５ｍｍデフォーカスの２水準とした。
　図４に（Ａ）レーザ照射無し、（Ｂ）＋１０ｍｍデフォーカス及び（Ｃ）＋１５ｍｍデフォーカスで焼き入れした場合の溶接部の断面溶融形状を示す。レーザ焼き入れ無しでの溶融境界部のビッカース硬さは２５０ＨＶであったが、レーザ焼き入れを行うことによって該当箇所の硬さが３８２ＨＶに上昇した。尚、再溶融された領域（図４（Ｂ）、（Ｃ）の矢印に示された部分であって、図３の再溶融部６に該当する領域）は、試料を切断、研磨して、エッチングすることにより観察することができる。
　表１に、前記局所焼き入れ後の試験片の疲労寿命を示す。尚、試験片の疲労寿命は、応力振幅２５０ＭＰａの片振り曲げ試験を前記試験片の溶接止端部に対して行うことによって測定された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から分かるように、レーザによる局所焼き入れが行われた条件Ｎｏ．Ｂ、Ｃでは、溶接ままの場合に比べて、疲労寿命が５倍～２０倍程度向上していることがわかる。
　このように、溶接止端部をレーザで溶融することによって当該止端部が焼き入れされて硬化し、溶接部分の疲労強度が上昇するが、レーザ照射条件、すなわち溶融形状の違いによっても大きな疲労強度差が生じることが分かる。
　そこで、表１の条件Ａ～Ｃの例を対象に、疲労試験の繰り返し数に対する亀裂発生部近傍のひずみ履歴の変化を調査した。止端部から１ｍｍ程度離れた位置にひずみゲージを貼り、繰り返し応力に起因する周期的なひずみ振幅を測定する。止端部にき裂が発生すると、ひずみゲージで測定されるひずみ振幅が低下する。前記条件Ａ～Ｃにおける最初のひずみ振幅を全て規格化して同じ大きさとし、疲労試験の繰り返し数と規格化されたひずみ（振幅）の関係を図５に示す。なお、前記条件Ａ～Ｃを溶接断面形状で分類すると、以下の溶融形状に対応する。
　条件Ａ：アーク溶接のみを行った場合；
　条件Ｂ：レーザによる再溶融深さが板厚の１／２程度になるようにした場合；
　条件Ｃ：レーザによる再溶融深さが板厚の１／３程度になるようにした場合
　図５から分かるように、前記条件Ａの場合に比べて、前記条件Ｂの場合は亀裂の発生が遅くなるが、亀裂の進展速度は差が無いことが分かる。すなわち、前記条件Ｂはレーザによる再溶融で亀裂発生部が硬くなり亀裂の発生を遅延させることが可能となったが、レーザによる入熱領域の拡大に伴って粗粒な組織からなるＨＡＺが比較的広範囲に広がったと考えられる。そのため、亀裂がＨＡＺにおいて進展し、亀裂進展速度が通常のアーク溶接の場合と大差が無く、十分な疲労寿命の向上につながらなかったと考えられる。
　また、前記条件Ａに比べて前記条件Ｃは、亀裂の発生が遅く、かつ亀裂の進展速度も遅くなることが分かる。亀裂の進展速度が遅くなる原因として、亀裂の進展経路がＨＡＺでなく細粒な組織からなる母材になったことが考えられる。一方で、亀裂発生部の硬さが同等である前記条件Ｂに比べても前記条件Ｃの場合、亀裂の発生が遅延していることから、レーザによる溶融領域の縮小に伴って入熱領域が縮小した結果、引張残留応力が低下したためと考えられる。
　疲労強度を向上可能な再溶融部深さを求めることを目的として、図４と同様の要領にて再溶融部深さを変化させた溶接試験片を作製し、アーク溶接単独（すなわち、アーク溶接まま）の疲労強度を１．０として、再溶融部溶け込み深さと継ぎ手疲労強度の向上率との関係を実験的に求めた。その結果を図６Ａに示す。図６Ａに示されるように亀裂発生部深さが１／２ｔ（板厚ｔの１／２厚さ）よりも大きくなると、ティグドレッシングを行った場合と同等の効果になった。また、再溶融部の溶け込み深さが浅いと、当該再溶融部の表面が凹凸状になるため、再溶融深さは１／５以上１／２ｔ以下とし、好ましくは１／５以上１／３ｔ以下である。
　更に、本発明における疲労強度向上のメカニズムを明らかにするため、図６Ａの実験結果を得るために使用した試験片のレーザ溶融部の熱影響部及びその近傍の金属組織を観察した。
　レーザ照射による再溶融が行われた試験片について、鋼板表面上の前記再溶融部と当該再溶融部の熱影響部の境界部（以下、「再溶融境界部」という。）から鋼板の板厚方向に０．１ｍｍの深さにおける金属組織を観察した。尚、アーク溶接ままの試験片の金属組織とティグドレッシングの試験片について、鋼板表面における溶接金属と熱影響部の境界部を起点に板厚方向に０．１ｍｍ深さにおける、前記再溶融部を除く金属組織を観察した。前述した位置を中心に５００μｍ×５００μｍの範囲の金属組織をＥＢＳＤ解析し、結晶方位差１５°で区切ったときの結晶粒サイズから旧オーステナイトの平均有効結晶粒径を求めた。有効結晶粒径の測定対象となる旧オーステナイトは、前記再溶融部に含まれるものでは無く、前記レーザ照射による再溶融部の熱影響部に含まれるものである。
　図６Ｂに熱影響部の旧オーステナイトの平均有効結晶粒径と疲労強度向上率の関係を示す。尚、アーク溶接単独の疲労強度を１．０とした。図６Ａでは溶込み深さの低下と共に疲労強度が増加したが、図６Ｂでは結晶粒径の低下によって疲労強度が増加することがわかる。アーク溶接単独での旧オーステナイトの平均有効結晶粒径は３７μｍであり、ティグドレッシングを施した場合の旧オーステナイトの平均有効結晶粒径は３２μｍであった。これに対して、レーザ処理で、当該レーザ処理による再溶融部の熱影響部に含まれる旧オーステナイトの平均有効結晶粒径を２０μｍ以下とすることによってティグドレッシング以上の疲労強度向上率が得られることが確認できた。
　なお、ティグドレッシングでは結晶粒径が比較的大きいにも関わらず１．２倍の疲労強度向上率が得られているが、これは、溶接止端部を比較的大きな熱量で再溶融させたため溶融端部の形状が滑らかになり、応力集中係数がより小さな値になったためと考えられる。すなわち、従来のティグドレッシングやプラズマ処理技術は、溶融端部の形状を滑らかにすることによってき裂発生部である溶接止端部への応力集中を低減させるという作用機序を特徴とする。これに対し、本発明は、レーザ加工処理によってき裂発生部の金属組織を細粒化して疲労強度向上させるという作用機序を特徴としており、技術的思想においてティグドレッシング等の従来技術から異なるものである。
　また、レーザの入熱によってＨＡＺが拡大することを防止する必要がある。加えて、溶接入熱が増加すると溶融端部の引張残留応力増加の要因となり、亀裂の進展が速くなるので、溶接止端部における表層のみ、硬度を向上させることが好ましい。そのため、図７の「本発明」のグラフが示すように、前記レーザ照射は、以下の(i)及び(ii)を満足するようにレーザ照射強度、レーザ照射時間及び照射範囲等の照射条件を調整することが好ましい。すなわち、
(i)鋼板の表面から板厚方向に０．１ｍｍ下の位置におけるレーザ再溶融によって新たに形成される溶融境界の硬度を母材の硬さの１．２倍以上に高める；
(ii)鋼板の表面から板厚方向に０．１ｍｍ下の位置における前記溶融境界の垂直下方向において、鋼板の表面から前記鋼板の約１／４の深さ位置における硬度を母材の硬度の１．１倍以下にする。
　鋼板表面から０．１ｍｍ厚さの領域の硬さが大きいと、き裂の発生が抑制され、鋼板表面から１／４厚さの領域の硬さが小さいと（すなわち、鋼材が軟質の場合）、き裂の進展が抑制される。図７の「従来」のグラフが示すように、従来の隅肉アーク溶接継手は、硬さ分布が、０．１ｍｍ厚さの領域で硬さが大きくなっていないし、１／４厚さの領域で硬さが軟化するようになっていない。一方、図７の「本発明」のグラフが示すように、本発明の隅肉アーク溶接継手では、硬さの厚さ方向の分布が、き裂の抑制に対し、好ましい分布となる。
　尚、図７のグラフに示すビッカース硬さが測定された箇所を図８（Ａ）及び（Ｂ）に示す。図８（Ａ）は、レーザ照射による再溶融部が行われなかったアーク溶接部分の拡大断面図であり、図８（Ｂ）は、本発明の隅肉アーク溶接継手の製造方法に基づくアーク溶接が行われた箇所の拡大断面図である。図８（Ａ）においては、鋼板表面から０．１ｍｍ下における溶接金属３と熱影響部５の境界部を起点に矢印方向に沿って、板厚方向の硬さ分布を測定した。図８（Ｂ）においては、鋼板表面から０．１ｍｍ下におけるレーザ再溶融部６と熱影響部６ａの境界部を起点に矢印方向に沿って、板厚方向の硬さ分布を測定した。
但し、母材硬さは、図８（Ａ）、（Ｂ）中の矢印線から十分離れた箇所において測定した。
　本発明は、前述したように、レーザ照射によって溶接止端部を局所的に焼き入れする。この焼き入れ効果を高めるため、式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上となる組成を有する鋼製部材を用いることが好ましい。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）；
　但し、式（１）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、元素の含有量（質量％）を示す。
　同様に、レーザ照射によって溶接止端部を局所的に焼き入れする効果を高めるため、溶接材料は、前記式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上となる組成を有するものを用いることが好ましい。
　また、外部からの負荷が直接的に加えられる溶接構造部材に付加されると想定される繰り返し荷重を当該溶接構造部材に付加した際に疲労き裂が最初に発生する領域に、本発明における再溶融部を形成しても良い。或いは、最大主応力の方向も予め知見できる場合、その最大主応力が発生する溶接箇所に、本発明における再溶融部を形成しても良い。このように、予め求めた高い応力が負荷される箇所の少なくとも１つの箇所に、再溶融部を形成することは、疲労強度向上に有効である。
　レーザによる溶接止端部の局所焼き入れの範囲と溶接部分の疲労強度向上との関係を明確にするべく、以下のように試験片を作製して、前記試験片のアーク溶接ビードの溶接止端部にレーザビーム照射し、レーザ照射後の試験片について、ビッカース硬さ、疲労強度、疲労強度向上率及び旧オーステナイトの平均有効結晶粒径を測定した。
　表２－１に、供試鋼板の成分（質量％）を示す。鋼板Ａは９８０ＭＰａ級、鋼板Ｂは７８０ＭＰａ級の熱延鋼板で、共にＣｅｑが０．３以上である。また、鋼板Ａの板厚は２．３ｍｍ、鋼板Ｂの板厚は２．９ｍｍである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２－２に、溶接ワイヤの成分を示す。ｗ１は４９０ＭＰａ級鋼板用、ｗ２は７８０ＭＰａ級鋼板用の溶接ワイヤであり、ｗ１のＣｅｑは０．３未満、ｗ２のＣｅｑは０．３以上である。ワイヤの外径は、いずれも１．２ｍｍである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの鋼板及び溶接ワイヤを用いてパルスマグ溶接にて重ね隅肉継手を作製した。溶接条件は、溶接電流：１９０Ａ、アーク電圧：２４Ｖとし、板厚２．３ｍｍの継手では溶接速度：０．８ｍ／ｍｉｎ、板厚２．９ｍｍの継手では溶接速度：０．６ｍ／ｍｉｎとした。
　次いで、作製された前記試験片のアーク溶接ビードの溶接止端部に対して、表２－３に示すレーザ照射条件で溶接止端部の溶融処理を行った。条件Ｉはレーザ処理を施さない場合、条件II～VIはＹＡＧレーザ加工装置を用いて、レーザ出力３～４ｋＷ、デフォーカス長さ＋５～＋１５ｍｍ、移動速度３～４ｍ／ｍｉｎとした。前記レーザ加工装置のレンズは、集光径が０．６ｍｍ、焦点距離が２００ｍｍである。参考情報として、板厚２．３ｍｍの鋼板に対する溶込み深さの比の場合、条件IIIは板厚の１／２程度の溶込み深さ、条件IV～VIは板厚の１／３程度の溶込み深さであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２－１の鋼板、表２－２の溶接ワイヤ、表２－３のレーザ処理条件を組み合わせて表３－１の条件にて曲げ疲労試験片Ｎｏ．１～１１を作製し、疲労強度及び疲労強度向上率を測定した。また、疲労試験片Ｎｏ．１～１１のそれぞれについて、ビッカース硬さ、疲労強度、疲労強度向上率及び溶接部分近傍の金属組織の旧オーステナイトの平均有効結晶粒径を測定した。
（疲労強度測定）
　疲労強度測定試験は、シェンク式疲労試験機を用いて完全片振りで実施し、繰返し数は２００万回までとし、前記疲労試験片のそれぞれについて、亀裂の発生箇所と、２００万回疲労強度（応力振幅）を測定した。その結果を表３－２に示す。
（疲労強度向上率測定）
　疲労試験片Ｎｏ．１は、９８０ＭＰａ級熱延鋼板Ａと４９０ＭＰａ級鋼板用の溶接ワイヤｗ１の組み合わせによる従来の重ね隅肉アーク溶接継手に相当するものであり、その疲労強度は１７０ＭＰａであった。また、疲労試験片Ｎｏ．７は、７８０ＭＰａ級の熱延鋼板Ｂと４９０ＭＰａ級鋼板用の溶接ワイヤｗ１の組み合わせによる従来の重ね隅肉アーク溶接継手に相当するものであり、その疲労強度は１６０ＭＰａであった。使用した母材が疲労試験片Ｎｏ．１と同じ疲労試験片Ｎｏ．２～６に対しては、疲労試験片Ｎｏ．１の疲労強度を基準とした疲労強度向上率を算出した。また、使用した母材が疲労試験片Ｎｏ．７と同じ疲労試験片Ｎｏ．８～１１に対しては、疲労試験片Ｎｏ．７の疲労強度を基準とした疲労強度向上率を算出した。このように算出された各疲労試験片の疲労強度向上率の結果から、レーザ止端処理による疲労強度向上効果を評価した。
　なお、疲労強度向上効果に関して、特に定められた基準はないが、一般的に疲労強度試験は結果がばらつきやすいとされているため、確実な効果を得るため、従来の疲労強度に対して２割以上の効果のあったものを発明とした。
（ビッカース硬さの測定）
　条件II～VIでレーザ処理された試験片について、鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ下の位置における再溶融境界部におけるビッカース硬さを測定した。尚、条件I或いはティグドレッシングによる溶接が行われた試験片について、鋼板表面における溶接金属と熱影響部の境界部を起点に板厚方向に０．１ｍｍ深さにおけるビッカース硬さを測定した。各試験片の測定値を表３－２の「鋼板表面から0.1mm深さにおけるビッカース硬さ(Hv-B)」の欄に示す。尚、熱影響部、溶接部及び再溶融部から十分離れた箇所における鋼板表面硬度を測定した。尚、表３－２の「母材のビッカース硬さ(Hv-A)」は、溶接、ティグドレッシングによる溶接及びレーザによる再溶融が行われる前の鋼板の表面硬度の測定値である。
　また、条件II～VIでレーザ処理された試験片について、前記ビッカース硬さ(Hv-B)の測定点の垂直下方向において、鋼板表面から鋼板の板厚の１／４の深さにおけるビッカース硬さを測定した。各試験片の測定値を表３－２の「鋼板表面からｔ/４深さにおけるビッカース硬さ(Hv-C)」の欄に示す。
（溶接部分近傍の旧オーステナイトの平均有効結晶粒径の測定）
　条件II～VIでレーザ処理された試験片について、鋼板表面上の再溶融境界部から鋼板の板厚方向に０．１ｍｍの深さにおける金属組織を観察した。条件I或いはティグドレッシングによる溶接が行われた試験片について、鋼板表面における溶接金属と熱影響部の境界部を起点に板厚方向に０．１ｍｍ深さにおける金属組織を観察した。前述した位置を中心に５００μｍ×５００μｍの範囲の金属組織をＥＢＳＤ解析し、結晶方位差１５°で区切ったときの結晶粒サイズから旧オーステナイトの平均有効結晶粒径を求めた。この測定結果を、表３－２の項目「旧オーステナイトの平均有効結晶粒径（μｍ）」の欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（９８０ＭＰａ級熱延鋼板Ａを用いた本発明例）
　疲労試験片２、３は本発明の最も好適な条件を満足しており、疲労強度或いは疲労強度向上率が最も良好な結果が得られた。疲労試験片４は疲労強度及び疲労強度向上率とも従来例に比べて良好であるが、レーザによる再溶融深さが板厚の１／３超と溶け込みが深いために、き裂がＨＡＺに沿って進展する傾向を示し、疲労試験片２、３に比べると疲労強度及び疲労強度向上率が若干劣る。また、疲労試験片５も疲労強度及び疲労強度向上率とも従来例に比べて良好であるが、Ｃｅｑが０．３未満の溶接ワイヤを用いて作製されたために、鋼板表面から０．１ｍｍ深さにおける前記局所焼き入れが不十分となった。そのため、疲労試験片２、３に比べると疲労強度及び疲労強度向上率が若干劣る。
（９８０ＭＰａ級熱延鋼板Ａを用いた比較例）
　曲げ疲労試験片６は、デフォーカス長さが最も短く、レーザによる再溶融深さが板厚の１／２超に達していたため、き裂がＨＡＺ内を進展した。その結果、疲労強度が向上せず十分な疲労強度向上効果が得られなかった。
（７８０ＭＰａ級の熱延鋼板Ｂを用いた本発明例）
　疲労試験片８は、疲労強度及び疲労強度向上率とも、従来例としての疲労試験片７、１１及び比較例としての疲労試験片１０に比べて良好である。尚、疲労試験片１１は従来技術のティグドレッシングを用いて作製された従来の重ね隅肉アーク溶接継手に相当するものであり、レーザによる再溶融深さが板厚の７０％を超える程度に溶け込みが深く、き裂がＨＡＺ内を進展したため、十分な疲労強度向上効果が得られなかった。疲労試験片１１は、溶け込み深さが大きい、すなわち、入熱が大きいため、ＨＡＺが大きくなり、き裂がＨＡＺ内のみを進展するために疲労強度が不十分となった。
　但し、疲労試験片８は、Ｃｅｑが０．３未満の溶接ワイヤを用いて作製されたために、鋼板表面から０．１ｍｍ深さにおける前記局所焼き入れが、疲労試験片９に比べて１割程度低い強度になっている。疲労試験片９は、レーザによる再溶融深さが板厚の１／３未満になるように作製されており、疲労強度及び疲労強度向上率とも疲労試験片８よりも良好な結果が得られている。
（７８０ＭＰａ級の熱延鋼板Ｂを用いた比較例）
　疲労試験片１０はデフォーカス長さが最も短く、レーザによる再溶融深さが板厚の１／２超に達しており、溶け込みが深く、き裂がＨＡＺ内を進展したため、十分な疲労強度向上効果が得られなかった。
　本発明は、高強度の薄板鋼板を用いた溶接産業において利用可能性が高いものである。
　１　　上板
　２　　下板
　３　　溶接ビード
　４　　亀裂
　５　　ＨＡＺ（熱影響部）
　６　　レーザ再溶融部
　６ａ　　レーザ溶融によるＨＡＺ

Claims (14)

  1. 　少なくとも２つの金属部材を隅肉アーク溶接することにより形成された隅肉アーク溶接継手であって、
    　少なくとも一つの金属部材の前記隅肉アーク溶接の溶接止端部と、当該金属部材の表面の前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域に、レーザ照射による再溶融部を有し、
    　前記再溶融部は、前記金属部材の表面から当該金属部材の板厚の１／２以下の深さまでの範囲であって、
    　前記金属部材の表面における前記再溶融部の境界である再溶融境界部から前記金属部材の板厚方向に０．１ｍｍの深さでの熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径は、２０μｍ以下であることを特徴とする隅肉アーク溶接継手。
  2. 　前記再溶融部が、前記金属部材の表面から当該金属部材の板厚の１／３以下の深さまでの範囲であることを特徴とする請求項１に記載の隅肉アーク溶接継手。
  3. 　前記再溶融部の溶接金属は、以下の式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の隅肉アーク溶接継手。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）；
    　但し、式（１）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、元素の含有量（質量％）を示す。
  4. 　前記再溶融部の前記金属部材の板厚方向の深さは、前記金属部材の表面から前記金属部材の板厚の１／５以上であり、
    　鋼板表面から0.1mm下の位置におけるレーザ再溶融部と熱影響部との境界部の硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．２倍以上であって、前記境界部の垂直下方向において鋼板表面から前記金属部材の板厚の１／４深さにおける前記金属部材の硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．１倍以下であることを特徴とする請求項１～３のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手。
  5. 　前記金属部材は、板厚が４．５ｍｍ以下の鋼板であることを特徴とする請求項１～４のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手。
  6. 　予め求めた高い応力が負荷される箇所の少なくとも１つの箇所に、再溶融部が形成されていることを特徴とする請求項１～５のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手。
  7. 　少なくとも２つの金属部材を隅肉アーク溶接し、
    　少なくとも一つの金属部材の前記隅肉アーク溶接の溶接止端部と、当該金属部材の表面の前記隅肉アーク溶接によって生じた熱影響部の境界を含める領域をレーザ照射により再溶融し、前記金属部材の表面から金属部材の板厚の１／２以下の深さまで再溶融部を形成することを特徴とする隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  8. 　前記再溶融境界部から前記金属部材の板厚方向に０．１ｍｍの深さでの熱影響部における旧オーステナイトの平均有効結晶粒径が、２０μｍ以下であることを特徴とする請求項７に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  9. 　前記再溶融された領域が、前記金属部材の表面から前記金属部材の板厚の１／３以下の深さまでの範囲であることを特徴とする請求項７又は８に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  10. 　前記再溶融されている金属部材は、以下の式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．３以上であることを特徴とする請求項７～９のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・式（１）；
    　但し、式（１）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、元素の含有量（質量％）を示す。
  11. 　前記再溶融部の前記金属部材の表面からの深さは前記金属部材の板厚の１／５以上であり、
    　鋼板表面から板厚方向に０．１ｍｍ下の位置におけるレーザ再溶融部と熱影響部との境界部における硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．２倍以上であって、前記境界部の垂直下方向において鋼板表面から前記金属部材の板厚の１／４深さにおける硬度が、前記金属部材の母材の硬度の１．１倍以下になるように、レーザ照射を行うことを特徴とする請求項７～１０のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  12. 　前記金属部材は、板厚が４．５ｍｍ以下の鋼板であることを特徴とする請求項７～１１のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  13. 　予め求めた高い応力が負荷される箇所の少なくとも１つの箇所を、レーザ照射により再溶融することを特徴とする請求項７～１２のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
  14. 　前記レーザ照射は、移動速度（ｍ／ｍｉｎ）に対するレーザ出力（ｋＪ／ｓｅｃ）の比が４５～８０（ｋＪ／ｍ）であることを特徴とする請求項７～１３のうちいずれか１項に記載の隅肉アーク溶接継手の製造方法。
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