(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒが７５体積％以下であるＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用する多層溶接の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％、Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．０１００質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以下及びＣｕ：０．３０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項２】
シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒが７５体積％以下であるＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用する多層溶接の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％、Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．０１００質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以下、Ｃｕ：０．３０質量％以下及びＭｏ：０．１８質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項３】
シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒが７５体積％以下であるＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用する多層溶接の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％、Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．０１００質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以下、Ｃｕ：０．３０質量％以下及びＮｉ：０．９質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項４】
シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒが７５体積％以下であるＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用する多層溶接の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％、Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．０１００質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以下、Ｃｕ：０．３０質量％以下、Ｍｏ：０．１８質量％以下及びＮｉ：０．９質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項５】
前記ソリッドワイヤ中のＴｉ含有量が、０．０２乃至０．０９質量％であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載のソリッドワイヤを使用し、シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用して全姿勢溶接により鋼管の継手を周方向に溶接する方法であって、前記混合ガスの組成はＡｒが７５体積％以下であることを特徴とする鋼管周溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ガス及び石油等を通運するパイプライン等を構成する鋼管の全姿勢周溶接に適用する炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ及びそれを使用するガスシールドアーク溶接方法に関し、特に、狭開先化及び高速化による高能率溶接システムにおいて、ラインパイプＡＰＩ−Ｘ６５以下の強度を有する炭素鋼鋼管に適用でき、溶接作業性が良好で、溶接金属の機械的性能が優れ、更に耐欠陥性が優れた鋼管周溶接用ソリッドワイヤ及びこの鋼管周溶接用ソリッドワイヤを使用する溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
パイプラインはその目的及び用途に鑑みて極めて高い信頼性が要求される構造物であり、その溶接部においても高い品質が要求される。例えば、静的強度を示す溶接部引張強さ、脆性破壊性を示す低温靭性、疲労破壊感受性に関係するビード形状及び水素割れ感受性に関係する最高硬さ等の多くのスペックが使用条件に応じて規定されている。
【０００３】
従来、パイプライン用鋼管の継手の周方向溶接は現地施工が多く、姿勢が３６０°の全姿勢とならざるを得ないため、被覆アーク溶接棒を使用したマニュアルによる溶接方法が主流であった。しかしながら、近時、工期の短縮化及び低コスト化を目的として自動溶接化が検討され、現在では周溶接に適した小型溶接ロボットが開発され、実績を上げている。
【０００４】
この従来の自動溶接システムにおいて、溶接ワイヤは通常の溶接ワイヤが使用されている。例えば、ラインパイプＡＰＩ−Ｘ６５級の高張力炭素鋼管には、５７０ＭＰａ級鋼材の溶接用として一般的に使用されている溶接ワイヤ、例えば、特開平８−２４３７８３号公報に記載されているＪＩＳＺ３３１２のＹＧＷ２１（ＣＯ2用）及びＹＧＷ２３（Ａｒ＋ＣＯ2混合ガス用）相当のＣ（０．１５質量％以下）−Ｓｉ（０．３〜１．０質量％）−Ｍｎ（０．９〜２．６質量％）−Ｍｏ（０．２〜０．６質量％）−Ｔｉ（０．０５〜０．２５質量％）系の組成を有する溶接ワイヤ等がそのまま使われている。
【０００５】
近時、工期の短縮化及び低コスト化が更に一層要求され、狭開先化及び高速化による高能率溶接システムが開発されつつある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、狭開先化及び高速化による高能率溶接システム（以下、高能率溶接システムという）においては、以下に示す問題点がある。この高能率溶接システムにおいては、極度の入熱低下、パス間温度の低下、開先角度の減少に伴う溶接金属の凝固面の並行衝突化によるビード中央部への偏析の促進及び溶接金属の酸素量増大といった問題が発生し、通常の溶接ワイヤを使用すると、溶接金属における強度及び硬度の過剰並びに靭性の低下が避けられない。
【０００７】
前述の高能率溶接システムにおいては、溶接金属は通常の適性冷却速度条件を超える速い冷却速度で冷却される。そのため、例えばＪＩＳＺ３３２５において規定されている低温鋼用の溶接材料を使用しても、冷却速度が速いため硬度過剰となり、シャルピー吸収エネルギも向上しない。また、スラグ剥離性が劣り、ビードが垂れて凸状になる。更に、低電流域におけるアークの不安定性に起因するビード不良等の問題が発生し、全姿勢における溶接作業性が著しく低下する。更にまた、狭開先・高速溶接では凝固割れの感受性が高まることから、従来の溶接ワイヤ以上の耐割れ性が要求される。これらのことから、高能率溶接システムに適用でき、溶接部の機械的性能が優れ、良好な全姿勢作業性を実現可能な溶接ワイヤが求められている。
【０００８】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、狭開先化、高速化及び低入熱化による高能率溶接システムにおいて、ラインパイプＡＰＩ−Ｘ６５以下の強度を有する炭素鋼鋼管に適用でき、溶接金属の靭性、強度及び硬度等の機械的性能が優れており、スパッタ発生量、アーク安定性及びスラグ剥離性等の全姿勢溶接作業性が良好で、耐割れ性、耐融合不良性及び耐ブローホール性等の耐欠陥性が優れた炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤ並びにこのソリッドワイヤを使用する溶接方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る鋼管周溶接用ソリッドワイヤは、シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒが７５体積％以下であるＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用する多層溶接の炭素鋼鋼管周溶接用ソリッドワイヤにおいて、Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％、Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％、Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％、Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％、Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％、Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％、Ｐ：０．０１５質量％以下、Ｏ：０．０１００質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下、Ｎｂ：０．０１質量％以下及びＣｕ：０．３０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする。
【００１０】
本発明に係る他の鋼管周溶接用ソリッドワイヤは、更に、Ｍｏ：０．１８質量％以下及びＮｉ：０．９質量％以下のいずれか一方又は双方を含有するものである。
【００１１】
本発明においては、ソリッドワイヤの組成を前記範囲に限定することにより、高能率溶接システムにおいて、溶接金属の靭性、強度及び硬度等の機械的性能を向上させ、耐割れ性及び耐ブローホール性等の耐欠陥性を改善するとともに、スパッタ発生量、アーク安定性及びスラグ剥離性等の溶接作業性を良好にすることができる。また、前記組成のソリッドワイヤ中に、更にＭｏ及びＮｉのいずれか一方又は双方を添加することにより、溶接金属の強度及び靭性をより高めることができる。
【００１２】
本発明に係る鋼管周継手溶接方法は、前記溶接用ソリッドワイヤを使用し、シールドガスとして１００体積％ＣＯ2ガス又はＡｒとＣＯ2との混合ガスを使用して全姿勢溶接により鋼管の継手を周方向に溶接する方法であって、前記混合ガスの組成はＡｒが７５体積％以下であることを特徴とする。
【００１３】
本発明においては、Ａｒを７５体積％以下とすることにより、開先壁方向の溶込み深さを確保し、狭開先化及び高速化された全姿勢溶接法において、溶込み不良及び梨型凝固割れ欠陥の発生を防止することができる。また、ブローホールの発生も抑制できる。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明者等は、溶接ワイヤの成分に関し、溶接金属の機械的性能並びにビード形状及びアーク安定性等の溶接作業性に大きな影響を及ぼす主要脱酸元素であるＳｉ及びＭｎの含有量及びそれらの構成比を変化させ、更に、特に靭性に大きな影響を及ぼすＴｉ、Ｂ、Ｍｏ及びＮｉ等を組み合わせて多数の溶接ワイヤを試作し、溶接金属の機械的性能、耐欠陥性及び溶接作業性を向上させるべく、種々の実験研究を行った。
【００１５】
その結果、前述の高能率溶接システムにおいては、従来の溶接システムにおける場合よりも溶接金属中の酸素量が多くなるため、溶接金属において粗大フェライト粒が発達し、特に靭性が低下しやすいことを見出した。そこで、溶接作業性を従来の溶接システムと同等以上に保持しながら、溶接金属の靭性の向上を図ることを主目的として更に実験研究を行い、以下に示すような結果を得た。
【００１６】
本発明者等は、Ｓｉ及びＭｎについては、脱酸力を強化しながらフェライトの成長を抑制するために、従来のワイヤに比べ低Ｓｉ−高Ｍｎ化することが有効であることを見出した。図１は、溶接ワイヤ中のＳｉ及びＭｎの含有量と溶接金属の機械的性能及び溶接作業性との関係を示すグラフ図である。図１に示すように、溶接ワイヤ中のＳｉ量が本発明で規定する範囲よりも多いと溶接金属の靭性が不足し、前記Ｓｉ量が本発明で規定する範囲よりも少ないとビード止端形状及びアーク安定性が劣化する。また、溶接ワイヤ中のＭｎ量が本発明で規定する範囲よりも多いと溶接金属の硬度が過剰になるとともにスラグの剥離性が劣化し、前記Ｍｎ量が本発明で規定する範囲よりも少ないと溶接金属の強度及び靭性が不足するとともにビードの形状が凸化する。
【００１７】
また、Ｔｉについてはアーク安定性を阻害しないために、Ｔｉの添加量を従来の溶接ワイヤより低い０．１５％以下に抑制することが必要であることを見出した。図２は、溶接ワイヤ中のＴｉ及びＢの含有量と溶接金属の機械的性能及び溶接作業性との関係を示すグラフ図である。図２に示すように、溶接ワイヤ中のＴｉ量が本発明で規定する範囲よりも多いとアーク溶接性が劣化し、前記Ｔｉ量が本発明で規定する範囲よりも少ないと溶接金属の靭性が不足する。また、溶接ワイヤ中のＢ量が本発明で規定する範囲よりも多いと溶接割れが発生しやすくなり、前記Ｂ量が本発明で規定する範囲よりも少ないと溶接金属の靭性が不足する。
【００１８】
図３は、溶接ワイヤ中のＯ量と溶接金属中のＯ量との関係を示すグラフ図である。図３に示すように、溶接ワイヤ中のＯ量は溶接金属中のＯ量に影響を及ぼす。本発明者等は、溶接ワイヤ中のＯ量を従来よりも抑制することにより、靭性を向上することができることを見出した。
【００１９】
以下に、本発明におけるガスシールドアーク溶接用ワイヤに含有される化学成分の限定理由について詳細に説明する。
【００２０】
Ｃ：０．０４乃至０．１２質量％
Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要な元素である。また、全姿勢溶接ではビードの垂れを防ぐために短絡溶滴移行が必要となるが、Ｃ量が多いと短絡回数が増加しアークが安定する。溶接金属の強度確保及びアーク安定性確保のために有効なＣ量は０．０４質量％以上である。一方、Ｃ量が０．１２質量％を超えるとＣＯ爆発が過剰になり、スパッタ発生量が増加するため溶接作業性が低下する。また、溶接金属の焼入れ性が増加するため強度が過剰になる。更に、高温割れ感受性及び水素割れ感受性も増加する。従って、Ｃ量の上限は０．１２質量％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．４０乃至０．６５質量％
Ｓｉは主要な脱酸元素であり、溶接ワイヤには必須の元素である。しかし、低入熱施工では脱酸に必要なＳｉ量は通常よりも少なくてすむ。図１に示すように、溶接ワイヤ中のＳｉ量が０．６５質量％を超えると、溶接金属において粗大なフェライト粒が形成しやすくなり、靭性が低下する。また、スラグ量も増加し除去の手間が増大する。しかしながら、Ｓｉ量が０．４０質量％未満では、ビード止端部のなじみが悪くなり外観が悪化する。更に、脱酸不足になるためアーク安定性が低下し、ブローホールが発生することもある。従って、Ｓｉ量は０．４０乃至０．６５質量％とする。
【００２２】
Ｍｎ：１．６０乃至２．１０質量％
ＭｎもＳｉと同様に主要な脱酸元素であり、溶接金属の焼入れ性を向上し、強度及び靭性を増加させる効果がある。また、Ｓ等の耐割れ性を低下させる元素を固定し、耐割れ性を改善する効果もある。図１に示すように、Ｍｎ量が１．６０質量％未満では脱酸不足となり、溶接金属の強度及び靭性が確保できない。また、全姿勢溶接においてビードが垂れやすくなりビード形状が凸化する。更に、耐割れ性も劣る。逆に、Ｍｎ量が２．１０質量％を超えると、溶接金属の硬度が過剰になるとともにスラグ量が増大し除去の手間が増大する。従って、Ｍｎ量の上限は２．１０質量％とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．０２乃至０．１５質量％
Ｔｉは強力な脱酸剤であり、溶接金属中のＯ量を下げ、焼入れ性を高めるとともに、Ｂと共に添加すると結晶粒を微細化する効果が高まる。本発明者等は、冷却速度が速い高速溶接では、Ｔｉ添加量が従来知られている最低Ｔｉ添加量よりも少ない０．０２質量％でも前記効果が有効であることを見出した。一方、図２に示すように、Ｔｉが多量に添加されると、全姿勢溶接において重要な低電流域のアーク安定性が低下する。また、スラグ量が増加し、除去作業の手間も増大する。Ｔｉ量が０．１５質量％以下であれば、前述の溶接作業性の低下は軽微である。従って、Ｔｉ量は０．０２乃至０．１５質量％とする。なお、溶接作業性の観点からは、Ｔｉ量を０．０２乃至０．０９質量％とすることがより好ましい。
【００２４】
Ｂ：０．００２０乃至０．００８０質量％
前述の如く、ＢはＴｉと共に添加することで溶接金属の組織を微細化し、靭性を向上させる効果がある。図２に示すように、前記効果は０．００２０質量％以上の添加により現れる。しかし、Ｂを０．００８０質量％を超えて添加すると耐高温割れ性が低下するため、Ｂ量の上限は０．００８０質量％とする。
【００２５】
Ｓ：０．００３乃至０．０１５質量％
Ｓは溶接金属の耐高温割れ性及び低温靭性を劣化させる。耐割れ性が重視される狭開先・高速溶接においては、従来ＪＩＳＺ３３１２で規定されているＳ量の上限値、即ち、０．０２５質量％又は０．０３０質量％ではＳ量が多すぎるため、本発明においてはＳ量をより抑制する。Ｓ量が０．０１５質量％以下であれば前記悪影響が生じないので、０．０１５質量％をＳ量の上限とする。一方、Ｓは溶融金属の粘性を下げて、ビードの凸化を防ぎ平坦にする効果がある。全姿勢溶接において、ビードの垂れによるビード形状の凸化を防ぐためには、０．００３質量％以上の添加が必要であるため、Ｓ量の下限は０．００３質量％とする。
【００２６】
Ｐ：０．０１５質量％以下
ＰはＳと同様に溶接金属の耐高温割れ性及び低温靭性を劣化させる。一方、Ｓのようにビード形状の改善効果は有していないので、Ｐ量は可及的に少ないほうが好ましい。０．０１５質量％までは許容できるので、Ｐ量の上限は０．０１５質量％とする。
【００２７】
Ｏ：０．０１００質量％以下
狭開先・高速溶接では入熱が極めて小さいことから、溶接金属の冷却速度が極めて大きい。従って、溶接金属が液体状態である時間が短く、脱酸反応があまり進まないことから溶接金属中のＯ量が通常より高くなる傾向がある。溶接金属中のＯ量が高いと焼入れ性が低下し、粗大なフェライト粒が生成するため靭性が劣化する。図３に示すように、溶接ワイヤ中のＯ量は溶接金属中のＯ量に影響を及ぼすことから、溶接金属中のＯ量を低減するためには溶接ワイヤ中のＯ量を低く抑えることが必要である。溶接金属が所望の吸収エネルギを得るためには、溶接金属中のＯ量を６００質量ｐｐｍ、即ち０．０６００質量％以下にする必要がある。溶接ワイヤ中のＯ量が１００質量ｐｐｍ、即ち０．０１００質量％を超えると溶接金属中のＯ量が０．０６００質量％を超え、溶接金属の靭性が劣化するため、溶接ワイヤ中のＯ量の上限を０．０１００質量％とする。
【００２８】
Ｃｒ：０．１０質量％以下
Ｃｒは溶接金属の耐蝕性を向上させる効果があり、パイプライン用の鋼管及び溶接ワイヤには、耐炭酸ガス腐食性の向上を目的としてＣｒを添加したものがある。しかしながら、炭酸ガス腐食が問題とならないような一般の炭素鋼鋼管用の鋼管及び溶接ワイヤの場合、Ｃｒ添加による耐蝕性向上は過剰品質になり高価格となるばかりでなく、スラグ剥離性、靭性及びアーク安定性の劣化並びに溶接金属の強度の過剰につながるため、Ｃｒ量は少ない方が好ましい。Ｃｒ量が０．１０質量％以下であればこれらの悪影響は現れないため、０．１０質量％を上限とする。
【００２９】
Ａｌ：０．０１質量％以下
Ａｌは溶接金属の強度を大幅に増大させ、靭性を低下させる。また、スパッタ発生量を大幅に増加させ、スラグ量も増加させる。従って、Ａｌ量は可及的に少ない方が好ましい。経済性を考慮し、Ａｌ量の上限を０．０１質量％とする。
【００３０】
Ｎｂ：０．０１質量％以下
Ｎｂは溶接金属の強度を大幅に増大させ、靭性を低下させる。また、スパッタ発生量を大幅に増加させ、スラグ量も増加させる。従って、Ｎｂ量は可及的に少ない方が好ましい。経済性を考慮し、Ｎｂ量の上限を０．０１質量％とする。
【００３１】
Ｃｕ：０．３０質量％以下
ＣｕはＣｒと同様に溶接金属の耐蝕性を向上させる効果があるといわれているが、一方で靭性及び耐割れ性を劣化させるという問題点がある。従って、耐蝕性を重視しない場合は可及的に少ない方が好ましい。Ｃｕ量が０．３０質量％以下であれば前記問題点は発生しないため、Ｃｕ量の上限を０．３０質量％とする。なお、本発明において、溶接ワイヤがめっきワイヤである場合は、Ｃｕ量とは心線に含まれるＣｕ量にめっきに含まれるＣｕ量を加えたものになる。
【００３２】
Ｍｏ：０．１８質量％以下
Ｍｏは溶接金属の焼入れ性を向上させ、強度及び靭性を増加させる効果がある。しかし、０．１８質量％を超えての添加は焼入れ性が過剰となり、硬度が過度に高くなることから、上限を０．１８質量％とする。
【００３３】
Ｎｉ：０．９０質量％以下
Ｎｉは靭性向上に有効である。しかしながら、０．９０質量％を超えての添加はアーク安定性を低下させるとともに、凝固割れを発生しやすくする。また、溶接金属の硬度を大幅に増大させる。従って、Ｎｉ量の上限は０．９０質量％とする。
【００３４】
次に、シールドガスの組成の限定理由について述べる。
【００３５】
ＡｒとＣＯ2との混合ガスにおいてＡｒ：７５体積％以下
本発明の溶接方法において使用するシールドガスは、１００体積％ＣＯ2又は７５体積％以下のＡｒとＣＯ2との混合ガスであることが必要である。Ａｒ混合比が７５体積％を超えると溶込み状態が鋭くかつ浅くなり、開先壁方向の溶込み深さが小さくなるため、狭開先・高速化された高能率溶接システムにおいては、溶込み不良及び梨型凝固割れの欠陥が発生しやすくなる。また、ブローホールも発生しやすくなる。従って、シールドガス中のＡｒ混合比は７５体積％以下とする。
【００３６】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を本発明範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明する。図４は本実施例における溶接方法を示す図であって、（ａ）は鋼管周継手を示す模式図であり、（ｂ）は溶接部の開先の形状を示す断面図である。図４（ａ）及び（ｂ）に示すように、鋼管の周継手を高能率溶接システム専用の溶接ロボットを使用して自動溶接した。表１はこのときの溶接条件を示す。また、この鋼管はＡＰＩ−Ｘ６５炭素鋼鋼管であり、板厚は１９ｍｍである。表２はこの鋼管の化学成分を示す。更に、表３及び４は供試した溶接ワイヤの成分を示す。
【００３７】
表３及び４に示す溶接ワイヤと組成を変えたシールドガスとを組み合わせて溶接試験を行った。溶接部の機械的性能の評価として、全厚継手引張試験、溶接部シャルピー衝撃試験及び溶接部ビッカース硬度試験を行った。全厚継手引張試験においては、破断形態が母材破断である場合を合格とした。溶接部シャルピー衝撃試験においては、溶接部の板厚中央部から試験片のノッチが開先の中央部になるように試験片を採取し、吸収エネルギ（ｖＥ−５℃）を測定した。３本の試験片について測定し、その平均値が１００Ｊ以上である場合を合格とした。溶接部ビッカース硬度試験においては、耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking：水素誘起割れ）性の観点より、表面下１ｍｍの位置を０．５ｍｍピッチで測定し、硬度（Ｈｖ）の最大値が２５０以下である場合を合格とした。また、耐欠陥性の評価として、Ｘ線透過試験により、割れ、融合不良（ＬＦ）及びブローホール（ＢＨ）の有無を確認し、これらの欠陥が認められない場合を○、一部生じた場合は△、多量に生じた場合は×とした。更に、溶接作業性の評価として、アーク安定性、ビード形状及びスラグの除去性（スラグ量、剥離性）を作業者の官能により評価した。溶接作業性については、特に良好であった場合を◎、良好であった場合を○、不良であった場合を×とした。表５はこの溶接試験の結果を示す。
【００３８】
【表１】
0003877940.tif 000002
【００３９】
なお、表１の溶接方向において、１２時とは鋼管の最上部を指し、３時は鋼管の側部、６時は鋼管の最下部を指す。従って、１２時→３時→６時とは、鋼管の最上部から溶接を始め、鋼管の下部に向かって溶接を行い、最下部において溶接を終了することを示している。本実施例においては、このように鋼管の半周を溶接し、次に、鋼管の反対側も同様に最上部から最下部まで溶接し、全周を溶接した。
【００４０】
【表２】
0003877940.tif 000003
【００４１】
【表３】
0003877940.tif 000004
【００４２】
【表４】
0003877940.tif 000005
【００４３】
【表５】
0003877940.tif 000006
【００４４】
以下、前記溶接試験の結果について詳細に説明する。前記表５におけるＮｏ．Ｔ１乃至Ｔ２０は本発明の実施例である。実施例Ｎｏ．Ｔ１乃至Ｔ２０は、溶接ワイヤの成分及びシールドガスの組成が本発明の範囲内にあるため、溶接金属の機械的性能、耐欠陥性及び溶接作業性が優れていた。従って、これらの実施例においては、高能率溶接システムにより良好な溶接を実現できた。特に、実施例Ｎｏ．Ｔ１乃至Ｔ１８は、溶接ワイヤ中のＴｉ量が０．０９質量％以下であるため、溶接ワイヤ中のＴｉ量が０．０９質量％より多く０．１５質量％以下である実施例Ｎｏ．Ｔ１９及びＴ２０と比較して、溶接作業性がより優れていた。
【００４５】
これに対し、前記表５におけるＮｏ．Ｔ２１乃至Ｔ５１は比較例である。比較例Ｎｏ．Ｔ２１は溶接ワイヤ中のＣ量が低いため、溶接部の強度が不足し、短絡移行のアーク安定性が劣っていた。比較例Ｎｏ．Ｔ２２は逆にＣ量が過剰であるため、溶接部の強度が高すぎ、最高硬度が２５０を超えていた。また、耐割れ性が劣化し割れが生じており、スパッタ発生量も多かった。比較例Ｎｏ．Ｔ２３及びＴ２４はＳｉ量が本発明範囲より低かったため、ビードが垂れやすくビード形状が悪くなり、また、脱酸不足によりブローホールが生じていた。特に、溶接ワイヤ中のＭｎ量が下限値に近い量である比較例Ｎｏ．Ｔ２３は、強度も不足していた。
【００４６】
比較例Ｎｏ．Ｔ２５、Ｔ２７及びＴ２９は溶接ワイヤ中のＭｎ量が下限より低いため、焼入れ性が不足し、シャルピー吸収エネルギが低かった。また、Ｍｎによる耐高温割れ性向上効果が得られないため割れが生じていた。更に、アーク安定性が劣り、ビードが垂れやすくビード形状が悪かった。特に、溶接ワイヤ中のＳｉ量が下限値に近い量である比較例Ｎｏ．Ｔ２５は、溶接金属の強度も不足していた。比較例Ｎｏ．Ｔ２６、Ｔ２８及びＴ３０は溶接ワイヤ中のＭｎ量が本発明の上限値よりも高いため、焼入れ性が過剰となり、最高硬度が２５０を超えていた。また、スラグが多く発生し、スラグ除去性が低下した。
【００４７】
比較例Ｎｏ．Ｔ３１、Ｔ３２及びＴ３３は溶接ワイヤ中のＳｉ量が過剰であるため、最高硬度が２５０を超えると共に、粗大なフェライト粒が生じることによりシャルピー吸収エネルギが低くなった。また、Ｓｉ酸化物が多く生成したためスラグ量が多くなり、スラグ除去性が低下した。比較例Ｎｏ．Ｔ３４は溶接ワイヤ中のＰ量が過剰であるため、耐高温割れ性が低下し、割れが多く生じた。また、靭性も低下した。比較例Ｎｏ．Ｔ３５は溶接ワイヤ中のＳ量が不足しており、溶融金属の表面張力が高すぎることから、ビード形状が凸状になり悪化した。比較例Ｎｏ．Ｔ３６は溶接ワイヤ中のＳ量が過剰であるため、耐高温割れ性が低下し、割れが多く生じた。また、靭性も低下した。
【００４８】
比較例Ｎｏ．Ｔ３７は溶接ワイヤ中にＮｉが過剰に添加されているため、溶接金属の焼入れ性が過剰となり最高硬度が２５０を超えた。また、耐高温割れ性が低下し、割れが生じた。比較例Ｎｏ．Ｔ３８はＴｉ量が不足しており、靭性を向上させる効果が現れず、シャルピー吸収エネルギが不足した。比較例Ｎｏ．Ｔ３９は溶接ワイヤ中のＴｉ量が過剰であるため、スラグの発生量が増加し、且つ、スラグ剥離性も悪くスラグ除去性が低下した。また、短絡溶滴移行の安定性が著しく低下し、スパッタ発生量も多かった。比較例Ｎｏ．Ｔ４０はＢ量が不足しており、靭性を向上させる効果が現れず、シャルピー吸収エネルギが不足した。比較例Ｎｏ．Ｔ４１は溶接ワイヤ中のＢ量が過剰であり、溶接金属の耐高温割れ性が低下して割れが発生した。比較例Ｎｏ．Ｔ４２は溶接ワイヤ中のＯ量が過剰であるため、溶接金属中のＯ量が増大し粗大なフェライト粒が析出し、シャルピー吸収エネルギが低下した。
【００４９】
比較例Ｎｏ．Ｔ４３は溶接ワイヤ中のＣｒ量が過剰であるため、溶接金属が強度過剰となり、最高硬さが２５０を超えた。また、靭性が低下し、シャルピー吸収エネルギが低下した。アーク安定性も劣り、スパッタ発生量が多く、スラグ量の増加と剥離性低下によりスラグ除去性も劣った。比較例Ｎｏ．Ｔ４４は溶接ワイヤ中のＡｌ量が過剰であるため、溶接金属が強度過剰となり、最高硬さが２５０を超えた。また、靭性は低下し、シャルピー吸収エネルギが低下した。アーク安定性も劣り、スパッタ発生量が多く、スラグ量の増加と剥離性低下によりスラグ除去性も劣った。比較例Ｎｏ．Ｔ４５は溶接ワイヤ中のＮｂ量が過剰であるため、溶接金属が強度過剰となり、最高硬さが２５０を超えた。また、靭性が低下し、シャルピー吸収エネルギは低かった。アーク安定性も劣り、スパッタ発生量が多く、スラグ量の増加と剥離性低下によりスラグ除去性も劣った。比較例Ｎｏ．Ｔ４６は溶接ワイヤ中のＣｕ量が過剰であるため、耐割れ性及び靭性が低下し、割れが多発しシャルピー吸収エネルギが低かった。比較例Ｎｏ．Ｔ４７は溶接ワイヤ中のＭｏ量が過剰であるため、焼入れ性が過剰となり、溶接部の最高硬さが２５０を超えた。
【００５０】
比較例Ｎｏ．Ｔ４８及びＴ４９は夫々、一般的な５７０ＭＰａ級鋼管用溶接ワイヤでありＪＩＳＺ３３１２に規定されているＹＧＷ２３及びＹＧＷ２１に該当する溶接ワイヤを使用した場合である。両溶接ワイヤは、共にＳｉ量が高く、Ｂが無添加であり、溶接ワイヤ中のＯ量及びＡｌ量が過剰であるため、シャルピー吸収エネルギが低く、スラグ量が多かった。更に、Ｍｏ量が過剰であるため、硬度も過剰であった。また、Ｓ量が高いため、耐割れ性が劣り割れを生じた。これらに加えて、比較例Ｎｏ．Ｔ４８は溶接ワイヤ中のＣｒ量が過剰であるため、溶接金属の靭性がさらに低くなり、Ｍｎ量が少ないためビード形状が垂れやすくなった。また、比較例Ｎｏ．Ｔ４９は溶接ワイヤ中のＴｉ量が過剰であるため、アーク安定性が特に悪かった。
【００５１】
比較例Ｎｏ．Ｔ５０及びＴ５１は、溶接ワイヤの組成は本発明の範囲内であるが、溶接時におけるシールドガス組成が本発明の溶接ワイヤの使用条件から外れている。即ち、シールドガス中のＡｒの比率が高すぎるため、溶け込み範囲が狭くなり、開先面の融合不良及びＡｒに起因したブローホールが多発した。また、溶接金属の酸素量が低下して焼入れ性が過剰となり、溶接部の最高硬さが２５０を超えた。
【００５２】
なお、本発明における開先形状は本実施例の開先形状に限定されることなく、開先角度が４０°までのＶ開先、Ｕ開先及び多段開先に対しても同様に有効である。また、本発明におけるトーチ運棒法は回転アーク法及び横振りウィービング法に限定されることなく、他の方法においても有効である。また、溶接ビードの積層方法は、上記実施例では表１に示すように全層下進溶接であったが、本発明はそれに限らず、例えば、仕上層のみ上進溶接としてもよい。この場合の上進溶接とは、鋼管の下部から上部に向かって溶接する方法を指す。更に、上記実施例では溶接ビードの積層において１層を１パスで積層したが、本発明はそれに限らず、１層を２パス以上で積層する振分溶接を行ってもよい。
【００５３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によれば、溶接ワイヤの各成分及びシールドガス組成を適正に規定することにより、複雑な姿勢で溶接するため施工が難しいパイプラインの周溶接において、狭開先化及び高速化による高能率溶接システムを導入した場合でも、溶接金属の強度、硬度及び吸収エネルギといった機械的性能、耐割れ性、耐融合不良性及び耐ブローホール性といった耐欠陥性並びにビード形状、アーク安定性、低スパッタ発生量及びスラグ除去性といった溶接作業性の全てを良好にすることができる。これにより、パイプラインの現地溶接等において、溶接作業の能率及び溶接された製品の品質を向上させ、コストを下げることができる。これらの効果の工業的価値は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接ワイヤ中のＳｉ及びＭｎの含有量と溶接金属の機械的性能及び溶接作業性との関係を示すグラフ図である。
【図２】溶接ワイヤ中のＴｉ及びＢの含有量と溶接金属の機械的性能及び溶接作業性との関係を示すグラフ図である。
【図３】溶接ワイヤ中のＯ量と溶接金属中のＯ量との関係を示すグラフ図である。
【図４】本発明の実施例における溶接方法を示す図であって、（ａ）は鋼管周継手を示す模式図であり、（ｂ）は溶接部の開先の形状を示す断面図である。
【符号の説明】
１；鋼管
２；開先
３；銅裏当て
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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