JP2002018591A - 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溶接方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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、溶接金属の機械的性能が
優れ、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溶接用ソリッ
ドワイヤ並びにこの溶接用ソリッドワイヤを使用する溶
接方法を提供する。 【解決手段】 溶接用ソリッドワイヤの組成を、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％、Ｔ
ｉ：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：０．０
１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
不純物からなるものとする。

Description

【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％、Ｓ
ｉ：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：０．０
０３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Ｍ
ｏ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１
００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Ｔ
ｉ、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、Ｍ
ｎ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０．０
２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１
００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、１
００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Ａ
ｒ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ＨＩ
Ｃ（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】

【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】

【００４１】

【表３】

【００４２】

【表４】

【００４３】

【表５】

【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．Ｔ２
１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．Ｔ
２２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、Ｍ
ｎ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Ｓ
ｉ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、Ｔ
２８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２
５０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、Ｓ
ｉ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．Ｔ４
１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．Ｔ４
２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．Ｔ４
５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ＪＩＳＺ
３３１２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

フロントページの続き (72)発明者 玉置 尚弘 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 村山 雅智 神奈川県横浜市鶴見区小野町88番地 日本 鋼管工事株式会社内 (72)発明者 三浦 定史 神奈川県横浜市鶴見区小野町88番地 日本 鋼管工事株式会社内 (72)発明者 杉浦 一樹 神奈川県横浜市鶴見区小野町88番地 日本 鋼管工事株式会社内 (72)発明者 鈴木 励一 神奈川県藤沢市宮前字裏河内100番１ 株 式会社神戸製鋼所藤沢事業所内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB06 BB09 CA07 CC03 DA06 DD02 DD04 DF01 DF04 EA01 EA03 EA04 EA05 EA08 4E081 AA03 AA05 BA27 BB04 CA09 CA10 DA05 DA23 DA36 DA40 DA62 EA38

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【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Ｆ
   ｅ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。
2. 【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。
3. 【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。
4. 【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Ｆ
   ｅ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。
5. 【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。
6. 【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。