【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接に関し、特に、シールドガスにアルゴンガスガスとヘリウムガスとの混合ガスを使用したＭＩＧパルス溶接によって、気孔の発生防止、溶け込みの改善、ビード形状の改善等を図ることができるマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
マグネシウム又はマグネシウム合金（以下、マグネシウム等という）は、材料表面に強固な酸化被膜が形成しやすい性質を有する。このために、マグネシウム等を溶接する場合には、アルゴンガス、アルゴンとヘリウムガスとの混合ガス（以下、Ａｒ−Ｈｅ混合ガスという）等の不活性ガスをシールドガスに使用し、かつ、被溶接材の極性をマイナス極性（電極プラス極性）にしてアークによるクリーニング作用によって被溶接材表面の酸化被膜を除去しながら溶接ビードを形成するＭＩＧ溶接が適用される。
【０００３】
マグネシウム等のＭＩＧ溶接では、液相に比べて固相の水素溶解度が著しく少ないために、溶融池が凝固して液相から固相へと変化する過程において水素が気孔（ブローホール）として残留する溶接欠陥が発生しやすいというアルミニウム等のＭＩＧ溶接と同様な性質を有する。すなわち、溶接ワイヤ、被溶接材等の表面に付着した水分から、又はシールド不良による空気の巻き込みから、アークによって水素が生成されると、この水素は水素溶解度の高い液相の溶融池に溶解する。そして、溶融池が凝固する液相から固相への変化の過程において、液相に溶解していた水素は、溶解度の極めて少ない固相から出てビード外部へと排出される。しかし、図７に示すように、溶融池の凝固速度が速いために、一部の水素はビード外部へ排出されずに気孔として残留することになる。アルミニウム等又はマグネシウム等における気孔の発生原因は、上記の水素によるものであることが知れれている。
【０００４】
従来技術１（例えば、特許文献１参照）では、ＭＩＧ溶接のシールドガスとしてアルゴンガスと窒素ガスとを適当比率で混合して使用することによって、溶滴移行状態を変化させて水素による気孔発生を低減できることが開示されている。しかし、この従来技術１をマグネシウム等のＭＩＧ溶接に適用すると、混合した窒素がマグネシウムと反応してマグネシウム窒化物又はマグネシウム窒素酸化物を形成しやすい。マグネシウムは、アルミニウムよりも極めて酸化物を形成しやすいために、クリーニング作用による酸化皮膜の除去が不十分になやすい。この結果、図８に示すように、上記の窒化物及び酸化物がビード表面を覆い、また溶接部に巻き込まれて溶接品質が悪くなりやすい。
【０００５】
ところで、マグネシウムは、アルミニウムに比べて、溶融点はほぼ同じであるにもかかわらず、熱伝導度は小さいために電気抵抗は大きい。したがって、マグネシウム等のＭＩＧ溶接では、電気抵抗が大きいので大きなジュール熱が発生しアーク熱と加算されてワイヤ溶融が促進されると共に、溶融点が低いので同じ入熱に対するワイヤ溶融量は増加する。この結果、図９に示すように、マグネシウム合金ワイヤは、アルミニウム合金ワイヤに比べて、同一の平均溶接電流に対して２倍以上のワイヤ溶融速度となる。このような特性を有することは、被溶接材への入熱が少ない状態で多くの溶接ワイヤが溶融して多くの溶着金属が形成されることになる。したがって、溶接継手のギャップに対して溶着金属を低入熱で充填する効果がある。しかし、図１０に示すように、熱容量の大きな被溶接材への溶け込み不足を招く問題があった。しかも、過大な高溶着溶接は、図１１に示すように、凸ビードと呼ばれる止端部への応力集中を招きやすいビード形状になりやすい問題もある。
【０００６】
従来技術２（例えば、特許文献２参照）では、アルミニウム等のＭＩＧ溶接において、シールドガスとしてアルゴンガス又はＡｒ−Ｈｅ混合ガスに微量の窒素を混合することによって、溶け込みの改善、ビードの凸形状の改善が図られることが開示されている。しかし、マグネシウム等のＭＩＧ溶接では、上述したように、アルミニウムよりも２倍以上もワイヤ溶融速度が速いために、アルミニウム等に比べて溶け込み不足、凸ビード等になりやすい。このために、従来技術２の溶接方法でも、上記の問題を解決することはできない。
【０００７】
【特許文献１】
特公昭４５−２４４４号公報
【特許文献２】
特許第２９９６７７８号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、本発明の課題は、マグネシウム等のＭＩＧ溶接において、溶接部に気孔を発生させることなく、ビード形状が凸状ではなくフラットであり、適正な溶け込みを確保することができる良好な溶接結果を得ることである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
請求項１の発明は、マグネシウム又はマグネシウム合金の溶接ワイヤを定速で送給すると共に、ピーク期間中のピーク電流及びベース期間中のベース電流の通電を繰り返してマグネシウム又はマグネシウム合金を溶接するＭＩＧパルス溶接方法において、
シールドガスにアルゴンガスとヘリウムガスとの混合ガスを使用し、このヘリウムガスの混合比率を２０容積％以上７０容積％以下に設定し、かつ、前記ピーク電流と前記ピーク期間との乗算値であるパルスエネルギー値を、前記ピーク期間に略同期した溶滴移行ができなくなる下限値以上から溶滴からのスパッタが多く発生する上限値以下の範囲に設定する、ことを特徴とするマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法である。
【００１０】
請求項２の発明は、前記溶接ワイヤの直径が１．０ｍｍであり、前記下限値が約４２０Ａ・ｍｓでありかつ前記上限値が約５００Ａ・ｍｓである、ことを特徴とする請求項１記載のマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法である。
【００１１】
請求項３の発明は、前記溶接ワイヤの直径が１．２ｍｍであり、前記下限値が約５００Ａ・ｍｓでありかつ前記上限値が約６００Ａ・ｍｓである、ことを特徴とする請求項１記載のマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法である。
【００１２】
請求項４の発明は、前記溶接ワイヤの直径が１．６ｍｍであり、前記下限値が約６００Ａ・ｍｓでありかつ前記上限値が約８００Ａ・ｍｓである、ことを特徴とする請求項１記載のマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について図面を参照して説明する。
［実施の形態１］
本発明の実施の形態１は、マグネシウム等のＭＩＧパルス溶接において、▲１▼ピーク電流とピーク期間との乗算値であるパルスエネルギー値を、ピーク期間に略同期した溶滴移行ができなくなる下限値以上から溶滴からのスパッタが多く発生する上限値以下の範囲に設定し、かつ、▲２▼シールドガスにアルゴンガスとヘリウムガスとの混合ガスを使用し、このヘリウムガス（以下、Ｈｅガスという）の混合比率を２０容積％以上７０容積％（以下、単に％と記す）以下に設定するマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法である。
【００１４】
▲１▼ ＭＩＧパルス溶接を使用する理由は、以下のとおりである。ピーク期間中のピーク電流及びベース期間中のベース電流の通電を繰り返すＭＩＧパルス溶接においては、溶接ワイヤの溶滴移行がピーク期間と略同期して行われるいわゆる１パルス１溶滴移行の状態にあるときに良好な溶接状態となる。この良好な状態では、アークが広がり被溶接材への入熱も大きくなるので、ビード形状は凸状ではなくフラットになりやすい。また、溶け込みも深くなる効果を有している。溶滴移行が１パルス１溶滴移行となるためには、ピーク電流とピーク期間との乗算値であるパルスエネルギー値が適正範囲にあることが必要である。マグネシウムワイヤにおいても、図２〜４で後述するように、パルスエネルギー値を、ピーク期間に略同期した溶滴移行が不可となる下限値以上であり、かつ、過大なパルスエネルギー値のために溶滴が破裂して爆発して多くのスパッタが飛散する上限値以下の良好な範囲に設定する必要がある。
【００１５】
▲２▼ Ａｒ−Ｈｅ混合ガスを使用して、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅを２０〜７０％の範囲に限定する理由は、以下のとおりである。
図１は、マグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接において、Ａｒ−Ｈｅ混合ガスのＨｅガスの混合比率Ｍｈｅに対する気孔の発生数の変化を示す図である。実験条件としては、被溶接材に板厚３ｍｍの３％Ａｌ−１％Ｚｎを添加したマグネシウム合金（ＪＩＳ Ｈ４２０１のＭＰ１相当材）を使用し、溶接ワイヤに同材質で直径１．２ｍｍのマグネシウム合金ワイヤを使用してＭＩＧパルス溶接を行った場合である。パルスエネルギー値は１パルス１溶滴移行となる良好値（図３で後述する５５０Ａ・ｍｓ）に設定されている。なお、気孔の発生数は、溶接後のビードをＸ線透過撮影してそのフィルムから測定する一般的な方法で行った。また、気孔の発生数の低減効果を明確にするために、シールドガスに故意に１５０ｐｐｍの水素ガスを添加した。この方法は、気孔の発生数の低減効果を評価するための一般的な方法である。上記以外の実験条件については、平均溶接電流を７０Ａに、平均溶接電圧を２０Ｖに、溶接速度を４０ｃｍ／ｍｉｎに、ビード長（溶接長）を２０ｃｍに、それぞれ設定した。
【００１６】
同図に示すように、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅが約２０％以上から顕著に気孔の発生数が低減し、約７０％以下までこの状態を維持した。Ａｒ−Ｈｅ混合ガスによって気孔の発生数が低減する理由は、以下のとおりである。すなわち、Ｈｅガスの混合によってアークの電位傾度が大きくなり、この結果、溶滴及び溶融池の温度が上昇して凝固するまでの時間が長くなるためである。凝固速度が遅くなると、溶融金属中に存在する水素が液相から固相へと変化する過程でその界面での水素排出の時間的裕度が増すことになり、溶接部への気孔の残留が著しく低減される。また、アークの電位傾度が大きくなることによって、ワイヤ溶融速度を変化させることなく被溶接材への入熱量を増加させることができるので、溶け込みを深くすることができる。
【００１７】
同図において、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅが２０％を下回ると、電位傾度があまり大きくならないために、溶滴及び溶融池の温度が上記の効果が得られるほど上昇しないためである。また、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅが７０％を超えると、アークが不安定となり、シールドガスによるシールドが乱れて空気を巻き込んだりするために、気孔低減効果が無くなるためである。上記以外の溶接条件の場合でも、気孔低減効果が表われるＨｅガスの混合比率Ｍｈｅの範囲は、同図と略同一であった。
【００１８】
［実施の形態２］
本発明の実施の形態２では、実施の形態１において、マグネシウムワイヤの直径を１．０ｍｍに設定し、かつ、パルスエネルギー値を下限値＝約４２０Ａ・ｍｓ以上とし上限値＝約５００Ａ・ｍｓ以下とする範囲内に設定する。以下、図面を参照して説明する。
【００１９】
図２は、マグネシウムワイヤの直径が１．０ｍｍのときのＡｒ−Ｈｅ混合ガスのＨｅガスの混合比率Ｍｈｅとパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲との関係図である。Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅは、上述した気孔低減効果を発揮する２０〜７０％の範囲とした。同図に示すように、パルスエネルギー値Ｅｐが下限値約４２０Ａ・ｍｓ未満になると、ピーク期間と略同期した１パルス１溶滴移行ができなくなり、アーク状態の良好な状態から外れることになる。他方、パルスエネルギー値Ｅｐが上限値約５００Ａ・ｍｓを超えると、溶滴に過剰なエネルギーが注入されることになり、急激な温度上昇によって溶滴破裂が発生してスパッタが多く飛散する。このように、パルスエネルギー値Ｅｐが良好範囲から外れると、適正な溶け込みのフラットなビードを得ることができなくなる。また、アーク状態も不安定になりやすく、上述したように空気の巻き込みによる気孔が発生する。したがって、気孔発生数を著しく低減し、適正な溶け込みのフラットなビードを得るためには、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅを２０〜７０％に設定し、かつ、パルスエネルギー値Ｅｐを約４２０〜５００Ａ・ｍｓに設定する必要がある。
【００２０】
［実施の形態３］
本発明の実施の形態３では、実施の形態１において、マグネシウムワイヤの直径を１．２ｍｍに設定し、かつ、パルスエネルギー値を下限値＝約５００Ａ・ｍｓ以上とし上限値＝約６００Ａ・ｍｓ以下とする範囲内に設定する。以下、図面を参照して説明する。
【００２１】
図３は、マグネシウムワィヤの直径が１．２ｍｍのときのＡｒ−Ｈｅ混合ガスのＨｅガスの混合比率Ｍｈｅとパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲との関係図である。Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅは、上述した気孔低減効果を発揮する２０〜７０％の範囲とした。同図に示すように、パルスエネルギー値Ｅｐが下限値約５００Ａ・ｍｓ未満になると、ピーク期間と略同期した１パルス１溶滴移行ができなくなり、アーク状態の良好な状態から外れることになる。他方、パルスエネルギー値Ｅｐが上限値約６００Ａ・ｍｓを超えると、溶滴に過剰なエネルギーが注入されることになり、急激な温度上昇によって溶滴破裂が発生してスパッタが多く飛散する。このように、パルスエネルギー値Ｅｐが良好範囲から外れると、適正な溶け込みのフラットなビードを得ることができなくなる。また、アーク状態も不安定になりやすく、上述したように空気の巻き込みによる気孔が発生する。したがって、気孔発生数を著しく低減し、適正な溶け込みのフラットなビードを得るためには、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅを２０〜７０％に設定し、かつ、パルスエネルギー値Ｅｐを約５００〜６００Ａ・ｍｓに設定する必要がある。
【００２２】
［実施の形態３］
本発明の実施の形態３では、実施の形態１において、マグネシウムワイヤの直径を１．６ｍｍに設定し、かつ、パルスエネルギー値を下限値＝約６００Ａ・ｍｓ以上とし上限値＝約８００Ａ・ｍｓ以下とする範囲内に設定する。以下、図面を参照して説明する。
【００２３】
図３は、マグネシウムワィヤの直径が１．６ｍｍのときのＡｒ−Ｈｅ混合ガスのＨｅガスの混合比率Ｍｈｅとパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲との関係図である。Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅは、上述した気孔低減効果を発揮する２０〜７０％の範囲とした。同図に示すように、パルスエネルギー値Ｅｐが下限値約６００Ａ・ｍｓ未満になると、ピーク期間と略同期した１パルス１溶滴移行ができなくなり、アーク状態の良好な状態から外れることになる。他方、パルスエネルギー値Ｅｐが上限値約８００Ａ・ｍｓを超えると、溶滴に過剰なエネルギーが注入されることになり、急激な温度上昇によって溶滴破裂が発生してスパッタが多く飛散する。このように、パルスエネルギー値Ｅｐが良好範囲から外れると、適正な溶け込みのフラットなビードを得ることができなくなる。また、アーク状態も不安定になりやすく、上述したように空気の巻き込みによる気孔が発生する。したがって、気孔発生数を著しく低減し、適正な溶け込みのフラットなビードを得るためには、Ｈｅガスの混合比率Ｍｈｅを２０〜７０％に設定し、かつ、パルスエネルギー値Ｅｐを約６００〜８００Ａ・ｍｓに設定する必要がある。
【００２４】
［効果］
図５は、本発明の効果の一例を示すマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接のビード外観図及びビード断面図である。同図は、Ａｒ５０％−Ｈｅ５０％の混合ガスを使用し、直径１．２ｍｍのマグネシウム合金ワイヤを使用し、パルスエネルギー値を５５０Ａ・ｍｓに設定してＭＩＧパルス溶接を行った場合である。それ以外の溶接条件は図１のときと同様である。同図から明らかなように、適正な溶け込みを有するフラットなビード形状となっている。また、気孔発生数も図１で上述したように著しく低減されている。
【００２５】
図６は、図１０に対応する本発明による重ね隅肉溶接及びＴ字隅肉要のビード断面図である。同図から明らかなように、適正な溶け込みのフラットなビード形状となっており、良好な溶接品質である。
【００２６】
【発明の効果】
本発明のマグネシウム又はマグネシウム合金のＭＩＧパルス溶接方法によれば、シールドガスにＨｅガスの混合比率が２０〜７０％のＡｒ−Ｈｅ混合ガスを使用しかつパルスエネルギー値をワイヤ径に応じた良好範囲に設定することによって、気孔の発生数を著しく低減させた適正な溶け込みのフラットなビード形状となり、良好な溶接品質を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明におけるＡｒ−Ｈｅ混合ガスのＨｅガスの混合比率Ｍｈｅと気孔の発生数との関係図である。
【図２】本発明におけるマグネシウムワイヤの直径が１．０ｍｍであるときのパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲を示す図である。
【図３】本発明におけるマグネシウムワイヤの直径が１．２ｍｍであるときのパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲を示す図である。
【図４】本発明におけるマグネシウムワイヤの直径が１．６ｍｍであるときのパルスエネルギー値Ｅｐの良好範囲を示す図である。
【図５】本発明による溶接サンプルのビード外観及びビード断面を示す図である。
【図６】本発明による重ね隅肉溶接及びＴ字隅肉溶接のサンプルのビード断面図である。
【図７】従来技術によるマグネシウムＭＩＧ溶接のビード断面図である。
【図８】従来技術１によるマグネシウムＭＩＧ溶接のビード外観図及びビード断面図である。
【図９】マグネシウム合金ワイヤ及びアルミニウム合金ワイヤのワイヤ溶融特性図である。
【図１０】従来技術による重ね隅肉溶接及びＴ字隅肉溶接のビード断面図である。
【図１１】従来技術によるビード形状が凸状になることを示すビード断面図である。
【符号の説明】
Ｅｐ パルスエネルギー値
Ｍｈｅ Ｈｅガスの混合比率[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to MIG pulse welding of magnesium or a magnesium alloy, and in particular, prevents generation of pores, improves penetration, improves bead shape, etc. by MIG pulse welding using a mixed gas of argon gas and helium gas as a shielding gas. The present invention relates to a method for MIG pulse welding of magnesium or a magnesium alloy capable of achieving the above-described method.
[0002]
[Prior art]
Magnesium or a magnesium alloy (hereinafter, referred to as magnesium or the like) has a property that a strong oxide film is easily formed on a material surface. For this reason, when welding magnesium or the like, an inert gas such as an argon gas or a mixed gas of argon and helium (hereinafter, referred to as an Ar-He mixed gas) is used as a shielding gas, and welding is performed. MIG welding in which the polarity of the material is set to minus polarity (electrode plus polarity) to form a weld bead while removing an oxide film on the surface of the material to be welded by an arc cleaning action is applied.
[0003]
In MIG welding of magnesium or the like, since the solubility of hydrogen in the solid phase is significantly lower than that in the liquid phase, hydrogen remains as pores (blow holes) in the process of solidification of the molten pool and change from the liquid phase to the solid phase. It has the same properties as MIG welding of aluminum and the like that welding defects easily occur. That is, when hydrogen is generated by an arc from moisture attached to the surface of a welding wire, a material to be welded, or from entrainment of air due to poor shielding, the hydrogen dissolves in a liquid phase molten pool having high hydrogen solubility. . Then, in the process of changing from a liquid phase to a solid phase in which the molten pool solidifies, hydrogen dissolved in the liquid phase exits from the solid phase having extremely low solubility and is discharged to the outside of the bead. However, as shown in FIG. 7, since the solidification rate of the molten pool is high, some hydrogen is not discharged to the outside of the bead but remains as pores. It is known that the cause of the generation of pores in aluminum or the like or magnesium or the like is due to the above-mentioned hydrogen.
[0004]
In the prior art 1 (for example, see Patent Document 1), by using a mixture of argon gas and nitrogen gas at an appropriate ratio as a shielding gas for MIG welding, the state of droplet transfer is changed to prevent the generation of porosity due to hydrogen. It is disclosed that it can be reduced. However, when the prior art 1 is applied to MIG welding of magnesium or the like, mixed nitrogen reacts with magnesium to easily form magnesium nitride or magnesium nitrogen oxide. Since magnesium forms an oxide much more easily than aluminum, removal of an oxide film by a cleaning action tends to be insufficient. As a result, as shown in FIG. 8, the above-mentioned nitride and oxide cover the bead surface and are entangled in the welded portion, so that the weld quality tends to deteriorate.
[0005]
By the way, although magnesium has a substantially same melting point as aluminum, it has a low thermal conductivity and therefore a large electric resistance. Therefore, in MIG welding of magnesium or the like, a large electric resistance causes a large Joule heat to be generated, which is added to the arc heat to promote the wire melting. In addition, since the melting point is low, the wire melting amount for the same heat input increases. As a result, as shown in FIG. 9, the magnesium alloy wire has a wire melting rate twice or more for the same average welding current as compared with the aluminum alloy wire. Having such characteristics means that many welding wires are melted in a state where the heat input to the material to be welded is small, so that a large amount of deposited metal is formed. Therefore, there is an effect that the weld metal is filled into the gap of the welded joint with low heat input. However, as shown in FIG. 10, there is a problem that insufficient penetration into a material to be welded having a large heat capacity is caused. In addition, as shown in FIG. 11, the excessively high welding has a problem that a bead shape, which is called a convex bead and tends to cause stress concentration on a toe, is likely to occur.
[0006]
In the conventional technology 2 (see, for example, Patent Document 2), in MIG welding of aluminum or the like, a small amount of nitrogen is mixed into an argon gas or an Ar-He mixed gas as a shielding gas to improve the penetration and improve the bead convex shape. It is disclosed that improvement can be achieved. However, in MIG welding of magnesium or the like, as described above, since the wire melting speed is twice or more higher than that of aluminum, insufficient penetration and convex beads are more likely to occur than aluminum and the like. For this reason, even the welding method of the prior art 2 cannot solve the above-mentioned problem.
[0007]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 45-2444 [Patent Document 2]
Japanese Patent No. 29996778 [0008]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, it is an object of the present invention to provide a MIG welding of magnesium or the like, which does not generate pores in a welded portion, has a flat bead shape instead of a convex shape, and can ensure proper penetration. The goal is to get welding results.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The invention according to claim 1 is a MIG pulse for welding a magnesium or magnesium alloy by feeding a welding wire of magnesium or a magnesium alloy at a constant speed, and repeatedly applying a peak current during a peak period and a base current during a base period. In the welding method,
A mixed gas of an argon gas and a helium gas is used as a shielding gas, the mixing ratio of the helium gas is set to 20% by volume or more and 70% by volume or less, and is a product of the peak current and the peak period. The pulse energy value is set to a range from a lower limit or more at which droplet transfer substantially in synchronism with the peak period cannot be performed to an upper limit or less at which spatters from droplets frequently occur, characterized in that magnesium or magnesium alloy This is a MIG pulse welding method.
[0010]
The invention of claim 2 is characterized in that the diameter of the welding wire is 1.0 mm, the lower limit is about 420 Ams, and the upper limit is about 500 Ams. MIG pulse welding method for magnesium or magnesium alloy.
[0011]
The invention according to claim 3, wherein the diameter of the welding wire is 1.2 mm, the lower limit is about 500 A · ms, and the upper limit is about 600 A · ms. MIG pulse welding method for magnesium or magnesium alloy.
[0012]
The invention according to claim 4 is characterized in that the diameter of the welding wire is 1.6 mm, the lower limit is about 600 A · ms, and the upper limit is about 800 A · ms. MIG pulse welding method for magnesium or magnesium alloy.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
[Embodiment 1]
According to the first embodiment of the present invention, in MIG pulse welding of magnesium or the like, {circle around (1)} a pulse energy value which is a product of a peak current and a peak period is set to a lower limit value at which droplet transfer substantially in synchronization with the peak period cannot be performed. From the above, it is set in the range below the upper limit value at which spatters from droplets often occur, and (2) a mixed gas of argon gas and helium gas is used as the shielding gas, and this helium gas (hereinafter referred to as He gas) is used. ) Is a MIG pulse welding method of magnesium or a magnesium alloy in which the mixing ratio is set to 20% by volume or more and 70% by volume or less (hereinafter, simply referred to as%).
[0014]
{Circle around (1)} The reasons for using MIG pulse welding are as follows. In MIG pulse welding in which the supply of the peak current during the peak period and the supply of the base current during the base period are repeated, the droplet transfer of the welding wire is in a so-called one-pulse, one-droplet transfer state that is performed substantially in synchronization with the peak period. Sometimes a good welding condition is achieved. In this favorable state, the arc spreads and heat input to the material to be welded increases, so that the bead shape tends to be flat instead of convex. In addition, it has the effect of deepening the penetration. In order for droplet transfer to be one pulse and one droplet transfer, the pulse energy value, which is the product of the peak current and the peak period, needs to be within an appropriate range. As will be described later with reference to FIGS. 2 to 4, the pulse energy value of the magnesium wire is not less than the lower limit value at which droplet transfer substantially in synchronization with the peak period is not possible, and the pulse energy value is too large. It is necessary to set a good range below the upper limit value at which a large number of spatters are scattered by explosion due to rupture of a droplet.
[0015]
{Circle around (2)} The reason why the He gas mixture ratio Mhe is limited to the range of 20 to 70% using the Ar-He mixed gas is as follows.
FIG. 1 is a diagram showing a change in the number of pores generated with respect to a He gas mixture ratio Mhe of an Ar-He mixed gas in MIG pulse welding of a magnesium alloy. As the experimental conditions, a magnesium alloy having a thickness of 3 mm and 3% Al-1% Zn added to the material to be welded (a material equivalent to MP1 of JIS H4201) was used, and a magnesium alloy of the same material and a diameter of 1.2 mm was used for the welding wire. This is a case where MIG pulse welding is performed using a wire. The pulse energy value is set to a good value (550 A · ms, which will be described later with reference to FIG. 3), in which one pulse shifts to one droplet. The number of pores generated was measured by a general method of measuring the bead after welding by X-ray transmission radiography from the film. In order to clarify the effect of reducing the number of generated pores, 150 ppm of hydrogen gas was intentionally added to the shielding gas. This method is a general method for evaluating the effect of reducing the number of generated pores. Regarding other experimental conditions, the average welding current was set to 70 A, the average welding voltage was set to 20 V, the welding speed was set to 40 cm / min, and the bead length (weld length) was set to 20 cm.
[0016]
As shown in the figure, the number of porosity was remarkably reduced from a mixing ratio Mhe of He gas of about 20% or more, and this state was maintained until about 70% or less. The reason why the number of generated pores is reduced by the Ar-He mixed gas is as follows. That is, the mixing of the He gas increases the potential gradient of the arc, and as a result, the time until the temperature of the droplet and the molten pool rises and solidifies becomes longer. When the solidification rate is reduced, the time margin of hydrogen discharge at the interface increases in the process of changing the hydrogen present in the molten metal from the liquid phase to the solid phase, and pores remain in the weld. It is significantly reduced. In addition, as the potential gradient of the arc increases, the amount of heat input to the material to be welded can be increased without changing the wire melting rate, and the penetration can be deepened.
[0017]
In the figure, when the mixing ratio Mhe of He gas is less than 20%, the potential gradient does not become so large, so that the temperatures of the droplets and the molten pool do not rise so much as to obtain the above-mentioned effect. Further, if the mixing ratio Mhe of He gas exceeds 70%, the arc becomes unstable, the shield is disturbed by the shield gas, and air is entrained, so that the pore reduction effect is lost. Even in the case of welding conditions other than those described above, the range of the He gas mixture ratio Mhe at which the porosity reducing effect was exhibited was substantially the same as in FIG.
[0018]
[Embodiment 2]
In the second embodiment of the present invention, in the first embodiment, the diameter of the magnesium wire is set to 1.0 mm, and the pulse energy value is set to a lower limit of about 420 A · ms or more and an upper limit of about 500 A · ms or less. Set within the range. Hereinafter, description will be made with reference to the drawings.
[0019]
FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the He gas mixture ratio Mhe of the Ar-He mixed gas and the favorable range of the pulse energy value Ep when the diameter of the magnesium wire is 1.0 mm. The He gas mixture ratio Mhe was in the range of 20 to 70% at which the above-described pore reduction effect was exhibited. As shown in the figure, when the pulse energy value Ep is less than the lower limit value of about 420 A · ms, it is impossible to transfer one pulse and one droplet substantially in synchronization with the peak period, and the arc state is deviated from a good state. On the other hand, if the pulse energy value Ep exceeds the upper limit value of about 500 A · ms, excessive energy is injected into the droplet, and the droplet is ruptured due to a sharp rise in temperature, and a large amount of spatter is scattered. As described above, when the pulse energy value Ep is out of the good range, a flat bead with proper penetration cannot be obtained. Further, the arc state is also likely to be unstable, and pores are generated due to entrainment of air as described above. Therefore, in order to significantly reduce the number of generated pores and obtain a flat bead with proper penetration, the mixing ratio Mhe of He gas is set to 20 to 70%, and the pulse energy value Ep is set to about 420 to 500 A · ms.
[0020]
[Embodiment 3]
In Embodiment 3 of the present invention, in Embodiment 1, the diameter of the magnesium wire is set to 1.2 mm, and the pulse energy value is set to a lower limit value of about 500 A · ms or more and an upper limit value of about 600 A · ms or less. Set within the range. Hereinafter, description will be made with reference to the drawings.
[0021]
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the He gas mixture ratio Mhe of the Ar-He mixed gas and the favorable range of the pulse energy value Ep when the diameter of the magnesium wire is 1.2 mm. The He gas mixture ratio Mhe was in the range of 20 to 70% at which the above-described pore reduction effect was exhibited. As shown in the figure, when the pulse energy value Ep is less than the lower limit value of about 500 A · ms, it is impossible to transfer one pulse and one droplet substantially in synchronization with the peak period, and the arc state is deviated from a good state. On the other hand, if the pulse energy value Ep exceeds the upper limit of about 600 A · ms, excessive energy is injected into the droplet, and the droplet is ruptured due to a rapid temperature rise, and a large amount of spatter is scattered. As described above, when the pulse energy value Ep is out of the good range, a flat bead with proper penetration cannot be obtained. Further, the arc state is also likely to be unstable, and pores are generated due to entrainment of air as described above. Therefore, in order to significantly reduce the number of generated pores and obtain a flat bead with proper penetration, the He gas mixture ratio Mhe is set to 20 to 70%, and the pulse energy value Ep is set to about 500 to 600 A · ms.
[0022]
[Embodiment 3]
In the third embodiment of the present invention, the diameter of the magnesium wire is set to 1.6 mm and the pulse energy value is set to a lower limit of about 600 A · ms or more and an upper limit of about 800 A · ms or less in the first embodiment. Set within the range. Hereinafter, description will be made with reference to the drawings.
[0023]
FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the He gas mixture ratio Mhe of the Ar-He mixed gas and the favorable range of the pulse energy value Ep when the diameter of the magnesium wire is 1.6 mm. The He gas mixture ratio Mhe was in the range of 20 to 70% at which the above-described pore reduction effect was exhibited. As shown in the figure, when the pulse energy value Ep becomes less than the lower limit value of about 600 A · ms, it becomes impossible to transfer one droplet per droplet substantially in synchronization with the peak period, and the arc state is deviated from a good state. On the other hand, when the pulse energy value Ep exceeds the upper limit of about 800 A · ms, excessive energy is injected into the droplet, and the droplet is ruptured due to a rapid temperature rise, and a large amount of spatter is scattered. As described above, when the pulse energy value Ep is out of the good range, a flat bead with proper penetration cannot be obtained. Further, the arc state is also likely to be unstable, and pores are generated due to entrainment of air as described above. Therefore, in order to significantly reduce the number of generated pores and obtain a flat bead with proper penetration, the mixing ratio Mhe of He gas is set to 20 to 70%, and the pulse energy value Ep is set to about 600 to 800 A · ms.
[0024]
[effect]
FIG. 5 is a bead appearance view and a bead cross-sectional view of a magnesium alloy MIG pulse welding showing an example of the effect of the present invention. The figure shows a case where MIG pulse welding is performed using a mixed gas of Ar 50% -He 50%, using a magnesium alloy wire having a diameter of 1.2 mm, and setting a pulse energy value to 550 A · ms. Other welding conditions are the same as those in FIG. As is clear from the figure, it has a flat bead shape with proper penetration. In addition, the number of generated pores is significantly reduced as described above with reference to FIG.
[0025]
FIG. 6 is a bead sectional view corresponding to FIG. 10 and showing a lap fillet weld and a T-shaped fillet according to the present invention. As is clear from the figure, the flat bead shape has an appropriate penetration and the welding quality is good.
[0026]
【The invention's effect】
According to the MIG pulse welding method for magnesium or a magnesium alloy of the present invention, a He gas mixed ratio of 20 to 70% is used as the shielding gas, and the pulse energy value is in a good range according to the wire diameter. By setting to, a flat bead shape with proper penetration with the number of pores significantly reduced is obtained, and good welding quality can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the He gas mixture ratio Mhe of an Ar—He mixed gas and the number of pores generated in the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing a favorable range of a pulse energy value Ep when a diameter of a magnesium wire in the present invention is 1.0 mm.
FIG. 3 is a diagram showing a good range of a pulse energy value Ep when the diameter of a magnesium wire in the present invention is 1.2 mm.
FIG. 4 is a diagram showing a favorable range of a pulse energy value Ep when the diameter of a magnesium wire in the present invention is 1.6 mm.
FIG. 5 is a diagram showing a bead appearance and a bead cross section of a welding sample according to the present invention.
FIG. 6 is a bead cross-sectional view of a sample of lap fillet welding and T-shaped fillet welding according to the present invention.
FIG. 7 is a sectional view of a bead of magnesium MIG welding according to the prior art.
8A and 8B are an external view and a cross-sectional view of a bead of magnesium MIG welding according to Prior Art 1. FIG.
FIG. 9 is a diagram showing wire melting characteristics of a magnesium alloy wire and an aluminum alloy wire.
FIG. 10 is a bead cross-sectional view of lap fillet welding and T-shaped fillet welding according to the prior art.
FIG. 11 is a cross-sectional view of a bead showing that a bead shape according to the related art becomes convex.
[Explanation of symbols]
Ep pulse energy value Mhe He gas mixture ratio
