JP3695925B2 - 極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の狭開先ＭＩＧ溶接方法および極低温靱性に優れた溶接構造物 - Google Patents
極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の狭開先ＭＩＧ溶接方法および極低温靱性に優れた溶接構造物 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接金属に高温割れ、溶込み不良および融合不良等の重欠陥が発生しない狭開先溶接継手において、４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上であり、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である溶着金属を得ることのできるＭＩＧ溶接方法、およびこうした溶接方法によって得られ、上記の様な溶着金属特性を具備する溶接構造物等に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、大型超電導マグネットを利用した磁気流体発電（ＭＨＤ発電）や核融合炉等の実用化が検討されつつある。ところで、これらの超電導マグネットを支持する厚肉構造物の溶接部には、非磁性、耐銹性が優れていることに加えて、使用環境温度である４Ｋ（−２６９℃）での０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上、破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上の強度特性を有すること、および内部品質の健全性が確保されていることが要求される。また実用化に当たっては、高能率、製作コスト低減の観点から、溶着量の少ない狭開先溶接継手を具現化し得る溶接方法が必要とされている。
【０００３】
上記の様な用途における厚肉材の溶着金属特性に関する従来技術としては、例えば「溶接学会全国大会講演概要第５４集第２３４頁、極低温用ステンレス鋼鍛造材溶接金属の特性」（１９９４年４月発行）が報告されている。そしてこの報告では、のど厚が７０ｍｍの厚肉材のガスシールドアーク溶接において、高窒素ステンレス鋼、高窒素高マンガン（高Ｎ高Ｍｎ）ステンレス鋼、高窒素Ｎｉ基合金の溶接ワイヤを用いてＴＩＧ溶接したものでは、溶着金属にミクロの高温割れが発生し、使用できないことが開示されている。
【０００４】
また上記報告には、溶接高温割れが認められない溶接金属として、オーステナイト中にδフェライトを５．５％含有するステンレス鋼や０．０３％のＮを含有するＮｉ基合金が示されている。しかしながら、オーステナイト中にδフェライトを５．５％含有するステンレス鋼は破壊靱性値ＫICが低く、必要とされる１４０ＭＰａ・√ｍ以上のレベルを達成することができず、また磁性が発在するので実用化できないという問題がある。また０．０３％のＮを含有するＮｉ基合金では耐力が低く、必要とされる１０００Ｎ／ｍｍ2 以上のレベルを達成することができないばかりか、Ｎｉ基合金が極めて高価であり、この点からしても実用化に不利である。しかも上記溶接施工方法では、開先角度が８．５°程度と広いので溶着金属量が多くなり、厚肉構造物への適用性に乏しいという欠点もある。
【０００５】
溶接方法としては、上記したＴＩＧ溶接以外に、例えば特公平３−１９３２７１号に開示される様な技術も知られている。この技術は、極低温用高Ｍｎ非磁性鋼のＭＩＧ溶接方法に関するものであり、主としてブローホールによる内部欠陥、溶接部表面の酸化度について改善したものであるが、実施例での適用板厚も４０ｍｍ以下と薄く、且つ溶着金属の機械的性質においても上記要求特性を保証し得るものではなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記した事情に着目してなされたものであって、その目的は、溶接施工効率をより向上させるために狭開先とし、且つＴＩＧ溶接に比べてより迅速な溶着が可能なＭＩＧ溶接法に関して、厚肉材で溶接金属に高温割れ等の欠陥が発生することなく、しかも４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である溶着金属を得ることのできるＭＩＧ溶接方法、およびこうした溶接方法によって得られ、上記の様な溶着金属特性を具備する溶接構造物を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明の溶接方法とは、高Ｍｎステンレス鋼材を、Ｎを０．１０〜０．２８質量％含有し、Ｍｎを１８〜３０質量％含有するステンレス鋼溶接ワイヤを用いて狭開先ＭＩＧ溶接によって溶接するに当たり、Ｎｉを６〜８質量％含有すると共に、Ｐｂ：０．０００５質量％以下およびＯ：０．００５質量％以下に夫々抑制した高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤを使用し、且つ下記（Ａ）〜（Ｃ）の溶接条件を満足する様にして操業する点に要旨を有する極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の狭開先ＭＩＧ溶接方法である。
（Ａ）センターガスノズルを有する多重シールド構造の溶接トーチを適用する。
（Ｂ）溶接ワイヤ周囲のセンターガスとして、Ｈｅを２０容量％以上およびＯ2 を０．５〜２容量％含むＡｒガスを使用し、アークおよび溶融金属表面をシールドする。
（Ｃ）開先端部での端止め時間を有するオシレーションを行い、平均入熱量を２０ＫＪ／ｃｍ以上とする。
【０００８】
上記本発明方法においては、溶接中にアーク電流にパルス制御を加えることも有効であり、こうした要件を付加することによって、融合不良を回避してより健全な溶着金属を得ることができる。
【０００９】
上記の様な構成を有する溶接方法を適用することによって、４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上であり、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である狭開先溶接部を有する溶接構造物が得られる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記目的を達成するという観点から、溶接ワイヤや溶接条件について様々な角度から検討した。その結果、上記の構成を採用すれば従来の問題を発生させることなく、また真空チャンバを必要とする電子ビーム溶接の様な寸法制約にとらわれることなく、しかも省エネルギー、低コスト化といった実用上での課題をも解決し得る溶接方法が実現できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１１】
本発明では上記の様に、高Ｎ高Ｍｎ系ステンレス鋼溶接用ワイヤを使用する必要があるが、この溶接ワイヤにおけるＮｉ，Ｎｂ，Ｏ等の化学成分限定理由について説明する。
【００１２】
Ｎｉ：６〜８質量％
本発明方法で用いる溶接ワイヤでは、Ｎｉを６〜８質量％含有させる必要があるが、このＮｉはオーステナイト組織を安定化させて４Ｋでの靱性向上に不可欠の元素である。また本発明ではＭＩＧ溶接のシールドガスに混合されるＯ2 が溶着金属に入り易く、基地の靱性を劣化させるので、この靱性劣化礎を補償する為にも、Ｎｉの含有量を６質量％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｉの含有量が８質量％を超えると、溶着金属に高温割れが発生すると共に、溶接時の溶融金属の粘度が増加して湯流れが悪くなり、狭開先溶接においては、溶け込み不良や融合不良を発生し易くなる。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は６．５質量％であり、好ましい上限は７．５質量％である。
【００１３】
Ｐｂ：０．０００５質量％以下
Ｐｂは、溶融金属の凝固過程でデンドライト粒界に偏析し、その強度および延性をマトリックスよりも低位なものとする不純物であり、その含有量が多くなると高温割れを引き起こすことになる。Ｐｂ含有量が０．０００５質量％以下であれば、こうした不都合を回避できるので、本発明で用いる溶接用ワイヤ中のＰｂは、０．０００５質量％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０００３質量％以下とするのが良い。
【００１４】
Ｏ：０．００５質量％以下
Ｏは溶接ワイヤおよびシールドガスから溶着金属に入り込み、固溶酸素、非金属介在物およびブローホールとして残留する。また溶接ワイヤ中のＯ含有量が０．００５質量％を超えると、得られる溶着金属中のＯ含有量が０．００５質量％よりも多くなり、４Ｋでの要求靱性を満足させることが困難になるばかりか、スラグ巻き込み、融合不良等の溶接欠陥をも発生させることになる。こうした観点から、溶接ワイヤ中のＯ含有量は０．００５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００３５質量％以下にするのが良い。
【００１５】
尚本発明で用いる溶接ワイヤにおける上記Ｎｉ，Ｐｂ，Ｏ量の限定による効果を発揮させる為には、本発明で用いる溶接ワイヤ（および溶着金属）の基本組成として高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼とする必要がある。この様なステンレス鋼としては、Ｎ：０．１０〜０．２８質量％、Ｍｎ：１８〜３０質量％を夫々含有する高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼が推奨されるが、その理由は下記の通りである。
【００１６】
Ｎ：０．１０〜０．２８質量％
Ｎはオーステナイト組織の安定化と、４Ｋでの低温靱性の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させる為には、その含有量は０．１０質量％以上とすることが好ましい。しかしながら、０．２８質量％を超えて多量に含有させると耐溶接高温割れ性に乏しくなる。こうしたことから、Ｎの含有量は０．１０〜０．２８質量％にすることが好ましい。尚Ｎ含有量のより好ましい範囲は、０．１５〜０．２５質量％程度である。
【００１７】
Ｍｎ：１８〜３０質量％
Ｍｎは耐溶接高温割れ性に悪影響を与えるＮｉに代替えできるオーステナイト形成元素として作用し、４Ｋでの低温靱性の向上に不可欠な元素である。またＮの固溶限を増大させて、オーステナイト組織の安定化に寄与する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎの含有量は１８質量％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎの含有量が３０質量％を超えて過剰になると、溶接ワイヤの伸線に際して、熱間加工性を劣化させて歩留りを低下させ、コスト上昇を招くことになる。こうしたことから、Ｍｎの含有量は１８〜３０質量％であることが好ましい。尚Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は、２０〜２５質量％程度である。
【００１８】
本発明は、上記の様な高Ｎ高Ｍｎ系ステンレス鋼溶接ワイヤを用いた狭開先のＭＩＧ溶接方法であるが、本発明方法を実施するには下記（Ａ）〜（Ｃ）の３つの条件を満足させる必要がある。次に、これらの条件における限定理由について説明する。
（Ａ）センターガスノズルを有する多重シールド構造の溶接トーチを適用する。
（Ｂ）溶接ワイヤ周囲のセンターガスとして、Ｈｅを２０容量％以上およびＯ2 を０．５〜２容量％含むＡｒガスを使用し、アークおよび溶融金属表面をシールドする。
（Ｃ）開先端部での端止め時間を有するオシレーションを行い、平均入熱量を２０ＫＪ／ｃｍ以上とする。
【００１９】
まず溶接トーチの構造については［上記（Ａ）の条件］、単層シールド構造のものでは溶融金属へのシールド性に劣り、健全な内部品質および高位な材質特性を具備した溶接金属を得ることができなくなる。従って、本発明方法で採用する溶接トーチの構造は、センターガスノズルを有する多重構造の溶接トーチとする必要がある。尚本トーチの形状としては、狭開先におけるアークの安定性および開先端部での溶融性確保の点から長尺矩形ノズルであることが好ましい。
【００２０】
次に、センターガス（イナートガス）の種類としては［上記（Ｂ）の条件］、Ａｒ単独（或は、２０容量％未満のＨｅを混合したＡｒ＋Ｈｅ混合ガス）では、アークエネルギーの集中性およびアークの広がりが不足するので、狭開先溶接においては開先端部で溶込み不良を引き起こすことになる。こうしたことから、アーク柱の電位傾度を上昇させて、アークエネルギーの増加に有効なＨｅを、２０容量％以上含有させることが必要である。
【００２１】
Ｏ2 の添加は、ＭＩＧ溶接におけるアーク安定化に寄与する効果があり、その為にセンターガス中に０．５容量％以上のＯ2 を含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ2 の含有量が２容量％を超えて過剰になると、溶融金属が過剰に酸化されてスラグ巻込みや融合不良が発生し易くなると共に、ビード表面の酸化度合も増大する。
【００２２】
尚ＭＩＧ溶接では、直流、電極プラス（ＤＣ ＥＰ）の場合には、直流、電極マイナス（ＤＣ ＥＮ）の場合に比べて溶込みが深くなり、狭開先溶接には有利となるのであるが、シールドガスがＡｒ単独のときに直流、電極プラスの条件でＭＩＧ溶接するとアークが不安定になり、溶込み不良や融合不良を発生し易くなる。従って、センターガス中にＨｅやＯ2 を混合することは、直流、電極プラスの条件を採用した場合の上記不都合を回避するという観点からも有効である。
【００２３】
上記混合ガス（センターガス）には、必要によってＨ2 を添加することも有効である。このＨ2 は厚肉化、狭開先化の進行に応じて熱的ピンチ効果でアークを集束させ、溶け込み深さの増大に有効である。こうしたＨ2 による効果を発揮させるためには、その混合量を２容量％以上とするのが良く、それより少なくなると上記した効果が有効に発揮されなくなる。しかしながら、Ｈ2 の混合量が１５容量％を超えて過剰になると、却ってブローホールが発生し易くなる。こうしたことから、センターガス中にＨ2 を混合させる場合には、その混合量は２〜１５容量％とすることが好ましい。
【００２４】
狭開先の場合には溶融金属のプール熱で開先を溶込ませる必要があるので、オシレーションでの開先端止め時間が０秒では溶込み不足を生じることになる。従って、オシレーションでの開先端止め時間は、少なくとも０秒を超える時間（例えば、両側の合計で２〜３秒）とする必要がある。また平均入熱量については、ＭＩＧ溶接の場合には、２０ＫＪ／ｃｍ未満になると、狭開先ではアークエネルギーの集中性および母材の溶融断面積が不足して溶込み不良が発生することになる。従って、平均入熱量は２０ＫＪ／ｃｍ以上とする必要がある［以上、上記（Ｂ）の条件］。
【００２５】
本発明の溶接方法を実施するに当たり、厚肉化および狭開先の進行に合わせて、溶接中にアーク電流にパルス制御を加えることが好ましく、この要件は開先端部での深溶け込みおよび安定した溶滴移行を実現し、融合不良を回避してより健全な溶着金属を得るという観点から有用である。
【００２６】
上記の様に本発明では、極低温用高Ｍｎステンレス鋼の厚肉鋼材に狭開先のＭＩＧ溶接を施して、溶接構造物を制作するに当たり、大入熱でも溶接高温割れを起こさず、且つ健全な溶込みを確保した上で、溶接部に必要とされる極低温での高強度および高靱性を達成する為には、
(i) 高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤから形成される溶接金属において、 オーステナイト安定化元素であると共に、溶融金属の湯流れ性を阻害する Ｎｉを６〜８質量％に限定する、
および
(ii)狭開先のＭＩＧ溶接において、下記(1) 〜(3) の要件を満足させること、
(1) センターガスノズルを有する多重ガスシールド溶接トーチを用いて、センターガスにＡｒ＋Ｈｅガスの多元ガスを採用し、必要によりＨ2 を混合してアークエネルギーの集中性およびアークの広がりの増大を図る、
(2) 開先端部での溶込みを図る為に端止めの時間を有するオシレーションを採用する、
(3) 開先端部での深溶込みおよび安定した溶滴移行を実現する為に、必要に応じてアーク電流にパルス制御を加える、
等の方策を講じることが有効であることを明らかにしたものである。
【００２７】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２８】
【実施例】
被溶接母材としては、下記表１に示す化学成分からなる板厚１１０ｍｍの極低温用高Ｍｎステンレス鋼を用いた。また溶接ワイヤとして、下記表２に示す各種化学成分を有する１．２ｍｍφのものを用いた。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
上記被溶接母材に、図１に示す様なＵ型開先を採り、上記溶接ワイヤを用いて下記表３，４に示す溶接条件にて突き合わせ自動ＭＩＧ溶接を行った。このとき、溶接ひずみを防止する為に、四周を拘束溶接した後、本溶接を行った。
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
ＭＩＧ溶接における溶接金属の化学成分組成を表５に示す。このとき、溶接継手の溶着金属の健全性を把握する為に、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に規定された放射透過試験を行ない、判定基準を１級とした。そして合格材については、４Ｋでの引張試験（形状：ＪＩＳ１４Ａ号）を行うと共に、ＡＳＴＭ Ｅ８１３−８９によるＪＩＣ試験を行い、前者については０．２％耐力、引張強さ、後者については、破壊靱性値ＫICを求めた。また放射透過試験での不合格品については、欠陥部を断面ミクロ観察して溶接欠陥の性状を観察した。
ＭＩＧ溶接継手の溶着金属における上記試験結果を表６に示す。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
これらの結果から、次の様に考察できる。Ｎｏ．４〜７のものは、センターガス組成、オシレーションの端止め時間、平均入熱量等のいずれかの溶接条件において本発明で規定する範囲を外れる比較例であり、いずれも溶込み不良が発生し、放射透過試験での１級を満足していない。
【００３８】
Ｎｏ．１２，１８のものはＮｉの含有量が、Ｎｏ．１９のものは不純物としてのＯ量が、Ｎｏ．２０のものは不純物としてのＰｂ量が、夫々本発明で規定する範囲を外れる比較例であり、その結果下記の特性が劣化している。即ち、Ｎｏ．１２，１９のものは、４Ｋでの破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上の要求特性を満足せず、Ｎｏ．１８，２０のものでは、高温割れが発生して放射透過試験での１級を満足していない。
【００３９】
これらに対し、本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．１〜３，８〜１１，１３〜１７）は、いずれも放射透過試験での１級を満足する内部品質を有すると共に、４Ｋでの０．２％耐力、破壊靱性値ＫICとも極低温用溶接構造物としての要求値を満足するものである。
【００４０】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、本発明の溶接方法を極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の溶接に適用することによって、高温割れ、溶込み不良等の重要欠陥が発生せず、４Ｋで高位の０．２％耐力、破壊靱性値を具備する溶着金属を得ることができる。また本発明方法によれば、大型化する超電導マグネットコイルの支持構造体の製作に当たり、高能率の溶接施工が可能になり、コスト低減を図ることができる。こうした本発明方法は、核融合炉やＭＨＤ発電等の分野における実用化技術の発展に多いに貢献できるものと期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いた開先部材の開先形状例を示す概略説明図である。
【図２】ＭＩＧ溶接トーチの構造例を示す断面図である。
【図３】オシレーションおよびアーク電流への低周波パルス制御のパターン例を示す模式図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接金属に高温割れ、溶込み不良および融合不良等の重欠陥が発生しない狭開先溶接継手において、４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上であり、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である溶着金属を得ることのできるＭＩＧ溶接方法、およびこうした溶接方法によって得られ、上記の様な溶着金属特性を具備する溶接構造物等に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、大型超電導マグネットを利用した磁気流体発電（ＭＨＤ発電）や核融合炉等の実用化が検討されつつある。ところで、これらの超電導マグネットを支持する厚肉構造物の溶接部には、非磁性、耐銹性が優れていることに加えて、使用環境温度である４Ｋ（−２６９℃）での０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上、破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上の強度特性を有すること、および内部品質の健全性が確保されていることが要求される。また実用化に当たっては、高能率、製作コスト低減の観点から、溶着量の少ない狭開先溶接継手を具現化し得る溶接方法が必要とされている。
【０００３】
上記の様な用途における厚肉材の溶着金属特性に関する従来技術としては、例えば「溶接学会全国大会講演概要第５４集第２３４頁、極低温用ステンレス鋼鍛造材溶接金属の特性」（１９９４年４月発行）が報告されている。そしてこの報告では、のど厚が７０ｍｍの厚肉材のガスシールドアーク溶接において、高窒素ステンレス鋼、高窒素高マンガン（高Ｎ高Ｍｎ）ステンレス鋼、高窒素Ｎｉ基合金の溶接ワイヤを用いてＴＩＧ溶接したものでは、溶着金属にミクロの高温割れが発生し、使用できないことが開示されている。
【０００４】
また上記報告には、溶接高温割れが認められない溶接金属として、オーステナイト中にδフェライトを５．５％含有するステンレス鋼や０．０３％のＮを含有するＮｉ基合金が示されている。しかしながら、オーステナイト中にδフェライトを５．５％含有するステンレス鋼は破壊靱性値ＫICが低く、必要とされる１４０ＭＰａ・√ｍ以上のレベルを達成することができず、また磁性が発在するので実用化できないという問題がある。また０．０３％のＮを含有するＮｉ基合金では耐力が低く、必要とされる１０００Ｎ／ｍｍ2 以上のレベルを達成することができないばかりか、Ｎｉ基合金が極めて高価であり、この点からしても実用化に不利である。しかも上記溶接施工方法では、開先角度が８．５°程度と広いので溶着金属量が多くなり、厚肉構造物への適用性に乏しいという欠点もある。
【０００５】
溶接方法としては、上記したＴＩＧ溶接以外に、例えば特公平３−１９３２７１号に開示される様な技術も知られている。この技術は、極低温用高Ｍｎ非磁性鋼のＭＩＧ溶接方法に関するものであり、主としてブローホールによる内部欠陥、溶接部表面の酸化度について改善したものであるが、実施例での適用板厚も４０ｍｍ以下と薄く、且つ溶着金属の機械的性質においても上記要求特性を保証し得るものではなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記した事情に着目してなされたものであって、その目的は、溶接施工効率をより向上させるために狭開先とし、且つＴＩＧ溶接に比べてより迅速な溶着が可能なＭＩＧ溶接法に関して、厚肉材で溶接金属に高温割れ等の欠陥が発生することなく、しかも４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である溶着金属を得ることのできるＭＩＧ溶接方法、およびこうした溶接方法によって得られ、上記の様な溶着金属特性を具備する溶接構造物を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決した本発明の溶接方法とは、高Ｍｎステンレス鋼材を、Ｎを０．１０〜０．２８質量％含有し、Ｍｎを１８〜３０質量％含有するステンレス鋼溶接ワイヤを用いて狭開先ＭＩＧ溶接によって溶接するに当たり、Ｎｉを６〜８質量％含有すると共に、Ｐｂ：０．０００５質量％以下およびＯ：０．００５質量％以下に夫々抑制した高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤを使用し、且つ下記（Ａ）〜（Ｃ）の溶接条件を満足する様にして操業する点に要旨を有する極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の狭開先ＭＩＧ溶接方法である。
（Ａ）センターガスノズルを有する多重シールド構造の溶接トーチを適用する。
（Ｂ）溶接ワイヤ周囲のセンターガスとして、Ｈｅを２０容量％以上およびＯ2 を０．５〜２容量％含むＡｒガスを使用し、アークおよび溶融金属表面をシールドする。
（Ｃ）開先端部での端止め時間を有するオシレーションを行い、平均入熱量を２０ＫＪ／ｃｍ以上とする。
【０００８】
上記本発明方法においては、溶接中にアーク電流にパルス制御を加えることも有効であり、こうした要件を付加することによって、融合不良を回避してより健全な溶着金属を得ることができる。
【０００９】
上記の様な構成を有する溶接方法を適用することによって、４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上であり、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である狭開先溶接部を有する溶接構造物が得られる。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記目的を達成するという観点から、溶接ワイヤや溶接条件について様々な角度から検討した。その結果、上記の構成を採用すれば従来の問題を発生させることなく、また真空チャンバを必要とする電子ビーム溶接の様な寸法制約にとらわれることなく、しかも省エネルギー、低コスト化といった実用上での課題をも解決し得る溶接方法が実現できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１１】
本発明では上記の様に、高Ｎ高Ｍｎ系ステンレス鋼溶接用ワイヤを使用する必要があるが、この溶接ワイヤにおけるＮｉ，Ｎｂ，Ｏ等の化学成分限定理由について説明する。
【００１２】
Ｎｉ：６〜８質量％
本発明方法で用いる溶接ワイヤでは、Ｎｉを６〜８質量％含有させる必要があるが、このＮｉはオーステナイト組織を安定化させて４Ｋでの靱性向上に不可欠の元素である。また本発明ではＭＩＧ溶接のシールドガスに混合されるＯ2 が溶着金属に入り易く、基地の靱性を劣化させるので、この靱性劣化礎を補償する為にも、Ｎｉの含有量を６質量％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｉの含有量が８質量％を超えると、溶着金属に高温割れが発生すると共に、溶接時の溶融金属の粘度が増加して湯流れが悪くなり、狭開先溶接においては、溶け込み不良や融合不良を発生し易くなる。尚Ｎｉ含有量の好ましい下限は６．５質量％であり、好ましい上限は７．５質量％である。
【００１３】
Ｐｂ：０．０００５質量％以下
Ｐｂは、溶融金属の凝固過程でデンドライト粒界に偏析し、その強度および延性をマトリックスよりも低位なものとする不純物であり、その含有量が多くなると高温割れを引き起こすことになる。Ｐｂ含有量が０．０００５質量％以下であれば、こうした不都合を回避できるので、本発明で用いる溶接用ワイヤ中のＰｂは、０．０００５質量％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０００３質量％以下とするのが良い。
【００１４】
Ｏ：０．００５質量％以下
Ｏは溶接ワイヤおよびシールドガスから溶着金属に入り込み、固溶酸素、非金属介在物およびブローホールとして残留する。また溶接ワイヤ中のＯ含有量が０．００５質量％を超えると、得られる溶着金属中のＯ含有量が０．００５質量％よりも多くなり、４Ｋでの要求靱性を満足させることが困難になるばかりか、スラグ巻き込み、融合不良等の溶接欠陥をも発生させることになる。こうした観点から、溶接ワイヤ中のＯ含有量は０．００５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００３５質量％以下にするのが良い。
【００１５】
尚本発明で用いる溶接ワイヤにおける上記Ｎｉ，Ｐｂ，Ｏ量の限定による効果を発揮させる為には、本発明で用いる溶接ワイヤ（および溶着金属）の基本組成として高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼とする必要がある。この様なステンレス鋼としては、Ｎ：０．１０〜０．２８質量％、Ｍｎ：１８〜３０質量％を夫々含有する高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼が推奨されるが、その理由は下記の通りである。
【００１６】
Ｎ：０．１０〜０．２８質量％
Ｎはオーステナイト組織の安定化と、４Ｋでの低温靱性の向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させる為には、その含有量は０．１０質量％以上とすることが好ましい。しかしながら、０．２８質量％を超えて多量に含有させると耐溶接高温割れ性に乏しくなる。こうしたことから、Ｎの含有量は０．１０〜０．２８質量％にすることが好ましい。尚Ｎ含有量のより好ましい範囲は、０．１５〜０．２５質量％程度である。
【００１７】
Ｍｎ：１８〜３０質量％
Ｍｎは耐溶接高温割れ性に悪影響を与えるＮｉに代替えできるオーステナイト形成元素として作用し、４Ｋでの低温靱性の向上に不可欠な元素である。またＮの固溶限を増大させて、オーステナイト組織の安定化に寄与する。これらの効果を発揮させる為には、Ｍｎの含有量は１８質量％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎの含有量が３０質量％を超えて過剰になると、溶接ワイヤの伸線に際して、熱間加工性を劣化させて歩留りを低下させ、コスト上昇を招くことになる。こうしたことから、Ｍｎの含有量は１８〜３０質量％であることが好ましい。尚Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は、２０〜２５質量％程度である。
【００１８】
本発明は、上記の様な高Ｎ高Ｍｎ系ステンレス鋼溶接ワイヤを用いた狭開先のＭＩＧ溶接方法であるが、本発明方法を実施するには下記（Ａ）〜（Ｃ）の３つの条件を満足させる必要がある。次に、これらの条件における限定理由について説明する。
（Ａ）センターガスノズルを有する多重シールド構造の溶接トーチを適用する。
（Ｂ）溶接ワイヤ周囲のセンターガスとして、Ｈｅを２０容量％以上およびＯ2 を０．５〜２容量％含むＡｒガスを使用し、アークおよび溶融金属表面をシールドする。
（Ｃ）開先端部での端止め時間を有するオシレーションを行い、平均入熱量を２０ＫＪ／ｃｍ以上とする。
【００１９】
まず溶接トーチの構造については［上記（Ａ）の条件］、単層シールド構造のものでは溶融金属へのシールド性に劣り、健全な内部品質および高位な材質特性を具備した溶接金属を得ることができなくなる。従って、本発明方法で採用する溶接トーチの構造は、センターガスノズルを有する多重構造の溶接トーチとする必要がある。尚本トーチの形状としては、狭開先におけるアークの安定性および開先端部での溶融性確保の点から長尺矩形ノズルであることが好ましい。
【００２０】
次に、センターガス（イナートガス）の種類としては［上記（Ｂ）の条件］、Ａｒ単独（或は、２０容量％未満のＨｅを混合したＡｒ＋Ｈｅ混合ガス）では、アークエネルギーの集中性およびアークの広がりが不足するので、狭開先溶接においては開先端部で溶込み不良を引き起こすことになる。こうしたことから、アーク柱の電位傾度を上昇させて、アークエネルギーの増加に有効なＨｅを、２０容量％以上含有させることが必要である。
【００２１】
Ｏ2 の添加は、ＭＩＧ溶接におけるアーク安定化に寄与する効果があり、その為にセンターガス中に０．５容量％以上のＯ2 を含有させる必要がある。しかしながら、Ｏ2 の含有量が２容量％を超えて過剰になると、溶融金属が過剰に酸化されてスラグ巻込みや融合不良が発生し易くなると共に、ビード表面の酸化度合も増大する。
【００２２】
尚ＭＩＧ溶接では、直流、電極プラス（ＤＣ ＥＰ）の場合には、直流、電極マイナス（ＤＣ ＥＮ）の場合に比べて溶込みが深くなり、狭開先溶接には有利となるのであるが、シールドガスがＡｒ単独のときに直流、電極プラスの条件でＭＩＧ溶接するとアークが不安定になり、溶込み不良や融合不良を発生し易くなる。従って、センターガス中にＨｅやＯ2 を混合することは、直流、電極プラスの条件を採用した場合の上記不都合を回避するという観点からも有効である。
【００２３】
上記混合ガス（センターガス）には、必要によってＨ2 を添加することも有効である。このＨ2 は厚肉化、狭開先化の進行に応じて熱的ピンチ効果でアークを集束させ、溶け込み深さの増大に有効である。こうしたＨ2 による効果を発揮させるためには、その混合量を２容量％以上とするのが良く、それより少なくなると上記した効果が有効に発揮されなくなる。しかしながら、Ｈ2 の混合量が１５容量％を超えて過剰になると、却ってブローホールが発生し易くなる。こうしたことから、センターガス中にＨ2 を混合させる場合には、その混合量は２〜１５容量％とすることが好ましい。
【００２４】
狭開先の場合には溶融金属のプール熱で開先を溶込ませる必要があるので、オシレーションでの開先端止め時間が０秒では溶込み不足を生じることになる。従って、オシレーションでの開先端止め時間は、少なくとも０秒を超える時間（例えば、両側の合計で２〜３秒）とする必要がある。また平均入熱量については、ＭＩＧ溶接の場合には、２０ＫＪ／ｃｍ未満になると、狭開先ではアークエネルギーの集中性および母材の溶融断面積が不足して溶込み不良が発生することになる。従って、平均入熱量は２０ＫＪ／ｃｍ以上とする必要がある［以上、上記（Ｂ）の条件］。
【００２５】
本発明の溶接方法を実施するに当たり、厚肉化および狭開先の進行に合わせて、溶接中にアーク電流にパルス制御を加えることが好ましく、この要件は開先端部での深溶け込みおよび安定した溶滴移行を実現し、融合不良を回避してより健全な溶着金属を得るという観点から有用である。
【００２６】
上記の様に本発明では、極低温用高Ｍｎステンレス鋼の厚肉鋼材に狭開先のＭＩＧ溶接を施して、溶接構造物を制作するに当たり、大入熱でも溶接高温割れを起こさず、且つ健全な溶込みを確保した上で、溶接部に必要とされる極低温での高強度および高靱性を達成する為には、
(i) 高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤから形成される溶接金属において、 オーステナイト安定化元素であると共に、溶融金属の湯流れ性を阻害する Ｎｉを６〜８質量％に限定する、
および
(ii)狭開先のＭＩＧ溶接において、下記(1) 〜(3) の要件を満足させること、
(1) センターガスノズルを有する多重ガスシールド溶接トーチを用いて、センターガスにＡｒ＋Ｈｅガスの多元ガスを採用し、必要によりＨ2 を混合してアークエネルギーの集中性およびアークの広がりの増大を図る、
(2) 開先端部での溶込みを図る為に端止めの時間を有するオシレーションを採用する、
(3) 開先端部での深溶込みおよび安定した溶滴移行を実現する為に、必要に応じてアーク電流にパルス制御を加える、
等の方策を講じることが有効であることを明らかにしたものである。
【００２７】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００２８】
【実施例】
被溶接母材としては、下記表１に示す化学成分からなる板厚１１０ｍｍの極低温用高Ｍｎステンレス鋼を用いた。また溶接ワイヤとして、下記表２に示す各種化学成分を有する１．２ｍｍφのものを用いた。
【００２９】
【表１】
【表２】
上記被溶接母材に、図１に示す様なＵ型開先を採り、上記溶接ワイヤを用いて下記表３，４に示す溶接条件にて突き合わせ自動ＭＩＧ溶接を行った。このとき、溶接ひずみを防止する為に、四周を拘束溶接した後、本溶接を行った。
【００３２】
【表３】
【表４】
ＭＩＧ溶接における溶接金属の化学成分組成を表５に示す。このとき、溶接継手の溶着金属の健全性を把握する為に、ＪＩＳ Ｚ ３１０６に規定された放射透過試験を行ない、判定基準を１級とした。そして合格材については、４Ｋでの引張試験（形状：ＪＩＳ１４Ａ号）を行うと共に、ＡＳＴＭ Ｅ８１３−８９によるＪＩＣ試験を行い、前者については０．２％耐力、引張強さ、後者については、破壊靱性値ＫICを求めた。また放射透過試験での不合格品については、欠陥部を断面ミクロ観察して溶接欠陥の性状を観察した。
ＭＩＧ溶接継手の溶着金属における上記試験結果を表６に示す。
【００３５】
【表５】
【表６】
これらの結果から、次の様に考察できる。Ｎｏ．４〜７のものは、センターガス組成、オシレーションの端止め時間、平均入熱量等のいずれかの溶接条件において本発明で規定する範囲を外れる比較例であり、いずれも溶込み不良が発生し、放射透過試験での１級を満足していない。
【００３８】
Ｎｏ．１２，１８のものはＮｉの含有量が、Ｎｏ．１９のものは不純物としてのＯ量が、Ｎｏ．２０のものは不純物としてのＰｂ量が、夫々本発明で規定する範囲を外れる比較例であり、その結果下記の特性が劣化している。即ち、Ｎｏ．１２，１９のものは、４Ｋでの破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上の要求特性を満足せず、Ｎｏ．１８，２０のものでは、高温割れが発生して放射透過試験での１級を満足していない。
【００３９】
これらに対し、本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．１〜３，８〜１１，１３〜１７）は、いずれも放射透過試験での１級を満足する内部品質を有すると共に、４Ｋでの０．２％耐力、破壊靱性値ＫICとも極低温用溶接構造物としての要求値を満足するものである。
【００４０】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、本発明の溶接方法を極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の溶接に適用することによって、高温割れ、溶込み不良等の重要欠陥が発生せず、４Ｋで高位の０．２％耐力、破壊靱性値を具備する溶着金属を得ることができる。また本発明方法によれば、大型化する超電導マグネットコイルの支持構造体の製作に当たり、高能率の溶接施工が可能になり、コスト低減を図ることができる。こうした本発明方法は、核融合炉やＭＨＤ発電等の分野における実用化技術の発展に多いに貢献できるものと期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いた開先部材の開先形状例を示す概略説明図である。
【図２】ＭＩＧ溶接トーチの構造例を示す断面図である。
【図３】オシレーションおよびアーク電流への低周波パルス制御のパターン例を示す模式図である。
Claims (3)
- 高Ｍｎステンレス鋼材を、Ｎを０．１０〜０．２８質量％含有し、Ｍｎを１８〜３０質量％含有するステンレス鋼溶接ワイヤを用いて狭開先ＭＩＧ溶接によって溶接するに当たり、Ｎｉを６〜８質量％含有すると共に、Ｐｂ：０．０００５質量％以下およびＯ：０．００５質量％以下に夫々抑制した高Ｎ高Ｍｎステンレス鋼溶接ワイヤを使用し、且つ下記（Ａ）〜（Ｃ）の溶接条件を満足する様にして操業することを特徴とする極低温用高Ｍｎステンレス鋼材の狭開先ＭＩＧ溶接方法。
（Ａ）センターガスノズルを有する多重シールド構造の溶接トーチを適用する。
（Ｂ）溶接ワイヤ周囲のセンターガスとして、Ｈｅを２０容量％以上およびＯ2 を０．５〜２容量％含むＡｒガスを使用し、アークおよび溶融金属表面をシールドする。
（Ｃ）開先端部での端止め時間を有するオシレーションを行い、平均入熱量を２０ＫＪ／ｃｍ以上とする。 - 溶接中にアーク電流にパルス制御を加える請求項１に記載の溶接方法。
- 請求項１または２に記載の溶接方法によって得られたものであり、４Ｋでの０．２％耐力が１０００Ｎ／ｍｍ2 以上であり、且つ破壊靱性値ＫICが１４０ＭＰａ・√ｍ以上である狭開先溶接部を有することを特徴とする溶接構造物。
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