JP3877940B2 - 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
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Description
【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CO 2 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】
【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.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
Claims (6)
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
- 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。
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