JPS5918153B2 - 鋼の大電流ｍｉｇ溶接法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は鋼の大電流ＭＩＧ溶接法の創案に係り、極低温
ラインパイプ製造のための大径素管のストレート又はス
パイラル状のシームの溶接その他低温域で高い靭性値の
要求される厚鋼板又はこれを素材とする製品に対する溶
接を、低入熱でかつ高速高能率で行うことのできる新規
な溶接法を得しめんとするものである。

一般に太径鋼管は工場内でＵＯＥプロセス又は； スパ
イラルプロセスなどにより大量生産されるため、その製
造にあたつては溶接工程の高速、高能率化の要求が極め
て高い。

このようなことから、従来ＵＯＥ又はスパイラルプロセ
スで成形した素管のストレート又はスパ’ｏ イラル状
シームに本溶接する方法として、タンデム式サブマージ
溶接法が採用されている。

この溶接法は溶接入熱が大であることから溶込みが大き
く、そのため他の溶接法たとえばイナートガスメタルア
ーク溶接法（以下単にＭＩＧ法と称す）や１５炭酸ガス
アーク溶接法に較べ溶接能率が極めて良く、太径鋼管製
造のための溶接法としては一般に秀れた方法といえよう
。ところで最近板厚の厚い（たとえば２５篤翼を以上）
極低温用ラインパイプの製造要求が増大して２０いる。

かかるラインパイプは通常の大径鋼管と異なり、その多
くが寒冷地より天然ガスなどを高圧且つ音速に近い高速
度で輸送することを目的としているため、母材および溶
接部に極めて高い低温靭性が要求され、また天然ガス中
に含まれる硫化２５物による応力腐食割れを防止するた
め、溶接部（母材を含む）硬さをたとえばＨｖ１ｋｇで
２６０以下などの低い値に制限されることが多い。しか
してこのような極低温用ラインパイプ製造時の溶接法に
上記タンデム式大入熱サブマージ溶接法を３０適用すれ
ば、溶接能率の点では満足する結果が得られよう。しか
しながら、この方法はたとえばパイプの肉厚を２５ｎと
した場合６５０００ＪｏＵｌｅ／（■Ｔｎというような
大入熱条件下で溶接が行われるため、溶接部融合境界線
に隣接する溶接３５熱影響部に衝撃特性劣化などの著し
い材質劣化を生じさせ、しかもこの現象は材質的に低温
用鋼などの高級鋼において特に顕著にあられれるので、
通常の大入熱サブマージ溶接法では上記のような被溶接
材の材質的要求に応じられない。

このような材質劣化という問題を回避しサブマージ溶接
を行うには溶接入熱を抑制する以外に方法がないが、そ
のように低入熱条件で溶接した場合にはその本来の特性
が殺されて溶接能率が著しく低下し、太径鋼管製造プロ
セスとして適切でなくなる。

即ちサブマージ溶接法で低入熱化を行うと、太径鋼管の
溶接に通常用いられている鋼管内外面各一層一パス溶接
の採用が不可能となり多層溶接となるため溶接能率が低
くなる。さらにこのような多層溶接を行う場合には必然
的に各パス毎にフラツクス除去作業が必要となるため、
これも溶接能率の低下に直結する。またその他極低温域
での靭性確保の点からサブマージ溶接する場合溶接入熱
には無関係に高塩基性フラツクスを用いることが必要と
なるが、そのようなフラツクスは高温で粘着性が高いの
で本質的に高速溶接に不向きであるばかりでなく、フラ
ツクスおよびスラグ巻込みなどの溶接欠陥を頻発せしめ
る欠点もある。このような点から極低温用ラインパイプ
製造のための太径厚肉素管のシーム溶接法としてサブマ
ージ法は不向きであり、そこで他の溶接法として考えら
れるのは前述したＭＩＧ溶接法やＣＯ２溶接法であるが
、これらいずれの方法も下記のような難点があつて上記
溶接目的に適合し得る実用的な方法とはいえなかつた。
１，ＭＩＧ溶接法 もともと高級品質を要求される構造物の溶接に適用され
てきた技術であるが、溶接欠陥が多発することおよび溶
接能率がサブマージ溶接に比較して格段に低いことから
全自動溶接としてよりも半自動溶接として多く使用され
ている。

ワイヤー径は一般に硬線の場合０．８〜２．４ｍＴ１Ｌ
φで、適正な溶接電流は１．２ｃｍφの場合１３０〜２
８０Ａｍ１ｐ程度、１．６ｍｍφの場合１８０〜３５０
Ａｒｎｐである。このようなＭ［Ｇ溶接においてはプラ
ズマ気流の速度が強いため、融合不良が多発し、特に多
層溶接においては溶接ビードの重なりの部分にこの種の
欠陥か生じやすい。そのため従来の細径ワイヤーによる
小電流ＭＩＧ溶接で多電極溶接しようとする試みもあつ
たがほとんど挫折しているのが実情である。２．Ｃ０２
溶接法 この溶接法は、ＭＩＧ溶接法がアルゴンを主とする不活
性ガス雰囲気下で溶接するのに対し、炭酸ガスまたは炭
酸ガスと酸素の混合ガスでシールドして行なう溶接法で
あり、アーク内および溶融金属中での脱酸反応を促進す
るためＭｎやＳｉなどの脱酸性元素を多量含むワイヤを
用いて溶接が行なわれる。

そのためビード表面に酸化物（スラグ）が浮着し、表面
性状がきわめて悪い。また溶接金属中に含有される酸素
量（ほとんどが酸化物系の介在物として存在する）も多
い。その結果溶接金属の品質特に靭性が劣り、高級品に
はほとんどつかわれていない。そしてこのＣＯ２の溶接
は１．２〜１．６ｍ１Ｌφのワイヤーにより極めて低い
電流で行なうシヨートアーク溶接が一般的であり、短絡
移行と呼ばれるアーク現象下で溶接が行なわれるためス
パツタが著しい。この場合にも溶接はほとんど半自動溶
接である。一方最近になつてワイヤー径が２．４〜５．
６ｍｍφの太径ワイヤーを用いて行なう溶接法が報告さ
れているが、電位傾度が高いためアークが溶融金属中に
もぐつてしまうベリツトアーク域で溶接が行われている
。これは上に述べたように酸化物が溶融金属表面に生じ
るために陰極点がこの酸化物上に生じるからである。そ
してＭＩＧ溶接法との相違点は電位傾度が高く、そのた
めアーク長が短かく、その結果アーク形状がＭＩＧ溶接
の場合円錐状であるのに対し、ＣＯ２溶接では電極ワイ
ヤー先端近傍と溶融金業直上でアークの広がりに差がな
い所謂鈎鍾型になるということである。したがつてＭＩ
Ｇ溶接では強いプラズマ気流が発生するのに対し、ＣＯ
２溶接ではプラズマ気流はきわめて弱い。

これと原因がまつたく同一であるが溶滴の移行形態もＭ
ＩＧ溶接とＣＯ２溶接では決定的に異なる。すなわち前
者は強いピンチカにより電極先端から溶滴がスプレー状
に細粒移行するのに対し、後者ではピンチカが弱いため
溶滴は大塊となつて移行し、その際に下からアークカに
よる押し上げ作用が働くため溶滴はスムーズに移行しえ
ないでスパツタが生じやすい。以上のような事情からＣ
Ｏ２溶接は品質要求の低い構造物の溶接に用いられ、せ
いぜいラインパイプの仮付け溶接等に使われている溶接
法である。本発明は上記したような従来法の不利、欠点
を解消するために研究を重ねた結果創案されたもので、
その目的とするところは、極低温ラインパイプなどの高
い靭性値を要求される太径鋼管その他の製造プロセスと
して必要な溶接を極めて高い溶接能率と高速性を確保し
つつしかも著しく低い溶接入熱条件下で適切に行うこと
ができるようにしたことにある。

しかして本発明の基本的特徴とするところは、消耗型電
極として複数本の太径ソリツドワイヤ一を用いると共に
、溶接電流として大電流を用い、この条件下でアーク電
圧とシールドガスの成分流量及び溶接速度を特定範囲と
してＭＩＧ溶接を行うことにある。

即ち本発明は厚鋼板またはこれを素材とする鋼製品を対
象とする溶接法であり、純アルゴンまたはヘリウム等の
不活性ガスを主体とし、これに３０％以下の炭酸ガスま
たは５％以下の酸素を添加した総流量５０〜２００１／
Ｍｉｎの混合シールドガス雰囲気下で消耗電極として夫
夫材質が低合金鋼である直径４．０〜６．４ｍｍφの太
径ソリツドワイヤ一複数本を用い、且つ各電極間距離を
１０〜１０００１ｒＬの範囲とし、溶接電流を６５０〜
１５００，ＡＩｎｐの大電流域、アーク電圧を２３〜３
６Ｖ０１ｔ、溶接速度３００〜１５００ｍＴＩＬ／Ｍｉ
ｎの範囲にとり、ワイヤーの太径化により電流密度を抑
制しつつ電流値の増大によりアーク電磁圧力を適正化し
たスプレーアーク条件下で低入熱高速溶接を行うもので
ある。かくすれば、溶接能率の点では従来のタンデム大
入熱サブマージ溶接法と匹敵する高速、高能率化を達成
し得、しかも溶接入熱が低く、低温特性については溶接
部及び溶接熱影響部ともに極めて良好なものとなし得、
しかもこの効果に加え、各溶接パスの冷却速度ならびに
溶接パス間温度を広範囲且つ自由に調整することが可能
となり、即ち先行電極と後行電極との極間距離によつて
定まる温度関係により適切な徐冷、焼戻し効果ならびに
予熱効果を得ることができるので、溶接熱影響部の衝撃
特性を劣化させることなく硬さの上昇を的確に防止する
ことができる。

以下本発明大電流ＭＩＧ溶接法を、通常のサブマージド
アーク溶接法ならびに細径ワイヤーによる小電流ＭｌＧ
又は炭酸ガス溶接法と比較しながら具体的に説明する。

フ 本発明はまず消耗型電極として材質が低合金鋼である直
径４．０〜６．４ｍ１φの太径ソリツドワイヤ一を用い
ることを条件とする。

ここで［低合金鋼」とはＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの各元
素に加えてＣｕ，Ｃｒ，ＭＯ，Ｂ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ａｌ，
Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，ＲＥＭが含有される鋼で、各元素の最多
含有量はそれぞれ異なり、たとえばＣは０．２５％以下
であり、一方Ｎｉは１２％以下であり、その他の元素は
用途によつて異なるがいずれも１０％を越えないものを
いう。このような消耗型電極は通常行われている細径Ｍ
ＩＧ又は炭酸ガス溶接法における溶接ワイヤー径が２，
４ｍ１φ以下であるのに対し著しく太い。本発明でこの
ように太径ソリツドワイヤ一を用いる理由は次の通りで
ある。即ち、アーク溶接において溶接を高速化する場合
、アーク（即ち熱源）の移動速度と被溶接板内における
熱伝導速度との相対関係により、熱伝導による母材の予
熱効果が失なわれる傾向になり、母材の溶融は直接アー
クに触れる範囲内に限られる結果となる。そのため母材
の溶融域は著しく狭められ、同時に溶融部と外周部とで
熱勾配が急激に変化する。このため溶融した金属は母材
となじまず、得られたビードは凸型になる傾向を有する
。従つて溶接を高速化する場合にはアークの熱エネルギ
ーを高めると同時に、広い範囲の母材を溶融せしめると
ともにアークとその周辺域の熱勾配をゆるやかなものと
するためアークの広がりを増してやる必要がある。ここ
で細径ワイヤーを電極とし、その溶接電流を大にしアー
クのエネルギーを高めてやると、直流であることからピ
ンチカが著しく増大し、その結果アークが強く絞られ、
いわゆる固いアークと呼ばれる状態を呈する。その結果
深い溶込みが得られる反面、むしろアークが広がりを失
つて周囲への熱伝達が充分でなく、熱の広がりがないた
めにビード幅がむしろ狭くなる傾向を示す。即ち、細径
ワイヤーによる大電流条件下で高速溶接が可能となるの
は、被溶接物の板厚が薄く容易に２次元的熱伝達が行わ
れる場合に限られ、厚板を高速溶接する場合には溶接電
流を大にするだけでは不可能で、アーク熱エネルギーを
強くすると共にアークの広がりを増してやることが必要
である。そのため本発明は溶接電流を大にすると共に、
電流密度の増大によるピンチカが増大を防止するためワ
イヤー径を太くしたのである。即ち、例えば１．６鰭φ
のワイヤーにおいて３２０Ａｍｐの溶接電流を用いる場
合と、４．０ｕφワイヤーにおいて８００Ａｍｐの溶接
電流を用いる場合を比較すると、溶接電流密度は１：０
．４となり、後者つまり太径ワイヤーで大電流とした方
がむしろ小さいことになり、アークの広がりは逆に大と
なる。即ちピンチカは電流密度と電流値の積に比例する
ことから、両者のピンチカの比は１：１となり、一方ワ
イヤー径を１．６１！ｌφとしたまま電流値を８００Ａ
とした場合にはピンチ力の比は１：６．２５となる。し
たがつてワイヤー径を従来技術である１．６ｍ１φとし
た場合と本発明の４．０鰭φとした場合とを溶接電流８
００Ａについて比較すると、ピンチカの比は１：０．１
６（６．２５：１）となり、アークの広がりに及ぼす電
極ワイヤー径の効果が著しいことが判る（実際には以上
に示した如くピンチカが強くなりすぎるため径１．６１
１φのワイヤーに８００Ａもの高電流を流して溶接する
ことはまつたく不可能である）０この理由が本発明で消
耗型電極として太径ソリツドワイヤ一を用いたひとつの
理由であるが、他の理由は次の通りである。即ち、ガス
シールドアーク溶接においては、溶接アーク中の電極ワ
イヤー先端と溶融池直上の電磁圧力の差によつて強いプ
ラズマ気流が生じ、こ 二れが溶融金属に動圧として働
く。

したがつて、このプラズマ気流が強すぎると溶融金属を
遠くに吹き飛ばしてしまい、正常な溶接ビードが形成さ
れない。一方溶融金属をアーク直下から外周部へと押し
やるプラズマ気流の動圧が弱すぎるとアーク ５が溶融
金属の上に点弧するため、母板を直接アークで溶融する
ＭＩＧ溶接の特長が失なわれ深い溶込みが得られなくな
る。ところで、ピンチカについて述べたように電極ワイ
ヤー先端の電磁圧力Ｐは、この点における電流密度δと
電流値の積で表５わされ、式Ｐ＝δ・Ｉととなる。δは
一般には、電極ワイヤー径と密接な関係にあり、そのた
め上記式はＰ＝］となる。またプラズマ気流の速さｄυ
は、アーク中に占めるシールドガスの密度をρ ４とす
ると、υ＝Ｖ７Ｖ７７と表わされる。

しかして、消耗型電極として細径ソリツドワイヤ一を用
い小電流で溶接した場合（例えば１．６１］φ、３２０
Ａ）と、太径ソリツドワイヤ一を用い大電流で溶接した
場合（例えば４．０Ｕφ、８００Ａ）では、アーク圧力
（電磁圧力）は等しくなる（いずれも５１０ＵＨ２０）
。従つて、このことから消耗型電極として太径ソリツド
ワイヤ一を用いた方が、溶接電流を大にし得るだけでな
く、アーク圧力を電流値に比較して低く押えることが可
能となり、かつこのアーク圧力（アークの電磁圧力）は
深いとけ込みが得られるＭＩＧ溶接の特長を充分に生か
す適正な値であるため正常なビード形成に有利である。
しかも、ワイヤー径と溶融速度の関係を考えた場合、細
径ワイヤーではアーク圧力が強くなりすぎるので適正電
流値（電極ワイヤー径に適した溶接電流値）の範囲が狭
くなるのに対し、太径ワイヤーでは適正電流値の範囲が
広く、太径ワイヤーで高電流を用いた場合に溶融速度の
絶対値が大きい。従つてプラズマ気流の強さと溶融金属
にかかる重力のバランスの点からも太径ワイヤーを用い
る方が有利である。ここでワイヤー径を具体的にどの程
度の太径とするかは、溶接電流および溶接速度との関係
で設定すべきであるが、本発明の応用分野であるライン
パイプの溶接等で必要な６００１１／Ｍｉｎ以上の高速
溶接を行う場合、溶接電流は６５０Ａｎ１ｐ以上必要と
するため、ワイヤー径の下限を４．０關φ以上とした。

これ以下であると前述のように固いアークとなり、アー
クの広がりを増加し得ぬと共に、プラズマ気流の速度を
小さく出来ない。またワイヤー径は太い程有利であるが
、溶接電流との関係で太すぎるとアークが長く不安定と
なつて溶込みを浅くすることや、ワイヤーの剛性及びそ
れによる溶接ワイヤー送給などの取扱いの難易性などを
考慮して上限を６．４１１φとしたのである。次に本発
明は上記した材質が低合金鋼である直径４．０〜６．４
ｍ１ｎφの太径ソリツドワイヤ一を消耗型電極とし、溶
接電流を大にする。これはアークの熱エネルギーを高め
溶融量を増加し、大きな熱を与えるためである。ただし
単に溶接電流を大きくするだけでは、前述のように溶接
部等の材質に悪影響を与えるので、その範囲は後述する
如く溶接速度を早くした条件下でしかもワイヤー径によ
つて良好なアークを保ち得る特定の範囲とすべきである
。即ち第１図はアーク安定域に対するワイヤー径と溶接
電流の関係を模式的に示すもので、図中１の領域のよう
にワイヤー径に対し溶接電流を強くしすぎた場合にはア
ークが極端に短くなり、その高い熱エネルギーにより母
材を深く溶かし堀り下げる結果となり、溶融金属は強い
プラズマ気流によつて溶接進行方向に向つて後方に大き
く吹きとばされるため安定した溶接ビードは得られな
ｊい。一方の領域のようにワイヤー径に対し溶接電流を
弱くしすぎた場合には、アーク長さが長くなりアークが
不安定化する。そのため溶込みも浅く一様でなくなり、
またスパツタリング現象が激しくなつてアークが途切れ
る危険が生ずる。しか １してＩとに挟まれたの領域が
安定なアーク現象と、それに伴なう良好な溶接ビードが
得られる溶接電流の範囲であり、この範囲の広がりはア
ーク電圧、溶接速度によつても変化するが、本発明者等
の知見によれば、鋼のＭＩＧ溶接においては４．０ｍ１
φのワイヤーの場合に６５０Ａｎ１ｐ以上、６．４７１
ｊ１１Ｌφのワイヤー径に対しては１５００Ａｍｐ以下
が適当であり、他のワイヤー径の場合もすべて６５０Ａ
ｍｐ〜１５００Ａｍｐの範囲が適当であつた。−この範
囲内ならば溶融量を増加でき、かつプラズマ気流も的確
となし得、高能率で良好なビードが形成される。だが、
本発明による効果を適正ならしめるためには、上記のよ
うに太径ワイヤーを消耗型電極として用い、また溶接電
流を大電流範囲としてアーク溶接するだけではいまだ不
充分である。

即ち該アーク溶接は、純アルゴンまたはヘリウム等の不
活性ガスを主体とし、これに３０％以下の炭酸ガスまた
は５％以下の酸素を添加した総流量５０〜２００１／Ｍ
ｉｎという特定な混合シールドガス雰囲気条件下で行う
べきである。このような条件とした理由は次の通りであ
る。即ち、単に太径ワイヤーを用いて大電流域でガスシ
ールドアーク溶接した場合には、アークカが強く、アー
クの外周部の温度が高いためアークの外周に接触した瞬
間に母材が溶融し深く堀り下げられる。これは予熱効果
を期待できない高温溶接において有利であるが、反面電
流や電圧の微少変動によつてもアークが乱れるアークの
不安定化が生じ、また溶融池内での溶湯流れの乱れ、沸
騰、蒸発などの異常状態を呈し、そのため溶接ビードが
パンピング現象と呼ばれる波打ち状態となると共にアン
ダーカツトを形成しやすくなる。その傾向は溶接が高速
である程顕著となる。かような異常を防止する対策とク
して、従来給電点であるコンタクトチツプ先端からのワ
イヤー突出長さをできるだけ短くすることにより、アー
ク電圧を低く抑え、アーク長を短く保つという工夫がな
されている。

これはアークの不安定化に伴なうアーク直下の溶湯流れ
の乱れ、およびこれに伴なう表面状況の急激な変化を防
止する方法、具体的にはアーク電圧の設定域を最大変動
幅２Ｖ程度とする方法であるが、これはストレートシー
ムの仮付け溶接の場合はとも角としても、シームの本溶
接のような場合にはかかる狭いアーク電圧域に設定する
ことは困難で、一般の溶接作業に不可避的な外的要因に
対処できない。そこで本発明者等は上記のようなガスシ
ールドアーク溶接における大電流域でのアークの不安定
化現象に関し、種々の実験を重ねた結果、次のような事
実を知見し、これを基にして上述した特定のシールドガ
ス雰囲気条件で溶接を行うこととしためである。即ち大
電流域においてアークが不安定となる主原因は、電流の
増大に伴なうアークの熱的膨張によるものである。即ち
アークが高温になればなるほど、またアークの発生して
いる空間に占めるガスの種類によつて定まるアークの電
位傾度が低ければ低いほどアークは膨張しアーク長が長
くなり不安定化する。これを防止するにはアークの外周
を冷却しアークを閉じこめる。またアークの内圧とバラ
ンスさせるために外部から圧力を加えることによつて安
定化を図ることが可能である。これは具体的にはシール
ドガス圧を高めると共にシールドガス流量を増し、不活
性シールドガス中に少量の活性ガスを混入させることで
実現できる。しかもこの方法をとればアーク電圧を広範
囲に変化させても安定なアークが得られる。即ち溶接ワ
イヤー径の大小によつて多少の変動はあるにしても、本
発明範囲である４．０Ｕ１φ以上のワイヤー径において
は、ワイヤー径に無関係にアーク電圧２３〜３６Ｖ０１
ｔの範囲内で変化させても極めて安定したアーク状態を
保ち得るのである。しかして具体的なシールドガス流量
としては６５０Ａｍｐ以上の大電流域でアーク安定化を
図るためには最小限５０１／Ｍｉｎを必要とし、またガ
スの元圧としては３ｋｇ／ｄが望ましい。ここで下限を
５０１１／霜１ｎとしたのは、これ以下の場合に電流が
５００Ａｍｐ以上になるとプラズマ気流速度の増大によ
つてシールド状態が破れ、外周部に存在する空気も巻込
むため激しいスパツタリング現象を呈し、６００Ａ１Ｔ
１Ｐ以上では溶湯池内で酸化反応による激しい沸騰、蒸
発が生じ、このためアーク電圧をコントロールすること
ができないからである。第２図ａはガスシールドアーク
溶接において溶接電流を変化させた場合に実測したアー
ク圧力とそれをもとにして求めたアークプラズマ気流の
流速の一例を示している。また第２図ｂはプラズマ流速
から求めたシールドガス流量の適正値と実際の溶接によ
つて得られたビードの欠陥発生状況の対比を示すもので
ある。すなわちここでも５０ｅ／Ｍｉｎ以上のシールド
ガス量が必要であることが示されている。一方シールド
ガス流量の上限は２００２／Ｍｉｎとすべきである。そ
の理由はこの限度を越えると溶湯がガス流とガス圧によ
り押付けられた形となつて中央に凹みを生ずる危険があ
り、またアークの外周部を急激に冷却するため熱の広が
りを失い高速溶接に不利となるからである。このように
本発明は大量のシールドガスを用いるが、パス数を極め
て少なくできるため、全体としてのガス消費量は少なく
できるものである。なおシールド形式については、アー
クを完全に被包し且つ溶湯を凝固が十分に完了する迄完
全に被包する必要から２重シールドトーチおよびアフ
エターシールド装置を併用することが好ましい。

そして上記したガス流量は太径ソリツドワイヤ一複数本
を電極とする場合に夫々一電極あたり５０〜２００１／
Ｒｎｉｎ必要であり、ただしアフターシールドガスはト
ーチのシールド状態を乱さない範囲 ５で増量してもよ
い。一方シールドガスとしては、溶接ビードを美麗に保
つためには純アルゴンが望ましく、酸素又は炭酸ガスは
溶接ビード表面にスラグを形成するため多量に混入する
ことは望ましくない。

だが、ア ｊークの安定化、アンダーカツト防止などの
点においては、活性ガスをある程度混入することが望ま
しい。だが酸素を５％以上混入させた場合は溶接金属内
で他の元素と異常に反応し沸騰、蒸発などの異常を惹き
起すので好ましくない。一方炭酸ガ ４スは第３図に示
す如く溶接金属の材質ことに衝撃値や最高硬さと密接な
関係を有しており、３０％以内で混入することは有益で
ある。なお炭酸ガスを混入するとスラグが生ずるが、混
入比が３０％ノ以内であれば、その程度のスラグは溶融
池内を浮上してきた直後にアフターシールドを完全化す
ることでシールドガスにより細かく砕かれ除去すること
ができる。

次に上記のように所定範囲の太径ワイヤーを用い、所定
大電流を流し、シールドガスを多量に流すことでアーク
電圧が変化しても安定なアーク現象が得られるが、その
可変アーク電圧の範囲は無制限ではなく、２３〜３６Ｖ
０１ｔの範囲内である。

第４図にアーク電圧、溶接電流とアーク現象の関係の一
例を示すが、電圧２３０１ｔ以下ではシールドガス中に
炭酸ガスを混入していることもあつて激しいスパツタリ
ングが生ずる。また３６Ｖ０１ｔ以上になると、アーク
長が長くなり磁気や湯の形状など外的要因による影響を
受けやすくアークが不安定化しやすい。２３〜３６Ｖ０
１ｔの範囲とすれば、定電圧特性電源を用いた場合にお
いてもまた定電流特性電源を用いた場合でも、安定なス
プレーまたはベリツドアークとなり良好である。

次に溶接速度についてその範囲を限定したのは、溶接能
率の点及び前述した溶接入熱を適当な範囲で低くおさえ
、溶接継手部の材質を良くするためである。

即ちシームの本溶接を考慮した場合、溶接速度が１５０
０ｍｍ／冨１ｎを越えると本発明の特徴であるシールド
ガスを多量に流す効果が失なわれるためアークの安定を
保つことが不可能となり、良好な溶接ビードは得られな
い。本発明者等の検討したところによれば、適正速度範
囲は概ね６００〜１２００ｍｍ／Ｍｉｎであつた。速度
を３００ｍ１Ｌ／Ｍｌｎ以下にすると、ワイヤー径、溶
接電流及びアーク電圧が適正でも溶接入熱が大となるた
め溶湯の沸騰、蒸発が生じるため溶接が困難である。し
かして、本発明は上記太径電極と同一機能を有する電極
２個以上を溶接用ビーム又は走行台車上に搭載し、それ
ら先行、後行の各電極間距離を１０〜１００ＣＩｒＬ程
度の範囲にとつて、それぞれの電極に対するシールドガ
ス雰囲気条件、溶接電流、アーク電圧及び溶接速度の各
条件を上述の範囲とし全自動溶接する。

硬化性母材を用いて開先内をタンデム式で大電流ガスシ
ールドアーク溶接する場合、先行電極は予熱されていな
い状態の母材を低い入熱で溶接するためボンド部近傍熱
影響部は著しく硬化する場合がある。

しかるに上記のように複数の電極をある一定間隔をおい
て設け、先行電極に後行電極を追従させてやれば電極間
距離によつて定まるある温度以下の冷却速度は著しく遅
くなり、従つて熱 ５影響部の硬化の程度は先行電極に
よつてのみ溶接が行われる場合に比して小さくすること
ができる。更に先行電極の熱影響により硬化した母材熱
影響部の一部は後行電極によつて再び加熱され、焼戻効
果をうけて軟化することになる。一方後行電極 １の熱
影響部は母材が先行電極によつて予熱された状態にある
ため、高温からの冷却速度が遅くなつて予熱なしの場合
に比して硬化の程度を著−しく小さくすることができる
。即ち、衝撃特性の低下を招くことなく硬さの土昇を防
止し得るものであつ１て、これが本発明の特徴である。
既述のように寒冷地向け極低温用ラインパイプにあつて
は、極低温域で高い衝撃特性を要求されるだけでなく、
被輸送物中の硫化物による腐食割れを防止するため硬さ
を制限されるケースが多く、Ｚこの制限は材料的に衝撃
特性の向上を図る方法として一般的に硬度上昇につなが
る合金元素の添加による場合が多いこと、及び溶接条件
として溶接入熱を低く抑える必要のあることなどにより
極めて厳しい規制である。

しかるに本発明方法を採用し、材質が低合金鋼である複
数の太径ソリツドワイヤ一電極の電極間距離を１０〜１
００ＣＴ！Ｌの範囲で可変にし、それら各電極を純アル
ゴンを主体とし３０％以下の炭酸ガスまたは５％以下の
酸素を添加した総流量５０〜２００′／Ｙｎｉｎの混合
シールドガス雰囲気下で溶接電流６５０〜１５００Ａｒ
１１ｐの大電流範囲、アーク電圧２３〜３６０１ｔの範
囲にて速度３００ｍｍ／Ｍｉｎ以上最大１５００ｍＴＶ
／ＭｌｉｎでＭＩＧ溶接するならば、先行電極により溶
接された第１パスの冷却速度、パス間温度ならびに焼戻
し効果の及ぶ領域広さを自由且つ的確に調整でき、これ
により所定の衝撃特性ならびに所定の硬さをもつた溶接
継手を得ることができる。ここで電極間距離を上記のよ
うにとるのは後行電極で焼戻し効果を得るためで、その
距離を制約するのは先行電極で形成されたビードの温度
が５００℃以下に低下した後に後行電極が通過すること
が好ましいからである。

しかしてその下限を１０ＣＴＩＬとしたのはこれ？内に
すると電極間でアークが相互に干渉し合いアークが乱れ
るからであり、上限を１００（１７７！としたのは、こ
れ以上にすると結局多層溶接と本質的に変化なく多電極
溶接としてのメリツトである溶接能率が低下し、また同
一キヤリツジ上に多電極を搭載することが困難になるな
ど作業が煩雑となるからである。なお、複数本の太径ソ
リツドワイヤ一を用いてアーク溶接することは、溶接金
属の衝撃特性の改善そのものに関しても極めて有用であ
る。

即ちこのような方法をとれば、母材による稀釈の程度の
高い板厚中央部を溶接する先行電極と、稀釈の程度の低
い板厚表面部を溶接する後行電極の溶接ワイヤーとを上
記した本発明条件の範囲内で別のものとしたり、あるい
はまたそれぞれの電極のシールドガス中の炭酸ガス量を
任意に変化することが可能となり、それによつて溶接金
属の合金元素量を調製することができる。そのため溶融
金属内各部の受ける母材による稀釈率および熱サイクル
を考慮すれば最も良好な材質を有する溶接金属を得るこ
とが可能である。なお、本発明溶接法は上記のラインパ
イプ用鋼管の溶接のみならず一般の厚板溶接に適用する
ことにより良好な継手を得ることができる。

次に本発明法の具体的実施例を示す。

実施例 １ 本発明と従来技術である細径ワイヤーによるＭＩＧ溶接
法により溶接を行ない、それぞれの電極ワイヤー径に適
した溶接電流を求め、電流密度とアークの電磁圧力とを
比較した。

第１表にその結果を示す。第１表から明らかなようにア
ーク柱内電極先端近傍の電流密度は従来技術に対し本発
明の場合著しく低い。

一方、アークの電磁圧力は本発明と従来技術とでほとん
ど差がない。本発明の場合、アークの広がりが大きく、
且つＭＩＧ溶接の特長である深い溶込みが得られ、正常
なビード形成が可能である。一方ワイヤーの溶着速度は
従来法に比較して本発明の場合著しく大で、溶接能率を
格段に向上させ得ることがわかる。実施例 ２ 本発明法とタンデム式大入熱サブマージ溶接法、細径ワ
イヤーによるＭ［Ｇ溶接法により溶接を行つた。

そのときの溶接条件及び溶接能率を示すと下記第２表の
如きである。なお本発明法は電極数を２個としタンデム
式とした実施例であり、またいずれの実施例も太径管工
場内で実際に極低温ラインパイプ用太径鋼管を製造した
場合の試験結果である。

ここで鋼管材質としては３．５Ｎｉ−Ｍｎ−ＭＯ−Ｃｒ
鋼を用い、ワイヤーとしてはＭｎ−ＭＯ−Ｔｉ−Ｂ系の
ものを用いた。この第２表から明らかなように、本発明
方法によれば、従来の細径ワイヤーによるＭＩＧ溶接法
に比較してその溶接能率は飛躍的に改善され、タンデム
式大入熱サブマージ溶接法に充分匹敵する高能率性を有
せしめることができ、一方溶接入熱条件についてはタン
デム式サブマージ溶接法に比し格段に低く、細径ワイヤ
ーによるＭＩＧ溶接法とほとんど変らない低入熱化の得
られていることがわかる。

また本発明は開先形状を狭くすることができるので、溶
着金属が小となり、この点からも能率向上を図り得るこ
とも明らかである。次に第３表はタンデム式大入熱サブ
マージ溶接法と細径ワイヤーによるＭＩＧ溶接法及び本
発明法の夫々により得られた溶接部の材質を試験した結
果を比較して示す。この第３表によれば、本発明溶接法
による場合、溶接金属の衝撃特性がすぐれているばかり
でなく、特に従来サブマージ溶接法を採用した場合に最
も問題とされていた溶接熱影響部の衝撃特性が著しく改
善されていることがわかる。

これは溶熱入熱がサブマージ溶接法に比較して低く抑え
られたことによるばかりでなく、第５図の溶接熱サイク
ルと溶接入熱の関係グラフに示す如く、溶接時に高温に
保持される時間が本発明の場合著しく短いためである。
更に本発明の場合、従来の細径ワイヤーによるＭＩＧ溶
接法を採用した場合に比較して熱影響部の最高硬さが低
く抑えられ、即ち溶接熱影響部の衝撃特性を劣化させる
ことなく最高硬さを低く抑え得ることがわかる・。これ
は先行電極によるビードが徐冷効果と焼戻し効果を受け
、また後行電極が予熱効果を受けたためであることが明
らかである。以上のように本発明によるときには単に溶
接電流を大きくして消耗型電極ワイヤーによりガスシー
ルドアーク溶接を行うのでなく、不活性ガスを主体とし
てこれに３０％以下の炭酸ガス又は５％以下の酸素を添
加した総流量５０〜２００ｅ／Ｍｉｎのシールドガス雰
囲気下において、溶接電流６５０〜１５００Ａｍｐの範
囲で且つ材質が低合金鋼の直径４．０〜６．４ＵＷ！φ
の太径ソリツドワイヤ一複数本を用い、且つ各電極間距
離を１０〜１００？の範囲とし、更にアーク電圧を２３
〜３６０１ｔ１溶接速度を３００〜１５００詣／Ｍｉｎ
の範囲にとり、ワイヤーの太径化により電流密度を抑制
しつつ電流値の増大によりアーク電磁圧力を適正化した
スプレーアーク条件下で高速低入熱溶接を行うので、極
低温ラインパイプ用太径鋼管の大量生産プロセスとして
行なわれる工場内溶接に適用すれば厚肉の素材に対し従
来のタンデム式サブマージ溶接法に匹敵する高能率下で
継手材質の良好な溶接を行うことができる。

また、本発明によるときには、従来の大入熱サブマージ
ドアーク溶接法に比して溶込みが深く、従つて開先が小
さくとれるので開先への充填金属量が少なく、溶熱入熱
を少なくすることができ、加えてガスシ一ルドアーク溶
接であるため溶着金属の冷却も早い。そのためこれらの
現象から溶接部の結晶粒の成長を許さず微細な結晶粒の
組織となるので、切欠き靭性が高く材質特性の極めて良
好な溶接継手を得ることができ、しかも、材質が低合金
鋼で直径４．０〜６．４ｍｍφの太径消耗型電極ワイヤ
ーを複数本用い、各電極間距離を１０〜１００ｃ！ｎに
とつて多電極ガスシールドアーク溶接を行うので、先行
電極と後行電極による適切な徐冷、焼戻し効果と予熱効
果が得られ、これにより、溶接熱影響部の衝撃特性を劣
化させることなく硬さの上昇を的確に防止でき、また同
時に溶接金属そのものの衝撃特性を改善することができ
るというすぐれた効果が得られる〇

【図面の簡単な説明】

第１図はアーク電圧を一定とした場合のワイヤー径と溶
接電流との関係及びそれによるアーク安定域の関係を示
す模式図、第２図ａはガスシールドアーク溶接において
溶接電流を変化させた場合に実測したアーク圧力をプラ
ズマ気流の流速の一例を示すグラフ、同図ｂはプラズマ
流速から求められたシールドガス流量の適正値と得られ
たビードの欠陥発生状況を対比して示すグラフ、第３図
はシールドガス中の炭酸ガス混入量と溶接金属の衝撃値
、最高硬さの関係を示すグラフ、第４図はアーク電圧及
び溶接電流とアーク現象の関係の一例を示すグラフ、第
５図は溶接熱サイクルと溶接入熱との関係を本発明方法
及び従来のサブマージ溶接法の場合について試験した結
果を示すグラフで、第５図ａはその試験の際の入熱測定
位置を示す説明図、第５図ｂは同試験における熱サイク
ルを示す説明図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 厚鋼板またはこれを素材とする製品をＭＩＧ溶接す
   る方法において、不活性ガスを主体とし、これに３０％
   以下の炭酸ガスまたは５％以下の酸素を添加し総流量５
   ０〜２００ｌ／ｍｉｎの混合シールドガス雰囲気下で、
   消耗電極として夫々材質が低合金鋼である直径４．０〜
   ６．４ｍｍφの太径ソリッドワイヤー複数本を用い、且
   つ各電極間距離を１０〜１００ｃｍの範囲とし、溶接電
   流を６５０〜１５００Ａｍｐ、アーク電圧を２３〜３６
   Ｖｏｌｔ、溶接速度を３００〜１５００ｍｍ／ｍｉｎの
   範囲にとりワイヤーの太径化により電流密度を抑制しつ
   つ電流値の増大によりアーク電磁圧力を適正化したスプ
   レーアーク条件下で全自動低入熱高速溶接することを特
   徴とする大電流ガスシールドアーク溶接法。