CN104334308A - 电弧焊接结构构件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供没有伴随镀敷原板的钢种的制约、大幅度的成本增加，在使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的电弧焊接结构构件中具有优异的耐熔融金属脆化裂纹性的电弧焊接结构构件的制造方法。其中，在通过气体保护电弧焊接使钢材彼此接合制造焊接结构构件时，至少接合的一方的构件为熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，作为保护气体，使用以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础且以CO2浓度CCO2(体积％)根据焊接输入热量Q(J/cm)满足下述(2)式的方式调整的气体。0≤CCO2≤2900Q-0.68…(2)。

Description

电弧焊接结构构件的制造方法
技术领域
本发明涉及在接合的一方或双方的构件中使用熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件而构成的耐熔融金属脆化裂纹性优异的电弧焊接结构构件的制造方法。
背景技术
熔融锌系镀敷钢板因耐腐蚀性良好，所以被用于以建筑构件、汽车构件为代表的广泛的用途。特别是熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板因长期维持优异的耐腐蚀性，因此作为替代以往的熔融锌镀敷钢板的材料，需求增加。
熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的镀层如专利文献1、2记载，具有在Zn/Al/Zn2Mg三元共晶的母体中初晶Al相或初晶Al相和Zn单相分散的金相，并通过Al及Mg提高耐腐蚀性。特别是在其镀层的表面均一生成包含Mg的致密且稳定的腐蚀生成物，因此，与熔融锌镀敷钢板相比，镀层的耐腐蚀性明显提高。
在使用熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板组装建筑构件、汽车构件等的情况下，大多应用气体保护电弧焊接法。如果对熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板实施电弧焊接，则与熔融锌镀敷钢板相比，具有易产生熔融金属脆化裂纹的问题。认为其原因是因含有Mg，从而镀层的液相线温度降低(专利文献3、4)。
如果对镀敷钢板实施电弧焊接，则镀层的金属在电弧通过的周围的母材(镀敷原板)表面上熔融。在Zn-Al-Mg系镀敷钢板的情况下，该镀层的合金与Zn的融点(约420℃)相比，液相线温度低，持续较长时间维持熔融状态。在Zn-6质量％Al-3质量％Mg合金的例子中，凝固结束温度约335℃。对于在母材表面上熔融的Zn-Al-Mg系镀层产生的熔融金属而言，随着Al成分与基底的Fe提前地反应、成为Fe-Al合金层而被消耗，Al浓度减少，最终成为近似Zn-Mg二元系的组成，在Zn-3质量％Mg合金中，凝固结束温度为360℃，比Zn的融点420℃低。因此，Zn-Al-Mg系镀敷钢板的情况与锌镀敷钢板相比，在电弧焊接时熔融的镀层的金属在维持液相状态的状态下，在母材表面上滞留的时间增长。
刚电弧焊接后冷却时成为拉伸应力状态的母材的表面如果长时间曝露在熔融的镀敷金属中，则该熔融金属侵入母材的晶界，成为引起熔融金属脆化裂纹的主要原因。如果产生熔融金属脆化裂纹，则这成为腐蚀的基点，耐腐蚀性降低。另外，还存在强度、疲劳特性降低而成为问题的情况。
作为抑制电弧焊接时的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的熔融金属脆化裂纹的方法，例如提案有在电弧焊接前切削去除镀层的方法。另外，专利文献4中公开有在镀敷原板中应用通过B添加而强化了铁素体晶界的钢板，由此赋予耐熔融金属脆化裂纹性的方法。专利文献5中公开有通过在焊丝的外皮中填充添加了TiO2及FeO的焊剂，在电弧焊接时使Zn、Al、Mg氧化，由此抑制熔融金属脆化裂纹的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第3149129号公报
专利文献2:日本专利第3179401号公报
专利文献3:日本专利第4475787号公报
专利文献4:日本专利第3715220号公报
专利文献5:日本特开2005-230912号公报
发明内容
发明所要解决的课题
上述切削去除镀层的方法、使用特殊的焊丝的方法伴随着巨大的成本增加。镀敷原板中使用B添加钢的方法减小钢种选择的自由度。另外，即使采用这些方法，也具有根据零件形状、焊接条件而不能充分防止熔融金属脆化裂纹的情况，不能成为使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板的电弧焊接结构物的根本上防止熔融金属脆化裂纹的对策。
另一方面，近年来，为了汽车的轻量化，逐渐将拉伸强度590MPa以上的高张力钢板用于镀敷原板。在使用这种高张力钢板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板中，由于焊接热影响部的拉伸应力增大，所以易产生熔融金属脆化裂纹，可应用的零件形状、用途受限定。
本发明鉴于这种现状，其目的在于，提供一种不伴随有镀敷原板的钢种的制约、大幅度成本增加，在使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的电弧焊接结构构件中具有优异的耐熔融金属脆化裂纹性的方案。
为了解决课题的手段
根据发明人的研究，确认产生如下现象：在气体保护电弧焊接时，在焊缝(溶接ビード)附近镀层因蒸发而暂时消失，但电弧通过后，在稍微离开焊道(ビード)的位置成为熔融状态的镀层金属立即濡湿漫延(濡れ拡がる)至上述消失的部位。认为如果抑制该濡湿漫延、在维持上述的蒸发消失状态的状态下完成冷却的话，则避免在接近焊缝的位置镀层成分向母材中的侵入，能够高效地防止熔融金属脆化裂纹。发明者人详细的研究结果可知，通过降低在保护气体中通常配合20体积％左右的CO2的浓度，显著地抑制Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的上述濡湿漫延。该CO2浓度的容许上限可以作为焊接输入热量的函数进行管理。另外，可知在使用的Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的板厚薄的情况下，CO2浓度上限的容许度扩大。本发明基于这种见解而完成。
即，上述目的通过如下的电弧焊接结构构件的制造方法而实现，其中，在通过气体保护电弧焊接使钢材彼此接合而制造焊接结构构件时，至少接合的一方的构件为熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，作为保护气体，使用以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础且CO2浓度在与以下述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)的关系中满足下述(2)式的气体。
Q＝(I×V)/v…(1)
0≤CCO2≤2900Q-0.68…(2)
其中，I为焊接电流(A)，V为电弧电压(V)，v为焊接速度(cm/sec)，CCO2为保护气体中的CO2浓度(体积％)。
在此，“熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件”是由熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构成的构件、或以它为原料进行成形加工而成的构件。所述焊接输入热量Q可以设为例如2000～12000J/cm的范围。
另外，在所述熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件为使用板厚2.6mm以下(例如1.0～2.6mm)的镀敷原板的镀敷钢板构件情况下，代替上述(2)式，可以适用下述(3)式。
0≤CCO2≤205Q-0.32…(3)
另外，这样，在板厚薄的情况下，更优选所述焊接输入热量Q例如为2000～4500J/cm的范围。
对于所述熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板而言，适合的对象为例如具有以质量％计包含Al：1.0～22.0％、Mg：0.05～10.0％、Ti：0～0.10％、B：0～0.05％、Si：0～2.0％、Fe：0～2.5％，余部Zn及不可避的杂质的镀层的镀敷钢板。其每单面的镀敷附着量例如为20～250g/m2。
发明效果
根据本发明，在使用了本来易产生熔融金属脆化裂纹的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的电弧焊接结构物中，不伴随特别的成本增加而可稳定实现呈现优异的耐熔融金属脆化裂纹性的结构构件。根据焊接输入热量，明确了保护气体中的CO2浓度的容许上限，因此，可以最大限度地有效利用配合CO2的优点(利用通过电弧生成的CO的还原作用的焊缝周边的氧化抑制等)。在镀敷原板的钢种上也没有特别的制约，不需要采用作为熔融金属脆化裂纹对策添加了特殊的元素的钢种。即使应用高张力钢板，也能够得到优异的耐熔融金属脆化裂纹性。另外，针对零件形状的自由度也大。因此，本发明以使用了预想今后需要增大的高张力钢板的汽车用电弧焊接结构构件为代表，在各种广泛的用途中，有助于Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件的普及。
附图说明
图1是示意性表示气体保护电弧焊接中的焰炬及母材的剖面的图；
图2是示意性表示重叠角接接头的焊接部剖面结构的图；
图3是示意性表示在熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的电弧焊接时电弧刚通过后的高温的焊接部附近的剖面状态的图；
图4是示意性表示从图3的状态冷却的以往的Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件的剖面结构的图；
图5是示意性表示从图3的状态冷却而得到的遵照本发明的Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件的剖面结构的图；
图6是表示焊接输入热量及保护气体中CO2浓度对使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板的电弧焊接结构构件的镀层蒸发区域长度造成的的影响的图形。
图7是表示用于研究耐熔融金属脆化裂纹性的焊接实验方法的图；
图8是表示焊接输入热量及保护气体中CO2浓度对使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板的电弧焊接结构构件的镀层蒸发区域长度造成的影响的图形(板厚薄的情况)。
具体实施方式
图1示意性表示气体保护电弧焊接中的焰炬及母材的剖面。焊炬31一边在母材1的表面上形成电弧35一边向箭头的方向行进。从位于焊炬31的中心部的电极33和焊丝32的周围吹出保护气体34，保护电弧35及曝露于高温下的母材1的表面不受大气影响。通过来自电弧35的输入热量而熔融的母材1的一部分在焊炬31通过后急速凝固，形成由焊接金属构成的焊缝2。保护气体34需要是非氧化性气体。通常采用以Ar等非活性气体为基础气体且在其中混合20体积％左右的CO2的Ar+CO2混合气体。认为保护气体34中的CO2因等离子状态的电弧35而一部分分离为CO和O2，该CO发挥还原作用，抑制焊缝及其周边的氧化。由此，认为在焊接部的耐腐蚀性降低减轻。
图2示意地例示重叠角接接头的焊接部剖面结构。在汽车底盘等多用电弧焊接形成的这种焊接接头。将钢板构件即母材1、母材1’重叠配置，在母材1的表面和母材1’的端面形成焊缝2，将两构件接合。图中的虚线表示焊接前的母材1的表面位置及母材1’的端面位置。将母材表面和焊缝的交点称为“焊道缝边部”。图中用符号3表示对于母材1的焊道缝边部。
图3～图5是将相当于图2所示的焊道缝边部3的附近的部位的剖面结构放大并示意性表示的图。
图3示意性表示在Zn-Al-Mg系镀敷钢板的气体保护电弧焊接时，电弧刚通过后的高温的焊接部附近的剖面状态。母材1的表面在焊接前的阶段经由Fe-Al系合金层6被均一的镀层7覆盖，因电弧通过，从而在焊道缝边部3附近，镀层的金属蒸发消失(镀层蒸发区域9)。比起该区域，在距焊道缝边部3的距离远的部分，原来的镀层7熔融，成为Zn-Al-Mg系熔融金属8，但不至于由于蒸发而消失。如果距焊道缝边部3的距离进一步增加，则原来的镀层7未熔融而存在。另外，图3中夸张描述Zn-Al-Mg系熔融金属8及镀层7的厚度。
图4示意性表示从图3的状态冷却而得到的以往的Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件的剖面结构。该情况下，Zn-Al-Mg系熔融金属(图3的符号8)濡湿漫延至在焊接时镀层暂时消失而形成的“镀层蒸发区域”(图3的符号9)，母材1的表面至焊道缝边部3的整体被Zn-Al-Mg系合金层5覆盖。将Zn-Al-Mg系熔融金属(图3的符号8)凝固而形成的Zn-Al-Mg系合金层5的部分称为熔融凝固区域10，将原来的镀层7残存而形成的Zn-Al-Mg系合金层5的部分称为镀层未熔融区域11。以往的Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件中，通常如该图，焊道缝边部3跟前为熔融凝固区域10。该情况下，如上述，由于Zn-Al-Mg系熔融金属8的液相线温度低，所以冷却后成为熔融凝固区域10的母材1的表面部分在焊接后冷却过程中与Zn-Al-Mg系熔融金属接触的时间较长。在接近母材1的焊道缝边部的部分因焊接后的冷却而产生拉伸应力，因此，Zn-Al-Mg系熔融金属的成分易侵入其晶界中。侵入粒界的该成分成为引起熔融金属脆化裂纹的主要原因。
图5示意性表示从图3的状态冷却而得到的遵照本发明的Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件的剖面结构。在本发明中，作为保护气体使用减少了CO2浓度的气体或无CO2添加的气体。因此，认为在焊接时镀层消失的“镀层蒸发区域”(图3的符号9)的母材1表面由于保护气体产生的还原作用弱而被氧化，迅速被薄的氧化皮膜覆盖。推测该氧化皮膜由于阻碍与Zn-Al-Mg系熔融金属(图3的符号8)的濡湿，所以该Zn-Al-Mg系熔融金属的濡湿漫延被抑制。其结果，冷却后镀层蒸发区域9保留。即，焊道缝边部3附近的母材1表面不与Zn-Al-Mg系熔融金属接触地完成冷却，避免在该部分的向母材1中的熔融金属成分的侵入。因此，不依赖于母材1的钢种，而赋予优异的耐熔融金属脆化裂纹性。另外，即使在Zn-Al-Mg系熔融金属(图3的符号8)的高度位置比焊道缝边部3靠上方的焊接姿态下，也因上述的濡湿阻碍作用，而显著抑制该Zn-Al-Mg系熔融金属的濡湿漫延。
本发明中，作为保护气体使用降低了CO2浓度的气体或无CO2添加的气体，因此，焊缝及其周边为与以往相比易氧化的气氛。但是，通过作为接合的构件应用熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，由此不仅是镀层表面，也能改善在焊接部附近露出钢坯的部分的耐腐蚀性。即，在Zn的防腐蚀效果的基础上，Zn-Al-Mg系镀敷金属产生的腐蚀生成物发挥优异的保护性，由此，长期的耐腐蚀性得以改善，通过使用降低了CO2浓度的气体或无CO2添加的气体的耐腐蚀性降低在通常的使用中未被引发。
冷却后保留的镀层蒸发区域9自焊道缝边部3的长度在本说明书中称为“镀层蒸发区域长度”，图5中用符号L表示。确认在Zn-Al-Mg系镀敷钢板电弧焊接结构构件中成为问题的熔融金属脆化裂纹的大部分在焊道缝边部3的极近处，具体而言距焊道缝边部小于0.3mm的范围内产生。各种研究的结果是只要上述的镀层蒸发区域长度为0.3mm以上，耐熔融金属脆化裂纹性大幅度提高，如果是0.4mm以上则更优选。如果该镀层蒸发区域长度过长，则镀层不存在造成的耐腐蚀性降低成为问题，但根据发明人的研究，可知镀层蒸发区域长度只要为2.0mm以下，就可充分得到周围的Zn-Al-Mg系镀层的牺牲性防蚀作用，在该部分的耐腐蚀性降低变成没有问题的水平。通过如后述调整保护气体组成，可以将镀层蒸发区域长度控制在0.3～2.0mm的范围。
(气体保护电弧焊接条件)
在遵照本发明的电弧焊接中，重要的是根据焊接输入热量限制保护气体的CO2浓度。混合于保护气体中的CO2如上述触及等离子电弧，一部分分离为CO和O2，通过该CO的还原作用，焊缝附近的母材表面活性化。以往一般的气体保护电弧焊接中，出于抑制焊缝部及其周边的氧化等理由，通常使用混合20体积％左右CO2的保护气体。但是，本发明中通过抑制其还原作用或完全不利用，防止焊接部附近的镀层蒸发消失的母材表面过度活性化，抑制存在于周围的母材表面的Zn-Al-Mg系熔融金属向焊道缝边部濡湿漫延。详细的研究结果是以满足上述(2)式的方式限制保护气体中的CO2浓度时，显现濡湿漫延的抑制效果，可将上述的镀层蒸发区域长度控制在0.3～2.0mm的范围。
即，在本说明书中公开了在通过使用了以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础的保护气体的气体保护电弧焊接使钢材彼此接合而制造焊接结构构件时，至少接合的一方的构件为熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，根据以下述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)以满足下述(2)式的方式调整保护气体中的CO2浓度的保护气体中的CO2浓度调整方法。
Q＝(I×V)/v…(1)
0≤CCO2≤2900Q-0.68…(2)
其中，I为焊接电流(A)，V为电弧电压(V)，v为焊接速度(cm/sec)，CCO2为保护气体中的CO2浓度(体积％)。
在接合的构件的至少一方应用使用了板厚2.6mm以下的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的情况，即使代替上述(2)式，应用容许上限更宽的上述(3)式，也能够将上述的镀层蒸发区域长度控制在0.3～2.0mm的范围。
该情况下，公开下述保护气体中的CO2浓度调整方法，其中，在通过使用了以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础的保护气体的气体保护电弧焊接使钢材彼此接合而制造焊接结构构件时，在至少接合的一方的构件应用使用了板厚2.6mm以下的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，根据用上述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)以满足下述(3)的方式调整保护气体中的CO2浓度。
0≤CCO2≤205Q-0.32…(3)
其中，CCO2为保护气体中的CO2浓度(体积％)。
保护气体中的CO2浓度在满足上述(2)式的范围、根据板厚条件在满足上述(3)式的范围调整即可，但从使电弧稳定化的观点来看更有效地是确保5体积％以上的CO2浓度。如果电弧稳定，则在使熔深增大方面有利。即，代替上述(2)式，可以应用下述(2)’式，另外，代替上述(3)式可以应用下述(3)’式。
5.0≤CCO2≤2900Q-0.68…(2)’
5.0≤CCO2≤205Q-0.32…(3)’
另外，特别是在接合的一方的构件应用使用了板厚2.6mm以下的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的情况下，如果按照根据用上述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)，以满足下述(4)式的方式调整保护气体中的CO2浓度的保护气体中的CO2浓度调整方法，则能够最大限发挥CO2的电弧的稳定化效果，并且可以谋求防止Zn-Al-Mg系熔融金属向焊道缝边部的濡湿漫延。
2900Q-0.68＜CCO2≤205Q-0.32…(4)
保护气体的基础气体与以往一样可以为Ar气。也可以是He气及Ar+He混合气体。这些基础气体的纯度设为与以往同等水平即可。
焊接输入热量根据板厚等设定在最适合的值即可。如果焊接输入热量过小，则具有熔深不充分，焊缝不连续的情况。相反，如果焊接输入热量过大，则易产生飞溅。通常在2000～12000J/cm的范围可以找到焊接输入热量的适当值。但是，在接合的构件的至少一方应用使用板厚2.6mm以下的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的情况下，更优选将焊接输入热量在2000～4500J/cm的范围进行设定。关于其它的焊接条件，例如，保护气体流量在10～30L/min的范围调整即可。焊接装置可以使用以往一般的装置。
介绍研究焊接输入热量及保护气体中的CO2浓度与镀层蒸发区域长度的关系的实验例。
(实验例1)
将表1所示的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板水平放置，通过从水平移动的焊炬产生的电弧在钢板表面形成焊缝(堆焊(ビードオンプレート))。焊接条件记载于表1中。对包含焊缝及其附近的母材的与焊道方向垂直的剖面，在实施镜面研磨及用硝酸浓度0.2体积％硝酸乙醇腐蚀液的腐蚀后，进行扫描型电子显微镜观察，通过观察焊道缝边部附近，测定图5中用符号L所示的镀层蒸发区域长度。
[表1]
图6表示其结果。图6中用○标记描绘镀层蒸发区域长度为0.3mm以上的情况，用×标记描绘小于0.3mm的情况。以焊接输入热量Q(J/cm)和保护气体中的CO2浓度CCO2(体积％)的关系为CCO2＝2900Q-0.68的曲线为界线，明确可知镀层蒸发区域长度是否为0.3mm以上。如上述，在使用了Zn-Al-Mg系镀敷钢板的电弧焊接结构构件中成为问题的熔融金属脆化裂纹的大部分在距焊道缝边部小于0.3mm的区域发生，因此，以不超越该曲线的界线的方式，根据焊接输入热量控制保护气体中的CO2浓度，可以大幅提高耐熔融金属脆化裂纹性。另外，如上述，从使电弧稳定化的观点来看，更优选使保护气体中的CO2浓度为5.0体积％以上，但即使该情况下，焊接输入热量Q也可在例如2000～11500J/cm这种大范围进行设定，可以与各种板厚对应。
(实验例2)
将表1-2所示熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板(镀敷原板的板厚2.6mm)水平放置，通过从水平移动的焊炬产生的电弧在钢板表面形成焊缝(堆焊(ビードオンプレート))。焊接条件记载于表1-2中。通过用与上述的实验例1一样的方法观察焊道缝边部附近，测定图5中用符号L所示的镀层蒸发区域长度。
[表1-2]
图8表示其结果。图8中用○标记描绘镀层蒸发区域长度为0.3mm以上的情况，用×标记描绘小于0.3mm的情况。以焊接输入热量Q(J/cm)和保护气体中的CO2浓度CCO2(体积％)的关系为CCO2＝205Q-0.32的曲线为界线，明确可知镀层蒸发区域长度是否为0.3mm以上。即，在应用镀敷原板的板厚为2.6mm以下的Zn-Al-Mg系镀敷钢板的情况下，与板厚3.2mm的例子即图6的情况相比，保护气体中的CO2浓度的容许上限大幅缓和。认为如果板厚薄，则焊接后冷却速度变快，因此，电弧通过后为熔融状态的镀层的金属濡湿漫延到镀层蒸发区域之前易凝固，在镀敷原板(相当于图5的母材1)的板厚为3mm前后时，以镀层蒸发区域长度0.3mm为基准的情况的CO2浓度的容许上限大幅变动。
(熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件)
在本发明中，通过电弧焊接接合的双方的构件中至少一方应用熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件。
作为该熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的镀敷原板，根据用途可以采用各种钢种。也可以使用高张力钢板。在应用上述(2)式的情况下，镀敷原板的板厚可以为1.0～6.0mm，也可以管理为2.0～5.0mm的范围。另外，只要镀敷原板的板厚为2.6mm以下(例如1.0～2.6mm)，则代替上述(2)式，可以应用(3)式。
作为具体的熔融Zn-Al-Mg系镀层的组成，可以列举以质量％计，含有Al：1.0～22.0％、Mg：0.05～10.0％、Ti：0～0.10％、B：0～0.05％、Si：0～2.0％、Fe：0～2.5％、余部Zn及不可避的杂质。镀层组成大致反映熔融镀敷液(めっき浴)组成。熔融镀敷的方法没有特别地限定，通常，在成本上有利的是使用串联(インライン)退火型熔融镀敷设备。以下，对镀层的成分元素进行说明。镀层成分元素的“％”只要没有事先说明，意思是“质量％”。
Al在镀敷钢板的耐腐蚀性提高方面有效，另外，在镀敷液中抑制产生Mg氧化物系浮渣。为了充分发挥这些作用，需要确保1.0％以上的Al含量，更优选确保4.0％以上的Al含量。另一方面，如果Al含量增多，则脆的Fe-Al合金层易在镀层的基底上成长，Fe-Al合金层的过度成长成为导致镀敷密合性降低的主要原因。各种研究的结果，更优选Al含量为22.0％以下，也可以管理为15.0％以下，或进而管理为10.0％以下。
Mg呈现使镀层表面生成均一的腐蚀生成物，显著提高镀敷钢板的耐腐蚀性的作用。更有效的是Mg含量为0.05％以上，进一步优选为1.0％以上。另一方面，如果镀敷液中的Mg含量增多，则易产生Mg氧化物系浮渣，成为导致镀层的品质降低的主要原因。优选Mg含量为10.0％以下的范围。
如果在熔融镀敷液中含有Ti、B，则具有熔融镀敷时的制造条件的自由度扩大等优点。因此，根据需要，可以添加Ti、B中的一种或二种。更有效的是，该添加量在Ti的情况下，为0.0005％以上，在B的情况下，为0.0001％以上。其中，如果镀层中的Ti、B的含量过剩，则成为引起析出物的生成引起的镀层表面的外观不良的主要原因。在添加这些元素的情况下，优选Ti：0.10％以下，B：0.05％以下的范围。
如果使熔融镀敷液中含有Si，则抑制在镀敷原板表面和镀层的界面生成的Fe-Al合金层的过度成长，在提高熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的加工性方面有利。因此，根据需要，可以含有Si。该情况下，更有效的是Si含量为0.005％以上。但是，过剩的Si含有成为增大熔融镀敷液中的浮渣量的主要原因，因此，优选Si含量为2.0％以下。
在使钢板浸渍、通过的关系方面，在熔融镀敷液中易混入Fe。优选Zn-Al-Mg系镀层中的Fe含量为2.5％以下。
如果熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件的镀敷附着量少，则在长期维持镀敷面的耐腐蚀性及牺牲性防蚀作用方面不利。各种研究结果是，在根据本发明，残存在焊道缝边部附近产生的“镀层蒸发区域”的情况下，更有效的是每单面的Zn-Al-Mg系镀敷附着量为20g/m2以上。另一方面，如果镀敷附着量增多，则在焊接时易产生气泡。如果产生气泡，则焊接强度降低。因此，优选每单面的镀敷附着量为250g/m2以下。
(焊接对象构件)
通过电弧焊接与上述熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件接合的对象构件即可以是与上述一样的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，也可以是除此以外的钢材。
实施例
(实施例1)
将具有表2所示的组成的板厚3.2mm、板宽1000mm的冷轧钢带作为镀敷原板，使其穿过熔融镀敷线，制造具有各种镀层组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板。使用各熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，通过以下所示的试验方法进行气体保护电弧焊接，调查保护气体组成对耐熔融金属脆化裂纹性造成的影响。镀层组成、镀敷附着量、保护气体组成在后述表4中表示。应用于本发明例的保护气体的组成含有CO2：0～16体积％，余部：Ar、He的1种以上(在后述实施例2、3中相同)。
[表2]
(耐熔融金属脆化裂纹性的试验方法)
如图7所示，在100mm×75mm的试验片14(熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件)的中央部垂直放置直径20mm、长度25mm的棒钢的凸台(突起)15，以表3所示的焊接条件进行气体保护电弧焊接，接合试验片14和凸台15。具体而言，从焊接开始点S顺时针绕凸台15的周围一周，通过焊接开始点S后再使焊道重叠进行焊接，至焊缝16的重叠部分17生成后的焊接结束点E进行焊接。焊接中，试验片14为限制在平板上的状态。该试验为实验性地易产生焊接裂纹的状况。
[表3]
焊接后，对通过凸台15的中心轴，且通过焊道重叠部分17的剖切面20，利用扫描型电子显微镜观察焊道重叠部分17附近的试验片14部分，由此测定试验片14上所观测的最深的裂纹的深度(最大裂纹深度)。判断该裂纹是“熔融金属脆化裂纹”。表4表示结果。
[表4]
表4  (板厚3.2mm)
如表4所示，在保护气体中的CO2浓度超出本发明的规定的比较例的示例中，观察到熔融金属脆化裂纹。这些试验片14的镀层蒸发区域长度L(参照上述图3)都小于0.3mm，最深的熔融金属脆化裂纹在大部分试料中在距缝边部的距离为0.3mm以内的部位生成。与之相对，在满足上述(2)式的范围内限制保护气体中的CO2浓度的本发明例的示例中未观察到熔融金属脆化裂纹。本发明例的示例的镀层蒸发区域长度L都是0.3mm以上。
(实施例2)
将具有表2所示的组成的板厚4.5mm的冷轧钢带作为镀敷原板，使它穿过熔融镀敷线，制造具有各种镀层组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板。使用各熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，用与实施例1同样的评价方法调查保护气体组成对耐熔融金属脆化裂纹性造成的影响。表5表示其结果。镀层组成、镀敷附着量、保护气体组成在表5中表示。应用于本发明例的保护气体的组成包含CO2：0～7体积％，余部：Ar、He的1种以上。
[表5]
表5  (板厚4.5mm)
在使用了4.5mm的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板中，通过将保护气体中的CO2浓度限制在满足上述(2)式的范围，也可以防止熔融金属脆化裂纹。
(实施例3)
将具有表2所示的组成的板厚6.0mm的冷轧钢带作为镀敷原板，使它穿过熔融镀敷线，制造具有各种镀层组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板。使用各熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，利用与实施例1同样的评价方法调查保护气体组成对耐熔融金属脆化裂纹性造成的影响。表6表示其结果。镀层组成、镀敷附着量、保护气体组成在表6中表示。应用于本发明例的保护气体的组成包含CO2：0～6体积％，余部：Ar、He的1种以上。
[表6]
表6  (板厚6.0mm)
在使用了6.0mm的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板中，通过将保护气体中的CO2浓度限制在满足上述(2)式的范围，也可以防止熔融金属脆化裂纹。
(实施例4)
将具有表2所示的组成的板厚2.6mm的冷轧钢带作为镀敷原板，使它穿过熔融镀敷线，制造具有各种镀层组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板。使用各熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，利用与实施例1相同的评价方法调查保护气体组成对耐熔融金属脆化裂纹性造成的影响。表7表示其结果。镀层组成、镀敷附着量、保护气体组成在表7中表示。应用于本发明例的保护气体的组成包含CO2：0～17体积％，余部：Ar、He的1种以上。
[表7]
表7  (板厚2.6mm)
在使用镀敷原板的板厚为2.6mm的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的情况下，确认在满足容许上限比上述(2)式宽的上述(3)式的范围内可防止熔融金属脆化裂纹。
(实施例5)
将具有表2所示的组成的板厚1.6mm的冷轧钢带作为镀敷原板，使它穿过熔融镀敷线，制造具有各种镀层组成的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板。使用各熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板，利用与实施例1同样的评价方法调查保护气体组成对耐熔融金属脆化裂纹性造成的影响。表8表示其结果。镀层组成、镀敷附着量、保护气体组成在表8中表示。应用于本发明例的保护气体的组成包含CO2：0～17体积％，余部：Ar、He的1种以上。
[表8]
表8  (板厚1.6mm)
在使用了镀敷原板的板厚为1.6mm的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板的情况下，也确认在满足上述(3)式的范围可防止熔融金属脆化裂纹。
符号说明
1、1’  母材
2     焊缝
3     焊道缝边部
5     Zn-Al-Mg系合金层
6     Fe-Al系合金层
7     镀层
8     Zn-Al-Mg系熔融金属
9     镀层蒸发区域
10    熔融凝固区域
11    镀层未熔融区域
14    试验片
15    凸台
16    焊缝
17    焊道重叠部分
31    焊炬
32    焊丝
33    电极
34    保护气体
35    电弧

Claims (6)

1.一种电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
在通过气体保护电弧焊接使钢材彼此接合而制造焊接结构构件时，至少接合的一方的构件为熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，作为保护气体，使用以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础且CO2浓度在与用下述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)的关系中满足下述(2)式的气体，
Q＝(I×V)/v  …(1)
0≤CCO2≤2900Q-0.68  …(2)
其中，I为焊接电流(A)，V为电弧电压(V)，v为焊接速度(cm/sec)，CCO2为保护气体中的CO2浓度(体积％)。
2.根据权利要求1所述的电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
所述焊接输入热量Q为2000～12000J/cm的范围。
3.一种电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
在通过气体保护电弧焊接使钢材彼此接合而制造焊接结构构件时，至少接合的一方的构件中应用使用了板厚2.6mm以下的镀敷原板的熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板构件，作为保护气体，使用以Ar气、He气或Ar+He混合气体为基础且CO2浓度在与用下述(1)式表示的焊接输入热量Q(J/cm)的关系中满足下述(3)式的气体，
Q＝(I×V)/v  …(1)
0≤CCO2≤205Q-0.32  …(3)
其中，I为焊接电流(A)，V为电弧电压(V)，v为焊接速度(cm/sec)，CCO2为保护气体中的CO2浓度(体积％)。
4.根据权利要求3所述的电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
所述焊接输入热量Q为2000～4500J/cm的范围。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
所述熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板是具有以质量％计包含Al：1.0～22.0％、Mg：0.05～10.0％、Ti：0～0.10％、B：0～0.05％、Si：0～2.0％、Fe：0～2.5％、余部Zn及不可避免的杂质的镀层的镀敷钢板。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的电弧焊接结构构件的制造方法，其中，
所述熔融Zn-Al-Mg系镀敷钢板每单面的镀敷附着量为20～250g/m2。
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