JP2023111556A - 溶接継手 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接継手の裏面に存在する熱影響部の耐食性をより向上させること。【解決手段】本発明に係る溶接継手は、第１鋼板と第２鋼板とが、アーク溶接により溶接されたものであり、前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、前記アーク溶接により形成される溶接ビード部と、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、を有しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板において、前記溶接による熱影響が無い部位を非熱影響部としたときに、前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかは、前記非熱影響部において、地鉄の表面の少なくとも一部に位置するめっき層と、当該めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、前記めっき層は、所定の化学成分を有しており、溶接継手において前記溶接ビード部が存在しない側の面を裏面としたときに、前記裏面における前記熱影響部上に位置するＦｅスケールの厚みは、０～５．０μｍである。【選択図】図２

Description

本発明は、溶接継手に関する。

自動車の足回り部材をはじめとする自動車部材や各種の建材部材は、複数の鋼材を溶接した溶接継手を用いて製造されることが多い。これら自動車部材及び建材部材は、様々な環境に曝露された上で使用されることから、製造された溶接継手は、優れた耐食性を有していることが望まれる。そこで、かかる溶接継手の素材として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等をはじめとする各種の亜鉛系めっき鋼板が用いられている。

ここで、亜鉛めっき鋼板を溶接して溶接継手を製造する場合に特有な問題として、ＪＩＳ Ｚ３００１（２０１８）で規定される「止端」の近傍における、溶接時のめっき中のＺｎ蒸発の結果形成されるブローホールに起因する、耐食性の低下がある。

上記のようなブローホール形成の問題を解決するために、従来、様々な提案がなされている。例えば以下の特許文献１では、鋼板と、鋼板の表面に配され、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有し、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の断面において、ＭｎＺｎ_２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ_２相及びＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつ、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ_２三元共晶組織の面積分率が０～５％であり、めっき層が所定の化学組成を有するめっき鋼材が提案されている。

国際公開第２０１８／１３９６２０号

ここで、上記特許文献１で提案されているめっき鋼材を用いることで、ブローホール形成の問題を解決することは可能である。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、上記特許文献１で提案されている技術には、未だ改良の余地があり、止端の近傍以外の部分、例えば、溶接継手において溶接ビード部が存在する側とは逆側の面を裏面としたときに、かかる裏面に存在する熱影響部の耐食性に関して、更なる改善が期待できることを知見した。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、溶接継手の裏面に存在する熱影響部の耐食性をより向上させることが可能な、溶接継手を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明者らが鋭意検討した結果、溶接に伴う溶接継手裏面の熱影響部の耐食性の低下は、溶接時にめっき中のＺｎが蒸発したり酸化したりすることによってめっき成分が残存しない結果、裏面の熱影響部の表面にＦｅスケールが形成されてしまうことが原因であることに想到した。そのため、裏面の熱影響部の表面へのＦｅスケールの形成を抑制することができれば、裏面の熱影響部の耐食性をより向上させることが可能である旨を知見した。

かかる知見に基づき、本発明者らが更なる検討を行い、素材としてのめっき鋼板の改良を検討することで、アーク溶接後であってもめっき成分を残存させることができ、裏面の熱影響部の耐食性をより向上させることが可能となることを見出した。
かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）第１鋼板と第２鋼板とが、アーク溶接により溶接された溶接継手であって、前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、前記アーク溶接により形成される溶接ビード部と、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、を有しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板において、前記溶接による熱影響が無い部位を非熱影響部としたときに、前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかは、前記非熱影響部において、地鉄の表面の少なくとも一部に位置するめっき層と、当該めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、前記めっき層は、質量％で、Ａｌ：１．００～８０．００％、Ｍｇ：１．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％、Ｓｉ：０～１０．００％、Ｃａ：０～４．００％を含有し、更に、選択的に、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｉｎ：０～１．００％、Ｂｉ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｎ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ａｇ：０～１．００％、Ｌｉ：０～１．００％、Ｌａ：０～０．５０％、Ｃｅ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．５０％、Ｙ：０～０．５０％、Ｓｒ：０～０．５０％を合計で０～５．００％含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物からなり、溶接継手において前記溶接ビード部が存在しない側の面を裏面としたときに、前記裏面における前記熱影響部上に位置するＦｅスケールの厚みは、０～５．０μｍである、溶接継手。
（２）前記Ｆｅスケールの厚みは、０～１．０μｍである、（１）に記載の溶接継手。
（３）前記酸化物層の最表面から深さ５ｎｍの位置を、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、５．０以上である、（１）又は（２）に記載の溶接継手。
（４）前記強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、１０．０以上である、（３）に記載の溶接継手。
（５）前記めっき層は、Ａｌ：１８．００～６０．００質量％、Ｍｇ：５．００～１５．００質量％を少なくとも含有する、（１）～（４）の何れか１つに記載の溶接継手。
（６）前記めっき層は、Ａｌ：３５．００～６０．００質量％、Ｍｇ：７．００～１５．００質量％を少なくとも含有しており、かつ、前記めっき層中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在しており、前記Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相におけるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］、及び、Ａｌ含有量［Ａｌ］（各単位：原子％）は、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３の関係を満足する、（１）～（５）の何れか１項に記載の溶接継手。

以上説明したように本発明によれば、溶接継手の裏面に存在する熱影響部の耐食性をより向上させることが可能である。

本発明の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 他の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 他の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 図１Ａに示した実施形態に係る溶接継手について説明するための説明図である。 同実施形態に係る溶接継手について説明するための説明図である。 同実施形態に係る溶接継手について説明するための説明図である。 ＸＰＳ測定結果におけるピークの強度について説明するための説明図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（溶接継手について）
まず、図１Ａを参照しながら、本発明の実施形態に係る溶接継手の全体的な構成について説明する。図１Ａは、本実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。

なお、以下では、便宜的に、図１Ａに示したような座標系を用いて、適宜説明を行うものとする。図１Ａでは、２つの鋼板をアーク溶接により溶接した溶接継手を例に挙げて図示を行っている。

図１Ａは、第１鋼板と、第２鋼板と、をアーク溶接により重ね隅肉溶接することで得られた溶接継手の全体的な構成を、模式的に示したものであり、溶接ビード部の延伸方向に対して垂直な溶接継手の断面を示している。図１Ａに模式的に示したように、本実施形態に係る溶接継手１は、第１鋼板１０と、第２鋼板２０と、溶接ビード部３０と、熱影響部４０と、を有している。

ここで、溶接継手１を構成する第１鋼板１０及び第２鋼板２０の少なくとも一方の素材として、各種のめっき鋼板を用いることが好ましく、溶接継手１を構成する第１鋼板１０及び第２鋼板２０の双方の素材として、以下で詳述するようなめっき層を有するめっき鋼板を用いることが、より好ましい。

また、溶接ビード部３０は、アーク溶接によって形成される部位であり、溶接の際に必要に応じて用いられる溶接ワイヤーと、第１鋼板１０及び第２鋼板２０との間で、構成元素の相互拡散が生じる。溶接ビード部３０は、かかる拡散元素が酸化されることで形成される。従って、図１Ａでは、溶接ビード部３０と、第１鋼板１０又は第２鋼板２０と、の接合界面は、図示の便宜上、滑らかな曲線や直線として示されているが、実際の接合界面は複雑な曲面となっている。また、かかる溶接ビード部３０は、図中のＹ軸方向に沿って延伸しており、かかる溶接ビード部３０によって、第１鋼板１０と第２鋼板２０とが接合されている。

なお、かかる溶接ビード部３０を構成する成分は、用いられる溶接ワイヤーの種別や、素材としての第１鋼板１０、第２鋼板２０の化学組成等に応じて変化するため、全ての可能性を網羅するような成分を一義的に定めることは困難である。しかしながら、かかる溶接ビード部３０は、素材としてのめっき鋼板を構成する各種元素のうち、酸化されやすい元素の酸化物を主成分とすることが一般的である。このような酸化されやすい元素としては、例えば、ＡｌやＭｇ等を挙げることができる。

また、着目する溶接継手１における溶接ビード部３０に該当する部位を特定する場合には、例えば以下のようにして測定を実施すればよい。すなわち、溶接ビード部３０を有する試料を用意し、溶接方向（図１ＡにおけるＹ軸方向）と直行する面（図１ＡにおけＸ－Ｚ平面）で当該試料を切断し、溶接ビード部３０の断面（図１ＡにおけるＸ－Ｚ断面）を観察できるよう当該試料を樹脂埋め込み研磨する。研磨した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて溶接ビード部３０の断面を観察し、ＳＥＭ-ＥＤＳを用いて各種元素（Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔｉ等）の元素分布像を得ることで、溶接ビード部上に存在するスラグ層の特定が可能である。このように特定されたスラグ層の部位よりも鋼板側に位置する部位が、溶接ビード部となる。

なお、溶接時に生成する酸化物は、スケールとスラグの２種類に大別される。スケールは、酸素を除外したときの質量％で、５０％以上のＦｅを含有し、残部が、酸化されやすい元素及び不純物からなるものである。また、スラグは、酸素を除外したときの質量％で、酸化されやすい元素を５０％以上含有し、残部が、５０質量％未満のＦｅと不純物からなるものである。ここで、「酸化されやすい元素」とは、エリンガム図においてＦｅよりも酸化し易いとされている金属元素であり、かつ、めっき層に添加され得る金属元素である。かかる酸化されやすい金属元素の具体例として、Ｃａ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｒ、Ｙ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉが挙げられる。

ここで、ＪＩＳ Ｚ３００１（２０１８）において、母材の表面と溶接ビードの表面とが交わる点は、「止端」と規定されている。図１Ａに示したような溶接継手１においては、溶接ビード部３０の表面と、第１鋼板１０又は第２鋼板２０の表面と、が交わる点が、かかる「止端」に対応している。本実施形態に係る溶接継手１は、かかる止端Ｔの近傍部における耐食性に着目したものとなっている。

かかる「止端Ｔ」は、図１Ａのような重ね隅肉溶接継手においてのみ規定されるわけではなく、図１Ｂに示したような突き合わせ溶接継手や、図１Ｃに示したようなＴ字溶接継手等においても、同様に規定される。

また、アーク溶接による入熱は、通常、溶接継手１のある一方の側から行われることが一般的であり、アーク溶接の入熱側には、母材となる鋼板の表面に溶接ビード部３０が露出し、アーク溶接による入熱が伝播していく方向ほど、溶接ビード部３０の大きさは狭まっていく。そのため、表面に露出している溶接ビード部３０の有無や、溶接ビード部３０の広がり（例えば、図１Ｂに例示したような断面に着目したときの広がり）に着目することで、アーク溶接時の入熱方向を特定することができる。

また、本実施形態において、図１Ａに示した重ね隅肉溶接継手や、図１Ｃに示したＴ字溶接継手のように、２つの鋼板の少なくとも一部が重なり合うような継手では、上記のようなアーク溶接の入熱側に位置している鋼板を第１鋼板１０とし、アーク溶接による入熱が伝播していく方向側に位置している鋼板を第２鋼板２０とする。

図１Ａ～図１Ｃに模式的にしめしたように、溶接ビード部３０の周囲には、熱影響部４０が形成される。この熱影響部４０は、アーク溶接による第１鋼板１０及び第２鋼板２０への入熱の結果、第１鋼板１０及び第２鋼板の金属組織が変質することで生じる。かかる熱影響部４０の大きさは、アーク溶接の際の入熱量に依存し、入熱量が多くなるほど、熱影響部４０の大きさも大きくなることが一般的である。また、第１鋼板１０及び第２鋼板２０の金属組織が変質することにより、第１鋼板１０や第２鋼板２０の変質しなかった部位とは、目視したときの様子（見た目）が相違するようになるため、熱影響部４０に対応する部位を容易に見分けることができる。

＜非熱影響部について＞
続いて、図２を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１のうち、溶接による熱影響が無い部位の構成について、詳細に説明する。図２は、溶接ビード部３０の延伸方向に対して垂直な溶接継手１の断面を模式的に示す図である。

以下の説明において、溶接継手１のうち溶接による熱影響が無い部位（換言すれば、溶接ビード部３０及び熱影響部４０ではない部位）を、「非熱影響部」と称することとする。図２に示したような溶接継手１では、例えば図中の破線で囲ったような、止端Ｔの近傍から十分に離隔した領域Ｒ１が、かかる非熱影響部に対応する。このような非熱影響部の位置は、例えば、図２に示したような止端Ｔから、溶接ビード部３０の延伸方向（図２におけるＹ軸方向）に対して直交し、かつ止端Ｔから離隔する方向（図２におけるＸ軸方向）に、例えば１０ｍｍ以上離隔した領域と考えることができる。

図３は、非熱影響部Ｒ１における板厚方向に平行な断面の一部を模式的に示す図である。第１鋼板１０又は第２鋼板２０の少なくとも何れかにおける非熱影響部Ｒ１は、図３に模式的に示したように、地鉄１０１と、地鉄１０１の表面の少なくとも一部に位置するめっき層１０３と、かかるめっき層１０３上に位置する酸化物層１０５と、を有している。なお、本実施形態に係る溶接継手１において、上記のようなめっき層１０３及び酸化物層１０５は、地鉄１０１のうち一方の表面上に存在していてもよいが、地鉄１０１の両方の表面上に存在していることがより好ましい。
以下、これら地鉄１０１、めっき層１０３及び酸化物層１０５のそれぞれについて、詳細に説明する。

≪地鉄１０１について≫
本実施形態に係る溶接継手１において、素材であるめっき鋼板の母材に対応する地鉄１０１は、特に限定されるものではない。溶接継手１に求められる機械的強度（例えば、引張強度）等に応じて、各種の鋼板が地鉄１０１として用いられ得る。このような鋼板として、例えば、各種のＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を含有させた極低炭素鋼、極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を更に含有させた高強度鋼等のような種々の鋼板を挙げることができる。

また、地鉄１０１の厚みについては、特に限定されるものではなく、溶接継手１に求められる機械的強度等に応じて、適宜設定される。

≪めっき層１０３について≫
めっき層１０３は、図３に模式的に示したように、地鉄１０１の表面の少なくとも一部に設けられ、地鉄１０１の表面の全体にわたって設けられることがより好ましい。かかるめっき層１０３は、溶接継手１の素材であるめっき鋼板が有しているめっき層に由来している。

ここで、かかるめっき層１０３は、溶接継手１におけるアーク溶接の入熱側に位置する鋼板（第１鋼板１０）の溶接ビード部３０が露出している側の表面（例えば図１Ａ等におけるＺ軸正方向側の表面）、及び、アーク溶接の熱が伝播する方向側の鋼板（第２鋼板２０）の熱影響部４０が露出している側の表面（例えば図１Ａ等におけるＺ軸負方向側の表面）には、設けられていることが好ましい。第１鋼板１０及び第２鋼板２０における上記以外の表面については、以下で説明するようなめっき層１０３が設けられていることが好ましいが、めっき層１０３が設けられていなくともよい。

以下では、まず、かかるめっき層１０３の化学組成について、詳細に説明する。

◇めっき層１０３の化学組成について
本実施形態に係るめっき層１０３の化学組成は、質量％で、Ａｌ：１．００～８０．００％、Ｍｇ：１．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％、Ｓｉ：０～１０．００％、Ｃａ：０～４．００％、を含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物からなる。つまり、本実施形態に係るめっき層１０３の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃａの含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が１００質量％未満であり、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物である。

以下、これら成分とその含有量について、詳細に説明する。

［Ａｌ：１．００～８０．００質量％］
Ａｌは、本実施形態に係るめっき層１０３の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素であり、非熱影響部の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。めっき層１０３におけるＡｌ含有量が１．００質量％未満である場合には、上記のような非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ａｌ含有量は、１．００質量％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは１８．００質量％以上であり、より好ましくは３５．００質量％以上である。Ａｌ含有量が、上記のような範囲となることで、非熱影響部の耐食性を担保することが可能となる。

一方、めっき層１０３におけるＡｌ含有量が８０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にカソードとして機能するＡｌ相が過剰に増加して、地鉄の腐食が進行しやすくなるため、非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ａｌ含有量は、８０．００質量％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは６０．００質量％以下であり、より好ましくは５０．００質量％以下である。

［Ｍｇ：１．００～２０．００質量％］
Ｍｇは、本実施形態に係るめっき層１０３の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素であり、非熱影響部の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、１．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは５．００質量％以上であり、より好ましくは７．００質量％以上である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、非熱影響部の耐食性を担保することが可能となる。

一方、めっき層１０３におけるＭｇ含有量が２０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にめっき層のアノード溶解が進みやすくなるため、非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、２０．００質量％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは１５．００質量％以下であり、より好ましくは１３．００質量％以下である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、非熱影響部の耐食性を確実に担保することが可能となる。

［Ｆｅ：０．０１～１５．００質量％］
めっき層１０３には、母材である地鉄１０１から、地鉄１０１を構成する元素が混入することがある。特に、溶融めっき法によりめっき層１０３が形成される場合に、地鉄１０１とめっき層１０３との間での固液反応による元素の相互拡散によって、地鉄１０１を構成する元素がめっき層１０３へ混入し易くなる。このような元素の混入により、めっき層１０３中には、一定量のＦｅが含有され、その含有量は、０．０１質量％以上となることが一般的である。上記相互拡散が促進されれば、地鉄１０１とめっき層１０３との密着性が向上する。地鉄１０１とめっき層１０３との密着性の向上という観点からは、めっき層１０３中のＦｅ含有量は、０．２０質量％以上であることが好ましい。

また、本発明の効果を損なわない範囲内で、めっき層１０３を製造する際に用いられるめっき浴中に意図的にＦｅを添加してもよい。ただし、めっき層１０３中のＦｅ含有量が１５．００質量％以上となる場合には、めっき浴中にＦｅとＡｌの高融点な金属間化合物が形成し、かかる高融点の金属間化合物がドロスとしてめっき層に付着して外観品位を著しく低下させるため、好ましくない。かかる観点から、めっき浴中のＦｅ含有量が調整されることにより、めっき層１０３中のＦｅ含有量は、１５．００質量％以下とする。めっき層１０３中のＦｅ含有量は、より好ましくは１０．００質量％以下である。

［Ｓｉ：０～１０．００質量％］
Ｓｉは、めっき層と地鉄の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属間化合物相の過剰な成長を抑制し、めっき層と地鉄の密着性を向上させることが可能な元素である。Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物相の過剰な成長を抑制するために、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましく、０．２０質量％以上がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が１０．００質量％を超える場合には、Ｍｇと高融点化の金属間化合物相を過剰に形成し、Ｚｎ蒸発抑制効果を有するＡｌ－Ｍｇ酸化膜の形成を阻害するため、溶接時のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。

一方、めっき層１０３を製造するためのめっき浴中のＳｉ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加して操業性が低下する可能性がある。そのため、操業性の観点からめっき浴中のＳｉ含有量が調整されることにより、めっき層１０３中のＳｉ含有量は、１０．００質量％以下となる。めっき層１０３中のＳｉ含有量は、好ましくは５．００質量％以下であり、より好ましくは２．００質量％以下である。

［Ｃａ：０～４．００質量％］
Ｃａは、めっき層１０３中に含有されると、Ａｌ及びＺｎと金属間化合物相を形成する。更に、めっき層１０３中にＣａと共にＳｉが含有される場合、ＣａはＳｉと金属間化合物相を形成する。これらの金属間化合物相は、融点が高く、安定な構造であるため、めっき鋼板の溶接時のＺｎ蒸発に起因するブローホールの形成と、ＬＭＥとを、抑制することが可能となる。かかる溶接時のブローホール形成及びＬＭＥの抑制効果は、Ｃａ含有量を０．０１質量％以上とすることで、発現される。めっき層１０３中におけるＣａ含有量は、より好ましくは０．１０質量％以上である。

一方、めっき層１０３中のＣａ含有量が４．００質量％を超える場合には、非熱影響部の耐食性が低下する。かかる観点から、めっき層１０３中のＣａ含有量は、４．００質量％以下である。めっき層１０３中のＣａ含有量は、好ましくは２．５０質量％以下であり、より好ましくは１．５０質量％以下である。

めっき層１０３において、上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃａの残部は、５．００質量％以上のＺｎと、不純物である。
Ｚｎは、本実施形態に係るめっき層１０３の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素であり、非熱影響部の耐食性を向上させるために重要な元素である。かかる非熱影響部の耐食性の向上効果は、Ｚｎの含有量が５．００質量％以上となることで発現するため、Ｚｎの含有量は、５．００質量％以上とする。

また、本実施形態に係るめっき層１０３は、残部のＺｎの一部に換えて、更に選択的に、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｉｎ：０～１．００％、Ｂｉ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｂ：０～１．００％、Ｚｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｎ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ａｇ：０～１．００％、Ｌｉ：０～１．００％、Ｌａ：０～０．５０％、Ｃｅ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．５０％、Ｙ：０～０．５０％、Ｓｒ：０～０．５０％を、合計で０～５．００％含有していてもよい。つまり、本実施形態に係るめっき層１０３は、任意添加元素として、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｓｒの少なくとも何れかの元素を、上記の含有量の範囲内、かつ、合計含有量が５．００質量％以下で含有してもよい。

上記の任意添加元素の合計含有量を５．００質量％以下とすることで、以下で詳述するような各任意添加元素の添加により発現される効果を、互いに損なうことなく享受することが可能となる。上記の任意添加元素の合計含有量は、好ましくは１．００質量％以下であり、より好ましくは０．２０質量％以下である。
以下、各任意添加元素の含有量について、詳細に説明する。

［Ｓｂ：０～０．５０質量％］
［Ｐｂ：０～０．５０質量％］
［Ｓｒ：０～０．５０質量％］
Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層１０３中に含有されると、めっき層１０３の表面にスパングルが形成されて、金属光沢の向上を図ることが可能となる。そのため、めっき鋼板の意匠性向上という観点から、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層１０３中に含有されることが好ましい。かかる意匠性向上効果は、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかの含有量が０．０５質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかをめっき層１０３に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０５質量％以上とされることが好ましい。

一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量の何れかが０．５０質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３を形成するために用いるめっき浴中のドロス生成量が多くなり、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。そのため、めっき層１０３中のＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、０．５０質量％以下とする。Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０質量％以下である。

［Ｃｕ：０～１．００質量％］
［Ｔｉ：０～１．００質量％］
［Ｃｒ：０～１．００質量％］
［Ｎｂ：０～１．００質量％］
［Ｎｉ：０～１．００質量％］
［Ｍｎ：０～１．００質量％］
［Ｖ ：０～１．００質量％］
Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの少なくとも何れかがめっき層１０３中に含有されると、かかるめっき鋼板を溶接した際に、これら元素が、溶接によって生成されるＡｌ－Ｆｅ合金層に取り込まれ、形成される溶接ビード部３０の耐食性を向上させることが可能となる。かかる溶接部耐食性の向上効果は、めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの何れかの含有量が０．００５質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの少なくとも何れかをめっき層１０３中に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．００５質量％以上とされることが好ましい。

一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量の何れかが１．００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３を形成するためのめっき浴中でこれら元素が様々な金属間化合物相を形成しやすくなる。そのため、めっき浴の粘性の上昇を招いて、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。よって、めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、１．００質量％以下とされる。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０質量％以下である。

［Ｓｎ：０～１．００質量％］
［Ｉｎ：０～１．００質量％］
［Ｂｉ：０～１．００質量％］
Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉは、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇを含むめっき層１０３が腐食環境に置かれた場合に、Ｍｇ溶出速度を上昇させる元素である。Ｍｇの溶出速度が上昇すると、地鉄が露出した部分にＭｇイオンが供給され、犠牲防食性が向上する。一方で、過剰なＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉ添加は、Ｍｇ溶出速度を過剰に促進し、非熱影響部の耐食性が低下する可能性がある。かかるＭｇ溶出速度の上昇は、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量の何れかが１．００質量％を超えると顕著となるため、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、１．００質量％以下である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０質量％以下である。一方、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量の下限は、特に規定されるものではなく、それぞれ独立に、０質量％であってもよいが、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、それらの含有量は、それぞれ独立に、０．００５質量％以上とすることが好ましい。これにより、めっき層１０３の犠牲防食性を向上させることが可能となる。

［Ｚｒ：０～１．００質量％］
Ｚｒがめっき層１０３中に含有されると、めっき性を向上させることが可能となる。かかるめっき性の向上効果は、Ｚｒの含有量が０．０１質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｚｒを含有させる場合には、その含有量は、０．０１質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｚｒの含有量が１．００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ｚｒの含有量は、１．００質量％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．１０質量％以下である。

［Ｍｏ：０～１．００質量％］
Ｍｏがめっき層１０３中に含有されると、耐食性を向上させることが可能となる。かかる耐食性の向上効果は、Ｍｏの含有量が０．０１質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｍｏの含有量が１．００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ｍｏの含有量は、１．００質量％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０５質量％以下である。

［Ａｇ：０～１．００質量％］
Ａｇがめっき層１０３中に含有されると、めっき性を向上させることが可能となる。かかるめっき性の向上効果は、Ａｇの含有量が０．０１質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ａｇを含有させる場合には、その含有量は、０．０１質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ａｇの含有量が１．００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ａｇの含有量は、１．００質量％以下である。Ａｇの含有量は、好ましくは０．０５質量％以下である。

［Ｌｉ：０～１．００質量％］
Ｌｉがめっき層１０３中に含有されると、めっき性を向上させることが可能となる。かかるめっき性の向上効果は、Ｌｉの含有量が０．０１質量％以上となった場合に発現させることができる。そのため、Ｌｉを含有させる場合には、その含有量は、０．０１質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｌｉの含有量が１．００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、めっき層１０３の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ｌｉの含有量は、１．００質量％以下である。Ｌｉの含有量は、好ましくは０．０５質量％以下である。

［Ｌａ：０～０．５０質量％］
［Ｃｅ：０～０．５０質量％］
［Ｙ ：０～０．５０質量％］
Ｌａ、Ｃｅ、Ｙは、Ｃａとほぼ同等の効果を発現する元素であり、溶接時のブローホール形成及びＬＭＥを抑制する。これは、各元素の原子半径がＣａの原子半径と近いことに起因する。これらの元素がめっき層１０３中に含有されると、Ｃａ位置に置換する。そのため、これらの元素は、ＥＤＳにおいてＣａと同位置に検出される。また、これらの元素が酸化物となった場合においても、これら元素の酸化物はＣａＯと同位置で検出される。

かかる溶接時のブローホール形成及びＬＭＥの抑制効果は、これら元素の含有量を、それぞれ独立に、０．０１質量％以上とすることで発現される。そのため、めっき層１０３中におけるＬａ、Ｃｅ、Ｙの含有量はより好ましくは、それぞれ独立に、０．０５質量％以上である。

一方、めっき層１０３を製造するためのめっき浴中のＬａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加して操業性が低下する可能性がある。そのため、操業性の観点からめっき浴中のＬａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が調整されることにより、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、０．５０質量％以下となる。Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０質量％以下である。

［Ｂ：０～０．５０質量％］
Ｂは、めっき層１０３中に含有されると、ＬＭＥを抑制する効果がある。これは、Ｂがめっき層１０３中に含有されると、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの少なくとも何れかと化合して、様々な金属間化合物相を形成するためと推察される。また、めっき層１０３中にＢが存在することで、Ｂはめっき層１０３から地鉄１０１へと拡散し、粒界強化によって地鉄１０１のＬＭＥを抑制する効果があると考えられる。更に、Ｂに関して形成される各種の金属間化合物は、融点が極めて高いために、溶接時におけるＺｎ蒸発の抑制にも作用していると推察される。これらの改善効果は、Ｂを０．０５質量％以上含有させることで発現される。そのため、めっき層１０３中におけるＢの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上である。

一方、めっき層１０３中にＢを含有させるために、めっき浴中に過剰にＢを含有させると、めっき融点の急激な上昇を引き起こしてめっき操業性が低下し、めっき性状に優れるめっき鋼板を製造することができない。かかる操業性の低下は、Ｂの含有量が０．５０質量％を超える場合に顕著となるため、Ｂの含有量は０．５０質量％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．１０質量％以下である。

［化学成分の計測方法］
上記のめっき層１０３の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）又はＩＣＰ－ＭＳ（ｌｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を使用して、計測することが可能である。なお、０．１質量％単位までの化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＡＥＳを用いることとし、０．１質量％未満の微量な化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＭＳを用いることとする。非熱影響部の着目する部位を、インヒビターを加えた１０％塩酸に対して１分程度浸潰し、めっき層部分を剥離し、このめっき層を溶解した溶液を準備する。得られた溶液を、ＩＣＰ－ＡＥＳ又はＩＣＰ－ＭＳによって分析して、めっき層の全体平均としての化学成分を得ることができる。

◇めっき層１０３のより好ましい化学組成について
本実施形態に係るめっき層１０３は、上記のような化学組成を有しているが、より好ましい化学組成は、以下の通りである。
すなわち、本実施形態に係るめっき層１０３は、化学組成として、１８．００～６０．００質量％のＡｌと、５．００～１５．００質量％のＭｇと、を少なくとも含有し、必要に応じて更に上記のような任意添加元素を更に含有することが、より好ましい。

また、本実施形態に係るめっき層１０３は、化学組成として、３５．００～６０．００質量％のＡｌと、７．００～１５．００質量％のＭｇと、を少なくとも含有し、必要に応じて更に上記のような任意添加元素を更に含有した上で、更に、めっき層１０３中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在していることが、更に一層好ましい。

ここで、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の粒内に含まれるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］及びＡｌ含有量［Ａｌ］が、原子％で、０．５≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３を満足する相として定義される。すなわち、Ｍｇ原子と、Ｚｎ原子及びＡｌ原子の合計と、の比であるＭｇ：（Ｚｎ＋Ａｌ）が、３：６～５：６となる結晶相又は準結晶相として定義される。Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の化学成分は、ＴＥＭ－ＥＤＸ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ－Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）による定量分析を用いて測定することが好ましい。Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は結晶相に加えて準結晶相の両方として検出される場合がある。結晶相の場合は、ＴＥＭ観察における電子線回折像から、その結晶構造がＭｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相であることを同定することが可能である。なお、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が準結晶相である場合は、ＴＥＭによる電子線回折像を撮影し、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されるか否かで確認することができる。５回対称の結晶構造は、ペンローズパターン（Ｐｅｎｒｏｓｅ ｐａｔｔｅｒｎ）と呼ばれる電子線回折像を得ることで判別することができる。

Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相はめっき鋼板に対して犠牲防食性を発現することで、地鉄が露出したカット部や溶接部からの地鉄腐食を抑制し、耐赤錆性を向上させる効果がある。これに加え、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相そのものの耐食性も優れ、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は腐食環境にあっても腐食速度が遅いため、塗膜下腐食を抑制し、塗膜膨れ幅という観点からも塗装後耐食性を向上させる効果も併せ持つ。

◇めっき層１０３の付着量について
以上説明したようなめっき層１０３の付着量については、特に規定するものではないが、例えば、地鉄１０１の片面当たり、１５～２５０ｇ／ｍ^２程度であることが好ましい。めっき層１０３の付着量が上記のような範囲内となることで、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部は、十分な耐食性を示すことが可能となる。

なお、かかるめっき層１０３の付着量は、めっき鋼板から３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさにサンプル（裏面に対しテープシールを施し、裏面は溶解しないようにしたもの）を切り出し、予めその質量を測定しておく。その上で、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液にかかるサンプルを浸漬してめっき層を酸洗剥離し、酸洗後のサンプルの質量を測定する。酸洗前後のサンプルの質量変化から、めっき層１０３の付着量を決定することが可能である。

≪酸化物層１０５について≫
続いて、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部が有している酸化物層１０５について、詳細に説明する。
図３に模式的に示したように、上記で説明したようなめっき層１０３の表面には、酸化物層１０５が位置している。かかる酸化物層１０５は、溶接継手１の素材であるめっき鋼板が有している酸化物層に由来している。

かかる酸化物層１０５は、めっき層１０３を構成する元素のうち酸化されやすいものが、めっき鋼板の製造時に実施されるめっき層を凝固させるための冷却処理において、熱処理雰囲気中の酸素と反応することで形成される。

かかる酸化物層１０５は、上記のように、主にめっき層１０３を構成する元素の酸化物で構成されることから、その化学組成は、めっき層１０３に含有される元素に応じて変化する。かかる酸化物層１０５は、Ｚｎ酸化物、Ｍｇ酸化物及びＡｌ酸化物を合計で５０質量％以上含有し、更に、これらＺｎ、Ｍｇ、Ａｌの水酸化物や、その他の構成元素の酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかや、不純物等を含有しうる層であると推察される。

ここで、本実施形態に係る酸化物層１０５は、素材となるめっき鋼板の製造時に以下で詳述するような特定の熱処理工程を経ることで、以下のような特定の状態で存在する。以下、かかる状態について、図４及び図５を参照しながら、詳細に説明する。図４は、酸化物層の板厚方向に平行な断面の一部を模式的に示す図である。図５は、ＸＰＳ測定結果におけるピークの強度について説明するための説明図である。

素材となるめっき鋼板の製造時に以下で詳述するような特定の熱処理工程を経て製造されることで、本実施形態に係る酸化物層１０５では、Ｚｎの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量よりも、Ａｌの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量とＭｇの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量の合計の方が多い、緻密な状態の皮膜となっている。以下、より具体的に説明する。

いま、図４に模式的に示したように、酸化物層１０５の最表面から深さ５ｎｍの位置（図４における「位置Ａ」）に着目する。本実施形態に係る酸化物層１０５では、かかる位置をＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値が、５．０以上となっていることが好ましい。

ここで、酸化物層１０５の最表面には、油脂等の汚れが付着している可能性がある。そのため、上記のようなＸＰＳの測定は、このような汚れ等が存在しない状態で実施することが望まれる。かかる観点から、エタノール中での超音波洗浄等の処理を酸化物層１０５の表面に施すことで汚れ等を除去し、かかる処理により得られる表面を、上記のようにＸＰＳの測定を行う際の「酸化物層１０５の最表面」とする。

その上で、上記のようにして得られた最表面から５ｎｍの深さまで、Ａｒイオンエッチングにより酸化物層１０５を除去し、得られた酸化物層１０５の表面を、ＸＰＳにより測定する。ここで、ＸＰＳの測定条件は、例えば以下のようにすればよい。
Ｘ線源：ｍｏｎｏ－Ａｌ Ｋα（１４８６．６ｅＶ）
Ｘ線径：５０～２００μｍ
測定領域：１００～７００μｍ×１００～７００μｍ
真空度：１×１０^－１０～１×１０^－１１ ｔｏｒｒ（１ｔｏｒｒは、１３３．３２Ｐａである。）
加速電圧：１～１０ｋＶ

本実施形態では、得られたＸＰＳの測定結果において、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークに着目する。上記のような結合は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎの酸化物及び水酸化物に特徴的な結合であり、これらの結合に帰属されるピークの強度が、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量に対して、正の相関があると考えることができる。

ここで、Ａｌ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ａｌ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、７２～７６ｅＶの範囲内に観測されるピークである。Ｍｇ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ｍｇ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、４８～５２ｅＶの範囲内に観測されるピークである。Ｚｎ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ｚｎ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、１０１８～１０２４ｅＶの範囲内に観測されるピークである。

また、各結合に帰属するピークの強度は、図５に模式的に示したようなＸＰＳスペクトルにおいて、着目するピークのベースラインを考慮した上で、着目するピークの強度Ｉ_ｐからベースラインの強度Ｉ_ｂを減じたもの（すなわち、「Ｉ_ｐ－Ｉ_ｂ」）とする。

より詳細な強度比の算出方法は、以下の通りである。
すなわち、上記のようにして得られた、最表面から深さ５ｎｍの位置に対応する面（図４における「位置Ａ」の面）の任意の場所において、上記のようにしてＸＰＳを測定して、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値を算出する。このような測定・算出処理を、「位置Ａ」に対応する面上の任意の５箇所でそれぞれ実施し、得られた５つの強度比の平均値を、本実施形態に係る酸化物層１０５における、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値とする。

本実施形態に係る酸化物層１０５では、上記強度比の値が５．０以上となるような緻密な皮膜が形成されることで、溶接時におけるＺｎの蒸発を抑制でき、Ｚｎ蒸発に起因するブローホール形成を抑制することができる。上記強度比の値が５．０未満である場合には、酸化物層１０５に求められる緻密さが不十分となる可能性がある。上記強度比の値は、より好ましくは１０．０以上である。一方、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値の上限値は、特に規定するものではないが、１００．０程度が実質的な上限となる。

以上説明したような酸化物層１０５の厚み（より詳細には、平均厚み）については、特に規定するものではないが、例えば、地鉄１０１の片面当たり、０．０５～２．００μｍ程度であることが好ましい。酸化物層１０５の厚みが上記のような範囲内となることで、本実施形態に係る非熱影響部は、溶接時のＺｎ蒸発によるブローホール形成を、十分に抑制することが可能となる。また、上記のような厚みの酸化物層１０５は、素材となるめっき鋼板の製造時に、鋼板の通板速度を適切な範囲に制御しながら、以下で詳述するような熱処理工程を経ることで、実現される。

なお、かかる酸化物層１０５の厚みは、ＸＰＳを用いて測定することができる。めっき鋼板の表面から１～３ｎｍピッチで深さ方向へＸＰＳ測定を行い、酸素の最大強度が最表面の最大強度の１／２０になるまでの深さを、酸化物層の厚みと定義する。なお、ＸＰＳの測定条件ついては、上記と同様の条件を用いればよい。

以上、図２～図５を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における非熱影響部について、詳細に説明した。
なお、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部は、上記の酸化物層１０５上に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を有していてもよい。このような皮膜として、例えば、クロメート皮膜、リン酸塩皮膜、クロメートフリー皮膜、有機樹脂皮膜等が挙げられる。

＜裏面側の熱影響部について＞
先だって言及したように、本実施形態に係る溶接継手１において、溶接ビード部３０が存在する側の表面（例えば図１Ａ等における、Ｚ軸正方向側の表面）を、「溶接継手１の表面側」と表し、溶接ビード部３０が存在する側の表面とは逆側の表面を、「溶接継手１の裏面側」と表すこととする。ここで、「溶接継手１の表面側」は、本実施形態に係る溶接継手１を自動車足回り部品等をはじめとする部材として用いる際に、人目に晒される部材の表側の面であり、「溶接継手１の裏面側」は、人目に晒されない、部材の裏側の面であるとも捉えることができる。例えば、図１Ａ～図１Ｃに示したような溶接継手１では、第２鋼板２０のＺ軸負方向側の表面が、上記の「溶接継手１の裏面側」に対応する。

本実施形態に係る溶接継手１では、少なくとも第２鋼板２０の素材として、上記のような地鉄１０１、めっき層１０３及び酸化物層１０５を有するめっき鋼板が用いられ、かつ、少なくとも溶接後に第２鋼板２０の裏面側となる側の面に上記のようなめっき層１０３及び酸化物層１０５が設けられていることが重要である。上記のようなめっき鋼板を、このような状態となるように用いることで、アーク溶接後に得られる溶接継手１の裏面側の熱影響部４０では、アーク溶接後であっても、めっき成分を十分に残存させることができる。その結果、かかる裏面側の熱影響部４０の表面（図２における領域Ｒ２）では、アーク溶接に伴うＦｅスケール（図示せず。）の形成を十分に抑制することができる。これにより、本実施形態に係る溶接継手１では、裏面側の熱影響部の耐食性を向上させることが可能となる。

具体的には、本実施形態に係る溶接継手１では、裏面側における熱影響部４０上に位置するＦｅスケール（図示せず。）の厚み（平均厚み）は、０～５．０μｍとなっている。Ｆｅスケールの厚みが５．０μｍ超となっている場合には、アーク溶接に際して、めっき成分を十分に残存させることができなかったことを意味しており、溶接継手１における裏面側の熱影響部の耐食性を担保することができない。裏面側の熱影響部４０におけるＦｅスケールの厚みは、好ましくは、０～１．０μｍである。また、裏面側の熱影響部４０におけるＦｅスケールの厚みは、薄ければ薄いほどよく、その下限値は、上記のように０μｍ（換言すれば、Ｆｅスケールが存在しない状態）である。

ここで、上記のようなＦｅスケールの厚みは、以下のようにして測定することができる。すなわち、断面ＳＥＭ像を得て、ＥＰＭＡを用いて点組成分析することで、任意の視野（大きさ：６４μｍ×４８μｍ、倍率２０００倍相当）中のＦｅスケール部を特定する。視野中のランダムな５か所のＦｅスケールの厚みを測定し、その視野中のＦｅスケールの厚みの平均値を求める。同様の測定を、他の任意の４視野についても実施し、合計５視野での平均値を、着目するサンプルのＦｅスケールの厚みとする。

なお、Ｆｅスケールが発生しやすい裏面側の熱影響部においてすら、本実施形態に係る溶接継手１においては、熱影響部４０にめっき成分が十分に残存していることで、Ｆｅスケールの厚みは０～５．０μｍの範囲内となっている。そのため、めっき成分が十分に存在しているその他の部位（例えば、非熱影響部）では、当然ながら、Ｆｅスケールの厚みは、０～５．０μｍの範囲内に抑制されている。

以上、図１Ａ～図６を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１について、詳細に説明した。以上説明したような本実施形態に係る溶接継手１は、例えば、自動車の足回り部品として、好適に用いることが可能である。

（素材となるめっき鋼板の製造方法について）
次に、以上説明したような、溶接継手１の素材となるめっき鋼板の製造方法の一例を説明する。
本実施形態に係る溶接継手１の素材となるめっき鋼板は、上記のような地鉄１０１からなる鋼板を母材として、かかる地鉄１０１の表面にめっき層１０３及び酸化物層１０５を形成することで製造される。

ここで、めっき層１０３の形成には、溶融めっき法の他、溶射法、コールドスプレー法、スパッタリング法、蒸着法、電気めっき法等を適用できる。ただし、自動車等で一般的に使われる程度の厚さのめっき層を形成するには、溶融めっき法がコスト面で最も好ましい。

その後、得られためっき鋼板（地鉄１０１及びめっき層１０３からなるめっき鋼板）に対して、以下で説明するような特定の熱処理工程を施すことで、めっき層１０３の表面に酸化物層１０５を形成する。これにより、本実施形態に係る溶接継手１の素材として用いられるめっき鋼板を製造することができる。

以下では、溶融めっき法を用いて、本実施形態に係るめっき鋼板を得る製造方法の一例について、詳細に説明する。
かかるめっき鋼板の製造工程では、まず、母材として用いる地鉄１０１からなる鋼板を、ゼンジミア法により圧延して所望の板厚とした後、コイル状に巻き取って、溶融めっきラインに設置する。

溶融めっきラインでは、鋼板をコイルから繰り出しながら連続的に通板させる。その際、ライン上に設けられた焼鈍設備により、鋼板を、例えば、酸素濃度が２０ｐｐｍ以下の無酸化環境下、Ｎ_２－５％Ｈ_２ガス雰囲気にて、８００℃で加熱還元処理した後、後段のめっき浴の浴温＋２０℃前後までＮ_２ガスで空冷して、めっき浴に浸漬させる。

ここで、めっき浴中には、前述のような化学成分を有する、溶融状態にあるめっき合金を準備しておく。めっき浴の温度は、めっき合金の融点以上（例えば、４６０～６００℃程度）としておく。めっき合金の材料作製の際は、合金材料として純金属（純度９９％以上）を用いて調合することが好ましい。まず、上記のようなめっき層の組成となるように合金金属の所定量を混合して、真空又は不活性ガス置換状態で高周波誘導炉やアーク炉などを使用して、完全に溶解させて合金とする。更に、所定の成分（上記めっき層の組成）で混合された当該合金を大気中で溶解して、得られた溶融物をめっき浴として利用する。

なお、以上述べたようなめっき合金の作製には、特に純金属を使用する制約はなく、既存のＺｎ合金、Ｍｇ合金、Ａｌ合金を溶解して使用してもよい。この際、不純物が少ない所定の組成合金さえ用いれば、問題はない。

鋼板を、上記のようなめっき浴中に浸漬させた後、所定の引上速度で引き上げる。この際に、形成されるめっき層１０３が所望の厚みとなるように、例えばＮ_２ワイピングガスによりめっき付着量を制御する。ここで、浴温以外の条件については、一般的なめっき操業条件を適用すればよく、特別な設備や条件は要しない。

続いて、鋼板上に位置する溶融状態にあるめっき合金に対して、以下のような第１冷却工程及び第２冷却工程を実施して、溶融状態にあるめっき合金をめっき層１０３とするとともに、めっき層１０３の表面に酸化物層１０５を形成させる。以下、第１冷却工程及び第２冷却工程について、詳細に説明する。

第１冷却工程は、めっき合金の温度が、浴温～２５０℃の範囲内である際に実施される冷却工程であり、上記のような温度範囲内にあるめっき鋼板を、露点－２０℃以下の雰囲気下において、平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷する。なお、めっき工程において溶融めっき法を採用した場合、かかる第１冷却工程は、鋼板がめっき浴から出た直後から実施される。これにより、鋼板の表面に位置しているめっき合金が固化して、めっき層が形成される。

その後、めっき合金（めっき層）の温度が２５０～５０℃の範囲内である際に、第２冷却工程を実施する。この第２冷却工程は、２５０～５０℃の温度範囲内にあるめっき鋼板を、露点０℃以上の雰囲気下において、平均冷却速度１０℃／秒以下で徐冷する工程である。これにより、めっき層の表面に形成される酸化物の状態を制御して、所望の酸化物層を形成する。

上記のように、浴温～２５０℃の温度範囲では急冷し、２５０～５０℃の温度範囲では徐冷するという、２段階の冷却工程を経ることで、めっき層１０３の表面には、ＸＰＳの測定結果において特定の条件を満足するような、緻密な酸化物層１０５が形成される。

ここで、第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔は、３秒以内とすることが好ましく、第１冷却工程を終了した後、直ちに第２冷却工程を開始することが好ましい。第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔が３秒を超える場合には、意図しない冷却過程が生じ、所望の酸化物層１０５を実現することができない。

ここで、上記第１冷却工程において、露点の下限値は特に規定するものではないが、例えば－９０℃程度が実質的な下限となる。また、平均冷却速度は、より好ましくは４０℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限値は、特に規定するものではないが、例えば９０℃／秒程度が実質的な上限となる。

また、上記第２冷却工程において、露点の上限値は特に規定するものではないが、例えば２０℃程度が実質的な上限となる。また、平均冷却速度は、より好ましくは４℃／秒以下である。

なお、上記のような第１冷却工程又は第２冷却工程の何れか一方を実施しない場合には、所望の酸化物層１０５を実現することはできない。上記のような第１冷却工程及び第２冷却工程の双方を施すことで、本実施形態に係る酸化物層１０５を実現することができる。

また、上記の第２冷却工程の後に、一般的に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造で施されることが多い合金化熱処理工程（例えば、到達板温４８０～５５０℃程度の加熱を伴う熱処理工程）を施した場合、第１冷却工程及び第２冷却工程により制御した酸化物の生成状態が崩れ、酸化物が過剰に成長してしまう結果、本実施形態で着目するようなＺｎの蒸発抑制効果を得ることができない。かかる観点から、第２冷却工程後の熱処理工程は、実施しないことが重要である。

ここで、上記のような冷却処理においては、Ｎ_２ガス冷却、ミスト冷却、水没等といった一般的に知られた方法を適用できる。また、冷却ガスには、Ｎ_２ガス以外にも、Ｈｅガス、水素ガスなど抜熱効果の高いガスを使用しても良い。

なお、めっき層の温度の実測方法としては、例えば、接触式の熱電対（Ｋ－ｔｙｐｅ）を用いればよい。接触式の熱電対を母材となる鋼板に取り付けることで、めっき層全体の平均温度を常にモニタリングできる。また、機械的に、各種速度や厚みの制御を行い、鋼板の予熱温度や溶融めっき浴の温度等といった各種操業条件を統一すれば、かかる製造条件におけるその時点でのめっき層全体の温度を、ほぼ正確にモニタリングすることが可能となる。これにより、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。なお、接触式ほど、正確ではないが、めっき層の表面温度は、非接触式の放射温度計によって測定してもよい。

また、熱伝導解析を行うシミュレーションによって、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めておいてもよい。具体的には、鋼板の予熱温度や溶融めっき浴の温度、めっき浴からの鋼板の引き上げ速度、鋼板の板厚、めっき層の層厚、めっき層と製造設備との熱交換熱量、めっき層の放熱量等といった各種の製造条件に基づいて、めっき層の表面温度及びめっき層全体の平均温度を求める。その後、得られた結果を利用して、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めればよい。これにより、めっき鋼板の製造時にめっき層の表面温度を実測することで、その製造条件におけるその時点でのめっき層全体の平均温度を推定することが可能となる。その結果、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。

以上、本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法の一例について、具体的に説明した。

なお、本実施形態に係るめっき鋼板の製造方法では、上記の第２冷却工程の後に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を形成する処理を実施してもよい。このような処理として、例えば、クロメート処理、リン酸塩処理、クロメートフリー処理、有機樹脂皮膜形成処理等が挙げられる。

クロメート処理には、電解によってクロメート皮膜を形成する電解クロメート処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメート処理、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメート処理等があり、いずれのクロメート処理を採用してもよい。

電解クロメート処理としては、例えば、クロム酸、シリカゾル、樹脂（リン酸樹脂、アクリル樹脂、ビニルエステル樹脂、酢酸ビニルアクリルエマルション、カルボキシル化スチレンブタジエンラテックス、ジイソプロパノールアミン変性エポキシ樹脂等）、及び、硬質シリカを使用する電解クロメート処理を例示することができる。

リン酸塩処理としては、例えば、リン酸亜鉛処理、リン酸亜鉛カルシウム処理、リン酸マンガン処理等を例示することができる。

クロメートフリー処理は、特に、環境に負荷を与えることがないために、好適である。かかるクロメートフリー処理には、電解によってクロメートフリー皮膜を形成する電解クロメートフリー処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメートフリー処理、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメートフリー処理等があり、いずれのクロメートフリー処理を採用してもよい。

また、有機樹脂皮膜形成処理に用いる有機樹脂は、特定の樹脂に限定されるものではなく、例えば、ポリエステル樹脂、ポリウレタン樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ポリオレフィン樹脂、これら樹脂の変性体等、各種の樹脂を用いることが可能である。ここで、変性体とは、これら樹脂の構造中に含まれる反応性官能基に対し、かかる官能基と反応しうる官能基を構造中に含む他の化合物（例えば、モノマーや架橋剤等）を反応させた樹脂のことをいう。

有機樹脂として、上記のようなもの１種を単独で用いてもよいし、２種以上の有機樹脂（変性していないもの）を混合して用いてもよい。また、少なくとも１種の有機樹脂の存在下で、少なくとも１種のその他の有機樹脂を変性することによって得られる有機樹脂を、１種又は２種以上混合して用いてもよい。また、水に溶解又は分散することで、水系化した有機樹脂を用いてもよい。更に、かかる有機樹脂皮膜中には、各種の着色顔料や防錆顔料を含有させてもよい。

（溶接継手の製造方法について）
本実施形態に係る溶接継手は、上記のようにして製造しためっき鋼板を、溶接継手を製造する際の第１鋼板又は第２鋼板の少なくとも何れかの素材としたうえで、かかる第１鋼板及び第２鋼板を溶接継手に求める形状となるように配置し、第１鋼板及び第２鋼板を溶接することで製造される。

ここで、第１鋼板及び第２鋼板の溶接には、アーク溶接法を用いることが可能である。この際に、以下で説明するような溶接条件で溶接を行うことで、上記のような裏面熱影響部の状態を実現することが可能となる。

より詳細には、例えば以下のような溶接条件により、第１鋼板及び第２鋼板をアーク溶接すればよい。
溶接電流：２２０Ａ、溶接電圧：２５．２Ｖ、溶接速度：８０ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ_２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
溶接ワイヤー：ＹＧＷ１６ 日鉄溶接工業株式会社製 φ１．２ｍｍ
（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
溶接トーチの傾斜角：４５°

以上、本実施形態に係る溶接継手の製造方法の一例について、説明した。

以下、実施例及び比較例を示しながら、本発明に係る溶接継手について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明に係る溶接継手の一例に過ぎず、本発明に係る溶接継手が下記に示す例に限定されるものではない。

以下に示す実施例及び比較例では、母材となる鋼板として、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板（０．０５質量％Ｃ－０．００７質量％Ｓｉ－０．２５質量％Ｍｎ、日本製鉄株式会社製）を用いた。かかる熱延鋼板を、１００ｍｍ×２００ｍｍの大きさに切断して、試験片とした。

以下の表１に示すような組成のめっき層を実現するためのめっき浴をそれぞれ準備し、自社製のバッチ式の溶融めっき試験装置にそれぞれ設置して、上記試験片にめっきを施した。ここで、試験片の中心部にスポット溶接した熱電対を用いて、試験片の温度を測定した。また、めっき浴に浸漬させる試験片に対して、めっき浴浸漬前に、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内において、Ｎ_２－５％Ｈ_２ガス雰囲気にて、８００℃でめっき原板表面を加熱還元処理した。加熱還元処理後は試験片をＮ_２ガスで空冷し、試験片の温度が浴温＋２０℃に到達した後に、溶融めっき試験装置のめっき浴に試験片を約３秒浸漬した。

めっき浴浸漬後、引上速度２０～２００ｍｍ／秒で試験片を引上げた。引上げ時、Ｎ_２ワイピングガスにより、所望のめっき付着量となるように制御した。以下の実施例及び比較例では、試験片の片面あたりの乾燥後のめっき層の付着量が１５～２５０ｇ／ｍ^２となるように、めっき付着量を制御した。めっき浴から試験片を引上げた後、以下の表１に示す条件で、めっき浴温から室温まで試験片を冷却した。以下に示す実施例及び比較例では、第１冷却工程の終了後、第２冷却工程を直ちに開始した（すなわち、第１冷却工程終了後から、第２冷却工程開始までの間隔は、０．２秒以下にした）。

ここで、上記のようにめっきした試験片から３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに鋼板を切り出し、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液に当該鋼板を浸漬してめっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶出した元素をＩＣＰ分析することでめっき層の組成を測定した。

また、得られためっき層について、ＴＥＭによる電子線回折像を撮影し、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されるか否かに基づき、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の有無を確認した。

更に、得られた酸化物層について、上記の方法に即してＸＰＳスペクトルを測定し、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値を算出した。得られた強度比について、以下の基準に基づき評価を行った。
≪評価基準≫
評点「Ａ」：強度比の値が１０．０以上
「Ｂ」：強度比の値が５．０以上１０．０未満
「Ｃ」：強度比の値が５．０未満

また、得られた試験片から、１５０ｍｍ×５０ｍｍの大きさに切り出した鋼板を第１鋼板とし、１５０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに切り出した鋼板を第２鋼板とした。これら鋼板の長辺側を重ね合わせて、アーク溶接により溶接して（重ね隈肉溶接）、溶接継手とした。

ここで、アーク溶接における溶接条件は、以下の通りである。
溶接電流：２２０Ａ、溶接電圧：２５．２Ｖ、溶接速度：８０ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ_２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
溶接ワイヤー：ＹＧＷ１６ 日鉄溶接工業株式会社製 φ１．２ｍｍ
（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
溶接トーチの傾斜角：４５°
重ね代：１０ｍｍ
鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
板隙：０ｍｍ

＜裏面側熱影響部のＦｅスケールの厚み＞
上記のようにして得られた溶接継手について、先だって説明した方法により、裏面側熱影響部のＦｅスケールの厚みを測定した。得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。

＜溶接ビード部の耐食性＞
上記のようにして得られた溶接継手に対して、自動車用リン酸化成処理（Ｚｎリン酸処理、ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）、及び、電着塗装（ＰＮ１１０パワーニクスグレー：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）を施した。この際、電着膜厚は２０μｍとした。電直塗装後のサンプルをＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験に供して、止端における赤錆発生タイミングを評価した。評価基準は、以下の通りである。得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。
≪評価基準≫
評点「ＡＡＡ」：赤錆発生タイミングが６０サイクル超
「ＡＡ」：赤錆発生タイミングが３０サイクル超６０サイクル以下
「Ａ」：赤錆発生タイミングが１５サイクル超３０サイクル以下
「Ｂ」：赤錆発生タイミングが１５サイクル以下

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１ 溶接継手
１０ 第１鋼板
２０ 第２鋼板
３０ 溶接ビード部
４０ 熱影響部
１０１ 地鉄
１０３ めっき層
１０５ 酸化物層
Ｔ 止端

Claims (6)

1. 第１鋼板と第２鋼板とが、アーク溶接により溶接された溶接継手であって、
   前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、
   前記アーク溶接により形成される溶接ビード部と、
   前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、
   を有しており、
   前記第１鋼板及び前記第２鋼板において、前記溶接による熱影響が無い部位を非熱影響部としたときに、前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかは、前記非熱影響部において、地鉄の表面の少なくとも一部に位置するめっき層と、当該めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、
   前記めっき層は、質量％で、
   Ａｌ：１．００～８０．００％、
   Ｍｇ：１．００～２０．００％、
   Ｆｅ：０．０１～１５．００％、
   Ｓｉ：０～１０．００％、
   Ｃａ：０～４．００％、
   を含有し、更に、選択的に、
   Ｓｂ：０～０．５０％、
   Ｐｂ：０～０．５０％、
   Ｃｕ：０～１．００％、
   Ｓｎ：０～１．００％、
   Ｉｎ：０～１．００％、
   Ｂｉ：０～１．００％、
   Ｔｉ：０～１．００％、
   Ｃｒ：０～１．００％、
   Ｎｂ：０～１．００％、
   Ｚｒ：０～１．００％、
   Ｎｉ：０～１．００％、
   Ｍｎ：０～１．００％、
   Ｖ：０～１．００％、
   Ｍｏ：０～１．００％、
   Ａｇ：０～１．００％、
   Ｌｉ：０～１．００％、
   Ｌａ：０～０．５０％、
   Ｃｅ：０～０．５０％、
   Ｂ：０～０．５０％、
   Ｙ：０～０．５０％、
   Ｓｒ：０～０．５０％、
   を合計で０～５．００％含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物からなり、
   溶接継手において前記溶接ビード部が存在しない側の面を裏面としたときに、前記裏面における前記熱影響部上に位置するＦｅスケールの厚みは、０～５．０μｍである、溶接継手。
2. 前記Ｆｅスケールの厚みは、０～１．０μｍである、請求項１に記載の溶接継手。
3. 前記酸化物層の最表面から深さ５ｎｍの位置を、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、５．０以上である、請求項１又は２に記載の溶接継手。
4. 前記強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、１０．０以上である、請求項３に記載の溶接継手。
5. 前記めっき層は、
   Ａｌ：１８．００～６０．００質量％、
   Ｍｇ：５．００～１５．００質量％、
   を少なくとも含有する、請求項１～４の何れか１項に記載の溶接継手。
6. 前記めっき層は、
   Ａｌ：３５．００～６０．００質量％、
   Ｍｇ：７．００～１５．００質量％、
   を少なくとも含有しており、かつ、
   前記めっき層中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在しており、
   前記Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相におけるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］、及び、Ａｌ含有量［Ａｌ］（各単位：原子％）は、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３の関係を満足する、請求項１～５の何れか１項に記載の溶接継手。
   

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