JP2024502759A - 耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法 - Google Patents

耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】耐食性及び耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法を提供する。【解決手段】 第１鋼板、第２鋼板、及び、前記第１鋼板と第２鋼板とを結合する溶接継手部、を含み、前記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つがＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板であり、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含み、 前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ単相を６０％以上さらに含み、前記溶接継手部のビードトウ部からめっき層の間の距離が３～１０ｍｍであり、前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の硬度は、溶接前のめっき層の硬度に対して６９．５％以上であり、前記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物の平均直径は１～３０μｍの範囲であることを特徴とする。【選択図】図３

Description

本発明は、耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法に係り、より詳しくは、
割れが発生しやすいアーク溶接時においても、耐割れ性に優れるとともに、耐食性及び結合性にも優れた溶接構造部材を効果的に提供できるだけでなく、めっき層の元素制限や追加なしにも、比較的経済的に上述の特性に優れた溶接構造部材を提供することができる耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法に関する。
亜鉛系めっき鋼板は、耐食性に優れ、自動車用部材、家電機器の内外板用部材、建築用部材など、様々な用途に使用されている。中でも、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は長い間優れた耐食性の確保が可能であり、従来の亜鉛系めっき鋼板及びステンレス鋼の代替用としてその需要が増加している。
このようなＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層の耐食性が従来の亜鉛系めっき鋼板に比べて向上する要因としては、めっき層の表面においてＭｇの作用による緻密かつ安定的な腐食生成物が均一に形成されるためと推定される。
一方、従来技術の一つとして、溶接構造部材を製造する際に高周波抵抗溶接法が用いられることもあった。しかし、このような溶接法の場合、母材を溶融及び圧接することにより２以上の母材を結合させるため、更なる設備の必要性によりコストが増加するという問題があるだけでなく、パイプ形状及びＨ型鋼にのみ適用可能であるという問題があった。
そのため、アーク溶接使用の必要性が生じ、特にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて溶接構造部材を製造する際には、大型の設備投資なしで溶接機及び溶接材料だけでも様々な形状及び構造物にも適用可能な技術に対する需要があったため、アーク溶接法を利用していた。しかし、このようなＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板にアーク溶接を施すと、Ｍｇの含有によりめっき層の液相線温度が低下し、残存するめっき層に割れが発生するという問題があった。
特許第３１４９１２９号公報 特許第３１７９４０１号公報 特許第４４７５７８７号公報 特許第３７１５２２０号公報 特開２００５－２３０９１２号公報
本発明は、耐食性及び耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書全体にわたる内容から本発明の更なる課題を理解する上で何ら困難がない。
本発明は、
第１鋼板、
第２鋼板、及び
上記第１鋼板と第２鋼板とを結合する溶接継手部、
を含み、
上記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つがＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板であり、
上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含む、溶接構造部材を提供する。
また、本発明は、
第１鋼板及び第２鋼板を準備する段階、
ソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ及び被覆アーク溶接棒の中から選択されたいずれか一つの溶接材料を用いて、上記第１鋼板及び第２鋼板をアーク溶接することにより溶接継手部を形成する段階、及び、
上記溶接継手部の表面温度を基準に、２５～１１０℃／ｓの平均冷却速度となるように水冷する段階、を含み、
上記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つはＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板である、溶接構造部材の製造方法を提供する。
本発明によれば、耐食性及び耐割れ性に優れた溶接構造部材及びその製造方法を提供することができる。
本発明の多様かつ有益な利点及び効果は、上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
アーク溶接中、トーチ及び母材の断面を模式的に示したものである。 フィレット溶接継手部の断面構造を模式的に示したものである。 図２に示すビードトウ部の付近に該当する断面構造を拡大して模式的に示したものである。 従来のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて製造される溶接構造部材に対するビードトウ部の付近に該当する断面構造を拡大して模式的に示したものである。 図３の状態で溶接継手部の表面温度を基準に、特定の冷却速度を有するように水冷を適用し、本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて製造される溶接構造部材の断面図を模式的に示したものである。 試験片における溶接方法を模式的に示したものである。 本願の比較例１０に対する溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織を光学顕微鏡（ＯＭ）５００倍の倍率で撮影した写真を示したものである。 本願の発明例２に対する溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織を光学顕微鏡（ＯＭ）５００倍の倍率で撮影した写真を示したものである。
本明細書で使用される用語は特定の実施例を説明するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。また、本明細書で使用される単数形は、関連する定義がそれと明らかに反対の意味を示さない限り、複数の形態も含む。
本明細書で使用される「含む」の意味は、構成を具体化し、他の構成の存在や付加を除外するものではない。
他に定義しない限り、本明細書で使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に一致する意味を有するものとして解釈される。
従来、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えるめっき鋼板を用いて溶接構造部材を製造する際には、アーク溶接法を通常使用していた。ところが、このようなアーク溶接法を使用する際には、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が形成されためっき鋼板中にＭｇの含有によりめっき層の液相線温度が低下し、割れが発生しやすいという問題があった。
すなわち、めっき鋼板のアーク溶接時には、めっき層を通過するアーク熱により表面上でめっき層が溶融する。ところが、Ｚｎの融点が約４２０℃であるのに比べて、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層は液相線の温度が低いため、比較的長時間の溶融状態を保持する。
これにより、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板の場合、亜鉛めっき鋼板と比較して、アーク溶接時に溶融しためっき層の金属が液相を保持したまま素地鋼板の表面上に滞留する時間が長くなる。
したがって、アーク溶接直後の冷却時に、引張応力状態となっている素地鋼板の表面が溶融しためっき層に長時間曝されると、その溶融しためっき層は、素地鋼板の結晶粒界に侵入して割れを起こす原因となる。このような溶融しためっき層の侵入による割れが発生すると、構造物の強度、耐疲労特性、耐食性等が低下するという問題が発生する。
そこで、本発明者らは、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板を用いて溶接構造部材を製造する際、アーク溶接法として、特にソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ、被覆アーク溶接棒を用いて溶接するときに割れが容易に発生するという問題を解決するために鋭意検討を行った。
その結果、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて溶接を行った後、冷却条件と、溶接継手部の組成を精密に制御することにより、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織として、面積分率で、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含むように制御することができ、これにより、溶融めっき層の侵入による割れを抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。
まず、溶接構造部材の製造方法について説明する。具体的に、本発明の一側面による溶接構造部材の製造方法は、第１鋼板及び第２鋼板を準備する段階を含み、上記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つはＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板（あるいは、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板）である。ここで、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板とは、素地鋼板、及び上記素地鋼板の少なくとも一面にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が形成されたことを意味することができる。このとき、本発明の目的を損なわない範囲内で追加の層をさらに含むこともできる。
一方、上記素地鋼板としては、本発明の用途に合わせて様々な鋼種を採用することができ、一例として、高張力鋼板を使用することもでき、素地鋼板の全平均厚さが１～６ｍｍの範囲であるものを使用することもできる（このとき、上記厚さを測定する厚さ方向は、圧延方向と垂直な方向を意味する）。特に限定するものではないが、代表的な例として、上記素地鋼板としては、９４．５Ｚｎ－６．４Ａｌ－３．１Ｍｇの組成を有するものを使用することができる。
また、上記第１鋼板及び第２鋼板のうち、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板と接合する相対鋼板（すなわち、残りの鋼板）はＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板であってもよく、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板以外のすべての鋼板にも適用可能である。すなわち、上記相対鋼板も用途に応じて様々な鋼種を採用することができる。
本発明による溶接構造部材の製造方法は、ソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ及び被覆アーク溶接棒の中から選択されたいずれか一つの溶接材料を用いて、上記第１鋼板及び第２鋼板をアーク溶接することにより溶接継手部を形成する段階を含む。
上記アーク溶接を用いる場合には、母材に該当する第１鋼板及び第２鋼板以外に、追加の溶接材料を用いて溶接継手部を形成する。したがって、微細な溶接継手部の組成変化に応じて溶接継手部の物性が変化するため、上述したように、耐食性及び耐割れ性に優れた溶接構造部材を得るためには、アーク溶接法の利用時に溶接継手部の組成に対しても精密な制御が必要である。
そこで、上記アーク溶接時、溶接材料としてソリッドワイヤを使用する場合には、上記溶接継手部が重量％で、Ｃ：０．０９～０．１５％、Ｓｉ：０．３５～０．３９％、Ｍｎ：０．８７～０．９０％、Ｐ：０．００４～０．０２２％、Ｓ：０．００２～０．０１４％、Ｃｒ：０．０１～０．１１％、Ｎｉ：０．０１～０．０８％、Ｃｕ：０．０１～０．０６％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。
また、上記アーク溶接時、溶接材料としてフラックスコアードワイヤを使用する場合には、上記溶接継手部が重量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．４７～０．５３％、Ｍｎ：１．１０～１．１６％、Ｐ：０．００９～０．０２５％、Ｓ：０．００７～０．０１８％、Ｃｒ：０．０３～０．１３％、Ｎｉ：０．０２～０．１１％、Ｃｕ：０．０２～０．０８％、Ｍｏ：０．０２～０．０７％、Ａｌ：０．００５％～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。
また、上記アーク溶接時、溶接材料として被覆アーク溶接棒を使用する場合には、上記溶接継手部が重量％で、Ｃ：０．０６～０．１４％、Ｓｉ：０．４２～０．４９％、Ｍｎ：０．８３～０．９１％、Ｐ：０．０１５～０．０３５％、Ｓ：０．０１０～０．０２２％、Ｃｒ：０．０７～０．２０％、Ｎｉ：０．０６～０．１５％、Ｃｕ：０．０５～０．１２％、Ｍｏ：０．０５～０．１０％、Ａｌ：０．０１～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることができる。
このように、上記アーク溶接時、各溶接材料を使用することによる溶接継手部の組成が上述の条件を満たすように制御することで、溶融金属脆化割れ性を効果的に抑制することができ、溶接継手部の耐食性に優れるとともに、耐割れ性及び結合性に優れた溶接構造部材を提供することができる。
このとき、上記アーク溶接、ソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ、被覆アーク溶接棒については、上述の説明を除き、当該技術分野において通常知られている事項を本発明にも同様に適用することができる。
また、本発明によれば、上記溶接継手部を形成する段階は、５～８ｋＪ／ｃｍの入熱量で行うことができる。上記入熱量が５ｋＪ／ｃｍ未満であると、溶接ビードの不均一な形成、あるいは溶込み不良の問題が生じることがあり、上記入熱量が８ｋＪ／ｃｍを超えると、オーバーラップ又は溶落が生じるという問題があり得る。
本発明で使用されるアーク溶接中のトーチ及び溶接される鋼板の断面を図１に模式的に示した。具体的に、溶接トーチは、溶接鋼板１の表面上の溶接部位３にアーク４を形成しながら矢印方向に進行している。溶接トーチの中央部に位置する電極と溶接ワイヤの周囲であるガスノズルからシールドガス２が噴出し、これによりアーク４及び高温に曝される溶接鋼板１の表面を大気から保護する。アーク４からの入熱により溶接部位３の一部は、溶接トーチが通過した後、急速に凝固して溶接金属で構成される溶接ビード（溶接継手部）を形成する。
図２には、溶接構造部材の製造過程で形成される溶接継手部の断面構造を模式的に示したものであって、建設、自動車構造物等には、アーク溶接による各種の溶接継手が使用される。
すなわち、図２において、溶接される２つの鋼板（すなわち、第１鋼板及び第２鋼板；１０、１０’）が重なって配置され、上記２つの鋼板のうちいずれか一方の鋼板１０の表面と、他方の鋼板１０’の端面に溶接ビード１１が形成され、両鋼板が互いに接合する。このとき、上記２つの鋼板１０、１０’の表面と溶接ビード１１の表面とが接して形成するエッジ交点をビードトウ（ｔｏｅ）部１２と呼ぶ。
一方、通常アーク溶接を用いて、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いた溶接構造部材を製造する際には、上述したビードトウ部１２の付近でほとんど割れの問題が発生する。
よって、図３～図５には、図２に示すビードトウ部１２の近傍に該当する部分を拡大した模式的な断面図を示した。具体的に、図３は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いた溶接構造部材を製造するとき、アーク溶接時にアーク熱が通過した直後の高温溶接部近傍の断面状態を模式的に示したものである。溶接前の鋼板１０の表面は均一なめっき層で覆われているが、アークの通過によりビードトウ部１２の付近ではめっき層の金属が蒸発して消失した状態となり、これにより、めっき層蒸発区間１５を形成する。これに比べて、上記ビードトウ部１２からある程度距離のある部分では、元のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が溶融し、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層１３として存在する。また、上記ビードトウ部１２から距離の離れた部分では、元のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が溶融していない状態１４として存在する。
図４は、従来、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて製造される溶接構造部材の断面図を模式的に示したものである。図４の場合、溶接時にアーク熱が通過した直後の高温溶接部の近傍ではＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が消失し、これにより、図３と同様にめっき層蒸発区間１５を形成する。その後、上記めっき層蒸発区間１５にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層１３が濡れ広がりが起こり、これによって鋼板１０の表面はビードトウ部１２まで全体がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層１３で覆われる。
したがって、従来のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて製造される溶接構造部材の場合、図４のように、ビードトウ部１２の付近まで全てＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層の凝固領域１５になってしまう。この場合には、上述したように、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層の金属液相線の温度が低いため、冷却後の凝固領域となる鋼板１０の表面部分は溶接後の冷却過程により、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層と接触する時間が比較的長くなる。したがって、鋼板１０の上記ビードトウ部１２に近い付近では、溶接後の冷却により引張応力が発生しているため、鋼板１０の結晶粒界中にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層中の成分が侵入しやすい。これにより、結晶粒界に侵入した上記成分は、溶接継手部に割れを起こす要因となる。
そこで、本発明者らは、上記溶接後、冷却条件を精密に制御しながら水冷を行うことにより、耐食性に優れるとともに、割れの発生を抑制可能な溶接構造部材を製造できることを見出した。例えば、上記溶接後、溶接継手部の表面温度を基準に、２５～１１０℃／ｓの平均冷却速度となるように水冷を行うことができる。このとき、上記平均冷却速度が２５℃／ｓ未満のときには、めっき溶融層の短時間の凝固効果がなく、ＬＭＥが発生するという問題が生じる可能性がある。一方、溶接継手部の表面温度を基準に、上記平均冷却速度が１１０℃／ｓを超えると、素材金属のマルテンサイト変態により靭性低下の問題が生じる可能性がある。
一方、図５には、図３の状態で、本発明の組成を有する溶接継手部を有するように溶接を行った後、冷却時に溶接継手部の表面温度を精密に制御するとともに、特定の冷却速度を有するように水冷を適用することにより、本発明のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて製造される溶接構造部材の断面図を模式的に示したものである。
これにより、溶接直後にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が蒸発して消失することで、めっき層蒸発区間１５の鋼板表面まで到達しない状態でＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層が凝固することによって、応力が集中するビードトウ部１２までのＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層による濡れ広がりが抑制される。その結果、冷却後にもめっき層蒸発区間１５が保持される。すなわち、上記ビードトウ部１２付近の鋼板表面は、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層と接触しない状態で冷却が終了し、これにより上記ビードトウ部１２からＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層の凝固領域１７の間に一定区間のめっき層蒸発区間１５が確保される。
したがって、上記ビードトウ部１２の付近では、鋼板への溶融金属成分の侵入が防止され、これにより鋼板の鋼種に依存せず、優れた耐割れ性を確保した溶接構造部材を得ることができる。また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき金属層において、このような溶融めっき層の高さ位置が変化する如何なる溶接姿勢においても、上述した効果により濡れ広がりが抑制されることができる。例えば、下向き姿勢をはじめ、横向き溶接、立向き溶接、上向き溶接などにも同様に適用することができる。
すなわち、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて溶接構造部材を製造する際に、アーク溶接時に形成された溶接ビードの近傍ではＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が蒸発して消失するが、従来は、溶接によるアーク熱が通過した後には、上記溶接ビードから数ｍｍ離れた位置でＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層が溶融して形成された溶融めっき層において直ちに溶接ビード付近に濡れ広がりが発生した。
しかし、本発明では、上述した蒸発により消失した状態を保持したまま冷却が完了するとともに、溶接継手部の組成を精密に制御するか、及び／又は溶接継手部に最隣接しためっき層の微細組織を制御することにより、溶接ビード 近傍への溶融金属層の侵入を抑制することで、割れを効果的に防止できるようになる。
具体的に、本発明では、溶接トーチを通過した後に臨界時間以内に最適化された水冷の方法を適用することにより、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材の濡れ広がりが防止されることを見出した。
すなわち、本発明は、少なくとも一つがＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板である２つの鋼板を溶接して得られる溶接構造部材の製造方法において、溶接直後（すなわち、溶接トーチを通過した後）数秒以内に水冷を適用することにより、耐割れ性に優れた溶接構造部材を効果的に提供することができる。
したがって、本発明によれば、割れが発生しやすいアーク溶接時においても、耐割れ性に優れるとともに、耐食性及び結合性にも優れた溶接構造部材を効果的に提供できるだけでなく、めっき層の元素制限や追加なしにも、比較的経済的に上述の特性に優れた溶接構造部材を提供することができる。
さらに、本発明によれば、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の素地鋼板に対して特別な鋼種の制約なしに効率的に耐割れ性に優れた溶接構造部材を提供することができ、高張力鋼板にも適用可能であり、部品の形状や大きさにおいても制約なく適用することができる。
具体的に、本発明によれば、上記水冷は、溶接トーチを通過した後、３～１０秒以内に開始することができ、より好ましくは３～９秒以内に開始することができる。このような水冷の開始時間を、溶接トーチを通過した後３秒以上とすることで、進行するトーチに影響を与えない臨界時間となるため、溶接性能を確保することができる。また、上記水冷の開始時間を、溶接トーチを通過した後１０秒以下とすることにより、溶接トーチを通過した後に生成される溶融めっき層が溶接ビードの付近まで進行することを防止し、耐割れ性を確保することができる。
また、本発明によれば、上記水冷の流量は１５～６０ｍｍ３／ｈｒであってもよい。上記水冷の流量を１５ｍｍ３／ｈｒ以上とすることで、溶接トーチを通過した後に生成される溶融めっき層の冷却効果を十分に確保することができる。また、上記水冷の流量を６０ｍｍ３／ｈｒ以下とすることで、不要な流量供給による作業環境の汚染を防止することができるだけでなく、過度な冷却により発生する問題を抑制することができる。
さらに、本発明によれば、上記水冷を５～１５秒間保持することができる。上記水冷の保持時間を５秒以上とすることで、水冷による溶融めっき層の冷却効果を十分に確保し、耐割れ性が向上する効果を確保することができる。上記水冷の保持時間を１５秒以下とすることで、不要な流量供給による作業環境の汚染を防止することができるだけでなく、過度な冷却により発生する問題を抑制することができる。
すなわち、本発明によれば、上記水冷は、溶接トーチを通過した後３～１０秒以内に、１５～６０ｍｍ３／ｈｒの水冷流量を５～１５秒間トーチ通過部位に供給することが最も好ましい。
あるいは、上述したように、溶接継手部の冷却速度を制御するためには、上述した各種の冷却条件の制御と同時に、溶接トーチを通過した後、３～１０秒以内に５～３８℃の範囲の温度に制御される水を溶接継手部の表面に噴射することができる。このとき、上記溶接継手部に噴射される水の液滴サイズは２０～１００μｍの範囲に制御することができる。
本発明の溶接構造部材は、第１鋼板；第２鋼板；及び上記第１鋼板と第２鋼板とを結合する溶接継手部を含む。ここで、上記第１鋼板、第２鋼板、溶接継手部については、上述した溶接構造部材の製造方法についての説明を同様に適用することができる。
また、上記溶接構造において、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含む。
本発明において、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち上記溶接継手部に最隣接した部分とは、めっき層蒸発区間１５に該当する「溶接継手部のビードトウ部からめっき層が存在しない領域」までを除いて、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層中において溶接継手部に最隣接した領域から鋼板の圧延方向に１０ｍｍとなる地点までの領域を意味することができる。
したがって、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は、上述したＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層中において溶接継手部に最隣接した領域から鋼板の圧延方向に１０ｍｍとなる地点までの領域に対して厚さ方向（すなわち、鋼板の圧延方向と垂直な方向）への切断面を光学顕微鏡（ＯＭ）５００倍の倍率で観察して測定することができる。
本発明によれば、上記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物とは、本発明において、アーク溶接直後に形成されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層が、後続する水冷工程によって急速冷却され、基地組織に該当するＺｎ単相以外に形成される二次相であるＺｎ及びＭｇを含む金属間化合物を意味する。このとき、上記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物とは、Ｚｎ及びＭｇの他にＡｌ等の成分を追加でさらに含むことができ、例えば、Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元相及びＺｎ／ＭｇＺｎ２／Ａｌの三元相などが挙げられる。
また、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、上述したＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％（より好ましくは２４～３８％）含む。本発明において、上記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物の面積分率が２０％未満であると、ＬＭＥ防止の効果を期待し難く、４０％を超えると、耐食性及び耐割れ性の両方に優れた本発明で目的とする溶接構造部材を製造できなくなる。
また、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ単相を基地組織として含むことができ、例えば、上記Ｚｎ単相を６０％以上含むことができる。
本発明によれば、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織が、最初から溶融していないＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層（すなわち、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分以外の部分）の微細組織とは異なるように形成される。
すなわち、上述したアーク溶接直後に形成されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき層は、上述したように冷却条件を精密に制御した水冷工程により急速冷却され、最初から溶融しなかったＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層とは異なる微細組織を形成する。このとき、上記溶接継手部に最隣接した部分において、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物の平均直径は、厚さ方向（鋼板の圧延方向と垂直な方向を意味する）への切断面を基準に、１～３０μｍの範囲であり得る。このような冷却の影響で形成されたＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織が上述の特徴を満たすことにより、溶融金属脆化割れ性を効果的に抑制でき、これにより耐食性に優れるとともに、耐割れ性及び結合性に優れた溶接構造部材を得ることができる。
本発明によれば、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の硬度は、溶接前のめっき層の硬度に対して６９．５％以上（１００％以下）であり得る。ここで、上記溶接継手部に最隣接しためっき層の硬度とは、ビードトウ部１２から最も近い地点におけるめっき層に対する硬度を測定した値を示す。
また、本発明によれば、上記溶接継手部のビードトウ部１２からめっき層の間の距離（めっき層蒸発区間１５に該当）は３～１０ｍｍとすることができ、このようなめっき層蒸発区間１５の長さは、溶接直後の特定範囲の平均冷却速度を満たすように水冷の方式を適用することによって制御することができる。
具体的に、本発明によれば、上記めっき層の蒸発区間１５の長さを３ｍｍ以上とすることにより、ビードトウ部１２の付近における溶融めっき金属層による割れの発生を防止して耐割れ性を確保することができる。上記めっき層の蒸発区間１５の長さを１０ｍｍ以下とすることで、めっき層の形成による耐食性確保の効果を得ることができる。
一方、本発明によれば、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層は重量％で、Ａｌ：１～２０．９％、Ｍｇ：０．０４～１０％、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）、Ｂ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓｉ：２％以下（０％を含む）、Ｆｅ：２．５％以下（０％を含む）、残部Ｚｎ及びその他の不可避不純物で構成されることができる。また、本発明において、めっき層の組成を上述のようにすることで、溶接時における耐割れ性の確保という本発明の目的をより効果的に達成することができる。
また、上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層の片面当たりめっき付着量は５０～２５０ｇ／ｍ２であってもよい。上記めっき層の片面当たりめっき付着量を５０ｇ／ｍ２以上とすることで、めっき鋼板の耐食性を確保することができ、２５０ｇ／ｍ２以下とすることで、溶接時にブローホールが発生することを防止し、溶接部の強度を確保することができる。
すなわち、めっき層の片面当たりめっき付着量を適正量以上に制御することにより、めっき層の耐食性効果を十分に確保することができ、めっき層の犠牲作用による方式の効果を十分に得ることができる。
したがって、本発明のように、溶接トーチを通過した後に発生した溶接ビードの近傍にめっき層蒸発区間が生じる場合には、上記めっき層の片面当たりめっき付着量を５０～２５０ｇ／ｍ２に制御することが好ましく、５０～２００ｇ／ｍ２に制御することがより好ましい。
一方、上述しためっき層の組成は、溶融めっき用組成をほとんど反映したものであって、溶融めっきの方法を特に限定するものではないが、一般に知られているインライン焼鈍型の溶融めっき設備を使用することが経済的な観点から好ましい。
以下では、めっき層の成分系について優先的に説明する。このとき、下記の各成分の含量単位は重量％である。
Ａｌ：１～２０．９％
Ａｌはめっき鋼板の耐食性を向上させ、且つ、めっき浴におけるＭｇ酸化物系ドロスの発生を抑制する。このような効果を得るためには１％以上のＡｌ含量を確保する必要がある。１％以上とすることで、耐食性の確保及びドロスの防止効果を確保することができ、２０．９％以下とすることで、めっき層の下地において脆いＦｅ－Ａｌ合金層の過成長を防止してめっき密着性を確保することができる。
Ｍｇ：０．０４～１０％
Ｍｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させ、めっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を示す。一方、上記Ｍｇの含量を０．０４％以上とすることで、耐食性向上の効果を確保することができ、１０％以下とすることで、Ｍｇ酸化物系ドロスの発生を抑制し、めっき層の品質を確保することができる。また、上記Ｍｇ含量は１％～５％とすることがさらに好ましい。
Ｔｉ：０～０．１％
溶融めっき浴中にＴｉを含有させると、溶融めっき時において他の成分の合金範囲を増大させ、製造条件の自由度が拡大するという利点がある。一方、Ｔｉを０．１％以下含有することにより、他の成分の合金範囲を増大させる効果を発揮することができる。また、上記Ｔｉ含量は０．０００５～０．００５％とすることがより効果的であり、上記Ｔｉ含量を０．００５％以上とすることで、他の成分の合金範囲を増大させる効果がある。一方、上記Ｔｉ含量を０．００５％以下とすることで、析出物の生成によるめっき層表面の外観不良を抑制することができる。
Ｂ：０～０．０５％
溶融めっき浴中にＢを添加することも、溶融めっき時において他の成分の合金範囲を増大させ、製造条件の自由度が拡大するという利点がある。一方、Ｂを０．１％以下含有することにより、他の成分の合金範囲を増大させる効果を発揮することができる。また、上記Ｂ含量は０．０００１～０．００５％とすることがより効果的であり、上記Ｂ含量を０．０００１％以上とすることで、他の成分の合金範囲を増大させる効果がある。一方、上記Ｂ含量を０．０５％以下とすることで、析出物の生成によるめっき層表面の外観不良を抑制することができる。
Ｓｉ：０～２％
溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、めっき原板の表面とめっき層の界面に生成するＦｅ－Ａｌ合金層の過度な成長が抑制され、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の加工性を向上させる上で有利である。したがって、上記Ｓｉ含量を２％以下とすることで、上述しためっき鋼板の加工性を向上させる効果を発揮することができる。一方、上記Ｓｉ含量は０．００５～２％とすることがより効果的であり、上記Ｓｉ含量を０．００５％以上とすることで、Ｆｅ－Ａｌ合金層の過度な成長を抑制する効果が発揮され、上記Ｓｉ含量を２％以下とすることで、溶融めっき浴中のドロス量の増大を抑制することができる。
Ｆｅ：０～２．５％
溶融めっき浴中には、鋼板を浸漬通過させる特性上、Ｆｅが混入しやすい。したがって、めっき層中にはＦｅが２．５％以下含まれることができ、Ｆｅ含量を２．５％以下とすることにより、めっき鋼板の耐食性及び品質を確保することができる。一方、より好ましくは、上記Ｆｅ含量は０．０００１～２．５％とすることができ、上記Ｆｅ含量を０．０００１％以上とすることによって更なる清浄コストが発生せず、経済的である。
以下、本発明のめっき鋼板について詳細に説明する。本発明において各元素の含量を示すときは、特に断らない限り、重量％を意味する。
（実施例）
以下、実施例を通じて本発明についてより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、例示を通じて本発明を説明するためのものであり、本発明の権利範囲を制限するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項、及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実験例１）
表１の組成を有する板厚１．５ｍｍ、板幅１０００ｍｍの冷延鋼帯を表３の組成を示す溶融めっきラインに通板し、様々なめっき層の組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。
次いで、下記表２に示す溶接条件でアーク溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性を調べた。なお、めっき層の組成、めっき付着量、水冷条件、硬度値を表３及び４に示した。
Figure 2024502759000002
Figure 2024502759000003
上述の実験に対する割れ発生の有無及び硬度値変化率の結果を下記表４に示した。本発明で規定する条件を満たすとき、めっき層蒸発区間１５の長さが３～１０ｍｍ確保され、液化金属脆化割れが防止されることが確認できる。
［耐溶融金属脆化割れ性の試験方法］
図６に示すように、２００ｍｍ×２００ｍｍの試験片（溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材）の中央部に対して、表２に示す溶接条件でアーク溶接を行い、試験片間溶接を行った。具体的には、溶接開始点Ｓから時計回り方向に溶接開始点Ｓを通過した後にもビードを重ねて溶接を進行させ、溶接ビードの重なり部分を生成した後の溶接終了点Ｅまで溶接を行った。溶接中、試験片２２は平板上に拘束された状態で行った。この試験は、拘束条件を付与して、溶融金属脆化割れの発生が容易な状況で行った。
溶接後、放射性非破壊検査を行って「溶融金属脆化割れ」の有無を判断し、下記のような基準でその結果を表４に示した。
◎：割れが発生していない
○：表面割れ５μｍ以下の割れ跡のみがあり、ほとんど発生していない
×：表面割れ５μｍ超過及び伝播した割れが発生している
［めっき層蒸発区間の長さ及び硬度値変化率の測定方法］
溶接ビード及びその近傍の鋼板を含むビード方向に垂直な断面について、鏡面研磨及び硝酸濃度０．２体積％のナイタル溶液でのエッチングを行った後、走査型電子顕微鏡で観察した。ビードトウ部１２の近傍を観察することにより、図５に示すめっき層蒸発区間１５の長さを測定し、且つ溶接後のビードトウ部１２の近傍のめっき層の硬度及び溶接前のめっき層の硬度を測定し、その変化率 を下記表４に示した。
また、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織を観察するために、厚さ方向への断面試験片に対して光学顕微鏡（ＯＭ）５００倍の倍率で撮影した後、Ｚｎ／ＭｇＺｎ２の二元相及びＺｎ／ＭｇＺｎ２／Ａｌの三元相を含むＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物と、Ｚｎ単相（Ｚｎを７０％以上含む）の面積分率を測定した。また、溶接継手部に対する引張強度（ＹＳ）を測定し、下記表５に示した。一方、下記の表において、空欄は「０」の場合を示す。
Figure 2024502759000004
Figure 2024502759000005
Figure 2024502759000006
上記表３～５に示すように、本発明で規定する上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含み、Ｚｎ単相を６０％以上含む発明例１～３の場合、これを満たさない比較例１～３に比べて、耐割れ性に優れており、且つ溶接前後の硬度値変化率も６９．５％以上であって、耐食性にも優れていることを確認した。
（実験例２）
下記表５～８に記載の条件に変更した以外は、上述した実験例１と同様の方法で評価した。また、下記の方法により得られる溶接構造部材において、ソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ及び被覆アーク溶接棒を用いた各場合に対する溶接継手部の組成範囲を発光分光分析器装置で測定して下記表６に示した。一方、下記表において、空欄は「０」の場合を示す。
Figure 2024502759000007
 （残部：Ｆｅ及びその他の不可避不純物）
Figure 2024502759000008
Figure 2024502759000009
Figure 2024502759000010
Figure 2024502759000011
Figure 2024502759000012
Figure 2024502759000013
上記表６～８に示す結果のように、本発明で規定する上記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織及びアーク溶接後の冷却条件を満たす発明例４～５９の場合には、溶接後の冷却時に、溶接トーチを通過した後３～１０秒以内に３０℃の範囲の温度に制御される水を溶接継手部の表面に噴射し、液滴のサイズは５０μｍの範囲に制御した。このとき、溶接部において割れが観測されず、溶接前後の硬度値変化率も６９．５％以上を確保することができた。
特に、上記実験例１と同様の方法で発明例４～５９から得られるめっき鋼板について、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織を観察し、発明例４～５９の場合、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、上記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織がＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％及びＺｎ単相を６０％以上（すなわち、残部Ｚｎ単相）含むことを確認した。
これに対し、本発明で規定するめっき層の組成は満たすものの、本発明で規定する冷却条件を満たさないように空冷を行い、また溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織が本発明で規定する条件を満たさない比較例４～２１の場合には、いずれも溶接部に割れが発生し、溶接前後の硬度値変化率も６９．５％未満であった。
また、比較例４～２１の場合、いずれも試験片におけるめっき層蒸発区間１５の長さが３ｍｍ未満であり、最も深い溶融めっき金属層による割れは、ほとんどの試料においてビードトウ部１２からの距離が３ｍｍ以内の部位に発生した。
これに対し、本発明例では溶融金属脆化割れが観測されず、まためっき層蒸発区間１５の長さもいずれも３ｍｍ以上１０ｍｍ以下であった。
特に、溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織を、上述した明細書の測定方法と同様にして測定し、光学顕微鏡（ＯＭ）を用いた写真を図７及び図８に示した。
図７は、本願の比較例１０に対する溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織を示し、徐冷条件下で微細組織の均質化（図７のＡに該当）がなされることを確認した。
一方、図８は、本願の発明例２に対する溶接継手部に最隣接するめっき層の微細組織を示し、本発明による急冷によってＺｎ単相からなる基地組織（図８のＢに該当）及び二次相であるＺｎ－Ｍｇ系金属間化合物（二元相及び三元相を含む；図８のＣに該当）からなり、上記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％の範囲で含み、上記Ｚｎ単相を６０％以上含むことを確認した。このとき、上記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物は厚さ方向の切断面を基準に、１～３０μｍの平均直径を有することを確認した。
１：溶接鋼板
２：シールドガス
３：溶接部位
４：アーク
５：溶接ワイヤ
６：電極
７：溶接トーチ
１０、１０’：溶接される２つの鋼板
１１：溶接ビード
１２：ビードトウ部
１３：Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき金属層
１４：溶融していないＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層
１５：めっき層蒸発区間
１６：Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき金属層の凝固領域
１７：Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき金属層の凝固領域
１８：既存のめっき金属層
２０：鋼管
２１：めっき金属層
２２：試験片
２３：溶接ビード
２４：ビード重なり部
Ｓ：溶接開始点
Ｅ：溶接終了点

Claims (13)

  1. 第１鋼板、
    第２鋼板、及び、
    前記第１鋼板と第２鋼板とを結合する溶接継手部、
    を含み、
    前記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つがＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板であり、
    前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物を２０～４０％含むことを特徴とする溶接構造部材。
  2. 前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の微細組織は面積分率で、Ｚｎ単相を６０％以上さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の溶接構造部材。
  3. 前記溶接継手部のビードトウ部からめっき層の間の距離が３～１０ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造部材。
  4. 前記Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層のうち、前記溶接継手部に最隣接した部分の硬度は、溶接前のめっき層の硬度に対して６９．５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造部材。
  5. 前記Ｚｎ－Ｍｇ系金属間化合物の平均直径は１～３０μｍの範囲であることを特徴とする請求項１に記載の溶接構造部材。
  6. 第１鋼板及び第２鋼板を準備する段階、
    ソリッドワイヤ、フラックスコアードワイヤ及び被覆アーク溶接棒の中から選択されたいずれか一つの溶接材料を用いて、前記第１鋼板及び第２鋼板をアーク溶接することにより溶接継手部を形成する段階、及び、
    前記溶接継手部の表面温度を基準に、２５～１１０℃／ｓの平均冷却速度となるように水冷する段階、を含み、
    前記第１鋼板及び第２鋼板のうち少なくとも一つはＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層を備えためっき鋼板であることを特徴とする溶接構造部材の製造方法。
  7. 前記溶接材料はソリッドワイヤであり、
    前記溶接継手部は重量％で、Ｃ：０．０９～０．１５％、Ｓｉ：０．３５～０．３９％、Ｍｎ：０．８７～０．９０％、Ｐ：０．００４～０．０２２％、Ｓ：０．００２～０．０１４％、Ｃｒ：０．０１～０．１１％、Ｎｉ：０．０１～０．０８％、Ｃｕ：０．０１～０．０６％、Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  8. 前記溶接材料はフラックスコアードワイヤであり、
    前記溶接継手部は重量％で、Ｃ：０．０５～０．１０％、Ｓｉ：０．４７～０．５３％、Ｍｎ：１．１０～１．１６％、Ｐ：０．００９～０．０２５％、Ｓ：０．００７～０．０１８％、Ｃｒ：０．０３～０．１３％、Ｎｉ：０．０２～０．１１％、Ｃｕ：０．０２～０．０８％、Ｍｏ：０．０２～０．０７％、Ａｌ：０．００５～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  9. 前記溶接材料は被覆アーク溶接棒であり、
    前記溶接継手部は重量％で、Ｃ：０．０６～０．１４％、Ｓｉ：０．４２～０．４９％、Ｍｎ：０．８３～０．９１％、Ｐ：０．０１５～０．０３５％、Ｓ：０．０１０～０．０２２％、Ｃｒ：０．０７～０．２０％、Ｎｉ：０．０６～０．１５％、Ｃｕ：０．０５～０．１２％、Ｍｏ：０．０５～０．１０％、Ａｌ：０．０１～０．０２％を含み、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  10. 前記水冷する段階は溶接トーチを通過した後、３～１０秒以内に冷却を開始することを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  11. 前記水冷する段階は１５～６０ｍｍ３／ｈｒの流量で行われることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  12. 前記水冷する段階は、溶接継手部で水冷が開始された時点から５～１５秒間水冷が持続するように行われることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
  13. 前記溶接継手部を形成する段階は３～８ｋＪ／ｃｍの入熱量で行われることを特徴とする請求項６に記載の溶接構造部材の製造方法。
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