JP4776951B2 - 溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、主に、建築、自動車などの溶接構造部材に使用される亜鉛系合金めっき鋼材に関し、特に、このような亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れ（以下、亜鉛めっき割れということもある）の発生を抑制できる溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材に関する。

Ｚｎめっき鋼材は、建築や自動車の構造部材における耐食性向上の観点から幅広く用いられ、最近ではＺｎめっき中にＡｌ、ＭｇまたはＳｉを添加したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきなどの亜鉛系合金めっきを鋼材表面に施した耐食性に優れた亜鉛系合金めっき鋼材が特許文献１および特許文献２で知られている。これら亜鉛系合金めっき鋼材は、種々の溶接法により溶接して溶接鋼構造物として使用される場合が多い。

しかし、これら亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際に、鋼材の溶接熱影響部（以下、溶接ＨＡＺ部という。）では、溶接入熱により溶融された亜鉛系合金めっきが鋼材表面に溶融状態のまま残留しやすく、かつ、鋼材組織は結晶粒が成長、粗大化した組織となりやすい。このような状態で鋼材に引張応力が働いた場合には、鋼材の溶接ＨＡＺ部組織によっては、溶融めっきが鋼材表面の結晶粒界に侵入して粒界が脆化した領域、つまり脆化域が形成され、割れが発生する場合がある。特に被溶接部材が著しく拘束された状態での溶接時に溶接ＨＡＺ部の脆化域で割れが発生することがある。

一方、従来から、鋼材を溶接して得られた溶接構造物を高温溶融亜鉛合金めっき浴中でめっき処理する際にも、溶接構造物の溶接部、特に溶接止端部（溶接ビード（溶接金属）と鋼材との境界）近傍に残留した引張応力（以下、残留引張応力という）やめっき浴中で発生する熱歪みなどが作用し同様な割れが発生することが知られていた。

これらのように、高温で或る種の液体金属が或る種の固体金属表面に接触し、かつ固体金属表面にある大きさの引張応力が作用する場合に、固体金属表面に脆化域が形成され、割れが発生する現象を液体金属脆化割れ：ＬＭＥ（Liquid Metal Embrittlement）と称され、例えば、非特許文献１で知られている。

従来、溶接継ぎ手を高温溶融めっき浴中でめっきする際に発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を抑制するための手法としては、鋼材の成分規定による組織制御が試みられており、ＬＭＥ炭素当量式がＪＩＳ（例えば、ＪＩＳ Ｇ３２１９−１９９５）で規格化されている。

また、特許文献３では、Ｚｎ−Ａｌ合金めっきが施される鋼材に対して鋼材の各成分を限定するとともに、特にＢに対しては０．０００２％以下の厳しい制約を設けている。

しかし、上記ＬＭＥ炭素当量式は、溶接継ぎ手を高温溶融めっき浴でめっき処理する際の液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を対象とし、その割れが発生する温度域はめっき浴の温度：４５０℃（めっき金属の融点）程度であり、亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際のピーク温度：１５００℃に比べて非常に低い温度条件で発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を対象とする。これに対して、亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際に発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）は、１５００℃程度の鋼材が溶融する高温域から４５０℃程度のめっき金属の融点までの広い温度域で発生するため、従来のＬＭＥ炭素当量式を溶接用の亜鉛系合金めっき鋼材に適用しても、溶接時の液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を充分に抑制することは困難であった。

また、従来、プレス成形性が要求される極低炭素のＩＦ（Interstitial Free）鋼材のろう付けにおいて、はんだ脆性による上記液体金属脆化割れの発生が知られており、その対策として、例えば、特許文献４では、Ｃが０．０００５〜０．０３％と低くいＩＦ鋼に対して、Ｔｉを０．０１〜０．２％添加してＮを固定するとともに、Ｂを０．０００２〜０．００３％添加することにより溶融金属の粒界への進入を防ぎ、割れ発生を抑制している。

この方法は、成形性が要求される低強度で極低炭素のＩＦ鋼を対象とし、また、その割れが発生する温度域がはんだ付けのピーク温度：９００〜１０００℃（はんだの融点に相当）程度である場合を前提とするものである。一方、ＩＦ鋼より強度が高く（引張強度：３５０ＭＰａ以上程度）、高炭素（Ｃ：０．０１〜０．３％程度）である高張力鋼を母材とした亜鉛系合金めっき鋼材を、ピーク温度が１５００℃（鋼材の融点に相当）程度の条件で溶接する場合には、９００℃より低い温度域でも液体金属脆化割れは発生するため、上記の方法を高張力鋼の溶接に適用しても液体金属脆化割れを充分に抑制することは困難である。

近年、特に、自動車分野などでは、亜鉛系合金めっき鋼板として、自動車の軽量化及び燃費向上、ひいては地球環境を配慮して、従来の成形性を重視した低炭ＩＦ鋼板に替えて、より引張強度が高く、Ｃ等の合金元素の含有量が高い高強度鋼を母材とし、かつその母材表面に従来のＺｎめっきよりも耐食性が高いＺｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系などの亜鉛系合金めっきを施した鋼板が適用されるようになり、それに伴って従来は問題にならなかった鋼材溶接時の液体金属脆化割れの発生が顕在化するようになってきた。

また、従来の自動車、建築分野においては、普通鋼材を溶接後、その溶接構造物を高温亜鉛めっき浴中でめっき処理する、後付けめっき処理が主流であったが、近年、工程省略、製造コスト削減の観点からめっき鋼材またはその成形部材を溶接する、プレめっき鋼材の溶接施工が適用されるようになり、溶接時に発生するめっき割れを抑制するための技術に対する産業上の意義が大きくなってきた。

さらに特許文献５では、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきの施された板厚０．８ｍｍの冷延鋼板を対象に鋼板中にＢを２〜１００ｐｐｍ添加することによってアーク溶接時の液体金属脆化割れの抑制が可能であるとしている。この方法は、下地鋼中に固溶したＢはα結晶粒界に偏析し粒界強度を高め、溶接時に溶融したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき中に鋼成分が溶出し、溶融金属脆化割れ発生を防止するのであり、有効なＢ固溶量を確保するためにＮの添加量を低減し、好ましくは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ等でＮ固溶量を低減するものである。

しかしながら、本願発明者らの検討によれば、特許文献５に開示された方法は、鋼板成分から強度レベルが４００ＭＰａ未満の低強度の薄鋼板を対象とし、このような低強度薄鋼板の溶接時には固溶Ｂによる効果は得られるものの、引張強さが４００ＭＰａを超えるような高強度材ではＢの過剰添加によって液体金属脆化割れが助長される場合があることが判明した。

また、低強度鋼板では主として溶接止端部で発生していた液体金属脆化割れが、鋼板強度の増加に伴って溶接熱影響部での液体金属脆化割れ発生が増加することも判った。

特開平１０−２２６８６５号公報 特開２０００−６４０６１号公報 特開平０５−１５６４０６号公報 特開昭６０−９２４５３号公報 特開２００３−３２３８号公報 Journal of Institute of Metals (1914) p.108. (A.K.Huntington)

本発明は、上述したような従来技術の問題点を踏まえ、例えば、母材の引張り強さが４９０ＭＰａ以上の強度レベルで、板厚が０．８〜９ｍｍの亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際に、特に溶接熱影響部で亜鉛系合金めっきに起因して発生する液体金属脆化割れを安定して抑制でき、信頼性の高い溶接継手を得るための溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は次の通りである。

（１）亜鉛系合金めっき層を鋼材表面に設けた、引張強さ４９０ＭＰａ以上の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材であって、前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０1〜０．３％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．０００５〜０．００６％、
さらに、Ｎｂ、Ｖ、および、Ｚｒのうちの１種または２種以上を合計量で０．０１〜０．６０％を含有し、下記（１）式で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超え、かつＢ含有量が３ｐｐｍ以上、−１０２×Ｅ＋６１ｐｐｍ以下を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。

Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２ ・・・（１）
ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。
（２）前記鋼材が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、下記（２）式で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超えることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
＋［％Ｔｉ］／４．５＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２
・・・（２）
ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｔｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。
（３）前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする上記（１）または（２）記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（４）前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（３）に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（５）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（３）記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（６）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（３）に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。

本発明によれば、建築、自動車などの溶接構造部材として使用される亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れを抑制でき、溶接部品質に優れた亜鉛系合金めっき鋼材による溶接構造物を提供することが可能となる。

一般に、鋼材を溶接した後の溶接部は、鋼材および溶接材料が溶融して形成された溶接金属が凝固した後、さらに、室温までの冷却過程で熱収縮が進行する。このため、溶接部に外力が加わっていない状態でも溶接部の溶接金属および母材熱影響部が熱収縮する過程では、その周囲から拘束されることにより引っ張り応力が発生する。

Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系などの特定成分系の亜鉛系合金めっきを施した鋼材を溶接する場合に、特に熱影響部で溶融めっきを起因として発生する液体金属脆化割れは、溶接後に蒸発せずに溶接熱影響部表面に残存した溶融状態の亜鉛系合金めっきが、溶接熱影響部で発生する引っ張り応力を引き金として、結晶粒界に浸入して起きるものと考えられる。

溶接後の溶接金属および母材熱影響部の熱収縮に伴って発生する引っ張り応力の大きさは、溶接金属および母材熱影響を拘束する鋼材の温度に依存する高温強度により変化する。例えば、溶接後、９００℃程度の高温状態で生じる引張応力は比較的小さいのに対し、さらに冷却され、亜鉛系合金めっきの融点に相当する４００〜５００℃程度の低温域では鋼材の高温強度の回復並びに熱収縮量の増加により大きな引っ張り応力が働く。
一般に、鋼材の高温強度は通常その冷間強度に依存するため、被溶接鋼材の引っ張り強度が高くなるほど溶接部の熱収縮に伴って発生する引張応力は大きくなる。
また、溶接部の熱収縮に伴う引っ張り応力の大きさは、溶接部の拘束状態によっても変化し、特に、板厚が増加すると溶接部近傍の変形抵抗が増すため引張応力の増加につながる。また、溶接変形抑制のために治具などで溶接部近傍を機械的に拘束して溶接する場合や、電縫鋼管製造プロセスにおける管状成形後の端部突合せ溶接などの加工反力が大きい継ぎ手形状で溶接する場合などでは、熱収縮に伴う引っ張り応力が増大する。

亜鉛系合金めっき鋼材の溶接時の液体金属脆化割れ発生は、上記原因に加えて、特に熱影響部の組織や結晶粒界の大きさなどに影響を受ける。本発明者らの検討によれば、母材の引張強さが４９０ＭＰａ以上の亜鉛系合金めっき高強度鋼材の溶接時には、溶接熱影響部は粒界フェライトが少ないオーステナイト主体の組織になり、液体金属脆化割れ発生が顕著となることを確認した。これは、溶接熱影響部がオーステナイト粒界主体の組織となると、粒界フェライトが多く存在する組織に比べて、溶融した亜鉛系合金めっきが組織粒界へ浸入する経路が短くなり、溶融めっきの浸入深さの増大による液体金属割れ発生が助長させるためと考えられる。

本発明者らは、母材の引張り強さが４９０ＭＰａ級以上の強度レベルで、板厚が０．８〜９ｍｍのような、母材の引張強さが高くかつ板厚が比較的厚い亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する場合でも、溶接熱影響部の液体金属脆化割れを安定して抑制するための方法について鋭意検討した。その結果、母材の引張り強さを決定する鋼材成分に応じて鋼材中に含有させるＢ含有量を制御することにより、溶接熱影響部組織のオーステナイト粒界に偏析し、かつ溶融めっきの浸入を抑制するための有効Ｂ固溶量を維持し、液体金属割れ発生を抑制できることを知見した。

本発明は、上記知見を基に、鋼材の引張り強さおよび溶接熱影響部の組織を決定する母材成分を基に指標化（後述する液体金属脆化の感度指数：Ｅ値）し、この指標に応じて鋼板中のＢ含有量を制御することにより、幅広い強度レベル、板圧の鋼材において、溶接熱影響部の結晶粒界に偏析する有効Ｂ固溶量を適正化し、溶接時の液体金属脆化を安定して抑制することを技術思想とするものである。

以下に本発明を詳細に説明する。

従来から、Ｂ添加により約９００℃以上のオーステナイト温度域でＢの粒界偏析・濃化により低融点溶融金属の粒界侵入の抑制効果があることが知られている。このＢの粒界偏析は、オーステナイト−フェライト二相域以上の温度で起こり、粒界の空孔・欠陥にＢが浸入することにより界面エネルギーが低下し、溶融しためっき成分の粒界侵入・拡散の抵抗となるが、温度低下に応じてＢの粒界偏析は起き難くなる。

また、Ｂは焼き入れ性を高め、オーステナイト粒界を安定化させる作用があるため、他の焼入性元素と同様に粒界フェライトの生成を抑制することも知られている。
例えば、母材の引張り強さが４９０ＭＰａ級以上の強度レベルの鋼材成分は、Ｃ、Ｍｎとともに、後述するＮｂ、Ｖ、Ｚｒなどの焼入れ性を高める強化元素を所定量以上添加する必要がある。発明者らは、このような焼入れ性が高い母材成分組成を有する亜鉛系合金めっき鋼材を溶接すると、熱影響部は、粒界フェライトは少なく、オーステナイト粒界主体の組織となり、液体金属脆化割れ発生が顕著となることを確認した。

本発明者らは、鋼材中の焼入れ性成分およびＢの含有量が少ない場合は、図３（ａ）に示すように、溶接部で特に応力集中部となる溶接止端部１１で液体金属脆化割れが発生するのに対し、鋼材中の焼入れ性成分およびＢの含有量が多い場合は、図３（ｂ）に示すように、溶接時ニ相域温度１２となる比較的低温領域で液体金属脆化が発生することを確認した。これは、鋼材の焼入れ性が高い場合にさらにＢ含有量を増加すると、溶接熱影響部の組織がオーステナイト粒界主体の組織となり、粒界フェライトが多く存在する場合に比べて、溶融めっきの粒界へ浸入深さを増大することを助長するため、熱収縮による引張応力が比較的低く、かつ低温領域でも液体金属割れが発生するものと考えられる。

さらに、母材の焼入れ性が高い、引張強度が４００ＭＰａ〜５９０ＭＰａ級の亜鉛系合金めっき鋼材を溶接し、母材の焼入れ性または引張強度が異なる条件での鋼材中のＢ含有量と溶接熱影響部の液体金属割れとの関係について検討した。

表１および表２に実験で使用した鋼材の種類、鋼材の主要成分、および、溶接材料の種類を示す。
４９０Ｍｐａ級以上の高張力鋼材には、強度確保のためにＮｂ、Ｖ、Ｚｒの１種以上を添加した。また、溶接材料は４００ＭＰａ級鋼および４９０ＭＰａ級鋼用としてＹＧＷ１２を用い、５４０ＭＰａ級鋼および５９０ＭＰａ級鋼用としてＹＧＷ２３を用いた。
亜鉛系合金めっき鋼材は、表１に示した鋼材表面にＺｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ系合金めっきが片面当たりのめっき付着量：９０ｇ／ｍ２で施されたものを使用した。
溶接方法はパルスＭＡＧ溶接とし、溶接電流：１８０Ａ、アーク電圧：２１Ｖ、溶接速度：３０ｃｍ／ｍｉｎに設定した。

図１に溶接部の液体金属脆化割れの評価方法を示す模式図を示す。
板厚９ｍｍの厚手鋼材７の上に評価対象となる亜鉛系合金めっき鋼板１を重ね合わせた後、亜鉛系合金めっき鋼板１の４辺６(ａ)〜６(ｄ)を重ね隅肉溶接する。その後、さらに、亜鉛系合金めっき鋼材１上に丸鋼２を配置し、丸鋼２端部の円周を隅肉溶接することにより円周隅肉溶接ビード３を形成する。なお、厚手鋼材７の上に亜鉛系合金めっき鋼材１を溶接するのは、丸鋼２端部の円周を隅肉溶接する際の拘束条件を厳しくするためである。

液体金属脆化割れ８は、隅肉溶接ビード３のクレータ部（終端部）４における溶接部断面５を観察し、溶接熱影響部１０の表面から割れが伸展している板厚方向の長さを割れ深さ９と定義し、測定した割れ深さの大きさで評価した。

また、本発明者は、亜鉛系合金めっき鋼材の溶接時の液体金属脆化割れ発生を安定して抑制するための鋼材中Ｂ含有量の適正化を検討するにあたり、溶接熱影響部の組織および液体金属脆化割れに対する鋼材中のＢを除く焼入れ成分の影響度を、式（１）に示す液体金属脆化の感度指数：Ｅ値と定義し、評価した。

Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２ ・・・（１）
ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。
上記（１）式は、一般に知られている炭素当量Ｃｅｑの式をベースに強度向上のための析出強化元素であるＮｂ、ＶおよびＺｒを加えたものである。各添加量に係る係数は実験的に定めることができる。

図２に上記（１）で示されるＥ値およびＢ含有量と、溶接部の液体金属脆化割れ発生との関係を示す。
図３に示すように、溶接熱影響部１０で発生した液体金属脆化割れ８は、溶接部の応力集中部となる溶接止端部１１で発生した液体金属脆化割れ８（図３（ａ）、参照）と、比較的加熱温度が低いニ相域加熱領域１２で発生した液体金属脆化割れ８（図３（ｂ）、参照）の２種類が観察された。
図中、溶接熱影響部の液体金属脆化割れの評価は、溶接止端部で発生した液体金属脆化割れが板厚に対する割れ深さの割合で５％を超えるものを×で示し、ニ相域加熱領域で発生した液体金属脆化割れが板厚に対する割れ深さの割合で５％を超えるものを△で示し、溶接止端部およびニ相域加熱領域で発生した液体金属脆化割れがいずれも板厚に対する割れ深さの割合で５％以下の場合を○で示した。

鋼材中のＢ含有量が３ｐｐｍ未満の場合は、Ｂの粒界偏析や粒界強化の作用効果が十分に得られないため、上記（１）で示される液体金属脆化の感度指数：Ｅ値に関わらず溶接止端部で液体金属脆化割れが発生する。従って、Ｂの粒界偏析や粒界強化の作用効果を十分に活用し、液体金属脆化割れを抑制するために鋼材中のＢ含有量を３ｐｐｍ以上とする必要がある。

上記鋼材中のＢによる効果は、上記（１）で示される液体金属脆化の感度指数：Ｅ値が０．２４以下の鋼材、つまり、比較的焼入れ性が低く、強度レベルが低い鋼材からなる亜鉛系合金めっき鋼材では、鋼材中のＢ含有量が増加するとともに高まるため、溶接熱影響部の液体金属脆化割れを抑制するためには、Ｂ含有量の上限を特に限定する必要はない。
一方、上記Ｅ値が０．２４を超える鋼材、つまり、比較的焼入れ性が高く、引張り強さが４９０ＭＰａ以上程度に相当する強度レベルが高い鋼材からなる亜鉛系合金めっき鋼材では、鋼材中のＢ含有量が高過ぎる場合には、溶接熱影響部において溶接止端部に比べて比較的引張応力が低く、加熱温度が低い、ニ相域加熱領域でも、溶接熱影響部の組織に起因して液体金属脆化割れが発生する場合がある（図２中の△）。このような溶接熱影響部のニ相域加熱領域で発生する液体金属脆化割れを抑制するためには、図２から鋼材中のＢ含有量の上限を、上記（１）式で示される液体金属脆化の感度指数：Ｅ値との関係から、−１０２×Ｅ＋６１ｐｐｍに制限することにより抑制することが可能となる。

本発明は、上記知見および技術思想を踏まえて、本発明の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材の母材成分およびその含有量の範囲を以下の通りとする。なお、以下の％およびｐｐｍは、特に説明がない限り質量％および質量ｐｐｍを示すものとする。

Ｃ：本発明では、Ｃは引張強さを確保するために必要であると共に、溶接後の溶接部の熱収縮により生じる引っ張り応力に対して、溶接熱影響部の焼入れ向上し、応力集中部の塑性歪の低減による割れ防止のために必須な元素である。Ｂ添加との組み合わせにより溶接部の割れ発生を充分防止でき、かつ良好な靱性を確保できるＣ含有量として、その下限を０．０１％とした。なお、Ｃの過剰の添加は溶接ＨＡＺ部を硬化させ曲げ性能低下や遅れ割れの発生につながるのみならず、Ｆｅ−Ｃ−Ｂ析出物を形成しやすくなりＢのめっき脆化抑制効果を低減してしまうためＣ含有量の上限を０．３％とした。

Ｓｉ：Ｓｉは母材の脱酸のために必要であり、その含有量の下限値を０．０１％とした。また、Ｓｉは固溶強化の作用があり下記のＭｎとともに母材強度の調整に用いる。なお、過剰のＳｉ添加は熱間圧延時の酸化スケールの増加、延性低下につながるためその含有量の上限は２．０％とした。

また、熱延鋼板にめっきする場合には問題ないが、冷延鋼板にめっきする場合にはめっき付着性が劣化するためＳｉ量は０．１％以下にすることがより好ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは鋼材の熱間脆性の原因となる鋼中の不可避的不純物のＳをＭｎＳとして固定して無害化するためその含有量の下限値を０．１％とした。一方、Ｍｎの過剰の添加は溶接ＨＡＺ部を硬化させ曲げ性能低下や遅れ割れの発生につながるためその含有量の上限を３．０％とした。

Ｓ：Ｓは鋼材の熱間加工性を低下させる元素であるから少ないほど好ましく、上限値を０．０１５％とした。

また、Ｓは、溶接時のめっき脆化割れ抑制の観点からは、低Ｓ化することにより脆化抑制効果が認められるため、その含有量の上限を０．００３％とするのが好ましい。

Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸元素であるとともに、鋼中のＮを固定する作用を有するために、Ｂが窒化物として析出するのを防ぎ溶融亜鉛系合金めっきの液体金属脆化割れを抑制する効果もある。これらの効果を得るために０．００１％以上添加する必要がある。一方、過剰にＡｌを添加すると粗大な非金属介在物を生成して鋼材の靭性等の性能を低下させるので上限値は０．５％とした。

Ｂ：Ｂは上述のように溶接時に加熱され、オーステナイト域またはオーステナイト-フェライト２相域以上の温度なる溶接熱影響部において、粒界に偏析・濃化または粒界の空孔・欠陥に浸入して界面エネルギーを低下して溶融状態の亜鉛系合金めっきの粒界への浸入・拡散を抑制する作用効果がある。
また、溶接部の冷却過程では、Ｂは焼入れ性向上元素であり、ベーナイトあるいはマルテンサイト組織の形成を促進し、組織の微細化および、溶接部の熱収縮による引っ張り応力の発生に対して、特に溶接熱影響部の粒界に偏析固溶し、粒界強化により応力、塑性歪の低減効果も得られる。上述した図２に示すように、３ｐｐｍ以上で液体金属脆化の抑制効果が得られる。一方で、上記（１）式で示される液体金属脆化の感度指数：Ｅ値が０．２４を超える鋼材では、過剰なＢ添加は逆に液体金属脆化を助長し、安定して液体金属脆化するために、Ｅ値との関係からＢ含有量の上限を−１０２Ｅ＋６１ｐｐｍと規定した。

Ｎ：Ｎは鋼材の強度を上昇させる一方で、多大なＮの添加は鋼材の靭性を低下させるとともに、ＢをＢＮなどの窒化物として析出させ、Ｂのめっき脆化抑制効果も損ねてしまう。そこで、上限値を０．００６％とした。Ｎは少ないほど好ましいが０．０００５％以下にすることはコストの増加を招くため下限値を０．０００５％とした。

Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ：何れも析出強化により鋼材の強度を確保すると共に、Ｎを窒化物として固定し、液体金属脆化抑制に有効な固溶Ｂ量を確保する作用示す。本発明では、鋼材の引張強度を４９０ＭＰａ以上を確保するためにＮｂ、Ｖ、および、Ｚｒのうちの１種又は２種以上を合計量で０．０１％以上含有させる。しかし、この合計量が０．６０質量％を超える過剰な含有は、製造コストの上昇を招くことは勿論、鋼材の靭性を劣化させるため、合計含有量の上限を０．６０％とした。

以上の鋼材中の基本成分を規定することにより、本発明が目的とする母材の引張り強さが４９０ＭＰａ級以上の強度レベルで、板厚が０．８〜９ｍｍの亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際に、溶接部の液体金属脆化割れを安定して抑制する効果は十分に得られる。さらに、これらの効果を高めるためには、上記成分規定に加えて、鋼材中にＴｉを適正量含有させることが好ましい。

Ｔｉ：Ｔｉは、鋼中のＮを窒化物として固定し、ＢがＢＮなどの窒化物として析出するのを防ぐ作用がある。この作用を発揮し、溶融亜鉛系合金めっきの液体金属脆化割れをさらに抑制するためには、０．００１％以上添加することが好ましい。また、Ｔｉは鋼材の焼入れ性を向上させる作用も有するため、上記（１）式にＴｉ含有量の項を追加した下記（２）式で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超えるように鋼材成分を調整することが好ましい。一方、Ｔｉは０．５％を超えて添加しても割れ抑制効果が飽和し、いたずらに合金添加コストが上昇するだけであるのでその含有量の上限値を０．５％とした。

Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
＋［％Ｔｉ］／４．５＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２
・・・（２）
ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｔｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。

また、本発明において、上記成分を含有する鋼材の表面に施される亜鉛系合金めっきとしては、特許文献１に記載されているようなＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、特許文献２に記載されているようなＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、或いはＺｎ−Ａｌ系の亜鉛系合金めっきをいう。因みに、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきでは、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎからなり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきでは、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％、残部Ｚｎからなるめっきからなり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきでは、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％、残部Ｚｎからなるめっきからなる。本発明は、これらの亜鉛系合金めっきのうちの何れか１種のめっきが施された亜鉛系合金めっき鋼材を溶接して溶接構造物とする際に上述した顕著な効果を発揮する。

なお、上記の本発明の実施形態の説明では、溶接方法としてアーク溶接を主体に説明したが、これらの溶接方法に限定するものではない。例えば、レーザ溶接、スポット溶接、プロジェクション溶接、電縫溶接でも溶接熱サイクルを受け、溶接部近傍には引っ張り応力が働くため、溶接部の液体金属脆化割れが生じる可能性があり、本願発明の適用により同様に溶接時の液体金属脆化防止効果が得られる。

表３に示す成分を含有する母材鋼材に、目付量片面９０ｇ／ｍ2 のＭｇ：３％、Ａｌ：１１％、Ｓｉ：０．３％、残部Ｚｎからなる亜鉛系合金めっきを施した鋼材をアーク溶接し前記評価方法と同様に溶接部の割れの評価を行った。なお、上記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっきは従来の単なるＺｎめっきに比較して極めて優れた耐食性を示すことが知られている。

溶接はパルスＭＡＧアーク溶接で溶接電流１８０Ａ、溶接電圧２１Ｖ、溶接速度３０cm／min とし、溶接ワイヤには表２に示すＹＧＷ２３（５９０ＭＰａ級鋼用）を使用した。液体金属脆化の検査は、図１に示すように円周隅肉溶接ビード３のクレータ部（終端部）４における溶接部断面５を観察し、溶接ビードまたは溶接熱影響部の表面から割れが伸展している板厚方向の長さ８を割れ深さと定義し、母材板厚に対する割れ深さの比を求めた。この検査では、実際の溶接継手に比べて拘束応力の極めて高い状態であり、割れの発生し易い状況を再現している。

なお、割れの発生部位として、溶接熱影響部１０の中で、溶接止端部１１で発生した液体金属脆化割れ８（図３（ａ）、参照）と、ニ相域加熱領域１２で発生した液体金属脆化割れ８（図３（ｂ）、参照）の２種類が観察されるため、各々の部位での割れ深さを区別して板厚に対する割れ深さの割合で評価した。

表３に鋼材中の主要な成分、鋼材の液体金属脆化の感度指数：Ｅ値と、溶接熱影響部の液体金属脆化割れの評価結果を示す。

記号１〜７は鋼材中の成分およびＥ値が本発明で規定する範囲内にある本発明例である。いずれの鋼材もＥ値が０．２４以上を満足し、引張強さが４９０ＭＰａ以上と比較的高い強度鋼材であるが、鋼材中にＥ値との関係で適正なＢ量を含有し、その他成分も本発明範囲内であるため溶接止端部及び二相領域ともに液体金属脆化に起因する割れ発生は５％以下と低く、実用上問題のないレベルであった。特に、鋼材中に基本成分に加えてＴｉを適量含有する記号２、４、６、７は液体金属脆化割れが皆無であった。

一方、記号８〜１１は鋼材成分が本発明の成分範囲およびＥ値から外れた比較例である。

記号８は鋼材中のＢ量が本発明で規定する範囲より少ないため、図３（ａ）に示す溶接止端部に液体金属脆化割れが生じた。また、Ｅ値が０．２１と低いため引張強さが４９０ＭＰａ未満であった。
記号９は鋼材中のＣ含有量が低く、溶接熱影響部の焼入れ性が十分でないため、特に応力集中部となる溶接止端部の引張応力を十分に低減できず、溶接止端部に液体金属脆化割れが発生した。また、Ｅ値が０．０６と極めて低いため引張強さが４９０ＭＰａ未満であった。

記号１０および１１はＥ値が０．２４以上を満足し、引張強度が４９０ＭＰａと高いが、鋼材中のＢ含有量が本発明でＥ値との関係で規定する上限を超えたため図３（ｂ）に示す溶接止端部から離れたニ相域加熱領域で液体金属脆化割れが生じた。

以上の実施例では溶接方法としてアーク溶接を用いたが、同様にレーザ溶接、スポット溶接、プロジェクション溶接、電縫溶接を用いた試験においても、溶接部の液体金属脆化割れは抑制できた。

亜鉛系合金めっき鋼板の溶接熱影響部に生じる液体金属脆化割れの評価方法を示す模式図。 液体金属脆化の感度指数：Ｅ値およびＢ含有量と、溶接部の液体金属脆化割れ発生との関係を示す図。 溶接熱影響部に生じた液体金属脆化割れを示す模式図。 （ａ）溶接止端部に発生する液体金属脆化割れ （ｂ）溶接止端部から離れたニ相域加熱領域に発生する液体金属脆化割れ

符号の説明

１ 亜鉛系合金めっき鋼板
２ 丸鋼
３ 円周隅肉溶接ビード
４ 円周隅肉溶接ビードのクレータ部（終端部）
５ 円周隅肉溶接ビードのクレータ部（終端部）における溶接部断面
６ 亜鉛系合金めっき鋼板の周端部
７ 拘束用の厚手鋼材
８ 液体金属脆化割れ
９ 液体金属脆化の割れ深さ（板厚方向）
１０ 溶接熱影響部
１１ 溶接止端部
１２ ニ相域加熱領域

Claims (6)

1. 亜鉛系合金めっき層を鋼材表面に設けた、引張強さ４９０ＭＰａ以上の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材であって、前記鋼材が、質量％で、
   Ｃ：０．０1〜０．３％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．１〜３．０％、
   Ｓ：０．０１５％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｎ：０．０００５〜０．００６％、
   さらに、Ｎｂ、Ｖ、および、Ｚｒのうちの１種または２種以上を合計量で０．０１〜０．６０％を含有し、下記（１）式で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超え、かつＢ含有量が３ｐｐｍ以上、−１０２×Ｅ＋６１ｐｐｍ以下を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
   Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
   ＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２ ・・・（１）
   ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。
2. 前記鋼材が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、下記（２）式で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超えることを特徴とする請求項１に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
   Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７
   ＋［％Ｔｉ］／４．５＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２
   ・・・（２）
   ここで、Ｅ値は液体金属脆化の感度指数を示し、［％Ｃ］、［％Ｓｉ］、［％Ｍｎ］、［％Ｎｉ］、［％Ｔｉ］、［％Ｎｂ］、［％Ｖ］、［％Ｚｒ］は、鋼材中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの各含有量（質量％）を示す。
3. 前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする請求項１または２記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
4. 前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項３に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
5. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項３記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
6. 前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項３に記載の溶接性に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。

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