JP6459636B2 - 亜鉛系合金めっき溶接ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐食性に優れる亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼とその製造方法に関する。

ウェブ材とフランジ材とを高周波抵抗溶接して製造された溶接Ｈ形鋼は、熱間圧延によって製造された圧延Ｈ形鋼と比較して、ウェブ高さやフランジ幅の選択範囲が広く、より軽量の製品で、高い断面二次モーメントが得られる。また、溶接Ｈ形鋼は、寸法精度が高い鋼帯を素材とするため、高寸法精度が容易に得られる。このような利点があることから、溶接Ｈ形鋼は、軽量鉄骨系住宅の床や屋根の梁材等に賞用されている。

ところで、耐食性が要求される用途に使用される溶接Ｈ形鋼には、熱間圧延ままの鋼帯を素材として製造し、需要家が使用に際してめっき等の表面処理を行うものと、めっき鋼帯を素材とするものとがある。従来の軽量鉄骨系住宅等に使用する溶接Ｈ形鋼には、溶融亜鉛めっき鋼帯を素材としたものが採用される。

溶融亜鉛めっき鋼帯を素材とし、高周波抵抗溶接によって製造された溶接Ｈ形鋼の溶接部には、色合わせのための塗装など、補修が施されることがある。なお、溶接後、塗装を施す前に、ロール等によってビード部を成形することがある。このとき、溶接部に残存物が付着していると、補修後に塗膜が剥離することがあった。このような溶接部の塗膜の剥離を防止するために、ビード部を成形し、めっきカスを除去してから塗装する方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。

また、溶融亜鉛めっき鋼帯をフランジ材及びウェブ材の素材として用いる場合、給電子をフランジ材及びウェブ材に当接させて加熱する際に、当接部のめっき層が消失することがある。めっき層が消失すると耐食性が低下するので、この部分に溶射皮膜を形成する方法が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。また、当接部のめっき層が消失しないように、小型の２つ以上の給電子をフランジ材及びウェブ材に当接させる方法が提案されている（例えば、特許文献３、参照）。

特開平０７−００９１５１号公報 特開２００２−００１５３０号公報 特開２００５−０２８４３３号公報

近年、耐食性等をさらに向上させるため、ＡｌやＭｇを含む亜鉛系合金めっき鋼帯を素材として溶接Ｈ形鋼を製造することが試みられている。高周波抵抗溶接によって製造される亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の給電子が当接した部位（当接部）は、例えば図１に示すように、３本の線状痕となる。図２に示すように、給電子の当接部の近傍の断面には、めっき層に２つの凹部が見られる。すなわち、給電子が当接した部位は、図１に示す３本の線状痕の間の部分（めっき層の凹部）であり、線状痕は給電子の当接部の両側に形成されためっき層の凸部である。

ところで、溶接部には色合わせ塗装が施されるが、通常は、給電子の当接部には補修等を施さない。しかし、亜鉛めっきや亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の場合、給電子の当接によって形成されためっき層の凹部（摺動痕という。）は、めっき層が薄くなっているため、他の部位に比べて耐食性が劣化するという問題が生じた。また、摺動痕の近傍に色合わせ塗装を施した場合であっても、耐食性が不均一であると、摺動痕の局部的な腐食が問題になる場合がある。なお、製造装置の仕様によっては、１本の摺動痕の両端に２本の線状痕が形成される場合もあるが、摺動痕の耐食性の劣化という問題は同様に生じる。

そこで、本発明は、このような実情に鑑み、給電子との当接によって形成される摺動痕及びその近傍が、溶接部を除く一般部（高周波抵抗溶接の際に加熱、冷却が施されない部分）と同等の耐食性を維持する、亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼とその製造方法の提供を課題としてなされたものである。

本発明者らは、上記課題を解決するための手法について、鋭意検討した。
その結果、亜鉛系合金めっき鋼帯を素材とするＨ形鋼の製造において、溶接後に所定の時間以内に、給電子による摺動痕を含む部位を所定の冷却速度以上で冷却すると、摺動痕の耐食性が他の部位と同等となることが判明した。この原因は、高周波抵抗溶接時に加熱された亜鉛系合金めっきが、一旦、溶融し、凝固する際に急速冷却によって微細な凝固組織となり、他の部位との電位差が軽減されて耐食性が向上するためであると推定される。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき及びＺｎ−Ａｌ系合金めっきの何れか１種からなるめっき層を備えた亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、前記ウェブ材と前記フランジ材の一方又は両方に形成される高周波抵抗溶接用給電子の摺動痕の前記めっき層の析出相組織が、粒径１０μｍ以下の共晶組織であることを特徴とする亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（２）前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記（１）に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（３）前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、更に、質量％で、Ｂ:０．０００３〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記（２）に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（４）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及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（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及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（６）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％、Ｃｅ：０．００１〜０．５％の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（１）〜（３）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。

（７）Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき及びＺｎ−Ａｌ系合金めっきの何れか１種からなるめっき層を備えた亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、前記ウェブ材と前記フランジ材とを高周波抵抗溶接する亜鉛系合金めっきＨ形鋼の製造方法であって、前記高周波抵抗溶接の終了後、３０秒以内に、少なくとも前記高周波抵抗溶接の加熱に用いられる給電子の当接及び摺動によって形成される前記ウェブ材、前記フランジ材の一方又は両方の摺動痕を８００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却することを特徴とする亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

（８）前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記（７）に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

（９）前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、更に、質量％で、Ｂ:０．０００３〜０．００４０％を含有することを特徴とする前記（８）に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

（１０）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及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（７）〜（９）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

（１１）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及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（７）〜（９）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

（１２）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％、Ｃｅ：０．００１〜０．５％の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であることを特徴とする前記（７）〜（９）の何れかに記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、給電子との当接によって形成される摺動痕及びその近傍においても、一般部と同等の耐食性が確保された、亜鉛系合金めっき鋼帯を素材とする溶接Ｈ形鋼（亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼）及びその製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、摺動痕及びその近傍を補修する必要がなく、冷却装置の追加配置のみで製造することができるので、製造コストを大幅に上昇させることもない。したがって、本発明は、利用価値の高いものである。

亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼のウェブに形成された線状痕の一例を示す図である。 給電子の当接及び摺動によって形成された摺動痕の一例を示す図である。 亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼に形成された摺動痕の断面の一例を示す図である。 亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の一般部の断面の一例を示す図である。 溶融めっき溶接Ｈ形鋼に形成された摺動痕の断面の一例を示す図である。 溶融亜鉛めっき溶接Ｈ形鋼の一般部の断面の一例を示す図である。 本発明に係る溶接Ｈ形鋼製造装置の一例を示す概略図である。

本発明者らは、亜鉛系合金めっき鋼帯を素材として溶接Ｈ形鋼を製造する際に、高周波抵抗溶接機の直後に配置した冷却水スプレーによって、給電子による摺動痕部分を種々の条件で冷却し、摺動痕のめっき層の組織と耐食性との関係について検討を行った。前述のように、図１に示す３本の線状痕の断面は、図２に示すように、給電子の摺動痕が２つの凹部を形成している。

図３は、高周波抵抗溶接の直後に急速冷却した亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の、摺動痕のめっき層の組織の一例であり、図２の凹部を走査型電子顕微鏡で観察し、撮影した組織の反射電子像写真である。一方、図４は、比較のために示した、亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の一般部のめっき層の組織である。なお、亜鉛系合金めっきは、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきであり、図３及び４において、最下層の均一なグレー部分は、亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の母材であり、その上がめっき層である。

亜鉛系合金めっきＨ形鋼の摺動痕では、高周波抵抗溶接の加熱によってめっき層が溶融し、溶接後の急速冷却によって凝固し、凝固相組織が形成される。図３に示すように、反射電子像では、摺動痕の亜鉛系合金めっき層は、明るい色調の相とやや暗い色調の相とが交ざり合った、微細な凝固相組織になっている。ここで、明るい色調はＺｎ相であり、やや暗い色調は、Ｚｎ−Ｍｇ合金相中にＺｎ相及びＡｌ相が混在した相(合金相という。)である。

他の組成の亜鉛系合金めっきＨ形鋼についても同様の調査を行った結果、溶接直後に急速冷却された摺動痕の亜鉛系合金めっき層の凝固相組織は、粒径１０μｍ以下の共晶組織であることがわかった。また、摺動痕の亜鉛系合金めっき層の凝固相組織には、図３に示したデンドライド状の組織以外に、ラメラー構造を呈する場合がある。更に、亜鉛系合金めっき成分によっては、初晶Ｚｎ、初晶Ａｌが含まれる場合がある。初晶Ｚｎ、初晶Ａｌ凝固相は反射電子像の３５０倍での観察においては、外周を除いてほぼ均一な凝固相として観察されるため、明瞭に区別可能である。凝固相組織の粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭという。）の反射電子像によって３５０倍での観察を行い、コントラスト差として識別できるデンドライドのアーム間、ラメラー層組織の層間長さ、初晶Ａｌ又は初晶Ｚｎの長径を測定し、これらの最大値で評価する。

一方、図４に示すように、一般部（高周波抵抗溶接の際に加熱、冷却が施されない部分）の亜鉛系合金めっき層の組織では、２０〜３０μｍ程度の暗い色調の相がマトリックス中に粗く分散している。一般部のめっき層の組織は、めっき浴から引き上げられた際の冷却によって形成されたものである。図４に示す暗い色調の相は、初晶Ａｌが２０〜３０μｍ程度の結晶粒となったものであり、マトリックスはＡｌ、Ｚｎ、Ｚｎ−Ｍｇ合金の共晶組織である。このような、一般部に比して、結晶粒が微細化された亜鉛系合金めっき層は、地鉄層（母材）との密着性が向上し、かつ凝固相組織間の電位差が軽減され、腐食促進性が緩和されており、その厚さを減じても一般部と同等の耐食性（防錆性）を確保している。また、亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造において、高周波抵抗溶接後の冷却速度が遅い場合、摺動痕の亜鉛系合金めっき層の凝固相組織は、一般部と同様の組織になることがわかった。

さらに、比較のために、従来の溶融亜鉛めっき溶接Ｈ形鋼について、高周波抵抗溶接の直後に急速冷却した摺動痕及び一般部のめっき層の組織を調査した。図５は摺動痕のめっき層の組織であり、図６は一般部のめっき層の組織である。図５と図６とを比較しても、めっき層はほぼ純亜鉛単相であり、両者の形態に顕著な相違は見られない。このように、溶融亜鉛めっき溶接Ｈ形鋼では、冷却速度を制御しても摺動痕の凝固相組織は変化せず、めっき層の厚みの低減により、耐食性が劣化することが判明した。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼は、亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、ウェブ材とフランジ材とを高周波抵抗溶接して製造される。このとき、高周波抵抗溶接の加熱に用いられる給電子の当接及び摺動によって、ウェブ材、フランジ材の一方又は両方に摺動痕が形成される。摺動痕のめっき層は、溶融及び急速冷却によって形成された凝固相組織になっており、凝固相組織は粒径１０μｍ以下の共晶組織である。凝固相組織は、デンドライド、ラメラー構造の一方又は両方の形態を示し、初晶Ｚｎ、初晶Ａｌの一方又は両方を含む場合がある。凝固相組織の粒径は、ＳＥＭの反射電子像によって３５０倍での観察を行い、コントラスト差として識別できるデンドライドのアーム間、ラメラー層組織の層間長さ、初晶Ａｌ又は初晶Ｚｎの長径を測定し、これらの最大値で評価する。

凝固相組織の粒径は、地鉄層（母材）との密着性及び耐食性に影響を及ぼし、微細であることが好ましい。凝固相組織の粒径を１０μｍ以下にすることにより、優れた密着性が得られるとともに、めっき相組織間の電位差（Ｚｎ相と合金相との電位差）による腐食促進性が緩和され、優れた耐食性をも得ることができる。凝固相組織の粒径は微細であるほど好ましいが、１μｍ以上であってもよい。高周波抵抗溶接後、３０秒以内に摺動痕を８００℃／秒で急速冷却することにより、凝固相組織の粒径を１０μｍ以下にすることができる。

亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の母材は、いずれも、主に低炭素鋼を用いるが、必要に応じて中炭素鋼、高炭素鋼、合金鋼などを用いることができる。母材に用いる低炭素鋼の成分は、好ましくは、以下のとおりとする。なお、以下に示す成分の残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、不可避的不純物とは、原材料に含まれる成分や、製造の過程で混入される成分であって、母材に意図的に含有させた成分ではない成分をいう。

Ｃ：所定の引張強さを確保するために下限を０．０１％とすることが好ましい。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ため、Ｃ含有量の上限を０．３％とすることが好ましい。

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は０．０１％が好ましい。また、Ｓｉは固溶強化作用の作用があり、下記のＭｎとともに母材強度の調整に用いることができる。なお、過剰のＳｉ添加は鋼材製造時の酸化スケールの増加につながるため、その含有量の上限は２．０％が好ましい。

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％とすることが好ましい。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％とすることが好ましい。

Ｓ：Ｓは鋼材の熱間加工性を低下させる元素であり、上限値を０．０１５％とすることが好ましい。

Ｐ：Ｓと同様に熱間加工性を低下させる元素であり、上限値を０．０３％とすることが好ましい。

Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸元素として０．００１％以上添加することが好ましい。一方、過剰に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ことがあるので、上限値は０．５％が好ましい。

Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のＮを窒化物として固定し、Ｂが窒化物として析出するのを防ぐ効果があり、下限値は０．００１％が好ましい。一方、０．５％を超えて添加してもその効果は飽和するので、上限値は０．５％が好ましい。

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を窒化物として析出させ、Ｂによる割れ低減効果も損ねることがあるため、上限値は０．００６％が好ましい。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％としてもよい。

更に、溶接Ｈ形鋼を他の部材に溶接する場合や、溶接Ｈ形鋼同士を溶接する場合は、上記の成分に加えて、母材にＢを添加することが好ましい。

Ｂ：Ｂは溶接時の８００℃以上のオーステナイト域で粒界偏析・濃化して溶融状態の亜鉛系合金めっきの粒界への浸入を防止する作用があり、また、低温域で熱収縮による引っ張り応力発生の際に溶接ＨＡＺ部の粒界強化による応力集中部の塑性歪低減効果がある。その効果を得るためには０．０００３％以上添加することが好ましい。一方、過度な添加は溶接部の靭性劣化を招くことがあるため、上限値は０．００４０％が好ましい。

亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼のめっき層には、耐食性向上の観点で、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、及び、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきの何れか１種のめっきが用いられる。

Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきは、好ましくは、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であるものを用いる。

Ａｌの含有量を２〜１９％とした理由は、２％未満では、優れた耐食性を実現することができない場合があるとともに、母材との間で優れた密着性を実現することができない場合があるためであり、１９％超では、耐食性向上の効果が認められなくなる場合があるからである。

Ｍｇの含有量を１〜１０％とした理由は、１％未満では優れた耐食性を実現することができない場合があり、一方、１０％超では、めっき層が脆くなって母材との間で優れた密着性を実現できない場合があるためである。

Ｓｉの含有量を０．０１〜２％とした理由は、０．０１％未満ではめっき層中のＡｌと母材中のＦｅとが反応し、めっき層が脆くなって母材との間で優れた密着性を実現できない場合があるためであり、２％超では、上記密着性の向上効果が認められなくなる場合があるからである。

次に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきは、好ましくは、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であるものを用いる。なお、Ａｌ、Ｍｇの含有量の限定理由は、上記のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきの場合と同じである。

さらに、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきは、好ましくは、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらにＭｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、Ｃｅ：０．００１〜０．５％の１種又は２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であるものを用いる。なお、Ａｌの含有量の限定理由は、上記のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきの場合と同じである。Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、めっきのアルミニウムに起因する保護作用と亜鉛に起因する犠牲防食作用とを共に強化する元素であり、耐食性を更に向上させるために、上記のとおりの下限値を設定することが好ましい。これに対し、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを過度に含ませても、耐食性の向上が見込めないため、上記のとおりの上限値を設定してもよい。

めっき層には、さらに、質量％で、Ｉｎ:０．０１〜１％、Ｂｉ：０．０１〜１％、Ｓｎ：１〜１０％、Ｃａ：０．０１〜０．５％、Ｂｅ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｆｅ：０．０１〜３．０％、Ｓｒ：０．０１〜０．５％の少なくとも１種を含有させることができる。

Ｉｎ、Ｂｉ、Ｓｎについては、それぞれ、耐食性を向上させるために含有させるが、過度に含有させると、めっき後の外観が粗雑になる場合があるので、それぞれ、上記のとおりの下限値及び上限値を設定することが好ましい。

一方、Ｃａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｒについては、塗装後の耐食性を高めるためであるが、過度に含有させると、めっき後の外観が粗雑になる場合があるので、それぞれ、上記のとおりの下限値及び上限値を設定することが好ましい。

なお、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｓｂ等の不可避的不純物は、総量を０．５％以下に制限するとともに、Ｐｂを０．１％以下、Ｓｂを０．１％以下に制限することが好ましい。不純物の総量を０．５％以下に制限する理由は、当該総量が０．５％超となると、めっきの密着性が十分に発揮されないためである。このような観点から、特に、Ｐｂ含有量及びＳｂ含有量の各上限値を、上記のとおりに設定することが好ましい。

次に、本発明の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法について説明する。

図７に示すように、本発明の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼１０の製造装置は、高周波抵抗溶接機２（以下、溶接機２と略する）の出側に、摺動痕及びその近傍（摺動痕部ということがある。）を急速冷却する冷却装置４を備えることを最大の特徴とする。亜鉛系合金めっき鋼帯からなるフランジ材１２及びウェブ材１３は、溶接機２の入り側に設置された給電子１によって高周波誘導加熱される。

冷却装置４は、溶接Ｈ形鋼１０の溶接ビード部１１を成形する圧潰ローラ・ユニット３の直後に設置されている。具体的には、冷却装置４は圧潰ローラ・ユニット３の０．１〜３ｍ後方に設置されており、摺動痕部は、高周波溶接終了後、３０秒以内に急速冷却される。摺動痕部の温度が４００℃以上である状態で急速冷却が開始され、摺動痕部には、８００℃／秒以上の冷却速度で冷却されるように、冷却水ノズル４１から冷却水が噴射される。

摺動痕部の急速冷却の開始が、高周波溶接終了後、３０秒を超えると、摺動痕のめっき層に２０〜３０μｍ程度のＡｌ初晶が生じて、耐食性が劣化する。また、冷却速度が８００℃／秒未満であると、摺動痕のめっき層の凝固相組織の粒径が１０μｍを超えて、めっき層の密着性及び耐食性が劣化する。

溶接Ｈ形鋼１０の溶接ビード部１１は、圧潰ローラ・ユニット３によって成形され、整形後の溶接ビード部１１には、塗装装置５によって色合わせ塗装が施される。

以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。試験番号３〜４、６は本発明の範囲内の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼であり、試験番号１〜２、５、７は本発明の範囲外の溶接Ｈ形鋼である。

亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、ウェブ材とフランジ材とを高周波抵抗溶接して亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼を製造した。高周波抵抗溶接は銅製の給電子を用いて、接合部の加熱温度が１３００℃となるように、高周波電源の周波数を３６０ｋＨｚとし、給電子と鋼帯との当接部の寸法を１５ｍｍ×２０ｍｍとして行った。
本発明の範囲内の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼を製造する際には、高周波抵抗溶接後、３０秒以内に、冷却速度が８００℃／秒以上になる条件で水冷を行った。一方、本発明の範囲外の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼を製造する際には、高周波抵抗溶接後、水冷を行わないか、ラインスピードを調整して、１２０秒後に水冷を行った。水冷の条件は、予め、表面の温度変化を測定しながら高周波抵抗溶接及び水冷を行った試験結果に基づいて設定した。

なお、各試験例（試験番号１〜７）の母材及びめっき成分は表１〜２に示すとおりである。また、各試験例の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の寸法については、ウェブの鉛直方向寸法を２００ｍｍ、両フランジの水平方向寸法を１００ｍｍ、ウェブの水平方向寸法（厚み）を３．２ｍｍ、両フランジの鉛直方向寸法（厚み）を４．５ｍｍとした。

次に、各試験例について、摺動痕及びその近傍のめっき相組織評価と耐食性に関する評価を行った。

（摺動痕及びその近傍のめっき相組織に関する評価）
亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の給電子の摺動痕近傍から小片を切り出し、観察面が溶接方向に垂直な板厚方向の断面となるように樹脂包埋後、研磨して断面出しを行い、めっき層の組織をＳＥＭの反射電子像で観察した。めっき層の組織の観察位置は、給電子の摺動痕中央部から両側に１．５ｍｍの位置までの摺動痕近傍部とした。一方、摺動痕の無いフランジ側を一般部とした。得られた断面視野３５０倍で、凝固相組織の粒径を測定し、１０μｍ以下を合格（○）とした。ここで凝固相組織の粒径は、反射電子像の３５０倍の観察でコントラスト差として識別できるデンドライドのアーム間、ラメラー層組織の層間長さ、初晶Ａｌ又は初晶Ｚｎの長径の最大値とした。その結果を表３に併記する。

（耐食性に関する評価）
亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の給電子による摺動痕を含むフランジ部の耐食性を評価した。亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼を９６０時間の塩水噴霧試験に供試し、給電子による摺動部からの赤錆発生長さ率が１０％以下であれば合格（○は５％超１０％以下、◎は５％以下）とした。その結果を表３に併記する。

表３によれば、本発明の技術的範囲に属する（めっき成分にＡｌやＭｇを含有する高耐食めっきで、かつ溶接後の水冷が溶接後３０秒以内に行われた）発明例の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼については、いずれも、本発明の技術的範囲に属しない比較例の溶接Ｈ形鋼に対して、めっき層の凝固相組織が微細となり、耐食性が確保されていることが判る。

１ 給電子１
２ 高周波抵抗溶接機２
３ 圧潰ローラ・ユニット３
４ 冷却装置
４１ 冷却水ノズル
５ 塗装装置
１０ 亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼
１１ 溶接ビード部
１２ フランジ材
１３ ウェブ材

Claims (12)

1. Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき及びＺｎ−Ａｌ系合金めっきの何れか１種からなるめっき層を備えた亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、前記ウェブ材と前記フランジ材の一方又は両方に形成される高周波抵抗溶接用給電子の摺動痕の前記めっき層の析出相組織が、粒径１０μｍ以下の共晶組織であることを特徴とする亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
2. 前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．１〜３．０％、
   Ｓ：０．０１５％以下、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
   Ｎ：０．０００５〜０．００６％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
3. 前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、更に、質量％で、
   Ｂ:０．０００３〜０．００４０％
   を含有することを特徴とする請求項２に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
4. 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及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
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及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
6. 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％、
   Ｃｅ：０．００１〜０．５％
   の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼。
7. Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき及びＺｎ−Ａｌ系合金めっきの何れか１種からなるめっき層を備えた亜鉛系合金めっき鋼帯をウェブ材及びフランジ材とし、前記ウェブ材と前記フランジ材とを高周波抵抗溶接する亜鉛系合金めっきＨ形鋼の製造方法であって、
   前記高周波抵抗溶接の終了後、３０秒以内に、少なくとも前記高周波抵抗溶接の加熱に用いられる給電子の当接及び摺動によって形成される前記ウェブ材、前記フランジ材の一方又は両方の摺動痕を８００℃／秒以上の冷却速度で急速冷却することを特徴とする亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。
8. 前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．３％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
   Ｍｎ：０．１〜３．０％、
   Ｓ：０．０１５％以下、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．５％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
   Ｎ：０．０００５〜０．００６％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項７に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。
9. 前記亜鉛系合金めっき鋼帯の母材が、さらに、質量％で、
   Ｂ:０．０００３〜０．００４０％
   を含有することを特徴とする請求項８に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。
10. 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及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項７〜９の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。
11. 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及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項７〜９の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。
12. 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％、
    Ｃｅ：０．００１〜０．５％
    の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物であることを特徴とする請求項７〜９の何れか１項に記載の亜鉛系合金めっき溶接Ｈ形鋼の製造方法。