KR20150024302A - 아크 용접 구조 부재의 제조법 - Google Patents

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가즈아키 호소미
도모카즈 노부토키
히로시 아사다
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닛신 세이코 가부시키가이샤
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Abstract

[과제] 도금 원판의 강종에 의한 제약이나, 대폭적인 비용 증가를 동반하지 않고, Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 사용한 아크 용접 구조 부재에서 우수한 내용융금속취화균열성을 갖는 것을 제공한다.
[해결 수단] 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때, 적어도 접합하는 한쪽 부재를 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재로 하고, 쉴드 가스로서, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하고, CO2 농도(CCO2)(체적%)가 용접 입열(Q)(J/cm)에 따라 하기 수학식 2를 충족시키도록 조정되어 있는 가스를 사용한다.
[수학식 2]
0 ≤ CCO2 ≤ 2900Q-0.68

Description

아크 용접 구조 부재의 제조법 {PROCESS FOR PRODUCING ARC-WELDED STRUCTURAL MEMBER}
본 발명은, 접합하는 한쪽 또는 쌍방의 부재에 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 사용하여 구성한 내용융금속취화균열성이 우수한 아크 용접 구조 부재의 제조법에 관한 것이다.
용융 아연계 도금 강판은 내식성이 양호하기 때문에 건축 부재나 자동차 부재를 비롯한 광범위한 용도에 사용되고 있다. 이 중에서도 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판은 장기간에 걸쳐 우수한 내식성을 유지하기 때문에, 종래의 용융 아연 도금 강판을 대신하는 재료로서 수요가 증가하고 있다.
용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판의 도금층은 특허문헌 1, 2에 기재되는 바와 같이, Zn/Al/Zn2Mg 3원 공정(共晶)의 매트릭스 중에 초정(初晶) Al상 또는 초정 Al상과 Zn 단상(單相)이 분산된 금속 조직을 갖고 있으며, Al 및 Mg에 의해 내식성이 향상되고 있다. 상기 도금층의 표면에는, 특히 Mg를 함유하는 치밀하고 안정된 부식 생성물이 균일하게 생성되기 때문에, 용융 아연 도금 강판에 비해 도금층의 내식성이 훨씬 향상되고 있다.
용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 건축 부재, 자동차 부재 등을 조립하는 경우, 가스 쉴드 아크 용접법이 적용되는 경우가 많다. 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판에 아크 용접을 가하면 용융 아연 도금 강판과 비교하여 용융금속 취화균열이 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 이는, Mg의 함유에 의해 도금층의 액상선(液相線) 온도가 저하되어 있는 것이 원인이라 되어 있다(특허문헌 3, 4).
도금 강판에 아크 용접을 가하면, 도금층의 금속은 아크가 통과한 주위의 모재(母材)(도금 원판) 표면 위에서 용융된다. Zn-Al-Mg계 도금 강판의 경우, 당해 도금층의 합금은 Zn의 융점(약 420℃)과 비교하여 액상선 온도가 낮아, 비교적 장시간에 걸쳐 용융 상태를 유지한다. Zn-6질량% Al-3질량% Mg 합금의 예에서는 응고 종료 온도가 약 335℃이다. 모재 표면 위에서 용융된 Zn-Al-Mg계 도금층 유래의 용융금속은, Al 성분이 하지(下地)의 Fe와 조기에 반응하여 Fe-Al 합금층이 되어 소비됨에 따라 Al 농도를 감소시켜, 최종적으로 Zn-Mg 2원계에 가까운 조성이 되는데, Zn-3질량% Mg 합금이라도 응고 종료 온도는 360℃로, Zn의 융점 420℃보다 낮다. 따라서, Zn-Al-Mg계 도금 강판의 경우, 아연 도금 강판과 비교하여, 아크 용접시에 용융된 도금층의 금속이 액상 상태를 유지한 채로 모재 표면 위에 체류하는 시간이 길어진다.
아크 용접 직후의 냉각시에 인장 응력 상태로 되어 있는 모재의 표면이, 용융된 도금 금속에 장시간 노출되면, 상기 용융금속은 모재의 결정립계에 침입하여 용융금속 취화균열을 야기하는 요인이 된다. 용융금속 취화균열이 발생하면, 이것이 부식의 기점이 되어 내식성이 저하된다. 또한 강도나 피로 특성이 저하되어 문제가 되는 경우도 있다.
아크 용접시의 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판의 용융금속 취화균열을 억제하는 방법으로서는, 예를 들면 아크 용접 전에 도금층을 절삭 제거하는 수법이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 4에는 B 첨가에 의해 페라이트 결정립계를 강화한 강판을 도금 원판에 적용함으로써 내용융금속취화균열성을 부여하는 수법이 개시되어 있다. 특허문헌 5에는 용접 와이어의 외피 중에 TiO2 및 FeO를 첨가한 플럭스를 충전하여 아크 용접시에 Zn, Al, Mg를 산화시킴으로써 용융금속 취화균열을 억제하는 수법이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본 특허공보 제3149129호 특허문헌 2: 일본 특허공보 제3179401호 특허문헌 3: 일본 특허공보 제4475787호 특허문헌 4: 일본 특허공보 제3715220호 특허문헌 5: 일본 공개특허공보 제2005-230912호
상기 도금층을 절삭 제거하는 수법이나 특수한 용접 와이어를 사용하는 수법은 막대한 비용 증가를 동반한다. 도금 원판에 B 첨가 강철을 사용하는 수법은 강종(鋼種) 선택의 자유도를 좁힌다. 또한, 이들 수법을 채용해도 부품 형상이나 용접 조건에 따라서는 용융금속 취화균열을 충분히 방지할 수 없는 경우가 있고, Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 아크 용접 구조물의 발본적인 용융금속 취화균열 방지 대책으로는 되고 있지 않다.
한편, 최근 자동차의 경량화를 위해 인장 강도 590MPa 이상의 고장력 강판이 도금 원판에 사용되게 되었다. 이러한 고장력 강판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판에서는 용접 열 영향부의 인장 응력이 증대되기 때문에 용융금속 취화균열이 일어나기 쉬워져, 적용 가능한 부품 형상이나 용도가 한정된다.
본 발명은, 이러한 현재 상황을 감안하여, 도금 원판의 강종에 의한 제약이나, 대폭적인 비용 증가를 동반하지 않고, Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 사용한 아크 용접 구조 부재에서 우수한 내용융금속취화균열성을 갖는 것을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들의 검토에 의하면, 가스 쉴드 아크 용접시에 용접 비드 근방에서는 도금층이 증발에 의해 일단 소실되지만, 아크가 통과한 후, 비드로부터 약간 떨어진 위치에서 용융 상태로 되어 있는 도금층 금속이 즉시 상기 소실된 곳으로 젖어들어 확산되는 현상이 일어나는 것이 확인되고 있다. 이 젖음 확산을 억제하여, 상기 증발 소실된 상태를 유지한 채 냉각이 완료되면, 용접 비드에 가까운 위치에서 모재 중으로의 도금층 성분의 침입이 회피되어, 용융금속 취화균열은 효과적으로 방지할 수 있을 것으로 생각된다. 발명자들의 상세한 연구의 결과, 쉴드 가스 중에 통상 20체적% 정도 배합되어 있는 CO2의 농도를 저감시킴으로써, Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재에서의 상기 젖음 확산이 현저하게 억제되는 것을 알 수 있었다. 이의 CO2 농도의 허용 상한은 용접 입열(溶接 入熱)의 함수로서 관리할 수 있다. 또한, 사용하는 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재의 판 두께가 얇은 경우에는, CO2 농도 상한의 허용도가 확대되는 것을 알 수 있었다. 본 발명은 이러한 지견에 기초하여 완성한 것이다.
즉, 상기 목적은, 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때에, 적어도 접합하는 한쪽 부재를 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재로 하고, 쉴드 가스로서, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하고, CO2 농도가 하기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(Q)(J/cm)과의 관계에 있어서 하기 수학식 2를 충족시키는 가스를 사용하는, 아크 용접 구조 부재의 제조법에 의해 달성된다.
[수학식 1]
Q = (I×V)/v
[수학식 2]
0 ≤ CCO2 ≤ 2900Q-0.68
단, I는 용접 전류(A), V는 아크 전압(V), v는 용접 속도(cm/sec), CCO2는 쉴드 가스 중의 CO2 농도(체적%)이다.
여기서, 「용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재」는, 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판으로 이루어지는 부재, 또는 이를 소재로 하여 성형 가공한 부재이다. 상기 용접 입열(Q)은 예를 들면 2000 내지 12000J/cm의 범위로 할 수 있다.
또한, 상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재가 판 두께 2.6mm 이하(예를 들면 1.0 내지 2.6mm)의 도금 원판을 사용한 것인 경우에는 상기 수학식 2 대신 하기 수학식 3을 적용할 수 있다.
[수학식 3]
0 ≤ CCO2 ≤ 205Q-0.32
또한, 이와 같이 판 두께가 얇은 경우에는, 상기 용접 입열(Q)은 예를 들면 2000 내지 4500J/cm의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다.
상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판은, 예를 들면, 질량%로, Al: 1.0 내지 22.0%, Mg: 0.05 내지 10.0%, Ti: 0 내지 0.10%, B: 0 내지 0.05%, Si: 0 내지 2.0%, Fe: 0 내지 2.5%, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 도금층을 갖는 것이 적합한 대상이 된다. 이의 편면당(片面當) 도금 부착량은 예를 들면 20 내지 250g/㎡이다.
본 발명에 의하면, 본래적으로 용융금속 취화균열이 발생하기 쉬운 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 사용한 아크 용접 구조물에 있어서, 우수한 내용융금속취화균열성을 나타내는 것을 특단의 비용 증가를 동반하지 않고 안정적으로 실현하는 것이 가능해졌다. 용접 입열에 따라 쉴드 가스 중의 CO2 농도의 허용 상한이 명확화되었기 때문에, CO2를 배합하는 것에 의한 메리트(아크에 의해 생성되는 CO의 환원 작용을 이용한 용접 비드 주변의 산화 억제 등)를 최대한으로 활용할 수 있다. 도금 원판의 강종에도 특별히 제한은 없으며, 용융금속 취화균열 대책으로서 특수한 원소를 첨가한 강종을 채용할 필요는 없다. 고장력 강판을 적용해도 우수한 내용융금속취화균열성이 수득된다. 또한, 부품 형상에 대한 자유도도 크다. 따라서 본 발명은 앞으로 니즈의 증대가 예상되는 고장력 강판을 사용한 자동차용 아크 용접 구조 부재를 비롯하여, 다양한 광범위한 용도에 있어서, Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재의 보급에 기여하는 것이다.
도 1은 가스 쉴드 아크 용접 중의 토치 및 모재의 단면을 모식적으로 도시한 도면.
도 2는 겹치기 이음 용접 조인트의 용접부 단면 구조를 모식적으로 도시한 도면.
도 3은 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판의 아크 용접시에, 아크가 통과한 직후의 고온의 용접부 근방의 단면 상태를 모식적으로 도시한 도면.
도 4는 도 3의 상태로부터 냉각된 종래의 Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재의 단면 구조를 모식적으로 도시한 도면.
도 5는 도 3의 상태로부터 냉각되어 수득된 본 발명에 따르는 Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재의 단면 구조를 모식적으로 도시한 도면.
도 6은 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 아크 용접 구조 부재의 도금층 증발 영역 길이에 미치는 용접 입열 및 쉴드 가스 중의 CO2 농도의 영향을 도시한 그래프.
도 7은 내용융금속취화균열성을 조사하기 위한 용접 실험 방법을 도시한 도면.
도 8은 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 아크 용접 구조 부재의 도금층 증발 영역 길이에 끼치는, 용접 입열 및 쉴드 가스 중의 CO2 농도의 영향을 도시한 그래프(판 두께가 얇은 경우).
도 1에, 가스 쉴드 아크 용접 중의 토치 및 모재의 단면을 모식적으로 도시한다. 용접 토치(31)는 모재(1)의 표면 위에 아크(35)를 형성하면서 화살표 방향으로 진행하고 있다. 용접 토치(31)의 중심부에 위치하는 전극(33)과 용접 와이어(32) 주위로부터 쉴드 가스(34)가 불어 나와, 아크(35) 및 고온에 노출되는 모재(1)의 표면을 대기로부터 보호하고 있다. 아크(35)로부터의 입열에 의해 용융된 모재(1)의 일부는 용접 토치(31)가 통과한 후 급속하게 응고되어, 용접 금속으로 이루어지는 용접 비드(2)를 형성한다. 쉴드 가스(34)는 비산화성의 가스인 것이 필요하다. 일반적으로는 Ar 등의 불활성 가스를 베이스 가스로 하고, 여기에 CO2를 20체적% 정도 혼합한 Ar+CO2 혼합 가스가 채용된다. 쉴드 가스(34) 중의 CO2는 플라즈마 상태의 아크(35)에 의해 일부가 CO와 O2로 괴리되는 것으로 생각되고 있으며, 상기 CO가 환원 작용을 발휘하여 용접 비드 및 그 주변의 산화가 억제된다. 이에 의해 용접부에서의 내식성 저하가 경감될 것으로 생각된다.
도 2에, 겹치기 이음 용접 조인트의 용접부 단면 구조를 모식적으로 예시한다. 자동차 섀시 등에는 아크 용접에 의한 이러한 종류의 용접 조인트가 다용되고 있다. 강판 부재인 모재(1), 모재(1')가 중첩되어 배치되고, 모재(1)의 표면과 모재(1')의 단면에 용접 비드(2)가 형성되어, 양 부재가 접합되고 있다. 도면 중의 파선(破線)은 용접 전의 모재(1)의 표면 위치 및 모재(1')의 단면 위치를 나타내고 있다. 모재 표면과 용접 비드의 교점을「비드 지단부(止端部)」라고 부른다. 도면 중에는 모재(1)에 관한 비드 지단부를 부호 3으로 나타내고 있다.
도 3 내지 도 5는, 도 2에 도시한 비드 지단부(3)의 근방에 상당하는 부위의 단면 구조를 확대하여 모식적으로 도시한 것이다.
도 3에, Zn-Al-Mg계 도금 강판의 가스 쉴드 아크 용접시에 있어서, 아크가 통과한 직후의 고온의 용접부 근방의 단면 상태를 모식적으로 도시한다. 모재(1)의 표면은, 용접 전의 단계에서 Fe-Al계 합금층(6)을 개재하여 균일한 도금층(7)으로 피복되어 있었지만, 아크의 통과에 의해 비드 지단부(3) 근방에서는 도금층의 금속이 증발되어 소실되어 있다(도금층 증발 영역(9)). 이것보다 비드 지단부(3)로부터의 거리가 큰 부분에서는, 원래의 도금층(7)이 용융되어 Zn-Al-Mg계 용융금속(8)이 되지만, 증발에 의한 소실에는 이르고 있지 않다. 비드 지단부(3)로부터의 거리가 더욱 커지면, 원래의 도금층(7)이 용융되지 않고 존재하고 있다. 또한, 도 3에서, Zn-Al-Mg계 용융금속(8) 및 도금층(7)의 두께는 과장하여 묘사되어 있다.
도 4에, 도 3의 상태로부터 냉각되어 수득된 종래의 Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재의 단면 구조를 모식적으로 도시한다. 이 경우, 용접시에 도금층이 일단 소실되어 형성된 「도금층 증발 영역」(도 3의 부호 9)에 Zn-Al-Mg계 용융금속(도 3의 부호 8)이 젖어들어 확산되고, 모재(1)의 표면은 비드 지단부(3)까지의 전체가 Zn-Al-Mg계 합금층(5)으로 피복된다. Zn-Al-Mg계 용융금속(도 3의 부호 8)이 응고되어 형성된 Zn-Al-Mg계 합금층(5)의 부분을 용융응고 영역(10)이라 부르고, 원래의 도금층(7)이 잔존하여 형성된 Zn-Al-Mg계 합금층(5)의 부분을 도금층 미용융 영역(11)이라 부른다. 종래의 Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재에서는 통상 이 도면과 같이, 비드 지단부(3) 직근(直近)은 용융응고 영역(10)이 된다. 이 경우, 상기한 바와 같이 Zn-Al-Mg계 용융금속(8)은 액상선 온도가 낮기 때문에, 냉각 후에 용융응고 영역(10)이 되는 모재(1)의 표면 부분은 용접 후의 냉각 과정에서 Zn-Al-Mg계 용융금속과 접촉하는 시간이 비교적 길어진다. 모재(1)의 비드 지단부에 가까운 부분에는 용접 후의 냉각으로 인장 응력이 발생하고 있기 때문에, 이의 결정립계 중에 Zn-Al-Mg계 용융금속의 성분이 침입하기 쉽다. 입계에 침입한 당해 성분이 용융금속 취화균열을 야기하는 요인이 된다.
도 5에, 도 3의 상태로부터 냉각되어 수득된 본 발명에 따르는 Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재의 단면 구조를 모식적으로 도시한다. 본 발명에서는, 쉴드 가스로서 CO2 농도를 감소시킨 가스 또는 CO2 무첨가 가스를 사용한다. 이로 인해 용접시에 도금층이 소실된 「도금층 증발 영역」(도 3의 부호 9)의 모재(1) 표면은, 쉴드 가스에 의한 환원 작용이 약하기 때문에 산화되어, 신속하게 얇은 산화 피막으로 피복되는 것으로 생각된다. 이 산화 피막이 Zn-Al-Mg계 용융금속(도 3의 부호 8)으로의 젖음을 저해함으로써, 당해 Zn-Al-Mg계 용융금속의 젖음 확산이 억제될 것으로 추찰된다. 그 결과, 냉각 후에는 도금층 증발 영역(9)이 잔존한다. 즉, 비드 지단부(3) 근방의 모재(1) 표면은 Zn-Al-Mg계 용융금속과 접촉하지 않고 냉각을 종료하게 되어, 그 부분에서의 모재(1) 중으로의 용융금속 성분의 침입이 회피된다. 이로 인해 모재(1)의 강종에 의존하지 않고, 우수한 내용융금속취화균열성이 부여된다. 한편, Zn-Al-Mg계 용융금속(도 3의 부호 8)의 높이 위치가 비드 지단부(3)보다 높은 방향이 되는 용접 자세에 있어서도, 상기 젖음저해 작용에 의해 당해 Zn-Al-Mg계 용융금속의 젖음 확산은 현저하게 억제된다.
본 발명에서는 쉴드 가스로서 CO2 농도를 감소시킨 가스 또는 CO2 무첨가 가스를 사용하기 때문에, 용접 비드 및 그 주변은 종래보다 산화되기 쉬운 분위기가 된다. 그러나, 접합하는 부재로서 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용함으로써, 도금층 표면 뿐만 아니라 용접부 근방에서 강소지(鋼素地)가 노출된 부분의 내식성도 개선된다. 즉, Zn에 의한 방식(防食) 효과에 더하여, Zn-Al-Mg계 도금 금속에 유래하는 부식 생성물이 우수한 보호성을 발휘함으로써 장기간의 내식성은 개선되며, CO2 농도를 감소시킨 가스 또는 CO2 무첨가 가스를 사용하는 것에 의한 내식성 저하는 통상의 사용에 있어서 현재화(顯在化)되지 않는다.
냉각 후에 남은 도금층 증발 영역(9)의 비드 지단부(3)로부터의 길이를, 본 명세서에서는 「도금층 증발 영역 길이」라고 부르고, 도 5에 부호 L로 표시하였다. Zn-Al-Mg계 도금 강판 아크 용접 구조 부재에서 문제가 되는 용융금속 취화균열은, 이의 대부분이 비드 지단부(3)의 매우 근방, 구체적으로는 비드 지단부로부터 0.3mm 미만의 범위에서 발생하는 것이 확인되고 있다. 다양한 검토 결과, 상기 도금층 증발 영역 길이가 0.3mm 이상이면 내용융금속취화균열성은 대폭 향상되고, 0.4mm 이상이면 더욱 바람직하다. 상기 도금층 증발 영역 길이가 너무 길어지면, 도금층이 존재하지 않는 것에 의한 내식성 저하가 문제가 되지만, 발명자들의 검토에 의하면, 도금층 증발 영역 길이가 2.0mm 이하이면 주위의 Zn-Al-Mg계 도금층에 의한 희생방식(犧牲防食) 작용이 충분히 수득되어, 이 부분에서의 내식성 저하는 문제가 되지 않는 레벨이 되는 것을 알 수 있었다. 쉴드 가스 조성을 후술하는 바와 같이 조정함으로써 도금층 증발 영역 길이를 0.3 내지 2.0mm의 범위로 컨트롤할 수 있다.
〔가스 쉴드 아크 용접 조건〕
본 발명에 따르는 아크 용접에 있어서는, 쉴드 가스의 CO2 농도를 용접 입열에 따라 제한하는 것이 중요하다. 쉴드 가스 중에 혼합되는 CO2는 상기한 바와 같이 플라즈마 아크에 접촉하여 일부가 CO와 O2로 괴리되고, 상기 CO의 환원 작용에 의해 용접 비드 근방의 모재 표면이 활성화된다. 종래 일반적인 가스 쉴드 아크 용접에서는 용접 비드부 및 그 주변의 산화를 억제하는 등의 이유에서 CO2를 20체적% 정도 혼합한 쉴드 가스를 사용하는 것이 통상적이다. 그러나, 본 발명에서는 상기 환원 작용을 억제시키거나, 또는 전혀 이용하지 않음으로써, 용접부 근방의 도금층이 증발 소실된 모재 표면이 과도하게 활성화되는 것을 방지하여, 주위의 모재 표면에 존재하는 Zn-Al-Mg계 용융금속이 비드 지단부로 젖어들어 확산되는 것을 억지(抑止)한다. 상세한 검토의 결과, 상기 수학식 2를 충족시키도록 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 제한했을 때, 젖음 확산의 억지 효과가 나타나, 상기 도금층 증발 영역 길이를 0.3 내지 2.0mm의 범위로 컨트롤하는 것이 가능해진다.
즉, 본 명세서에서는, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하는 쉴드 가스를 사용한 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때에, 적어도 접합하는 한쪽의 부재를 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재로 하고, 하기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(Q)(J/cm)에 따라 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 하기 수학식 2를 충족시키도록 조정하는, 쉴드 가스 중의 CO2 농도 조정 방법을 개시한다.
[수학식 1]
Q = (I×V)/v
[수학식 2]
0 ≤ CCO2 ≤ 2900Q-0.68
단, I는 용접 전류(A), V는 아크 전압(V), v는 용접 속도(cm/sec), CCO2는 쉴드 가스 중의 CO2 농도(체적%)이다.
접합하는 부재의 적어도 한쪽에 판 두께 2.6mm 이하의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용하는 경우에는, 상기 수학식 2 대신, 보다 허용 상한이 넓은 상기 수학식 3을 적용해도, 상기 도금층 증발 영역 길이를 0.3 내지 2.0mm의 범위로 컨트롤할 수 있다.
이 경우, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하는 쉴드 가스를 사용한 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때, 적어도 접합하는 한쪽의 부재에 판 두께 2.6mm 이하의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용하고, 상기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(Q)(J/cm)에 따라 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 하기 수학식 3을 충족시키도록 조정하는, 쉴드 가스 중의 CO2 농도 조정 방법을 개시한다.
[수학식 3]
0 ≤ CCO2 ≤ 205Q-0.32
단, CCO2는 쉴드 가스 중의 CO2 농도(체적%)이다.
쉴드 가스 중의 CO2 농도는 상기 수학식 2, 판 두께 조건에 따라서는 상기 수학식 3을 충족시키는 범위에서 조정하면 좋지만, 아크를 안정화시키는 관점에서는 5체적% 이상의 CO2 농도를 확보하는 것이 보다 효과적이다. 아크가 안정화되면 용융 깊이를 증대시키는데 있어서 유리해진다. 즉, 상기 수학식 2 대신 하기 수학식 2'를, 또한 상기 수학식 3 대신 하기 수학식 3'를 적용할 수 있다.
[수학식 2']
5.0 ≤ CCO2 ≤ 2900Q-0.68
[수학식 3']
5.0 ≤ CCO2 ≤ 205Q-0.32
또한, 특히, 접합하는 한쪽의 부재에 판 두께 2.6mm 이하의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용하는 경우에는, 상기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(Q)(J/cm)에 따라 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 하기 수학식 4를 충족시키도록 조정하는, 쉴드 가스 중의 CO2 농도 조정 방법에 따르면, CO2에 의한 아크의 안정화 효과를 최대한으로 발휘시키면서 Zn-Al-Mg계 용융금속의 비드 지단부로의 젖음 확산 방지를 도모할 수 있다.
[수학식 4]
2900Q-0.68 < CCO2 ≤ 205Q-0.32
쉴드 가스의 베이스 가스는, 종래와 같이 Ar 가스로 할 수 있다. He 가스나, Ar+He 혼합 가스로 해도 좋다. 이들 베이스 가스의 순도는 종래와 동등한 레벨로 하면 된다.
용접 입열은 판 두께 등에 따라 최적의 값으로 설정하면 된다. 용접 입열이 지나치게 적으면 용융이 불충분해져 용접 비드가 불연속이 되는 경우가 있다. 반대로 용접 입열이 지나치게 크면 스퍼터링이 발생하기 쉬워진다. 통상 2000 내지 12000J/cm의 범위에서 용접 입열의 적정값을 발견할 수 있다. 단, 접합하는 부재의 적어도 한쪽에 판 두께 2.6mm 이하의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용하는 경우에는, 용융 입열을 2000 내지 4500J/cm의 범위에서 설정하는 것이 보다 바람직하다. 그 밖의 용접 조건에 관해서는, 예를 들면 쉴드 가스 유량은 10 내지 30L/min의 범위에서 조정하면 좋다. 용접 장치는 종래 일반적인 것을 사용할 수 있다.
용접 입열 및 쉴드 가스 중의 CO2 농도와, 도금층 증발 영역 길이의 관계를 조사한 실험예를 소개한다.
〔실험예 1〕
표 1에 기재하는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 수평으로 두고, 수평 이동하는 용접 토치로부터 발생하는 아크에 의해 강판 표면에 용접 비드를 형성시켰다(비드 온 플레이트). 용접 조건은 표 1에 기재되어 있다. 용접 비드 및 그 근방의 모재를 포함하는 비드 방향에 수직인 단면에 관해, 경면(鏡面)연마 및 질산 농도 0.2체적% 나이탈액으로의 에칭을 실시한 후, 주사형 전자 현미경 관찰을 실시하여, 비드 지단부 근방을 관찰함으로써 도 5에 부호 L로 나타낸 도금층 증발 영역 길이를 측정하였다.
[표 1]
Figure pct00001
도 6에 그 결과를 도시한다. 도 6에는 도금층 증발 영역 길이가 0.3mm 이상이 되는 경우를 ○ 표시, 0.3mm 미만이 되는 경우를 X 표시로 각각 플롯하고 있다. 용접 입열(Q)(J/cm)과 쉴드 가스 중의 CO2 농도(CCO2)(체적%)의 관계가 CCO2 = 2900Q-0.68가 되는 곡선을 경계로, 도금층 증발 영역 길이가 0.3mm 이상이 되는지 여부가 명확하게 나뉘어져 있다. 상기와 같이 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 아크 용접 구조 부재에서 문제가 되는 용융금속 취화균열은, 이의 대부분이 비드 지단부로부터 0.3mm 미만의 영역에서 발생하기 때문에, 그 곡선의 경계를 넘지 않도록, 용접 입열에 따라 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 컨트롤함으로써, 내용융금속취화균열성을 대폭 향상시킬 수 있다. 한편, 상기한 바와 같이 아크를 안정화시키는 관점에서는 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 5.0체적% 이상으로 하는 것이 보다 바람직하지만, 이 경우라도 용접 입열(Q)은 예를 들면 2000 내지 11500J/cm와 같은 넓은 범위에서 설정 가능하고, 다양한 판 두께에 대응할 수 있다.
〔실험예 2〕
표 1-2에 기재하는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판(도금 원판의 판 두께 2.6mm)을 수평으로 두고, 수평 이동하는 용접 토치로부터 발생하는 아크에 의해 강판 표면에 용접 비드를 형성시켰다(비드 온 플레이트). 용접 조건은 표 1-2에 기재되어 있다. 상기 실험예 1과 같은 수법으로 비드 지단부 근방을 관찰함으로써 도 5에 부호 L로 나타낸 도금층 증발 영역 길이를 측정하였다.
[표 1-2]
Figure pct00002
도 8에 그 결과를 도시한다. 도 8에는 도금층 증발 영역 길이가 0.3mm 이상이 되는 경우를 ○ 표시, 0.3mm 미만이 되는 경우를 X 표시로 각각 플롯하고 있다. 용접 입열(Q)(J/cm)과 쉴드 가스 중의 CO2 농도(CCO2)(체적%)의 관계가 CCO2 = 205Q-0.32가 되는 곡선을 경계로, 도금층 증발 영역 길이가 0.3mm 이상이 되는지 여부가 명확하게 나뉘어져 있다. 즉, 도금 원판의 판 두께가 2.6mm 이하인 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 적용하는 경우에는, 판 두께 3.2mm의 예인 도 6의 경우보다 쉴드 가스 중의 CO2 농도의 허용 상한이 대폭 완화된다. 판 두께가 얇아지면 용접 후의 냉각 속도가 빨라지기 때문에, 아크 통과 후에 용융 상태가 된 도금층의 금속이 도금층 증발 영역으로 젖어들어 확산되기 전에 응고되기 쉬워지지만, 도금 원판(도 5의 모재(1)에 상당)의 판 두께가 3mm 전후일 때에, 도금층 증발 영역 길이 0.3mm을 기준으로 한 경우의 CO2 농도의 허용 상한은 크게 변동될 것으로 생각된다.
〔용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재〕
본 발명에서는, 아크 용접으로 접합하는 쌍방의 부재 중, 적어도 한쪽에 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용한다.
상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재의 도금 원판으로서는, 용도에 따라 다양한 강종을 채용할 수 있다. 고장력 강판을 사용할 수도 있다. 상기 수학식 2를 적용하는 경우, 도금 원판의 판 두께는 1.0 내지 6.0mm으로 할 수 있고, 2.0 내지 5.0mm의 범위로 관리해도 좋다. 한편, 도금 원판의 판 두께가 2.6mm 이하(예를 들면 1.0 내지 2.6mm)이면 상기 수학식 2 대신 수학식 3을 적용할 수 있다.
구체적인 용융 Zn-Al-Mg계 도금층의 조성으로서는, 질량%로, Al: 1.0 내지 22.0%, Mg: 0.05 내지 10.0%, Ti: 0 내지 0.10%, B: 0 내지 0.05%, Si: 0 내지 2.0%, Fe: 0 내지 2.5%, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 들 수 있다. 도금층 조성은 용융 도금욕 조성을 거의 반영한 것이 된다. 용융 도금의 방법은 특별히 한정되지 않지만, 일반적으로는 인라인 소둔형(燒鈍型)의 용융 도금 설비를 사용하는 것이 비용적으로 유리해진다. 이하, 도금층의 성분 원소에 관해 설명한다. 도금층 성분 원소의 「%」는 특별히 언급하지 않는 한「질량%」를 의미한다.
Al은, 도금 강판의 내식성 향상에 유효하며, 또한, 도금욕에 있어서 Mg 산화물계 드로스(dross)의 발생을 억제한다. 이러한 작용을 충분히 발휘시키기 위해서는 1.0% 이상의 Al 함유량을 확보할 필요가 있고, 4.0% 이상의 Al 함유량을 확보하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Al 함유량이 많아지면 도금층의 하지에 무른 Fe-Al 합금층이 성장하기 쉬워져, Fe-Al 합금층의 과잉 성장은 도금 밀착성의 저하를 초래하는 요인이 된다. 다양한 검토 결과, Al 함유량이 22.0% 이하로 하는 것이 보다 바람직하며, 15.0% 이하, 또는 10.0% 이하로 관리해도 상관없다.
Mg는, 도금층 표면에 균일한 부식 생성물을 생성시켜 도금 강판의 내식성을 현저하게 높이는 작용을 나타낸다. Mg 함유량은 0.05% 이상으로 하는 것이 효과적이며, 1.0% 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 도금욕 중의 Mg 함유량이 많아지면 Mg 산화물계 드로스가 발생하기 쉬워져 도금층의 품질 저하를 초래하는 요인이 된다. Mg 함유량은 10.0% 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
용융 도금욕 중에 Ti, B를 함유시키면, 용융 도금시에 있어서의 제조 조건의 자유도가 확대되는 등의 메리트가 있다. 이로 인해, 필요에 따라 Ti, B의 1종 또는 2종을 첨가할 수 있다. 이의 첨가량은 Ti의 경우 0.0005% 이상, B의 경우 0.0001% 이상으로 하는 것이 보다 효과적이다. 단, 도금층 중의 Ti나 B의 함유량이 과잉이 되면 석출물의 생성에 기인한 도금층 표면의 외관 불량을 야기하는 요인이 된다. 이들 원소를 첨가하는 경우에는, Ti: 0.10% 이하, B: 0.05% 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
용융 도금욕 중에 Si를 함유시키면, 도금 원판 표면과 도금층의 계면에 생성되는 Fe-Al 합금층의 과잉 성장이 억제되어, 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판의 가공성을 향상시키는데 있어서 유리해진다. 따라서, 필요에 따라 Si를 함유시킬 수 있다. 이 경우, Si 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 보다 효과적이다. 단, 과잉의 Si 함유는 용융 도금욕 중의 드로스 양을 증대시키는 요인이 되기 때문에, Si 함유량은 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.
용융 도금욕 중에는, 강판을 침지·통과시키는 관계상, Fe가 혼입되기 쉽다. Zn-Al-Mg계 도금층 중의 Fe 함유량은 2.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.
용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재의 도금 부착량이 적으면, 도금면의 내식성 및 희생방식 작용을 장기간에 걸쳐 유지하는데 있어서 불리해진다. 다양한 검토 결과, 본 발명에 따라 비드 지단부 근방에 발생한 「도금층 증발 영역」을 잔존시키는 경우, 편면당 Zn-Al-Mg계 도금 부착량은 20g/㎡ 이상으로 하는 것이 보다 효과적이다. 한편, 도금 부착량이 많아지면 용접시에 블로우 홀(blow hole)이 발생하기 쉬워진다. 블로우 홀이 발생하면 용접 강도가 저하된다. 이로 인해 편면당 도금 부착량은 250g/㎡ 이하로 하는 것이 바람직하다.
〔용접 상대 부재〕
상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재와 아크 용접에 의해 접합하는 상대 부재는, 상기와 같은 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재라도 상관없고, 그 이외의 강재라도 상관없다.
실시예
《실시예 1》
표 2에 기재하는 조성을 갖는 판 두께 3.2mm, 판 폭 1000mm의 냉연 강대(冷延 鋼帶)를 도금 원판으로 하고, 이를 용융 도금 라인에 통판(通板)하여, 다양한 도금층 조성을 갖는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 제조하였다. 각 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 이하에 나타내는 시험 방법에 의해 가스 쉴드 아크 용접을 실시하여, 내용융금속취화균열성에 미치는 쉴드 가스 조성의 영향을 조사하였다. 도금층 조성, 도금 부착량, 쉴드 가스 조성은 후술하는 표 4에 기재되어 있다. 본 발명예에 적용한 쉴드 가스의 조성은, CO2: 0 내지 16체적%, 잔부: Ar, He의 1종 이상으로 이루어진다(후술 실시예 2, 3에서 동일).
[표 2]
Figure pct00003
〔내용융금속취화균열성의 시험 방법〕
도 7에 도시하는 바와 같이, 100mm×75mm의 시험편(14)(용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재)의 중앙부에 직경 20mm, 길이 25mm의 봉강(棒鋼)의 보스(돌기)(15)를 수직으로 세우고, 표 3에 기재하는 용접 조건으로 가스 쉴드 아크 용접을 실시하여 시험편(14)과 보스(15)를 접합하였다. 구체적으로는 용접 개시점(S)으로부터 시계 방향으로 보스(15)의 주위를 한바퀴 돌아, 용접 개시점(S)을 지나간 후에도 다시 비드를 포개어 용접을 진행시켜, 용접 비드(16)의 중첩 부분(17)이 생성된 후의 용접 종료점(E)까지 용접을 실시하였다. 용접 중, 시험편(14)은 평판 위에 구속된 상태로 하였다. 이 시험은 실험적으로 용접 균열이 발생하기 쉬운 상황으로 한 것이다.
[표 3]
Figure pct00004
용접 후, 보스(15)의 중심축을 통과하고, 또한 비드 중첩 부분(17)을 통과하는 절단면(20)에 관해, 비드 중첩 부분(17) 근방의 시험편(14) 부분을 주사형 전자 현미경으로 관찰함으로써, 시험편(14)에 관측되는 가장 깊은 균열의 깊이(최대 균열 깊이)를 측정하였다. 이 균열은 「용융금속 취화균열」이라 판단된다. 결과를 표 4에 기재한다.
[표 4]
Figure pct00005
표 4에 기재되는 바와 같이, 쉴드 가스 중의 CO2 농도가 본 발명의 규정을 초과하는 비교예의 것에 있어서, 용융금속 취화균열이 관측되었다. 이들은 어느 것이나 시험편(14)에 있어서의 도금층 증발 영역 길이(L)(상기 도 3 참조)가 0.3mm 미만이고, 가장 깊은 용융금속 취화균열은 대부분의 시료에 있어서 지단부로부터의 거리가 0.3mm 이내의 부위에 발생하고 있었다. 이에 대해, 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 상기 수학식 2를 충족시키는 범위로 제한한 본 발명예의 것에는 용융금속 취화균열은 관측되지 않았다. 본 발명예의 것에 있어서의 도금층 증발 영역 길이(L)는, 어느 것이나 0.3mm 이상이었다.
《실시예 2》
표 2에 기재하는 조성을 갖는 판 두께 4.5mm의 냉연 강대를 도금 원판으로 하고, 이를 용융 도금 라인에 통판하여, 다양한 도금층 조성을 갖는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 제조하였다. 각 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 실시예 1과 같은 평가 수법으로 내용융금속취화균열성에 미치는 쉴드 가스 조성의 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 5에 기재한다. 도금층 조성, 도금 부착량, 쉴드 가스 조성은 표 5에 기재되어 있다. 본 발명예에 적용한 쉴드 가스의 조성은, CO2: 0 내지 7체적%, 잔부: Ar, He의 1종 이상으로 이루어진다.
[표 5]
Figure pct00006
4.5mm의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판에서도, 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 상기 수학식 2를 충족시키는 범위로 제한함으로써 용융금속 취화균열을 방지할 수 있었다.
《실시예 3》
표 2에 기재하는 조성을 갖는 판 두께 6.0mm의 냉연 강대를 도금 원판으로 하고, 이를 용융 도금 라인에 통판하여, 다양한 도금층 조성을 갖는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 제조하였다. 각 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 실시예 1과 같은 평가 수법으로 내용융금속취화균열성에 미치는 쉴드 가스 조성의 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 6에 기재한다. 도금층 조성, 도금 부착량, 쉴드 가스 조성은 표 6에 기재되어 있다. 본 발명예에 적용한 쉴드 가스의 조성은, CO2: 0 내지 6체적%, 잔부: Ar, He의 1종 이상으로 이루어진다.
[표 6]
Figure pct00007
6.0mm의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판에서도, 쉴드 가스 중의 CO2 농도를 상기 수학식 2를 충족시키는 범위로 제한함으로써 용융금속 취화균열을 방지할 수 있었다.
《실시예 4》
표 2에 기재하는 조성을 갖는 판 두께 2.6mm의 냉연 강대를 도금 원판으로 하고, 이를 용융 도금 라인에 통판하여, 다양한 도금층 조성을 갖는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 제조하였다. 각 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 실시예 1과 같은 평가 수법으로 내용융금속취화균열성에 미치는 쉴드 가스 조성의 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 7에 기재한다. 도금층 조성, 도금 부착량, 쉴드 가스 조성은 표 7에 기재되어 있다. 본 발명예에 적용한 쉴드 가스의 조성은, CO2: 0 내지 17체적%, 잔부: Ar, He의 1종 이상으로 이루어진다.
[표 7]
Figure pct00008
도금 원판의 판 두께가 2.6mm인 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 경우에는, 허용 상한이 상기 수학식 2보다 넓은 상기 수학식 3을 충족시키는 범위에서 용융금속 취화균열을 방지 가능한 것이 확인되었다.
《실시예 5》
표 2에 기재하는 조성을 갖는 판 두께 1.6mm의 냉연 강대를 도금 원판으로 하고, 이를 용융 도금 라인에 통판하여, 다양한 도금층 조성을 갖는 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 제조하였다. 각 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용하여, 실시예 1과 같은 평가 수법으로 내용융금속취화균열성에 미치는 쉴드 가스 조성의 영향을 조사하였다. 그 결과를 표 8에 기재한다. 도금층 조성, 도금 부착량, 쉴드 가스 조성은 표 8에 기재되어 있다. 본 발명예에 적용한 쉴드 가스의 조성은, CO2: 0 내지 17체적%, 잔부: Ar, He의 1종 이상으로 이루어진다.
[표 8]
Figure pct00009
도금 원판의 판 두께가 1.6mm인 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판을 사용한 경우도, 상기 수학식 3을 충족시키는 범위에서 용융금속 취화균열을 방지 가능한 것이 확인되었다.
1, 1' 모재
2 용접 비드
3 비드 지단부
5 Zn-Al-Mg계 합금층
6 Fe-Al계 합금층
7 도금층
8 Zn-Al-Mg계 용융금속
9 도금층 증발 영역
10 용융응고 영역
11 도금층 미용융 영역
14 시험편
15 보스
16 용접 비드
17 비드 중첩 부분
31 용접 토치
32 용접 와이어
33 전극
34 쉴드 가스
35 아크

Claims (6)

  1. 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때, 적어도 접합하는 한쪽 부재를 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재로 하고, 쉴드 가스로서, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하고, CO2 농도가 하기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(溶接 入熱)(Q)(J/cm)과의 관계에 있어서 하기 수학식 2를 충족시키는 가스를 사용하는, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
    [수학식 1]
    Q = (I×V)/v
    [수학식 2]
    0 ≤ CCO2 ≤ 2900Q-0.68
    단, I는 용접 전류(A), V는 아크 전압(V), v는 용접 속도(cm/sec), CCO2는 쉴드 가스 중의 CO2 농도(체적%)이다.
  2. 제1항에 있어서, 상기 용접 입열(Q)을 2000 내지 12000J/cm의 범위로 하는, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
  3. 가스 쉴드 아크 용접으로 강재끼리를 접합하여 용접 구조 부재를 제조할 때, 적어도 접합하는 한쪽의 부재에 판 두께 2.6mm 이하의 도금 원판을 사용한 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판 부재를 적용하고, 쉴드 가스로서, Ar 가스, He 가스 또는 Ar+He 혼합 가스를 베이스로 하고, CO2 농도가 하기 수학식 1로 표시되는 용접 입열(Q)(J/cm)과의 관계에 있어서 하기 수학식 3을 충족시키는 가스를 사용하는, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
    [수학식 1]
    Q = (I×V)/v
    [수학식 3]
    0 ≤ CCO2 ≤ 205Q-0.32
    단, I는 용접 전류(A), V는 아크 전압(V), v는 용접 속도(cm/sec), CCO2는 쉴드 가스 중의 CO2 농도(체적%)이다.
  4. 제3항에 있어서, 상기 용접 입열(Q)을 2000 내지 4500J/cm의 범위로 하는, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
  5. 제1항 내지 제4항 중의 어느 한 항에 있어서, 상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판은, 질량%로, Al: 1.0 내지 22.0%, Mg: 0.05 내지 10.0%, Ti: 0 내지 0.10%, B: 0 내지 0.05%, Si: 0 내지 2.0%, Fe: 0 내지 2.5%, 잔부 Zn 및 불가피적 불순물로 이루어지는 도금층을 갖는 것인, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
  6. 제1항 내지 제5항 중의 어느 한 항에 있어서, 상기 용융 Zn-Al-Mg계 도금 강판은, 편면당(片面當) 도금 부착량이 20 내지 250g/㎡인, 아크 용접 구조 부재의 제조법.
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