WO2013187197A1 - アーク溶接構造部材の製造法 - Google Patents

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和昭 細見
延時　智和
朝田　博
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日新製鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing an arc welded structure member having excellent resistance to molten metal embrittlement cracking formed by using a molten Zn—Al—Mg plated steel sheet member for one or both members to be joined.
  • Hot-dip galvanized steel sheets have good corrosion resistance and are used in a wide range of applications including building and automobile parts. Among them, the hot-dip Zn—Al—Mg-based steel sheet maintains excellent corrosion resistance for a long period of time, and therefore the demand is increasing as a substitute for the conventional hot-dip galvanized steel sheet.
  • the plated layer of the hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet has a primary Al phase or a primary Al phase in a Zn / Al / Zn 2 Mg ternary eutectic matrix. It has a metal structure in which a Zn single phase is dispersed, and the corrosion resistance is improved by Al and Mg. Since a dense and stable corrosion product containing Mg in particular is uniformly formed on the surface of the plated layer, the corrosion resistance of the plated layer is remarkably improved as compared with the hot dip galvanized steel sheet.
  • the metal in the plating layer melts on the surface of the surrounding base material (plating original sheet) through which the arc has passed.
  • the alloy of the plating layer has a liquidus temperature lower than the melting point of Zn (about 420 ° C.) and maintains a molten state for a relatively long time.
  • the solidification end temperature is about 335 ° C.
  • Molten metal derived from the Zn-Al-Mg plating layer melted on the surface of the base metal reduces the Al concentration as the Al component reacts with the underlying Fe at an early stage and is consumed as an Fe-Al alloy layer.
  • the composition close to that of the Zn—Mg binary system is obtained, but even with a Zn-3 mass% Mg alloy, the solidification end temperature is 360 ° C., which is lower than the melting point of Zn, 420 ° C. Therefore, in the case of a Zn—Al—Mg plated steel sheet, the time during which the metal of the plated layer melted during arc welding stays on the surface of the base material while maintaining the liquid phase is longer than that of the galvanized steel sheet.
  • Patent Document 4 discloses a technique of imparting resistance to molten metal embrittlement cracking by applying a steel plate whose ferrite crystal grain boundary is reinforced by addition of B to a plating original plate.
  • Patent Document 5 discloses a technique of suppressing molten metal embrittlement cracking by filling Zn, Al, and Mg during arc welding by filling a flux added with TiO 2 and FeO into the outer sheath of a welding wire. .
  • the method of cutting and removing the plating layer and the method of using a special welding wire are accompanied by a great increase in cost.
  • the technique of using B-added steel for the plating base plate reduces the degree of freedom in selecting the steel type.
  • molten metal embrittlement cracking may not be sufficiently prevented, and a drastic arc welding structure using a Zn-Al-Mg based steel sheet is essential. It is not a measure to prevent molten metal embrittlement cracking.
  • the present invention is excellent in resistance to molten metal embrittlement in an arc welded structure member using a Zn—Al—Mg plated steel plate member without being restricted by the steel type of the plating base plate and a significant increase in cost. It aims at providing what has fracturing ability.
  • the plating layer disappears once by evaporation in the vicinity of the weld bead during gas shielded arc welding, but after the arc passes, the plating layer metal is in a molten state at a position slightly away from the bead. It has been confirmed that the phenomenon of immediately spreading to the above disappeared portion occurs. If this wetting spread is suppressed and cooling is completed while maintaining the state of evaporative disappearance, the penetration of the plating layer component into the base metal is avoided at a position close to the welding beat, and the molten metal embrittlement crack is It can be effectively prevented.
  • the above-described wetting and spreading in the Zn—Al—Mg-based plated steel sheet member is remarkably reduced by reducing the concentration of CO 2 that is usually mixed in the shielding gas by about 20% by volume. It was found to be suppressed.
  • the allowable upper limit of the CO 2 concentration can be managed as a function of welding heat input. Furthermore, it has been found that when the plate thickness of the Zn—Al—Mg-based plated steel plate member used is thin, the tolerance of the upper limit of CO 2 concentration increases. The present invention has been completed based on such findings.
  • the above object is to manufacture a welded structural member by joining steel materials by gas shielded arc welding, and at least one member to be joined is a molten Zn—Al—Mg based plated steel plate member, and Ar gas is used as a shielding gas.
  • Arc welding using a gas satisfying the following formula (2) in relation to the welding heat input Q (J / cm), in which the CO 2 concentration is represented by the following formula (1), based on He gas or Ar + He mixed gas This is achieved by a method for manufacturing a structural member.
  • the “hot-dipped Zn—Al—Mg-based plated steel sheet member” is a member made of a molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet, or a member formed by using it as a raw material.
  • the welding heat input Q can be, for example, in the range of 2000 to 12000 J / cm.
  • the molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet member uses a plating original sheet having a thickness of 2.6 mm or less (for example, 1.0 to 2.6 mm)
  • the following formula (2) is used instead.
  • Equation (3) can be applied. 0 ⁇ C CO2 ⁇ 205Q ⁇ 0.32 (3)
  • the welding heat input Q is more preferably in the range of 2000 to 4500 J / cm, for example.
  • the molten Zn—Al—Mg based steel sheet is, for example, mass%, Al: 1.0 to 22.0%, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti: 0 to 0.10%, B: Those having a plating layer of 0 to 0.05%, Si: 0 to 2.0%, Fe: 0 to 2.5%, the balance Zn and unavoidable impurities are suitable targets.
  • the plating adhesion amount per one side is, for example, 20 to 250 g / m 2 .
  • an arc welded structure using a molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet member that is inherently susceptible to molten metal embrittlement cracking has excellent resistance to molten metal embrittlement cracking. It became possible to realize stably without increasing the cost. Since the allowable upper limit of the CO 2 concentration in the shielding gas has been clarified according to the welding heat input, the benefits of blending CO 2 (such as the suppression of oxidation around the weld bead using the reducing action of CO generated by the arc) ) To the maximum.
  • the steel type of the plating base plate there is no particular restriction on the steel type of the plating base plate, and it is not necessary to adopt a steel type to which a special element is added as a measure against molten metal embrittlement cracking. Even when a high-strength steel plate is applied, excellent melt metal embrittlement cracking resistance can be obtained. In addition, the degree of freedom for the part shape is great. Therefore, the present invention is widely used in the widespread use of Zn-Al-Mg-plated steel sheet arc welded structural members, including automotive arc welded structural members using high-tensile steel sheets, which are expected to increase in the future. It contributes.
  • FIG. 1 schematically shows a cross section of a torch and a base material during gas shielded arc welding.
  • the welding torch 31 advances in the direction of the arrow while forming an arc 35 on the surface of the base material 1.
  • a shield gas 34 is blown out from the periphery of the electrode 33 and the welding wire 32 positioned at the center of the welding torch 31 to protect the arc 35 and the surface of the base material 1 exposed to high temperatures from the atmosphere.
  • a part of the base material 1 melted by the heat input from the arc 35 is rapidly solidified after the welding torch 31 passes and forms a weld bead 2 made of weld metal.
  • the shield gas 34 needs to be a non-oxidizing gas.
  • an inert gas such as Ar which Ar + CO 2 mixed gas of CO 2 were mixed for about 20 vol% is employed.
  • a part of CO 2 in the shielding gas 34 is considered to be separated into CO and O 2 by the plasma arc 35, and the CO exerts a reducing action to suppress oxidation of the weld bead and its surroundings. Thereby, it is thought that the corrosion-resistant fall in a welding part is reduced.
  • FIG. 2 schematically illustrates the cross-sectional structure of the welded portion of the lap fillet welded joint.
  • This type of welded joint by arc welding is frequently used for automobile chassis.
  • a base material 1 and a base material 1 ′ which are steel plate members, are arranged so as to overlap each other, a weld bead 2 is formed on the surface of the base material 1 and an end surface of the base material 1 ′, and both members are joined.
  • the broken lines in the figure represent the surface position of the base material 1 and the end face position of the base material 1 'before welding.
  • the intersection of the base metal surface and the weld bead is called the “bead toe”.
  • the bead toe portion of the base material 1 is indicated by reference numeral 3.
  • FIG. 3 to 5 schematically show an enlarged cross-sectional structure of a portion corresponding to the vicinity of the bead toe 3 shown in FIG.
  • FIG. 3 schematically shows a cross-sectional state in the vicinity of a high-temperature weld immediately after the arc passes during gas shielded arc welding of a Zn—Al—Mg-based steel sheet.
  • the surface of the base material 1 was covered with the uniform plating layer 7 through the Fe—Al-based alloy layer 6 at the stage before welding, but the metal of the plating layer was near the bead toe 3 due to the passage of the arc. Evaporates and disappears (plating layer evaporation region 9).
  • the original plating layer 7 is melted to become the Zn—Al—Mg based molten metal 8, but has not disappeared due to evaporation.
  • the original plating layer 7 exists without melting.
  • the thicknesses of the Zn—Al—Mg molten metal 8 and the plating layer 7 are exaggerated.
  • FIG. 4 schematically shows a cross-sectional structure of a conventional Zn—Al—Mg-based plated steel sheet arc welded structural member obtained by cooling from the state of FIG.
  • the Zn—Al—Mg based molten metal reference numeral 8 in FIG. 3 wets and spreads in the “plating layer evaporation region” (reference numeral 9 in FIG. 3) formed once the plating layer disappears during welding, and the base material 1
  • the entire surface up to the bead toe 3 is covered with the Zn—Al—Mg alloy layer 5.
  • the portion of the Zn—Al—Mg based alloy layer 5 formed by solidification of the Zn—Al—Mg based molten metal (reference numeral 8 in FIG. 3) is referred to as a molten solidified region 10, and the original plating layer 7 remains and is formed.
  • the portion of the Zn—Al—Mg-based alloy layer 5 is referred to as a plating layer unmelted region 11.
  • the bead toe 3 is usually a melt-solidified region 10 as shown in FIG.
  • the liquidus temperature of the Zn—Al—Mg based molten metal 8 is low as described above, the surface portion of the base material 1 that becomes the molten and solidified region 10 after cooling becomes Zn—Al in the cooling process after welding. -The contact time with the Mg-based molten metal is relatively long. Since tensile stress is generated in the portion of the base material 1 near the bead toe due to cooling after welding, the Zn—Al—Mg based molten metal component tends to enter the crystal grain boundary. The said component which penetrate
  • FIG. 5 schematically shows a cross-sectional structure of a Zn—Al—Mg-based plated steel sheet arc welded structural member according to the present invention obtained by cooling from the state of FIG.
  • a gas having a reduced CO 2 concentration or a CO 2 -free gas is used as the shielding gas.
  • the surface of the base material 1 in the “plating layer evaporation region” (reference numeral 9 in FIG. 3) where the plating layer disappeared during welding is oxidized due to a weak reduction action by the shielding gas, and is quickly covered with a thin oxide film. Conceivable.
  • this oxide film inhibits the wetting with the Zn—Al—Mg based molten metal (reference numeral 8 in FIG. 3), thereby suppressing the wetting and spreading of the Zn—Al—Mg based molten metal.
  • the plating layer evaporation region 9 remains after cooling. That is, the surface of the base material 1 near the bead toe 3 is finished to cool without coming into contact with the Zn—Al—Mg-based molten metal, and intrusion of the molten metal component into the base material 1 at that portion is avoided. Is done. Therefore, excellent molten metal embrittlement cracking resistance is imparted without depending on the steel type of the base material 1.
  • a gas having a reduced CO 2 concentration or a gas not containing CO 2 is used as the shielding gas, so that the weld bead and its surroundings are more easily oxidized than in the prior art.
  • a molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet member as a member to be joined, not only the plating layer surface but also the corrosion resistance of the exposed part of the steel substrate in the vicinity of the welded part is improved. That is, in addition to the anticorrosive effect by Zn, the corrosion product derived from the Zn—Al—Mg based metal exhibits excellent protective properties, so that the long-term corrosion resistance is improved, and the gas or CO2 with reduced CO 2 concentration 2. Corrosion resistance degradation due to the use of an additive-free gas does not become apparent during normal use.
  • plating layer evaporation region length The length from the bead toe 3 of the plating layer evaporation region 9 remaining after cooling is referred to as “plating layer evaporation region length” in this specification, and is indicated by the symbol L in FIG.
  • plating layer evaporation region length Most of the molten metal embrittlement cracks that are a problem with Zn-Al-Mg-plated steel sheet arc welded structural members are very close to the bead toe 3, specifically less than 0.3 mm from the bead toe. It has been confirmed that As a result of various studies, if the plating layer evaporation region length is 0.3 mm or more, the molten metal embrittlement cracking resistance is greatly improved, and if it is 0.4 mm or more, it is more preferable.
  • the plating layer evaporation region length can be controlled in the range of 0.3 to 2.0 mm by adjusting the shield gas composition as described later.
  • the surface of the base material in which the plating layer in the vicinity of the welded portion has evaporated and disappeared is prevented from being excessively activated.
  • Zn—Al—Mg based molten metal present in the bead is prevented from spreading to the bead toes.
  • the above-mentioned which has a wider allowable upper limit, instead of the above formula (2) Even if the expression (3) is applied, the length of the plating layer evaporation region can be controlled in the range of 0.3 to 2.0 mm.
  • the thickness of at least one member to be joined is a plate thickness.
  • CO in the shielding gas according to the welding heat input Q (J / cm) represented by the above formula (1) CO 2 concentration adjusting method of shielding gas to adjust 2 concentration so as to satisfy the following formula (3) are disclosed. 0 ⁇ C CO2 ⁇ 205Q ⁇ 0.32 (3)
  • C CO2 is CO 2 concentration of the shielding gas (vol%).
  • the CO 2 concentration in the shielding gas may be adjusted within the range satisfying the above equation (2) and the above equation (3) depending on the plate thickness conditions, but from the viewpoint of stabilizing the arc, the CO 2 concentration of 5% by volume or more. Is more effective. Stabilization of the arc is advantageous in increasing the penetration depth. That is, the following formula (2) ′ can be applied instead of the above formula (2), and the following formula (3) ′ can be applied instead of the above formula (3).
  • the base gas of the shielding gas can be Ar gas as in the conventional case. He gas or Ar + He mixed gas may be used. The purity of those base gases may be set to the same level as before.
  • ⁇ ⁇ Welding heat input may be set to an optimum value according to the plate thickness. If the welding heat input is too low, the welding may be insufficient and the weld bead may be discontinuous. Conversely, if the welding heat input is excessive, spatter is likely to occur.
  • an appropriate value of welding heat input can be found in the range of 2000 to 12000 J / cm.
  • the welding heat input is set in the range of 2000 to 4500 J / cm. More preferably.
  • the shield gas flow rate may be adjusted in the range of 10 to 30 L / min. Conventional welding devices can be used.
  • Example 1 The molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet shown in Table 1 was placed horizontally, and a weld bead was formed on the steel sheet surface by an arc generated from a horizontally moving welding torch (bead on plate). The welding conditions are listed in Table 1. The cross section perpendicular to the bead direction including the weld bead and the base material in the vicinity thereof is mirror-polished and etched with a nitric acid solution with a nitric acid concentration of 0.2% by volume. By observing the vicinity, the plating layer evaporation region length indicated by the symbol L in FIG. 5 was measured.
  • FIG. 6 the case where the plating layer evaporation region length is 0.3 mm or more is plotted with a circle mark, and the case where it is less than 0.3 mm is plotted with a cross mark.
  • the CO 2 concentration in the shielding gas is more preferably 5.0% by volume or more, but even in that case, the welding heat input Q is, for example, 2000 to 11500 J / cm. Can be set in a wide range, and can correspond to various plate thicknesses.
  • Example 2 A hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet (thickness of the plating original sheet 2.6 mm) shown in Table 1-2 was placed horizontally, and a weld bead was formed on the steel sheet surface by an arc generated from a horizontally moving welding torch ( Bead on plate). The welding conditions are listed in Table 1-2. By observing the vicinity of the bead toe in the same manner as in Experimental Example 1 described above, the plating layer evaporation region length indicated by the symbol L in FIG.
  • FIG. 8 shows the result.
  • the case where the plating layer evaporation region length is 0.3 mm or more is plotted with a circle mark, and the case where it is less than 0.3 mm is plotted with a mark x.
  • the allowable upper limit is greatly relaxed. As the plate thickness decreases, the cooling rate after welding increases, so that the metal of the plated layer that has become molten after passing through the arc tends to solidify before spreading into the plated layer evaporation region.
  • the allowable upper limit of the CO 2 concentration when the plating layer evaporation region length is 0.3 mm is considered to vary greatly.
  • a molten Zn—Al—Mg based plated steel sheet member is applied to at least one of both members joined by arc welding.
  • Various steel types can be adopted as the plating base plate of the molten Zn—Al—Mg based steel plate member depending on the application. High tensile steel plates can also be used.
  • the thickness of the plating original plate may be 1.0 to 6.0 mm, and may be controlled in the range of 2.0 to 5.0 mm. If the plate thickness of the plating original plate is 2.6 mm or less (for example, 1.0 to 2.6 mm), equation (3) can be applied instead of equation (2).
  • the composition of the molten Zn—Al—Mg based plating layer is, by mass, Al: 1.0 to 22.0%, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti: 0 to 0.10. %, B: 0 to 0.05%, Si: 0 to 2.0%, Fe: 0 to 2.5%, the balance Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer composition substantially reflects the hot-dip plating bath composition.
  • the method of hot dipping is not particularly limited, it is generally advantageous in terms of cost to use an in-line annealing type hot dipping equipment.
  • the component elements of the plating layer will be described. “%” Of the plating layer component element means “mass%” unless otherwise specified.
  • Al is effective in improving the corrosion resistance of the plated steel sheet and suppresses the generation of Mg oxide dross in the plating bath. In order to fully exhibit these actions, it is necessary to secure an Al content of 1.0% or more, and it is more preferable to secure an Al content of 4.0% or more. On the other hand, when the Al content increases, a brittle Fe—Al alloy layer is likely to grow on the base of the plating layer, and excessive growth of the Fe—Al alloy layer causes a decrease in plating adhesion. As a result of various studies, the Al content is more preferably 22.0% or less, and may be controlled to 15.0% or less, or even 10.0% or less.
  • Mg exhibits the effect of significantly increasing the corrosion resistance of the plated steel sheet by generating a uniform corrosion product on the surface of the plated layer.
  • the Mg content is more preferably 0.05% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • Mg oxide-based dross is likely to occur, which causes a reduction in the quality of the plating layer.
  • the Mg content is desirably in the range of 10.0% or less.
  • Ti and B are contained in the hot dipping bath, there are advantages such as an increase in the degree of freedom of manufacturing conditions during hot dipping. For this reason, 1 type or 2 types of Ti and B can be added as needed. It is more effective to add 0.0005% or more in the case of Ti and 0.0001% or more in the case of B. However, when the content of Ti or B in the plating layer is excessive, it causes a poor appearance of the plating layer surface due to the formation of precipitates. When these elements are added, it is desirable that Ti: 0.10% or less and B: 0.05% or less.
  • Si When Si is contained in the hot dipping bath, excessive growth of the Fe—Al alloy layer formed at the interface between the plating original plate surface and the plating layer is suppressed, and the workability of the hot-dip Zn—Al—Mg plated steel sheet is improved. This is advantageous. Therefore, Si can be contained as necessary. In that case, it is more effective to set the Si content to 0.005% or more. However, since excessive Si content causes an increase in the dross amount in the hot dipping bath, the Si content is preferably 2.0% or less.
  • the Fe content in the Zn—Al—Mg plating layer is preferably 2.5% or less.
  • the coating amount of the molten Zn—Al—Mg based steel sheet member is small, it is disadvantageous for maintaining the corrosion resistance and sacrificial anticorrosive action of the plated surface over a long period of time.
  • the Zn—Al—Mg-based plating adhesion amount per side should be 20 g / m 2 or more. It is effective.
  • the plating adhesion amount increases, blow holes are likely to occur during welding. When blow holes occur, the welding strength decreases. For this reason, it is desirable that the amount of plating deposited on one side be 250 g / m 2 or less.
  • the mating member to be joined to the above molten Zn—Al—Mg plated steel sheet member by arc welding may be the same molten Zn—Al—Mg plated steel sheet member as described above, or other steel materials. It doesn't matter.
  • Example 1 A cold-rolled steel strip having a thickness of 3.2 mm and a width of 1000 mm having the composition shown in Table 2 is used as a plating base plate, and this is passed through a hot dipping line to obtain a molten Zn—Al—Mg system having various plating layer compositions. A plated steel sheet was produced. Each shielded Zn—Al—Mg plated steel sheet was subjected to gas shield arc welding by the following test method, and the influence of the shielding gas composition on the resistance to molten metal embrittlement cracking was investigated. The plating layer composition, the plating adhesion amount, and the shielding gas composition are shown in Table 4 below.
  • the composition of the shielding gas applied to the examples of the present invention is composed of at least one of CO 2 : 0 to 16% by volume and the balance: Ar and He (the same applies to Examples 2 and 3 described later).
  • a steel bar boss (protrusion) 15 having a diameter of 20 mm and a length of 25 mm is vertically set up at the center of a 100 mm ⁇ 75 mm test piece 14 (a molten Zn—Al—Mg based plated steel plate member).
  • the test piece 14 and the boss 15 were joined by gas shield arc welding under the welding conditions shown in FIG. Specifically, the boss 15 is rotated once around the boss 15 clockwise from the welding start point S, and after the welding start point S is passed, welding is further performed by overlapping the beads, and an overlapping portion 17 of the weld bead 16 is generated. Welding was performed up to a later welding end point E. During welding, the test piece 14 was held on a flat plate. This test was conducted in a situation where welding cracks are likely to occur experimentally.
  • molten metal embrittlement cracking was observed in the comparative example in which the CO 2 concentration in the shielding gas exceeded the definition of the present invention.
  • the plating layer evaporation region length L (see FIG. 3) in the test piece 14 is less than 0.3 mm, and the deepest molten metal embrittlement crack has a distance from the toe portion of most samples of about 0.3 mm. It occurred at a site within 3 mm.
  • no molten metal embrittlement cracking was observed in the examples of the present invention in which the CO 2 concentration in the shielding gas was limited within the range satisfying the above expression (2).
  • the plating layer evaporation region length L in the examples of the present invention was 0.3 mm or more.
  • Example 2 A cold-rolled steel strip with a thickness of 4.5 mm having the composition shown in Table 2 is used as a plating base plate, and this is passed through a hot dipping line to produce hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel plates having various plating layer compositions. did. Using each molten Zn—Al—Mg plated steel sheet, the influence of the shielding gas composition on the resistance to molten metal embrittlement cracking was investigated by the same evaluation method as in Example 1. The results are shown in Table 5. The plating layer composition, plating adhesion amount, and shielding gas composition are shown in Table 5.
  • the composition of the shielding gas applied to the examples of the present invention consists of one or more of CO 2 : 0 to 7% by volume and the balance: Ar and He.
  • Example 3 A cold-rolled steel strip with a thickness of 6.0 mm having the composition shown in Table 2 is used as a plating base plate, and this is passed through a hot dipping line to produce hot-dip Zn-Al-Mg plated steel plates having various plating layer compositions. did.
  • the influence of the shielding gas composition on the resistance to molten metal embrittlement cracking was investigated by the same evaluation method as in Example 1. The results are shown in Table 6.
  • the plating layer composition, plating adhesion amount, and shielding gas composition are shown in Table 6.
  • the composition of the shielding gas applied to the examples of the present invention is composed of one or more of CO 2 : 0 to 6% by volume and the balance: Ar and He.
  • Example 4 A cold-rolled steel strip with a thickness of 2.6 mm having the composition shown in Table 2 is used as a plating original plate, and this is passed through a hot dipping line to produce hot-dip Zn-Al-Mg plated steel plates having various plating layer compositions. did. Using each molten Zn—Al—Mg plated steel sheet, the influence of the shielding gas composition on the resistance to molten metal embrittlement cracking was investigated by the same evaluation method as in Example 1. The results are shown in Table 7. The plating layer composition, plating adhesion amount, and shielding gas composition are shown in Table 7.
  • the composition of the shielding gas applied to the example of the present invention is composed of one or more of CO 2 : 0 to 17% by volume and the balance: Ar and He.
  • Example 5 A cold rolled steel strip with a thickness of 1.6 mm having the composition shown in Table 2 is used as a plating base plate, and this is passed through a hot dipping line to produce hot-dip Zn-Al-Mg plated steel plates having various plating layer compositions. did. Using each molten Zn—Al—Mg plated steel sheet, the influence of the shielding gas composition on the resistance to molten metal embrittlement cracking was investigated by the same evaluation method as in Example 1. The results are shown in Table 8. The plating layer composition, plating adhesion amount, and shielding gas composition are shown in Table 8.
  • the composition of the shielding gas applied to the example of the present invention is composed of one or more of CO 2 : 0 to 17% by volume and the balance: Ar and He.

Abstract

【課題】めっき原板の鋼種による制約や、大幅なコスト増を伴うことなく、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造部材において優れた耐溶融金属脆化割れ性を有するものを提供する。 【解決手段】ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとして、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとし、ＣＯ２濃度ＣＣＯ２（体積％）が溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）に応じて下記（２）式を満たすように調整されているガスを使用する。 ０≦ＣＣＯ２≦２９００Ｑ－０．６８ …（２）

Description

アーク溶接構造部材の製造法
　本発明は、接合する一方または双方の部材に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いて構成した耐溶融金属脆化割れ性に優れるアーク溶接構造部材の製造法に関する。
　溶融亜鉛系めっき鋼板は耐食性が良好であるため建築部材や自動車部材をはじめとする広範な用途に使用されている。なかでも溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は長期間にわたり優れた耐食性を維持することから、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に代わる材料として需要が増加している。
　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層は特許文献１、２に記載されるように、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎ２Ｍｇ三元共晶のマトリクス中に初晶Ａｌ相または初晶Ａｌ相とＺｎ単相が分散した金属組織を有しており、ＡｌおよびＭｇにより耐食性が向上している。そのめっき層の表面には、特にＭｇを含む緻密で安定な腐食生成物が均一に生成するため、溶融亜鉛めっき鋼板に比べてめっき層の耐食性が格段に向上している。
　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて建築部材、自動車部材等を組み立てる場合、ガスシールドアーク溶接法が適用されることが多い。溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板にアーク溶接を施すと溶融亜鉛めっき鋼板と比べ溶融金属脆化割れが生じやすいという問題がある。これはＭｇの含有によってめっき層の液相線温度が低下していることが原因であるとされている（特許文献３、４）。
　めっき鋼板にアーク溶接を施すと、めっき層の金属はアークが通過した周囲の母材（めっき原板）表面上で溶融する。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の場合、当該めっき層の合金はＺｎの融点（約４２０℃）に比較して液相線温度が低く、比較的長時間にわたって溶融状態を維持する。Ｚｎ－６質量％Ａｌ－３質量％Ｍｇ合金の例では凝固終了温度が約３３５℃である。母材表面上で溶融したＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層由来の溶融金属は、Ａｌ成分が下地のＦｅと早期に反応してＦｅ－Ａｌ合金層となって消費されるに伴いＡｌ濃度を減じていき、最終的にＺｎ－Ｍｇ二元系に近い組成となるが、Ｚｎ－３質量％Ｍｇ合金でも凝固終了温度は３６０℃とＺｎの融点４２０℃より低い。したがって、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の場合、亜鉛めっき鋼板と比べ、アーク溶接時に溶融しためっき層の金属が液相状態を維持したまま母材表面上に滞留する時間が長くなる。
　アーク溶接直後の冷却時に引張応力状態となっている母材の表面が、溶融しためっき金属に長時間曝されると、その溶融金属は母材の結晶粒界に侵入し溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。溶融金属脆化割れが発生すると、それが腐食の基点となり耐食性が低下する。また強度や疲労特性が低下して問題となることもある。
　アーク溶接時の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の溶融金属脆化割れを抑制する方法としては、例えばアーク溶接前にめっき層を切削除去する手法が提案されている。また、特許文献４にはＢ添加によりフェライト結晶粒界を強化した鋼板をめっき原板に適用することで耐溶融金属脆化割れ性を付与する手法が開示されている。特許文献５には溶接ワイヤの外皮中にＴｉＯ２およびＦｅＯを添加したフラックスを充填してアーク溶接時にＺｎ、Ａｌ、Ｍｇを酸化させることで溶融金属脆化割れを抑制する手法が開示されている。
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
　上記のめっき層を切削除去する手法や特殊な溶接ワイヤーを使用する手法は多大なコスト増を伴う。めっき原板にＢ添加鋼を用いる手法は鋼種選択の自由度を狭める。また、これらの手法を採用しても部品形状や溶接条件によっては溶融金属脆化割れを十分に防止できない場合があり、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造物の抜本的な溶融金属脆化割れ防止対策とはなっていない。
　一方、近年自動車の軽量化のために引張強さ５９０ＭＰａ以上の高張力鋼板がめっき原板に用いられるようになってきた。このような高張力鋼板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板では溶接熱影響部の引張応力が増大するので溶融金属脆化割れが起こりやすくなり、適用可能な部品形状や用途が限定される。
　本発明はこのような現状に鑑み、めっき原板の鋼種による制約や、大幅なコスト増を伴うことなく、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造部材において優れた耐溶融金属脆化割れ性を有するものを提供することを目的とする。
　発明者らの検討によれば、ガスシールドアーク溶接時に溶接ビード近傍ではめっき層が蒸発により一旦消失するが、アークが通り過ぎた後、ビードから少し離れた位置で溶融状態となっているめっき層金属が直ちに上記の消失した箇所に濡れ拡がるという現象が起きることが確かめられている。この濡れ拡がりを抑制して、上記の蒸発消失した状態を維持したまま冷却が完了すれば、溶接ビートに近い位置で母材中へのめっき層成分の侵入が回避され、溶融金属脆化割れは効果的に防止できると考えられる。発明者らの詳細な研究の結果、シールドガス中に通常２０体積％程度配合されているＣＯ２の濃度を低減することにより、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材における上記の濡れ拡がりが顕著に抑制されることがわかった。そのＣＯ２濃度の許容上限は溶接入熱の関数として管理することができる。さらに、使用するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚が薄い場合には、ＣＯ２濃度上限の許容度が拡大することがわかった。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。
　すなわち上記目的は、ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとして、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとし、ＣＯ２濃度が下記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）との関係において下記（２）式を満たすガスを使用するアーク溶接構造部材の製造法によって達成される。
　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（１）
　０≦ＣＣＯ２≦２９００Ｑ－０．６８　…（２）
　ただし、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）、ＣＣＯ２はシールドガス中のＣＯ２濃度（体積％）である。
　ここで、「溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材」は、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板からなる部材、またはそれを素材として成形加工した部材である。前記溶接入熱Ｑは例えば２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とすることができる。
　また、前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材が板厚２.６ｍｍ以下（例えば１.０～２.６ｍｍ）のめっき原板を用いたものである場合は上記（２）式に代えて下記（３）式を適用することができる。
　０≦ＣＣＯ２≦２０５Ｑ－０．３２　…（３）
　また、このように板厚が薄い場合には、前記溶接入熱Ｑは例えば２０００～４５００Ｊ／ｃｍの範囲とすることがより好ましい。
　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、例えば質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０５％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｆｅ：０～２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき層を有するものが好適な対象となる。その片面当たりのめっき付着量は例えば２０～２５０ｇ／ｍ２である。
　本発明によれば、本来的に溶融金属脆化割れが生じやすい溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造物において、優れた耐溶融金属脆化割れ性を呈するものを特段のコスト増を伴うことなく安定して実現することが可能となった。溶接入熱に応じてシールドガス中のＣＯ２濃度の許容上限が明確化されたので、ＣＯ２を配合することによるメリット（アークにより生成するＣＯの還元作用を利用した溶接ビード周辺の酸化抑制など）を最大限に活かすことができる。めっき原板の鋼種にも特に制約はなく、溶融金属脆化割れ対策として特殊な元素を添加した鋼種を採用する必要はない。高張力鋼板を適用しても優れた耐溶融金属脆化割れ性が得られる。また、部品形状に対する自由度も大きい。したがって本発明は、今後ニーズの増大が予想される高張力鋼板を用いた自動車用アーク溶接構造部材をはじめ、種々の広範な用途において、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の普及に寄与するものである。
ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示した図。 重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的示した図。 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示した図。 図３の状態から冷却された従来のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。 図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造部材のめっき層蒸発領域長さに及ぼす溶接入熱およびシールドガス中ＣＯ２濃度の影響を示したグラフ。 耐溶融金属脆化割れ性を調べるための溶接実験方法を示した図。 Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造部材のめっき層蒸発領域長さに及ぼす溶接入熱およびシールドガス中ＣＯ２濃度の影響を示したグラフ（板厚が薄い場合）。
　図１に、ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示す。溶接トーチ３１は母材１の表面上にアーク３５を形成しながら矢印の方向に進行している。溶接トーチ３１の中心部に位置する電極３３と溶接ワイヤ３２の周囲からシールドガス３４が吹き出し、アーク３５および高温に曝される母材１の表面を大気から保護している。アーク３５からの入熱により溶融した母材１の一部は溶接トーチ３１が通り過ぎたのち急速に凝固して、溶接金属からなる溶接ビード２を形成する。シールドガス３４は、非酸化性のガスであることが必要である。一般的にはＡｒなどの不活性ガスをベースガスとして、これにＣＯ２を２０体積％程度混合したＡｒ＋ＣＯ２混合ガスが採用される。シールドガス３４中のＣＯ２はプラズマ状態のアーク３５によって一部がＣＯとＯ２に乖離すると考えられており、そのＣＯが還元作用を発揮して溶接ビードおよびその周辺の酸化が抑制される。それにより溶接部での耐食性低下が軽減されると考えられる。
　図２に、重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的に例示する。自動車シャシなどにはアーク溶接によるこの種の溶接継手が多用されている。鋼板部材である母材１、母材１’が重ねられて配置され、母材１の表面と母材１’の端面に溶接ビード２が形成され、両部材が接合されている。図中の破線は溶接前の母材１の表面位置および母材１’の端面位置を表している。母材表面と溶接ビードの交点を「ビード止端部」と呼ぶ。図中には母材１についてのビード止端部を符号３で示してある。
　図３～図５は、図２に示したビード止端部３の近傍に相当する部位の断面構造を拡大して模式的に示したものである。
　図３に、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のガスシールドアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示す。母材１の表面は、溶接前の段階でＦｅ－Ａｌ系合金層６を介して均一なめっき層７に覆われていたが、アークの通過によってビード止端部３の近くではめっき層の金属が蒸発して消失している（めっき層蒸発領域９）。それよりビード止端部３からの距離が大きい部分では、元のめっき層７が溶融してＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属８となるが、蒸発による消失には至っていない。ビード止端部３からの距離がさらに大きくなると、元のめっき層７が溶融せずに存在している。なお、図３中、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属８およびめっき層７の厚さは誇張して描いてある。
　図４に、図３の状態から冷却されて得られた従来のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。この場合、溶接時にめっき層が一旦消失して形成した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が濡れ拡がり、母材１の表面はビード止端部３までの全体がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層５に覆われる。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が凝固して形成したＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層５の部分を溶融凝固領域１０と呼び、元のめっき層７が残存して形成したＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層５の部分をめっき層未溶融領域１１と呼ぶ。従来のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材では通常この図のように、ビード止端部３直近は溶融凝固領域１０となる。この場合、前述のようにＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属８は液相線温度が低いために、冷却後に溶融凝固領域１０となる母材１の表面部分は溶接後の冷却過程でＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属と接触する時間が比較的長くなる。母材１のビード止端部に近い部分には溶接後の冷却で引張応力が生じているので、その結晶粒界中にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属の成分が侵入しやすい。粒界に侵入した当該成分が溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。
　図５に、図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。本発明では、シールドガスとしてＣＯ２濃度を減じたガスまたはＣＯ２無添加のガスを使用する。このため溶接時にめっき層が消失した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）の母材１表面は、シールドガスによる還元作用が弱いために酸化され、迅速に薄い酸化皮膜に覆われると考えられる。この酸化皮膜がＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）との濡れを阻害することにより、当該Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりが抑止されるものと推察される。その結果、冷却後にはめっき層蒸発領域９が残存する。すなわち、ビード止端部３近傍の母材１表面はＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属と接触することなく冷却を終えることとなり、その部分での母材１中への溶融金属成分の侵入が回避される。そのため母材１の鋼種に依存することなく、優れた耐溶融金属脆化割れ性が付与される。なお、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）の高さ位置がビード止端部３より上方となるような溶接姿勢においても、上記の濡れ阻害作用によって当該Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりは顕著に抑制される。
　本発明ではシールドガスとしてＣＯ２濃度を減じたガスまたはＣＯ２無添加のガスを使用するため、溶接ビードおよびその周辺は従来より酸化されやすい雰囲気となる。しかし、接合する部材として溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用することにより、めっき層表面だけでなく溶接部近傍で鋼素地が露出した部分の耐食性も改善される。すなわち、Ｚｎによる防食効果に加え、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき金属に由来する腐食生成物が優れた保護性を発揮することにより長期間の耐食性は改善され、ＣＯ２濃度を減じたガスまたはＣＯ２無添加のガスを使用することによる耐食性低下は通常の使用において顕在化しない。
　冷却後に残っためっき層蒸発領域９のビード止端部３からの長さを、本明細書では「めっき層蒸発領域長さ」と呼び、図５中に符号Ｌで表示した。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材で問題となる溶融金属脆化割れは、そのほとんどがビード止端部３のごく近傍、具体的にはビード止端部から０.３ｍｍ未満の範囲で発生することが確認されている。種々検討の結果、上述のめっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上であれば耐溶融金属脆化割れ性は大幅に向上し、０.４ｍｍ以上であればさらに好ましい。このめっき層蒸発領域長さがあまり長くなると、めっき層が存在しないことによる耐食性低下が問題となるが、発明者らの検討によると、めっき層蒸発領域長さが２.０ｍｍ以下であれば周囲のＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層による犠牲防食作用が十分に得られ、この部分での耐食性低下は問題とならないレベルとなることがわかった。シールドガス組成を後述のように調整することによってめっき層蒸発領域長さを０.３～２.０ｍｍの範囲にコントロールすることができる。
〔ガスシールドアーク溶接条件〕
　本発明に従うアーク溶接においては、シールドガスのＣＯ２濃度を溶接入熱に応じて制限することが重要である。シールドガス中に混合されるＣＯ２は前述のようにプラズマアークに触れて一部がＣＯとＯ２に乖離し、そのＣＯの還元作用によって溶接ビード近傍の母材表面が活性化される。従来一般的なガスシールドアーク溶接では溶接ビード部およびその周辺の酸化を抑制する等の理由からＣＯ２を２０体積％程度混合したシールドガスを使用するのが通常である。しかし、本発明ではその還元作用を抑制させるか、あるいは全く利用しないことにより、溶接部近傍のめっき層が蒸発消失した母材表面が過度に活性化されることを防止し、周囲の母材表面に存在するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属がビード止端部に濡れ拡がることを抑止する。詳細な検討の結果、上記の（２）式を満たすようにシールドガス中のＣＯ２濃度を制限したとき、濡れ拡がりの抑止効果が現れ、上述のめっき層蒸発領域長さを０.３～２.０ｍｍの範囲にコントロールすることが可能となる。
　すなわち本明細書では、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとするシールドガスを用いたガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、下記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）に応じてシールドガス中のＣＯ２濃度を下記（２）式を満たすように調整するシールドガス中のＣＯ２濃度調整方法を開示する。
　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（１）
　０≦ＣＣＯ２≦２９００Ｑ－０．６８　…（２）
　ただし、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）、ＣＣＯ２はシールドガス中のＣＯ２濃度（体積％）である。
　接合する部材の少なくとも一方に板厚２.６ｍｍ以下のめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用する場合は、上記（２）式に代えて、より許容上限の広い上記（３）式を適用しても、上述のめっき層蒸発領域長さを０.３～２.０ｍｍの範囲にコントロールすることができる。
　この場合、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとするシールドガスを用いたガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材に板厚２.６ｍｍ以下のめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用し、前記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）に応じてシールドガス中のＣＯ２濃度を下記（３）式を満たすように調整するシールドガス中のＣＯ２濃度調整方法を開示する。
　０≦ＣＣＯ２≦２０５Ｑ－０．３２　…（３）
　ただし、ＣＣＯ２はシールドガス中のＣＯ２濃度（体積％）である。
　シールドガス中のＣＯ２濃度は上記（２）式、板厚条件によっては上記（３）式を満たす範囲で調整すればよいが、アークを安定化させる観点からは５体積％以上のＣＯ２濃度を確保することがより効果的である。アークが安定化すると溶け込み深さを増大させる上で有利となる。すなわち、上記（２）式に代えて下記（２）’式を、また上記（３）式に代えて下記（３）’式を適用することができる。
　５．０≦ＣＣＯ２≦２９００Ｑ－０．６８　…（２）’
　５．０≦ＣＣＯ２≦２０５Ｑ－０．３２　…（３）’
　また特に、接合する一方の部材に板厚２.６ｍｍ以下のめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用する場合には、前記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）に応じてシールドガス中のＣＯ２濃度を下記（４）式を満たすように調整するシールドガス中のＣＯ２濃度調整方法に従うと、ＣＯ２によるアークの安定化効果を最大限に発揮させながらＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属のビード止端部への濡れ拡り防止を図ることができる。
　２９００Ｑ－０．６８＜ＣＣＯ２≦２０５Ｑ－０．３２　…（４）
　シールドガスのベースガスは、従来と同様にＡｒガスとすることができる。Ｈｅガスや、Ａｒ＋Ｈｅ混合ガスとしてもよい。それらのベースガスの純度は従来と同等レベルとすればよい。
　溶接入熱は板厚等に応じて最適な値に設定すればよい。溶接入熱が過小であると溶け込みが不十分となって溶接ビードが不連続となる場合がある。逆に溶接入熱が過大であるとスパッタが発生しやすくなる。通常２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲で溶接入熱の適正値を見出すことができる。ただし、接合する部材の少なくとも一方に板厚２.６ｍｍ以下のめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用する場合は、溶接入熱を２０００～４５００Ｊ／ｃｍの範囲で設定することがより好ましい。その他の溶接条件については、例えばシールドガス流量は１０～３０Ｌ／ｍｉｎの範囲で調整すればよい。溶接装置は従来一般的なものを使用することができる。
　溶接入熱およびシールドガス中のＣＯ２濃度と、めっき層蒸発領域長さの関係を調べた実験例を紹介する。
〔実験例１〕
　表１に示す溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を水平に置き、水平移動する溶接トーチから発生するアークにより鋼板表面に溶接ビードを形成させた（ビードオンプレート）。溶接条件は表１中に記載してある。溶接ビードおよびその近傍の母材を含むビード方向に垂直な断面について、鏡面研磨および硝酸濃度０.２体積％ナイタール液でのエッチングを施したのち、走査型電子顕微鏡観察を行い、ビード止端部近傍を観察することにより図５に符号Ｌで示しためっき層蒸発領域長さを測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図６にその結果を示す。図６中にはめっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上となる場合を○印、０.３ｍｍ未満となる場合を×印でそれぞれプロットしてある。溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）とシールドガス中のＣＯ２濃度ＣＣＯ２（体積％）の関係がＣＣＯ２＝２９００Ｑ－０．６８となる曲線を境に、めっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上となるかどうかが明確に分かれている。上述のようにＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造部材で問題となる溶融金属脆化割れは、そのほとんどがビード止端部から０.３ｍｍ未満の領域で発生することから、この曲線の境界を越えないように、溶接入熱に応じてシールドガス中のＣＯ２濃度をコントロールすることにより、耐溶融金属脆化割れ性を大幅に向上させることができる。なお、上述のようにアークを安定化させる観点からはシールドガス中のＣＯ２濃度を５.０体積％以上とすることがより好ましいが、その場合でも溶接入熱Ｑは例えば２０００～１１５００Ｊ／ｃｍといった広い範囲で設定可能であり、種々の板厚に対応することができる。
〔実験例２〕
　表１－２に示す溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板（めっき原板の板厚２.６ｍｍ）を水平に置き、水平移動する溶接トーチから発生するアークにより鋼板表面に溶接ビードを形成させた（ビードオンプレート）。溶接条件は表１－２中に記載してある。上述の実験例１と同様の手法でビード止端部近傍を観察することにより図５に符号Ｌで示しためっき層蒸発領域長さを測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図８にその結果を示す。図８中にはめっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上となる場合を○印、０.３ｍｍ未満となる場合を×印でそれぞれプロットしてある。溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）とシールドガス中のＣＯ２濃度ＣＣＯ２（体積％）の関係がＣＣＯ２＝２０５Ｑ－０．３２となる曲線を境に、めっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上となるかどうかが明確に分かれている。すなわち、めっき原板の板厚が２.６ｍｍ以下であるＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を適用する場合は、板厚３.２ｍｍの例である図６の場合よりもシールドガス中のＣＯ２濃度の許容上限が大幅に緩和される。板厚が薄くなると溶接後の冷却速度が速くなるため、アーク通過後に溶融状態となっためっき層の金属がめっき層蒸発領域へと濡れ拡がる前に凝固しやすくなるが、めっき原板（図５の母材１に相当）の板厚が３ｍｍ前後のときに、めっき層蒸発領域長さ０.３ｍｍを基準とした場合のＣＯ２濃度の許容上限は大きく変動するものと考えられる。
〔溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材〕
　本発明では、アーク溶接で接合する双方の部材のうち、少なくとも一方に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用する。
　その溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材のめっき原板としては、用途に応じて種々の鋼種が採用できる。高張力鋼板を使用することもできる。前記（２）式を適用する場合、めっき原板の板厚は１.０～６.０ｍｍとすることができ、２.０～５.０ｍｍの範囲に管理してもよい。なお、めっき原板の板厚が２.６ｍｍ以下（例えば１.０～２.６ｍｍ）であれば前記（２）式に代えて（３）式を適用することができる。
　具体的な溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層の組成としては、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０５％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｆｅ：０～２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるものを挙げることができる。めっき層組成は溶融めっき浴組成をほぼ反映したものとなる。溶融めっきの方法は特に限定されないが、一般的にはインライン焼鈍型の溶融めっき設備を使用することがコスト的に有利となる。以下、めっき層の成分元素について説明する。めっき層成分元素の「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ａｌは、めっき鋼板の耐食性向上に有効であり、また、めっき浴においてＭｇ酸化物系ドロスの発生を抑制する。これらの作用を十分に発揮させるためには１.０％以上のＡｌ含有量を確保する必要があり、４.０％以上のＡｌ含有量を確保することがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が多くなるとめっき層の下地に脆いＦｅ－Ａｌ合金層が成長しやすくなり、Ｆｅ－Ａｌ合金層の過剰な成長はめっき密着性の低下を招く要因となる。種々検討の結果、Ａｌ含有量は２２.０％以下とすることがより好ましく、１５.０％以下、あるいはさらに１０.０％以下に管理しても構わない。
　Ｍｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させてめっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。Ｍｇ含有量は０.０５％以上とすることがより効果的であり、１.０％以上とすることがさらに好ましい。一方、めっき浴中のＭｇ含有量が多くなるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなり、めっき層の品質低下を招く要因となる。Ｍｇ含有量は１０.０％以下の範囲とすることが望ましい。
　溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融めっき時における製造条件の自由度が拡大する等のメリットがある。このため、必要に応じてＴｉ、Ｂの１種または２種を添加することができる。その添加量はＴｉの場合０.０００５％以上、Ｂの場合０.０００１％以上とすることがより効果的である。ただし、めっき層中のＴｉやＢの含有量が過剰になると析出物の生成に起因しためっき層表面の外観不良を引き起こす要因となる。これらの元素を添加する場合は、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｂ：０.０５％以下の範囲とすることが望ましい。
　溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、めっき原板表面とめっき層の界面に生成するＦｅ－Ａｌ合金層の過剰な成長が抑制され、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となる。したがって、必要に応じてＳｉを含有させることができる。その場合、Ｓｉ含有量を０.００５％以上とすることがより効果的である。ただし、過剰のＳｉ含有は溶融めっき浴中のドロス量を増大させる要因となるので、Ｓｉ含有量は２.０％以下とすることが望ましい。
　溶融めっき浴中には、鋼板を浸漬・通過させる関係上、Ｆｅが混入しやすい。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層中のＦｅ含有量は２.５％以下とすることが好ましい。
　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材のめっき付着量が少ないと、めっき面の耐食性および犠牲防食作用を長期にわたって維持するうえで不利となる。種々検討の結果、本発明に従ってビード止端部近傍に生じた「めっき層蒸発領域」を残存させる場合、片面当たりのＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき付着量は２０ｇ／ｍ２以上とすることがより効果的である。一方、めっき付着量が多くなると溶接時にブローホールが発生しやすくなる。ブローホールが発生すると溶接強度が低下する。このため片面当たりのめっき付着量は２５０ｇ／ｍ２以下とすることが望ましい。
〔溶接相手部材〕
　上記の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材とアーク溶接により接合する相手部材は、上記と同様の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材であっても構わないし、それ以外の鋼材であっても構わない。
《実施例１》
　表２に示す組成を有する板厚３.２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、以下に示す試験方法によりガスシールドアーク溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は後述表４中に示してある。本発明例に適用したシールドガスの組成は、ＣＯ２：０～１６体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上からなる（後述実施例２、３において同じ）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
〔耐溶融金属脆化割れ性の試験方法〕
　図７に示すように、１００ｍｍ×７５ｍｍの試験片１４（溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材）の中央部に直径２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの棒鋼のボス（突起）１５を垂直に立て、表３に示す溶接条件でガスシールドアーク溶接を行って試験片１４とボス１５を接合した。具体的には溶接開始点Ｓから時計回りにボス１５の周囲を１周して、溶接開始点Ｓを過ぎた後もさらにビードを重ねて溶接を進め、溶接ビード１６の重なり部分１７が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１４は平板上に拘束された状態とした。この試験は実験的に溶接割れが生じやすい状況としたものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　溶接後、ボス１５の中心軸を通り、且つビード重なり部分１７を通る切断面２０について、ビード重なり部分１７近傍の試験片１４部分を走査型電子顕微鏡で観察することにより、試験片１４に観測される最も深い割れの深さ（最大割れ深さ）を測定した。この割れは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４に示されるように、シールドガス中のＣＯ２濃度が本発明の規定を超える比較例のものにおいて、溶融金属脆化割れが観測された。これらはいずれも試験片１４におけるめっき層蒸発領域長さＬ（前述図３参照）が０.３ｍｍ未満であり、最も深い溶融金属脆化割れはほとんどの試料において止端部からの距離が０.３ｍｍ以内の部位に生じていた。これに対し、シールドガス中のＣＯ２濃度を前記（２）式を満たす範囲で制限した本発明例のものには溶融金属脆化割れは観測されなかった。本発明例のものにおけるめっき層蒸発領域長さＬは、いずれも０.３ｍｍ以上であった。
《実施例２》
　表２に示す組成を有する板厚４.５ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、実施例１と同様の評価手法で耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。その結果を表５に示す。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は表５中に示してある。本発明例に適用したシールドガスの組成は、ＣＯ２：０～７体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上からなる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　４.５ｍｍのめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板においても、シールドガス中のＣＯ２濃度を前記（２）式を満たす範囲に制限することによって溶融金属脆化割れを防止することができた。
《実施例３》
　表２に示す組成を有する板厚６.０ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、実施例１と同様の評価手法で耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。その結果を表６に示す。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は表６中に示してある。本発明例に適用したシールドガスの組成は、ＣＯ２：０～６体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上からなる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　６.０ｍｍのめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板においても、シールドガス中のＣＯ２濃度を前記（２）式を満たす範囲に制限することによって溶融金属脆化割れを防止することができた。
《実施例４》
　表２に示す組成を有する板厚２.６ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、実施例１と同様の評価手法で耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。その結果を表７に示す。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は表７中に示してある。本発明例に適用したシールドガスの組成は、ＣＯ２：０～１７体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上からなる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　めっき原板の板厚が２.６ｍｍの溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いた場合には、許容上限が前記（２）式よりも広い前記（３）式を満たす範囲において溶融金属脆化割れを防止可能であることが確認された。
《実施例５》
　表２に示す組成を有する板厚１.６ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、実施例１と同様の評価手法で耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。その結果を表８に示す。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は表８中に示してある。本発明例に適用したシールドガスの組成は、ＣＯ２：０～１７体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上からなる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　めっき原板の板厚が１.６ｍｍの溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を用いた場合も、前記（３）式を満たす範囲において溶融金属脆化割れを防止可能であることが確認された。
　１、１’　母材
　２　　溶接ビード
　３　　ビード止端部
　５　　Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層
　６　　Ｆｅ－Ａｌ系合金層
　７　　めっき層
　８　　Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融金属
　９　　めっき層蒸発領域
　１０　　溶融凝固領域
　１１　　めっき層未溶融領域
　１４　　試験片
　１５　　ボス
　１６　　溶接ビード
　１７　　ビード重なり部分
　３１　　溶接トーチ
　３２　　溶接ワイヤ
　３３　　電極
　３４　　シールドガス
　３５　　アーク

Claims (6)

  1. 　ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとして、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとし、ＣＯ２濃度が下記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）との関係において下記（２）式を満たすガスを使用するアーク溶接構造部材の製造法。
    　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（１）
    　０≦ＣＣＯ２≦２９００Ｑ－０．６８　…（２）
    　ただし、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）、ＣＣＯ２はシールドガス中のＣＯ２濃度（体積％）である。
  2. 　前記溶接入熱Ｑを２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とする請求項１に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
  3. 　ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材に板厚２.６ｍｍ以下のめっき原板を用いた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用し、シールドガスとして、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとし、ＣＯ２濃度が下記（１）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）との関係において下記（３）式を満たすガスを使用するアーク溶接構造部材の製造法。
    　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（１）
    　０≦ＣＣＯ２≦２０５Ｑ－０．３２　…（３）
    　ただし、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）、ＣＣＯ２はシールドガス中のＣＯ２濃度（体積％）である。
  4. 　前記溶接入熱Ｑを２０００～４５００Ｊ／ｃｍの範囲とする請求項３に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
  5. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０～０.１０％、Ｂ：０～０.０５％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｆｅ：０～２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき層を有するものである請求項１～４のいずれかに記載のアーク溶接構造部材の製造法。
  6. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は、片面当たりのめっき付着量が２０～２５０ｇ／ｍ２である請求項１～５のいずれかに記載のアーク溶接構造部材の製造法。
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