WO2015198627A1 - 溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法および溶接部材 - Google Patents

溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法および溶接部材 Download PDF

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延時　智和
仲子　武文
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Definitions

  • the present invention relates to an arc welding method and a welded member for a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet, which generates less spatter and blowholes and is excellent in weld appearance and weld strength.
  • the plating layer of the hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet has a primary Al phase or primary Al phase in a Zn / Al / Zn 2 Mg ternary eutectic matrix.
  • Zn has a metal structure in which a single phase is dispersed, and 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 Zn plated steel sheet.
  • the ternary alloy with the lowest melting point of about 4% by mass of Al and about 3% by mass of Mg is used.
  • a composition having a crystal point (about 343 ° C.) is advantageous in terms of energy cost.
  • Hot-dip Zn-based plated steel sheets are used for building members, automobile members, etc., but in such applications, they are often assembled by gas shield arc welding.
  • arc welding is performed on a hot-dip Zn-based plated steel sheet
  • spatter, pits, and blow holes (hereinafter, blow holes include pits unless otherwise specified) are remarkably generated, resulting in poor arc weldability.
  • blow holes include pits unless otherwise specified
  • blow holes include pits unless otherwise specified
  • the boiling point of Zn is as low as about 906 ° C. compared with the melting point of Fe of about 1538 ° C., so that Zn vapor is generated during arc welding, the arc becomes unstable due to this Zn vapor, and spatter is generated.
  • blowholes are generated when the weld metal solidifies before the Zn vapor can escape.
  • the appearance of the welded portion which is the appearance in the vicinity of the welded portion, is deteriorated, and the corrosion resistance is lowered because the portion becomes a starting point of corrosion.
  • the welding strength decreases, which causes a problem.
  • blow-holes are generated in arc-welded hot-dip Zn-Al-Mg-plated steel sheets.
  • the hot-dip Zn—Al—Mg-based steel sheet has fewer blowholes and improved arc weldability than other hot-dip Zn-plated steel sheets and alloyed hot-dip Zn-plated steel sheets. This cause is thought to be due to Al in the plating layer as described in Non-Patent Document 1. As shown in FIG. 1, Al significantly lowers the viscosity of Fe even in a small amount as compared with Si and Mn.
  • Al in the plating layer is mixed into the weld metal during arc welding, which reduces the viscosity of the weld metal and facilitates the discharge of Zn vapor, reducing the generation of blowholes. It is estimated that
  • the addition of Ti to the plating bath is effective in improving the appearance of the plating by suppressing the formation and growth of the Zn 11 Mg 2 phase, but on the other hand, the amount of spatter and blow holes generated increases. Reduces arc weldability. This is because, as shown in FIG. 1, Ti greatly increases the viscosity of Fe by adding a small amount in contrast to Al, so that Ti in the plating layer is mixed in the weld metal and the viscosity of the weld metal increases. I guess. When the viscosity of the weld metal increases, Zn vapor becomes difficult to be discharged from the weld metal and stays. When the retained Zn vapor is ejected all at once, the arc becomes unstable and the occurrence of spatter becomes significant. In addition, blowholes are generated when the weld metal solidifies before the Zn vapor can escape.
  • an object of the present invention is to provide an arc welding method and a welded member for a hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet having an excellent weld appearance and weld strength.
  • the appearance of the plating is impaired by controlling the relationship between the Ti / Al concentration ratio of the plating layer of the hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet and the gap between the sheets within an appropriate range.
  • the present invention has been completed with the knowledge that sputtering and blowholes can be reduced without any problems.
  • the composition of the plated layer of the hot-dip Zn—Al—Mg-based steel sheet is composed mainly of Zn and is mass%, Al: 1.0 to 22.0%, Mg: 0.05 to 10. 0%, Ti: 0.002 to 0.10%, Ti / Al concentration ratio Ti / Al is 0.0001 to 0.05, and the relationship between Ti / Al and inter-plate gap G is as follows: This is achieved by satisfying the expression (1). Ti / Al ⁇ 0.02G + 0.01 (1)
  • the present invention it is possible to reduce spatter and blowholes in arc welding of a molten Zn—Al—Mg based steel sheet, and to provide a welded member having excellent weld appearance and weld strength and corrosion resistance.
  • the figure which showed the influence of the addition element which acts on the viscosity of Fe The figure which showed typically the pit and blowhole of the lap fillet weld joint.
  • 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 molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet 1, 1 ′ having a molten Zn—Al—Mg-based plated layer 2 on the surface is disposed to overlap the surface of the molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet 1 ′.
  • a weld bead 3 is formed on the end face of the molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet 1 and both members are joined.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a welded portion in which pits 4 are generated without allowing Zn vapor to escape from the weld metal.
  • FIG. 2B is a cross-sectional view of the welded portion where the blown holes 5 are generated by confining Zn vapor in the weld metal.
  • FIGS. 2A and 2B are cross sections of a welded portion when no gap between plates is provided. If there is no gap between the plates, there is no route for the Zn vapor to escape only from the front side of the weld metal 3, so that pits and blowholes are likely to occur. Further, when Zn vapor staying in the weld metal is ejected at once, the arc becomes unstable and spatter is generated.
  • 2C is a cross-sectional view of the welded portion when the inter-plate gap 6 is provided.
  • Zn vapor is also discharged to the inter-plate gap 6 side, so that the effect of suppressing the generation of both sputtering and blow holes is great.
  • the gap between the plates may not be provided or may not be increased. Therefore, in the present invention, the viscosity of the weld metal is lowered by appropriately managing the Ti / Al concentration ratio Ti / Al of the plated layer of the hot-dip Zn—Al—Mg based steel sheet according to the gap between the plates. Discharge is promoted to suppress spatter and blowholes.
  • FIG. 4 shows the results of investigating the effects of Ti / Al and inter-plate gaps on blow hole occupancy Br and spatter deposition number.
  • the Architectural Thin Plate Welded Joint Design and Construction Manual (Architecture Thin Plate Welded Joint Design and Construction Manual Editorial Committee), it is said that there is no problem in welding strength if the blowhole occupancy Br is 30% or less. . Further, if the number of sputters deposited is 20 or less, the spatter is not noticeable and the influence on the corrosion resistance is small. Therefore, in FIG.
  • the hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet and arc welding conditions of the present invention will be described in detail.
  • the composition of the plated layer of the hot-dip Zn—Al—Mg-based plated steel sheet of the present invention is composed of Zn as the main component, Al: 1.0 to 22.0% by mass, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti: 0.002 to 0.10% and inevitable impurities are contained.
  • 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.
  • the amount of Ti added is limited to 0.002 to 0.1%.
  • both Al and Ti are effective in improving the plating quality.
  • Al lowers the viscosity of the weld metal to suppress spatter and blowholes.
  • Ti is the viscosity of the weld metal. Is considered to promote the generation of spatter and blowholes. Therefore, in the present invention, the Ti / Al concentration ratio Ti / Al of the plating layer is adjusted to be 0.0001 to 0.05, so that both the plating appearance and the sputter and blowhole suppression are compatible. Thereby, the defect of the surface external appearance of both the external appearance (plating external appearance) of a plating layer and the external appearance (welding part external appearance) vicinity of a welding part can be suppressed.
  • Ti / Al When Ti / Al is less than 0.0001, the Ti concentration is low, and the effect of suppressing the formation and growth of the Zn 11 Mg 2 phase is insufficient. On the other hand, when Ti / Al exceeds 0.05, the viscosity of the weld metal is increased by Ti, and the generation of spatter and blow holes is promoted.
  • Mg exhibits the effect
  • the Mg content is more preferably 0.05% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • the Mg content in the plating bath increases, Mg oxide-based dross is likely to occur, which causes a deterioration in the quality of the plating layer, so the Mg content is set to a range of 10.0% or less.
  • Mg has a boiling point of about 1091 ° C., which is lower than the melting point of Fe, Like Zn, it is considered that it evaporates during arc welding and causes spatter and blowholes, so the Mg content is preferably 10.0% or less.
  • B like Ti, has the effect of suppressing the formation and growth of Zn 11 Mg 2 phase, so B may be added to the plating layer. In the case of B, it is more effective to make the addition amount 0.001% or more. However, excessive addition of B causes a defect in the appearance (plating appearance) of the plating layer surface due to Ti-B or Al-B-based precipitates, so it is desirable that B is in the range of 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.
  • Fe is likely to be mixed because the steel sheet is immersed and passed.
  • the corrosion resistance is lowered, so the Fe content is preferably 2.5% or less.
  • the coating amount of the molten Zn—Al—Mg based steel sheet is small, it is disadvantageous for maintaining the corrosion resistance and sacrificial anticorrosive action of the plated surface over a long period of time.
  • it is more effective to set the plating adhesion amount per side to 20 g / m 2 or more.
  • the amount of plating adhesion increases, the amount of evaporated Zn during welding increases, and sputtering and blowholes are likely to occur. For this reason, it is desirable that the amount of plating deposited on one side be 250 g / m 2 or less.
  • the plating adhesion amount per side may be measured by the weight method as follows. First, a test piece having a predetermined shape (for example, a disc shape with a diameter of 50 mm or a square shape with a size of 50 ⁇ 50 mm) is taken from a molten Zn—Al—Mg-based steel sheet, and the weight M0 of the test piece is measured. Next, a sealing tape is applied to the entire area of one surface of the test piece, and immersed in hydrochloric acid diluted to about 10% by volume, and the plating layer on the surface on which the sealing tape is not applied is dissolved. Thereafter, the test piece is washed with water and dried, the sealing tape is peeled off, and the weight M1 is measured. Then, (M0-M1) is divided by the area of the test piece to calculate the plating adhesion amount (g / m 2 ) per one side.
  • a predetermined shape for example, a disc shape with a diameter of 50 mm or a square shape with
  • the inter-plate gap G facilitates the discharge of Zn vapor from the weld metal, and thus is effective in suppressing spatter and blow holes.
  • the Ti and Al concentrations Ti / Al of the plating layer are set according to the inter-plate gap G (1 ).
  • the blow hole occupation ratio Br is suppressed to 30% or less, and the strength of the welded portion is equal to or higher than that of the base material.
  • the number of sputters deposited is 20 or less.
  • the upper limit of the inter-plate gap G is preferably 2 mm.
  • the welding heat input Q expressed by the following formula (2) is in the range of 2000 to 12000 J / cm.
  • the cooling rate of the weld metal is increased, and the weld metal is solidified before Zn vapor is discharged from the weld metal, and blow holes are likely to occur.
  • the welding heat input exceeds 12000 J / cm, the amount of Zn evaporation increases and sputtering and blowholes are likely to occur.
  • Q (I ⁇ V) / v (2)
  • I is the welding current (A)
  • V the arc voltage (V)
  • v the welding speed (cm / sec).
  • the type of the shielding gas is not particularly limited, but it is inexpensive carbon dioxide gas, Ar-20 volume% CO 2 gas having a large sputtering suppression effect, or Ar-5 volume% CO 2 gas having a further reduced CO 2 concentration. Etc. are suitable.
  • the hot-melt Zn—Al—Mg-plated steel sheet arc welded member arc welded under the above arc welding conditions has a blowhole occupancy Br of 30% or less and a sputter deposit number of 20 or less, and is excellent in weld appearance, corrosion resistance, and welding strength.
  • the composition of the plating layer is mainly composed of Zn, and is in mass%, Al: 1.0 to 22.2. 0%, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti: 0.002 to 0.10%, Ti / Al concentration ratio Ti / Al is 0.0001 to 0.05, and Ti / Al and the inter-plate gap G satisfy the following formula (1).
  • the inter-plate gap G is preferably 2 mm or less.
  • the above-mentioned molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet has a plating adhesion amount of 20 to 250 g / m 2 per one side.
  • the welding heat input Q represented by the following formula (2) is in the range of 2000 to 12000 J / cm.
  • Q (I ⁇ V) / v (2)
  • I is the welding current (A)
  • V is the arc voltage (V)
  • v is the welding speed (cm / sec).
  • the welded member obtained by arc welding of the molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet or a molding material made of the same under the above conditions has a sputter deposition number of 20 in the region of 100 mm in length and 100 mm in width centering on the weld bead. It is preferable that the number is less than or equal to the number, and thereby the welded portion appearance and corrosion resistance are excellent.
  • the plating layer may contain one or more selected from the group consisting of B: 0.001 to 0.05%, Si: 0 to 2.0%, Fe: 0 to 2.5%. Good.
  • a cold rolled steel strip having a thickness of 3.2 mm and a width of 1000 mm having the composition shown in Table 1 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.
  • the plating layer composition and the plating adhesion amount are shown in Table 2 described later. Each molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet was visually observed to examine whether a Zn 11 Mg 2 -based phase was generated.
  • a sample with a width of 100 mm and a length of 200 mm is cut out from the above molten Zn—Al—Mg-based plated steel sheet, gas shielded arc welding is performed by the lap fillet joint welding method, and the blow hole occupation ratio Br and the number of sputter deposits are determined by the above-described method. It was measured.
  • Table 2 shows the measurement results of the arc welding conditions, the blowhole occupation ratio Br, and the number of sputtered deposits.
  • the plating layer composition is composed mainly of Zn and is in mass%, Al: 1.0 to 22.0%, Mg: 0.05 to 10.0%, Ti : 0.002 to 0.10%, the Ti / Al concentration ratio Ti / Al of the plating layer is 0.0001 to 0.05, and the relationship between Ti / Al and the inter-plate gap G is Ti
  • the present invention can provide a welded Zn-Al-Mg-based steel sheet arc welded member excellent in appearance, corrosion resistance and welding strength.

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Abstract

　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層のＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌを０．０００１～０．０５とし、且つ、Ｔｉ／Ａｌと板間ギャップＧの関係が下記（１）式を満足する。 Ｔｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　…（１）

Description

溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法および溶接部材
　本発明は、スパッタとブローホールの発生量が少なく溶接部外観と溶接強度に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法と溶接部材に関する。
　溶融Ｚｎ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Ｚｎ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に記載されているように、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Ｚｎ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。
　Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇの三元合金を基本とした溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造にあたっては、融点が最も低くなるＡｌが約４質量％、Ｍｇが約３質量％近傍の三元共晶点（約３４３℃）の組成とすることがエネルギーコストの点で有利である。しかし、特許文献１、２に記載されているように、この三元共晶点近傍のめっき浴組成を採用した場合、めっき層の金属組織中にＺｎ１１Ｍｇ２系の相、実際にはＡｌ／Ｚｎ／Ｚｎ１１Ｍｇ２の三元共晶の素地あるいは該素地中にＡｌ初晶またはＡｌ初晶とＺｎ単相が混在してなるＺｎ１１Ｍｇ２の相が局所的に晶出する現象が起きる。この局所的に晶出したＺｎ１１Ｍｇ２系の相は他の相よりも変色しやすく、放置しておくとこの部分が非常に目立った色調となり、めっき層全体の外観であるめっき外観を著しく阻害する。さらに、この局所的に晶出したＺｎ１１Ｍｇ２系の相は優先的に腐食されるために耐食性も低下する。
　このＺｎ１１Ｍｇ２系の相の生成、成長を抑制する方法として特許文献１にはめっき浴中にＴｉを０．００２～０．１質量％、Ｂを０．００１～０．０４５質量％添加し、めっき浴温とめっき後の冷却速度を適正範囲内に制御する方法が開示されている。また、特許文献２にはめっき浴温とめっき後の冷却速度を適正範囲内に制御する方法が開示されている。特に、めっき浴にＴｉとＢを添加する方法はめっき浴温と冷却速度の適正範囲が広くなるのでめっき外観と耐食性に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板の製造性改善に効果的である。
　溶融Ｚｎ系めっき鋼板は建築部材、自動車部材等に用いられているが、そのような用途ではガスシールドアーク溶接法で組み立てられることが多い。しかし、溶融Ｚｎ系めっき鋼板をアーク溶接するとスパッタおよびピット、ブローホール(以下、特に記述しない限りブローホールはピットを含める)の発生が著しく、アーク溶接性に劣る。これは、Ｆｅの融点約１５３８℃に比べてＺｎの沸点が約９０６℃と低いため、アーク溶接時にＺｎ蒸気が発生し、このＺｎ蒸気によりアークが不安定になり、スパッタが発生する。また、Ｚｎ蒸気が抜けきらない内に溶接金属が凝固するとブローホールが発生する。スパッタがめっき面に付着すると、溶接部近傍の外観である溶接部外観が低下するだけでなくその部分が腐食の起点となるので耐食性が低下する。一方、ブローホールの発生が著しいと溶接強度が低下して問題となる。
　溶融Ｚｎ系めっき鋼板と同様に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板においてもアーク溶接時にブローホールが発生する。しかし、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板は他の溶融Ｚｎめっき鋼板および合金化溶融Ｚｎめっき鋼板に比べてブローホールの発生が少なく、アーク溶接性が改善されている。この原因は非特許文献１に記載されているようにめっき層のＡｌによるものと考えられている。図１に示すように、ＡｌはＳｉやＭｎに比べて微量でもＦｅの粘性を大幅に下げる。溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板ではアーク溶接時にめっき層中のＡｌが溶接金属中に混入することにより、溶接金属の粘性が下がり、Ｚｎ蒸気が排出されやすくなるため、ブローホールの発生が軽減されると推定されている。
日本国特許公報「特許第３１４９１２９号公報」 日本国特許公報「特許第３１７９４０１号公報」
日新製鋼技報Ｎｏ．９２（２０１１年）ｐ．４４
　前述のように、めっき浴中へのＴｉ添加はＺｎ１１Ｍｇ２系相の生成、成長を抑制してめっき外観の改善に有効であるが、その反面スパッタ、ブローホールの発生量が多くなり、アーク溶接性を低下させる。これは、図１に示すように、ＴｉはＡｌと逆に微量添加でＦｅの粘性を大幅に上げることから、めっき層中のＴｉが溶接金属中に混入して溶接金属の粘性が上がるためと推察する。溶接金属の粘性が上がると、Ｚｎ蒸気が溶接金属から排出されにくくなって滞留し、滞留したＺｎ蒸気が一気に噴出するとアークが不安定になってスパッタの発生が著しくなる。また、Ｚｎ蒸気が抜けきらない内に溶接金属が凝固するとブローホールが発生する。
　以上のように、めっき外観を改善するためにめっき浴にＴｉを添加するとスパッタ、ブローホールが発生しやすくなって溶接部外観と溶接強度が低下する。本発明はこのような現状に鑑み、溶接部外観と溶接強度に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法および溶接部材を提供することを目的とする。
　発明者らの詳細な研究の結果、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層のＴｉとＡｌの濃度比と板間ギャップとの関係を適正範囲内に制御することで、めっき外観を損なうことなくスパッタとブローホールを軽減できるという知見を得て本発明を完成したものである。
　すなわち上記課題は、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層の組成が、Ｚｎを主成分とし、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０.００２～０.１０％を含有し、ＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌを０．０００１～０．０５とし、且つ、Ｔｉ／Ａｌと板間ギャップＧの関係が下記（１）式を満足することにより達成される。
Ｔｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　…（１）
　本発明によれば、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接におけるスパッタとブローホールを軽減でき、溶接部外観と溶接強度および耐食性に優れる溶接部材を提供することができる。
Ｆｅの粘性に及ぼす添加元素の影響を示した図。 重ね隅肉溶接継手のピット、ブローホールを模式図的に示した図。 スパッタ付着個数の測定方法とブローホール占有率の定義を説明する図。 重ね隅肉溶接継手においてブローホールにおよぼすＴｉ／Ａｌと板間ギャップの影響を示したグラフ。
　図２に、重ね隅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。表面に溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき層２を有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板１、１’が重ねられて配置されており、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板１’の表面と溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板１の端面に溶接ビード３が形成され、両部材が接合されている。
　図２の（ａ）はＺｎ蒸気が溶接金属から抜けきらずにピット４が発生した溶接部の断面図である。図２の（ｂ）はＺｎ蒸気が溶接金属内に閉じ込められてブローホール５が発生した溶接部の断面図である。図２の（ａ）、（ｂ）ともに板間ギャップを設けない場合の溶接部断面である。板間ギャップを設けないとＺｎ蒸気は溶接金属３の表側しか抜ける経路がないため、ピット、ブローホールが発生しやすくなる。また、溶接金属内に滞留したＺｎ蒸気が一気に噴出するとアークが不安定になり、スパッタが発生する。図２の（ｃ）は板間ギャップ６を設けた場合の溶接部の断面図である。板間ギャップ６を設けると、Ｚｎ蒸気が板間ギャップ６側にも排出されるのでスパッタ、ブローホールともにそれらの発生を抑制する効果が大きい。
　しかし、アーク溶接構造部材の形状によっては板間ギャップが設けられない場合や大きくできない場合がある。そこで、本発明では板間ギャップに応じて溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層のＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌを適正に管理することにより溶接金属の粘性を下げてＺｎ蒸気の排出を促進してスパッタ、ブローホールを抑制する。
　めっき層のＭｇ濃度を３質量％と一定にし、Ａｌ濃度を１～２２質量％、Ｔｉ濃度を０～０．１０質量と変化させた片面当りのめっき付着量９０ｇ／ｍ２の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板サンプルを実験室的に作製した。なお、サンプルサイズは板厚３．２ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍとした。このサンプルを重ね代３０ｍｍ、溶接ビード長さＬ＝１８０ｍｍ、板間ギャップ０～２．０ｍｍで重ね隅肉溶接した。アーク溶接部のＸ線透過写真を撮影し、図３に模式図的に示すブローホールの長さの積算値Σｄｉ（ｍｍ）を測定して下記（３）式からブローホール占有率Ｂｒを算出した。また、図３の点線で示す溶接ビード３を中心とした幅１００ｍｍ、長さ１００ｍｍの領域のスパッタ付着個数を目視で計測した。
Ｂｒ＝（Σｄｉ／Ｌ）×１００　…　（３）
　図４にブローホール占有率Ｂｒ、スパッタ付着個数におよぼすＴｉ／Ａｌと板間ギャップの影響を調査した結果を示す。建築用薄板溶接接合部設計・施工マニュアル（建築用薄板溶接接合部設計・施工マニュアル編集委員会）によれば、ブローホール占有率Ｂｒが３０％以下であれば溶接強度に問題ないとされている。また、スパッタ付着個数が２０個以下であればスパッタが目立たず、耐食性への影響も小さい。そこで、図４ではブローホール占有率３０％以下かつスパッタ付着個数２０個以下を○で、ブローホール占有率が３０％を超えるか、またはスパッタ付着量が２０個を越える場合を●でプロットした。Ｔｉ／Ａｌが図４の直線以下の領域ではブローホール占有率Ｂｒが３０％以下かつスパッタ付着個数が２０個以下であり、板間ギャップＧとＴｉ／Ａｌを適切に管理することによりスパッタとブローホールを低減することができることがわかる。
　ここで、図４は、めっき層のＭｇ濃度を３質量％と一定にしたときの調査結果である。しかしながら、Ｍｇの沸点はＦｅの融点よりも低く、Ｆｅが溶融するよりも先にＭｇが蒸発するため、Ｍｇ濃度は、溶接金属の粘度への影響が小さい。そのため、Ｍｇ濃度が変化したとしても、Ｔｉ／Ａｌを図４の直線以下の領域とすることにより、ブローホール占有率Ｂｒを３０％以下かつスパッタ付着個数を２０個以下に抑えることができる。
　本発明の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、アーク溶接条件について詳述する。
〔溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板〕
　本発明の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層の組成は、主成分をＺｎとし、質量％でＡｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０．００２～０.１０％および不可避的不純物を含有する。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。
　溶融めっき浴中にＴｉを含有させると、溶融めっき時におけるＺｎ１１Ｍｇ２系相の生成、成長を抑制する効果を発揮する。Ｔｉ添加量が０．００２％未満では抑制効果が不十分で、０．１％を越えるとめっき時にＴｉ－Ａｌ系の析出物の生成、成長に起因しためっき層表面の外観（めっき外観）不良を引き起こす要因となる。このため、本発明ではＴｉ添加量を０．００２～０．１％に限定する。
　上記のように、ＡｌとＴｉはともにめっき品質の改善に有効であるが、アーク溶接においてＡｌは溶接金属の粘性を下げてスパッタ、ブローホール発生を抑制し、逆に、Ｔｉは溶接金属の粘性を上げてスパッタ、ブローホール発生を促進すると考えられる。そこで、本発明ではめっき層のＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌが０．０００１～０．０５となるように調整し、めっき外観とスパッタ、ブローホール抑制を両立させる。これにより、めっき層の全体の外観（めっき外観）と溶接部付近の外観（溶接部外観）との両方の表面外観の不良を抑制できる。Ｔｉ／Ａｌが０．０００１未満ではＴｉ濃度が低くなり、Ｚｎ１１Ｍｇ２系相の生成、成長抑制効果が不十分である。一方、Ｔｉ／Ａｌが０．０５を越えるとＴｉにより溶接金属の粘性が高くなり、スパッタ、ブローホールの発生が促進される。
　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のでＭｇ含有量は１０.０％以下の範囲とする。また、Ｍｇは沸点が約１０９１℃とＦｅの融点よりも低く、
Ｚｎと同様にアーク溶接時に蒸発してスパッタ、ブローホールの原因になると考えられるのでＭｇ含有量は１０．０％以下が望ましい。
　ＢもＴｉと同様にＺｎ１１Ｍｇ２系相の生成、成長を抑制する効果を有するため、めっき層にＢを添加してもよい。Ｂの場合、その添加量を０.００１％以上とすることがより効果的である。ただし、Ｂも過剰に添加するとＴｉ－Ｂ系あるいはＡｌ－Ｂ系の析出物に起因しためっき層表面の外観（めっき外観）不良を引き起こすので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系めっき層中にＦｅが混入すると耐食性が低下するので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、片面当たりのめっき付着量は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の蒸発Ｚｎ量が多くなり、スパッタ、ブローホールが発生しやすくなる。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。
　ここで、片面当たりのめっき付着量は、次のように、重量法で測定すればよい。まず、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板から所定形状（例えば、直径５０ｍｍの円板形状や５０×５０ｍｍの四角形状）の試験片を採取し、当該試験片の重量Ｍ０を測定する。次に、試験片の片面の全域にシール用のテープを貼り付け、１０容量％程度に希釈した塩酸に浸漬し、シール用のテープを貼り付けていない側の面のめっき層を溶解する。その後、試験片を水洗、乾燥して、シール用のテープを剥がし、重量Ｍ１を測定する。そして、（Ｍ０－Ｍ１）を試験片の面積で除することにより、片面当たりのめっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
〔アーク溶接条件〕
　前述のように、板間ギャップＧは溶接金属からのＺｎ蒸気の排出を促進するのでスパッタ、ブローホールの抑制に効果的である。しかし、溶接構造部材の設計上板間ギャップＧが設けられない場合や板間ギャップＧを大きくできない場合は、板間ギャップＧに応じてめっき層のＴｉとＡｌの濃度Ｔｉ／Ａｌを下記(１)の範囲に調整する。これにより、ブローホール占有率Ｂｒが３０％以下に抑えられて溶接部の強度が母材と同等以上となる。また、スパッタ付着個数が２０個以下となる。
Ｔｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　…（１）
　また、板間ギャップＧが２．０ｍｍを越えると、のど厚が薄くなって溶接強度が低下する、あるいは穴あきが発生するので、板間ギャップＧの上限を２ｍｍとすることが好ましい。
　また、本発明では、下記（２）式で示される溶接入熱Ｑを２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とすることが好ましい。溶接入熱Ｑが２０００Ｊ／ｃｍ未満では溶接金属の冷却速度が速くなり、Ｚｎ蒸気が溶接金属から排出される前に溶接金属が凝固してブローホールが発生しやすくなる。一方、溶接入熱が１２０００Ｊ／ｃｍを越えるとＺｎの蒸発量が多くなり、スパッタ、ブローホールが発生しやすくなる。
　　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（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）である。
　本発明では、シールドガスの種類は特に限定されないが、安価な炭酸ガスや、スパッタ抑制効果が大きいＡｒ－２０体積％ＣＯ２ガス、あるいはさらにＣＯ２濃度を下げたＡｒ－５体積％ＣＯ２ガス等が好適である。
　上記アーク溶接条件でアーク溶接した溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接部材はブローホール占有率Ｂｒが３０％以下かつスパッタ付着個数が２０個以下で溶接部外観と耐食性および溶接強度に優れる。
　以上のように、本実施の形態に係る溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法は、めっき層の組成が、Ｚｎを主成分とし、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０.００２～０.１０％を含有し、ＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌを０．０００１～０．０５とし、且つ、Ｔｉ／Ａｌと板間ギャップＧの関係が下記（１）式を満足する。
Ｔｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　…（１）
　また、前記板間ギャップＧは、２ｍｍ以下であることが好ましい。
　また、上記溶融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とすることが好ましい。
　また、アーク溶接方法は下記（２）式で示される溶接入熱Ｑが２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とすることが好ましい。
　　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（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）である。
　さらに、前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、またはそれを素材とした成形材を上記条件でアーク溶接した溶接部材は下記（３）式で示されるブローホール占有率Ｂｒが３０％以下であることが好ましく、これにより溶接継手強度に優れる。
　　Ｂｒ＝（Σｄｉ／Ｌ）×１００　…　（３）
　ただし、Σｄｉはブローホール長さの積算値（ｍｍ）、Ｌは溶接ビード長さ（ｍｍ）である。
　また、前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板、またはそれを素材とした成形材を上記条件でアーク溶接した溶接部材は溶接ビードを中心とした縦１００ｍｍ、横１００ｍｍの領域のスパッタ付着個数が２０個以下であることが好ましく、これにより、溶接部外観と耐食性に優れる。
　さらに、前記めっき層は、Ｂ：０．００１～０.０５％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｆｅ：０～２.５％からなる群から選ばれる１あるいは２以上を含有してもよい。
　表１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。めっき層組成、めっき付着量は後述する表２に示す。各溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板を目視観察してＺｎ１１Ｍｇ２系相の生成有無を調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　上記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板から幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍのサンプルを切り出し、重ね隅肉継手溶接法でガスシールドアーク溶接を行い、前述の方法でブローホール占有率Ｂｒとスパッタ付着個数を測定した。アーク溶接条件とブローホール占有率Ｂｒおよびスパッタ付着個数の測定結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　表２のＮｏ．１～１９，３２～３５に示すように、めっき層組成が、Ｚｎを主成分とし、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０.００２～０.１０％を含有し、かつ、めっき層のＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌが０．０００１～０．０５であり、Ｔｉ／Ａｌと板間ギャップＧの関係がＴｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　を満たす実施例では、Ｚｎ１１Ｍｇ２系相が観察されず、ブローホール占有率は３０％以下、スパッタ付着個数は２０以下であった。本実施例から、本発明により溶接部外観と耐食性および溶接強度に優れた溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接部材が得られることがわかる。
　それに対して、めっき層にＴｉおよびＢを添加しなかった表３のＮｏ．２０、２１の比較例ではＺｎ１１Ｍｇ２系相が観察された。Ｔｉ／Ａｌが本発明の範囲外のＮｏ．２２～２６の比較例では、ブローホール占有率が３８～５８％とブローホールの発生が著しくなり、スパッタ付着個数が２３～３３個とスパッタの発生も著しい。また、片面当りのめっき付着量が２５０ｇ／ｍ２を超えるＮｏ．２７、２８の参考例、および入熱が２０００Ｊ／ｃｍ未満または１２０００Ｊ／ｃｍを超えるＮｏ．２９～３１の参考例でも、ブローホール占有率およびスパッタ付着個数が大きくなる傾向が見られた。
１、１’　溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板
２　　めっき層
３　　溶接ビード
４　　ピット
５　　ブローホール
６　　板間ギャップ
 

Claims (9)

  1. 　めっき層の組成が、Ｚｎを主成分とし、質量％で、Ａｌ：１.０～２２.０％、Ｍｇ：０.０５～１０.０％、Ｔｉ：０.００２～０.１０％を含有する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板同士を接合する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法であって、
    　前記めっき層のＴｉとＡｌの濃度比Ｔｉ／Ａｌが０．０００１～０．０５であり、
    　Ｔｉ／Ａｌと板間ギャップＧの関係が下記（１）式を満足する溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
    Ｔｉ／Ａｌ≦０．０２Ｇ＋０．０１　…（１）
  2. 　片面当たりのめっき付着量が２０～２５０ｇ／ｍ２である請求項１に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
  3. 　下記（２）式で示される溶接入熱Ｑが２０００～１２０００Ｊ／ｃｍの範囲でアーク溶接する請求項１および２に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
    　　Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ　…（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）である。
  4. 　前記板間ギャップＧが２ｍｍ以下である請求項１から３の何れか１項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
  5. 　前記溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層の組成が、更に、質量％でＢ：０．００１～０.０５％、Ｓｉ：０～２.０％、Ｆｅ：０～２.５％からなる群から選ばれる１あるいは２以上を含有する、請求項１から４の何れか１項に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
  6. 　下記（３）式で示されるブローホール占有率Ｂｒが３０％以下となるようにアーク溶接する請求項１に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
    　　Ｂｒ＝（Σｄi／Ｌ）×１００　…（３）
  7. 　溶接ビードを中心とした縦１００ｍｍ、横１００ｍｍの領域のスパッタ付着個数が２０個以下となるようにアーク溶接する請求項１または６に記載の溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接方法。
  8. 　下記（３）式で示されるブローホール占有率Ｂｒが３０％以下である、
    請求項１から５の何れか１項に記載のアーク溶接方法によりアーク溶接した溶接部材。
    　　Ｂｒ＝（Σｄi／Ｌ）×１００　…（３）
    　ただし、Σｄiはブローホール長さの積算値（ｍｍ）、Ｌは溶接ビード長さ（ｍｍ）である。
  9. 　溶接ビードを中心とした縦１００ｍｍ、横１００ｍｍの領域のスパッタ付着個数が２０個以下である、
    請求項１から５の何れか１項に記載のアーク溶接方法によりアーク溶接した溶接部材。
     
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