WO2024143356A1 - 溶接継手 - Google Patents

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WO2024143356A1
WO2024143356A1 PCT/JP2023/046646 JP2023046646W WO2024143356A1 WO 2024143356 A1 WO2024143356 A1 WO 2024143356A1 JP 2023046646 W JP2023046646 W JP 2023046646W WO 2024143356 A1 WO2024143356 A1 WO 2024143356A1
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WO
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less
plating layer
welded joint
element group
mass
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Application number
PCT/JP2023/046646
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English (en)
French (fr)
Inventor
正寛 松葉
卓哉 光延
将明 浦中
美奈江 西角
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to welded joints.
  • Patent Document 1 proposes a plated steel material having a steel sheet and a plating layer including a Zn-Al-Mg alloy layer disposed on the surface of the steel sheet, in which the cross section of the Zn-Al-Mg alloy layer has an area fraction of MnZn 2 phase of 45 to 75%, a total area fraction of the MgZn 2 phase and the Al phase of 70% or more, and an area fraction of the Zn-Al-MgZn 2 ternary eutectic structure of 0 to 5%, and the plating layer has a predetermined chemical composition.
  • the back surface is the surface other than the vicinity of the toe, for example the surface opposite the side where the weld bead is present in a welded joint, further improvement is desired in terms of the corrosion resistance of such a back surface.
  • the present invention was made in consideration of the above problems, and the object of the present invention is to provide a welded joint that can further improve the corrosion resistance of the back surface of the welded joint.
  • the inventors conducted extensive research and came to the conclusion that the decrease in corrosion resistance of the back surface of a welded joint due to welding is caused by the Zn in the plating evaporating and oxidizing during welding, resulting in the formation of ZnO and Fe scale on the back surface. Therefore, they discovered that if the evaporation of Zn in the plating during welding, a phenomenon specific to zinc-based plating, can be suppressed, it is possible to further improve the corrosion resistance of the back surface.
  • the gist of the present invention which was completed based on these findings, is as follows.
  • a steel sheet has a first steel plate and a second steel plate connected to a weld bead portion having a longitudinal direction in a plan view, and the first steel plate and the second steel plate each have a heat-affected zone located around the weld bead portion and a non-heat-affected zone that is not affected by heat due to welding, and the second steel plate has a base steel and a first plating layer on the base steel in the non-heat-affected zone, and the first plating layer contains, by mass%, Al: 10.00 to 70.00%, Mg: 3.00 to 20.00%, Fe: 0.01 to 15.00%, and optionally contains an element selected from the group consisting of the following element group A, element group B, element group C, element group D, element group E, element group F, and element group G: a plating layer having a chemical composition containing one or more elements selected from the group consisting of Zn and Zn alloys, with the balance consisting of 5.0000 mass% or more of Zn and impurities,
  • the surface on which the toe distance is smaller among the toe distances in the direction of the welded joint, or when the toe does not exist on either the first surface side or the second surface side is defined as the back surface of the welded joint
  • the center of a line segment connecting the end closest to one end of the first plating layer and the end furthest from the end of the heat-affected zone in the X-axis direction on the back surface of the cross section is defined as the center of the heat-affected zone on the back surface
  • Zn-Mg alloys are provided on the weld bead portion or the heat-affected zone within a range of 1 mm on both sides of the X-axis direction starting from the center on the back surface of the cross section.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram illustrating a schematic example of a structure of a welded joint according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram for describing a welded joint according to the same embodiment.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram for explaining a non-heat-affected zone in the welded joint according to the embodiment.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram for explaining a back surface of a welded portion in the welded joint according to the embodiment.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram for explaining a back surface of a welded portion in the welded joint according to the embodiment.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram showing a schematic example of a structure of a welded joint according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram showing a schematic example of a structure of a welded joint according to another embodiment of the present invention.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram showing a schematic example of a structure of a welded joint according to another embodiment of the present invention.
  • Figure 1 shows an example of a welded joint in which two steel plates are lap-fillet welded by arc welding.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the overall structure of a welded joint obtained by lap fillet welding a first steel plate and a second steel plate by arc welding, and shows a cross section of the welded joint perpendicular to the extension direction of the weld bead portion.
  • the welded joint 1 according to this embodiment has a first steel plate 10, a second steel plate 20, and a weld bead portion 30.
  • a heat-affected zone 40 is formed in the first steel plate 10 and the second steel plate 20 near the weld bead portion 30.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the overall structure of a welded joint obtained by lap fillet welding a first steel plate and a second steel plate by arc welding, and shows a cross section of the welded joint perpendicular to the extension direction of the weld bead portion.
  • the welded joint 1 according to this embodiment has a first steel plate 10, a second steel plate 20, and a weld bead portion 30.
  • the first steel plate 10 and the second steel plate 20 are partially overlapped with each other.
  • the included angle between the first steel plate 10 and the second steel plate 20 is, for example, in the range of 0° to 10°.
  • the angle between the first steel plate 10 and the second steel plate 20 is not particularly limited.
  • a welded joint 1 formed by lap fillet welding as shown in FIG. 1 the end of one steel plate is welded to the surface of the other steel plate.
  • the steel plate with the welded end is referred to as the "first steel plate 10" and the steel plate with the welded surface is referred to as the "second steel plate 20.”
  • the end 11 of the first steel plate 10 is also welded to the surface of the second steel plate 20, and as a result of the welding, a weld bead portion 30 and a heat-affected zone 40 are formed.
  • the weld bead portion 30 is a portion formed by arc welding or laser welding, and mutual diffusion of constituent elements occurs between the welding wire used as necessary during welding and the steel plate (hereinafter referred to as the "base steel plate") as the material.
  • the joint interface between the weld bead portion 30 and the first steel plate 10 or the second steel plate 20 is shown as a smooth curve or straight line for convenience of illustration, but the actual joint interface is a complex curved surface due to the molten metal during welding fluctuating due to arc plasma, etc.
  • the weld bead portion 30 extends along the Y-axis direction in the figure, and the first steel plate 10 and the second steel plate 20 are joined by the weld bead portion 30.
  • an etching solution that can be used is nital (mixture: 95% ethanol, 5% sulfuric acid) or an etching solution that is a mixture of 60 g of sodium dodecylbenzenesulfonate, 36 g of picric acid, 60 cc of ethanol, and 60 cc of household detergent solution (for example, a common one such as dishwashing detergent) per 2,400 cc of water.
  • Oxides formed during welding are broadly divided into two types: scale and slag.
  • Scale which is an oxide formed on the surface of the weld bead portion 30 during welding, contains 50% or more Fe, excluding oxygen, by mass, with the remainder consisting of easily oxidized elements and impurities.
  • Slag contains 50% or more easily oxidized elements, excluding oxygen, by mass, with the remainder consisting of less than 50% Fe and impurities.
  • Specific examples of "easily oxidized elements” include Ca, Mg, In, Bi, Cr, Zr, Li, La, Ce, Sr, Y, Si, Mn, Al, and Ti.
  • the above scale and slag can be easily distinguished by performing a component analysis using a scanning electron microscope (SEM) equipped with an electron probe microanalyzer (EPMA). More specifically, a cross section of a portion that is thought to be scale or slag is subjected to point analysis with EPMA, and a judgment is made based on whether the content of the above "easily oxidized elements" or Fe is 50% or more by mass. If the content of Fe is 50% or more by mass, the portion in question is judged to be slag, and if the content of the "easily oxidized elements" is 50% or more by mass, the portion in question is judged to be scale.
  • SEM scanning electron microscope
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • JIS Z3001 (2018) specifies that "the point where the surface of the base steel and the surface of the weld bead intersect” is the “toe.”
  • the point where the surface of the weld bead portion 30 intersects with the surface of the base steel or the heat-affected zone of the first steel plate 10 or the second steel plate 20 corresponds to this "toe.”
  • heat input during arc welding or laser welding is generally performed from one side where the weld joint 1 is located.
  • the weld bead portion 30 is exposed on the surface of the base steel plate, and the width of the weld bead narrows in the direction in which the heat input from welding propagates. Therefore, by focusing on the presence or absence of the weld bead portion 30 exposed on the surface and the shape of the weld bead, it is possible to identify the direction of heat input during arc welding or laser welding.
  • the above-mentioned state in which the "weld bead portion 30 is exposed" includes a state in which the scale formed on the weld bead portion 30 is exposed.
  • the steel plate located on the heat input side of the arc welding or laser welding as described above can be regarded as the first steel plate 10
  • the steel plate located on the opposite side to the heat input side of the arc welding or laser welding can be regarded as the second steel plate 20.
  • the surface on the positive side in the Z-axis direction is the "first surface”
  • the surface on the negative side in the Z-axis direction is the "second surface”.
  • the weld bead portion 30 is exposed on the "first surface” side, and is not exposed on the "second surface” side. From the state of the weld bead portion 30, it can be seen that in the example shown in FIG. 1, the heat input direction during welding is from the first surface side to the second surface side.
  • the surface on which the toe-toe distance in the X-axis direction of the weld bead portion 30 on the first surface side is smaller than the toe-toe distance in the X-axis direction of the welded bead portion 30 on the second surface side, or, if there is no toe on either the first surface side or the second surface side, the surface on the side on which there is no toe is defined as the "reverse surface" of the welded joint 1.
  • a second plating layer is present on the surface of the heat-affected zone 40 (for example, the area surrounded by the dashed line in FIG. 1).
  • the second plating layer is a plating layer that remains on the surface of the welded joint 1 even after welding of the base steel plate.
  • the presence of such a second plating layer on the surface of the welded portion on the back surface of the welded joint 1 makes it possible to further improve the corrosion resistance of the back surface of the welded joint 1 due to the corrosion prevention properties exhibited by the second plating layer.
  • the first plating layer can also be referred to as the plating layer
  • the second plating layer can also be referred to as the remaining plating layer.
  • Fig. 2 is a schematic diagram showing the configuration of a lap fillet joint, which is an example of the welded joint 1 according to this embodiment, and shows an X-Z cross section when the welded joint 1 is cut in the Z-axis direction.
  • the portion of the welded joint 1 that is not thermally affected by welding is referred to as the "non-heat-affected zone.”
  • the non-heat-affected zone can be considered to exist starting from the toe T, perpendicular to the extension direction of the welded bead 30 (the Y-axis direction in FIG. 2), and in a direction away from the welded bead 30 (the X-axis direction in FIG. 2).
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a portion of a cross section parallel to the sheet thickness direction in the non-heat-affected zone R1.
  • the non-heat-affected zone R1 in the first steel sheet 10 and the second steel sheet 20 has a base steel 101 and a first plating layer 103 located on the surface of the base steel 101.
  • the dimensions, components, structure, and mechanical properties of the base steel 101 corresponding to the base material of the material steel plate are not particularly limited.
  • various steel plates can be used as the base steel 101 depending on the mechanical strength (e.g., tensile strength) required for the welded joint 1.
  • steel plates examples include various Al-killed steels, extra-low carbon steels containing Ti, Nb, etc., high-strength steels in which extra-low carbon steels further contain strengthening elements such as P, Si, Mn, and various steel plates containing various other components (Cr, N, Cu, B, Ni, Mg, Ca, V, Co, Zn, As, Y, Zr, Mo, Sn, Sb, Ta, W, Pb, Bi, REM, etc.).
  • various other components Cr, N, Cu, B, Ni, Mg, Ca, V, Co, Zn, As, Y, Zr, Mo, Sn, Sb, Ta, W, Pb, Bi, REM, etc.
  • high-strength steels having a tensile strength of 780 MPa or more are particularly preferred because they can further improve the robustness of the welded joint 1.
  • the tensile strength of the base steel 101 can be measured by a known method.
  • a test piece of a size that can be taken from the welded joint 1 among the test pieces specified in JIS Z 2241 (2011) is prepared from a portion of the base steel 101 in the non-heat-affected zone of the welded joint 1 whose tensile strength is to be measured, the test piece being of a size that can be taken from the welded joint 1, and the tensile strength of the obtained test piece is measured by the method specified in JIS Z 2241 (2011).
  • the thickness of the base steel 101 is not particularly limited and is set appropriately depending on the mechanical strength required for the welded joint 1, etc.
  • the first plating layer 103 is provided on the base steel 101 in the non-heat-affected zone R1, as shown in Fig. 3.
  • the first plating layer 103 originates from a plating layer that is included in the plated steel sheet that is the material of the welded joint 1. First, the chemical composition of the first plating layer 103 will be described in detail below.
  • the chemical composition of the first plating layer 103 contains, by mass%, 10.00-70.00% Al, 3.00-20.00% Mg, 0.01-15.00% Fe, with the balance being 5.0000 mass% or more Zn and impurities.
  • the contents of Al, Mg, and Fe are within the above ranges, and the total of these contents is 95.0000 mass% or less, with the balance being 5.0000 mass% or more Zn and impurities.
  • the chemical composition of the first plating layer 103 contains, in mass%, Al: 10.00-70.00%, Mg: 3.00-20.00%, Fe: 0.01-15.00%, and further contains one or more elements selected from the group consisting of element group A, element group B, element group C, element group D, element group E, element group F, and element group G below, with the balance being 5.00 mass% or more of Zn and impurities.
  • the contents of Al, Mg, and Fe are within the above ranges, and the total content of Al, Mg, Fe, and element group A to element group G is 95.0000 mass% or less, with the balance being 5.0000 mass% or more of Zn and impurities.
  • [Element group A] One or two selected from the group consisting of Si: more than 0% and 10.00% or less, and Ca: more than 0% and 4.00% or less.
  • [Element group B] One or more selected from the group consisting of Sb: more than 0% and 0.5000% or less, Pb: more than 0% and 0.5000% or less, and Sr: more than 0.5000% or less.
  • the first plating layer 103 is a plating layer having a chemical composition that contains, by mass%, Al: 10.00-70.00%, Mg: 3.00-20.00%, Fe: 0.01-15.00%, and optionally contains one or more elements selected from the group consisting of element group A, element group B, element group C, element group D, element group E, element group F, and element group G, with the balance being 5.0000 mass% or more of Zn and impurities.
  • Al is an element necessary for constituting the main metal structure (Zn-Al-Mg metal structure) of the first plating layer 103 according to this embodiment, and is contained in a certain amount or more in order to ensure the corrosion resistance of the portion that will become the heat-affected zone and the corrosion resistance of the portion that will become the non-heat-affected zone as a plated steel sheet. If the Al content in the first plating layer 103 is less than 10.00 mass%, the corrosion resistance of the portion that will become the heat-affected zone and the non-heat-affected zone as described above cannot be ensured.
  • the Al content in the first plating layer 103 exceeds 70.00 mass%, the Al phase that functions as a cathode when placed in a corrosive environment increases excessively, resulting in a relative decrease in the amount of Mg-Zn phase, which has excellent corrosion resistance, and therefore a decrease in sacrificial corrosion protection, which makes it easier for corrosion of the base steel to progress, and therefore the corrosion resistance of the plated steel sheet cannot be guaranteed. Therefore, in the first plating layer 103 according to this embodiment, the Al content is 70.00 mass% or less. The Al content is preferably 50.00 mass% or less, and more preferably 48.00 mass% or less.
  • Mg is an element that improves corrosion resistance and is necessary for constituting the main metal structure (Zn-Al-Mg-based metal structure) of the first plating layer 103 according to this embodiment, and is contained in a certain amount or more in order to ensure the corrosion resistance of the heat-affected zone and the non-heat-affected zone of the plated steel sheet. Therefore, in order to obtain sufficient corrosion resistance even in the welded zone, the Mg content in the first plating layer 103 according to this embodiment is 3.00 mass% or more. The Mg content is preferably 6.00 mass% or more, and more preferably 9.00 mass% or more. By having the Mg content in the above range, it is possible to ensure the corrosion resistance of the plated steel sheet.
  • the Mg content in the first plating layer 103 exceeds 20.00 mass%, the anodic dissolution of the plating layer is likely to proceed when placed in a corrosive environment, and the corrosion resistance of the plated steel sheet cannot be guaranteed. Therefore, in the first plating layer 103 according to this embodiment, the Mg content is 20.00 mass% or less.
  • the Mg content is preferably 15.00 mass% or less, and more preferably 13.00 mass% or less.
  • the first plating layer 103 may be contaminated with elements constituting the base steel 101 from the base steel 101.
  • elements constituting the base steel 101 are likely to be contaminated into the first plating layer 103 due to mutual diffusion of elements caused by a solid-liquid reaction between the base steel 101 and the first plating layer 103. Due to such elemental mixing, a certain amount of Fe is contained in the first plating layer 103, and the content is generally 0.01 mass% or more. If the above-mentioned mutual diffusion is promoted, the adhesion between the base steel 101 and the first plating layer 103 is improved. From the viewpoint of improving the adhesion between the base steel 101 and the first plating layer 103, the Fe content in the first plating layer 103 is preferably 0.20 mass% or more.
  • Fe may be intentionally added to the plating bath used in producing the first plating layer 103, within a range that does not impair the effects of the present invention.
  • the Fe content in the plating bath is high, high-melting point intermetallic compounds of Fe and Al are formed in the plating bath, and such high-melting point intermetallic compounds tend to adhere to the first plating layer 103 as dross and significantly reduce the appearance quality, which is not preferable.
  • the Fe content in the plating bath is adjusted so that the Fe content in the first plating layer 103 is 15.00 mass% or less.
  • the Fe content in the first plating layer 103 is more preferably 10.00 mass% or less.
  • the balance of the above-mentioned Al, Mg, and Fe is 5.0000 mass % or more of Zn and impurities.
  • Zn is an element necessary for constituting the main metal structure (Zn-Al-Mg metal structure) of the plating layer 103 according to this embodiment, and is an important element for improving the corrosion resistance of the plated steel sheet.
  • the plating layer 103 contains the above-mentioned Al, Mg, and Fe within the above-mentioned ranges and further contains 5.00 mass% or more of Zn, it is possible to ensure the corrosion resistance required of the plated steel sheet.
  • the first plating layer 103 when at least one of the elements belonging to the following element groups B to E is contained, it is preferable that at least one of the elements belonging to the following element groups B to E is contained within the following content ranges, and the total content is 5.0000 mass% or less.
  • the total content of elements belonging to element groups B to E is preferably 1.0000% by mass or less, and more preferably 0.2000% by mass or less.
  • the first plating layer 103 more preferably contains, as a chemical composition, 9.00% by mass or more and 15.00% by mass or less of Mg, and 0.05% by mass or more and 4.00% by mass or less of Ca as element group A.
  • the plating layer 103 By having the plating layer 103 have such a chemical composition, it is possible to exhibit better corrosion resistance.
  • element group A In another aspect of the first plating layer 103 according to the present embodiment, a description will be given of element group A that may be contained in the first plating layer 103. At least any element in element group A shown below is an element that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn. [Element group A]: one or two selected from the group consisting of Si: more than 0% and 10.00% or less, and Ca: more than 0% and 4.00% or less.
  • the lower limit of the Si content is 0 mass%.
  • Si is an element that can suppress the excessive growth of the Fe-Al-based metal structure formed at the interface between the first plating layer 103 and the steel substrate 101 and improve the adhesion between the first plating layer 103 and the steel substrate 101.
  • the Si content is preferably 0.05 mass% or more, and more preferably 0.20 mass% or more.
  • the Si content in the first plating layer 103 is preferably 10.00 mass% or less. Also, if the Si content in the plating bath for producing the first plating layer 103 is too high, the viscosity of the plating bath may increase more than necessary, and the operability during the production of the plated steel sheet (hereinafter referred to as "plating operability") may decrease. Therefore, the Si content in the plating bath is adjusted from the viewpoint of plating operability, so that the Si content in the first plating layer 103 is preferably 5.00 mass% or less, more preferably 2.00 mass% or less.
  • the first plating layer 103 may not contain Ca, the lower limit of the Ca content is 0 mass%.
  • the first plating layer 103 when Ca is contained in the first plating layer 103, it forms an intermetallic compound with Al and Zn.
  • Si is contained in the first plating layer 103 together with Ca, Ca forms an intermetallic compound with Si.
  • These intermetallic compounds have a high melting point and a stable structure, so that it is possible to suppress liquid metal embrittlement (LME) during welding of plated steel sheets.
  • LME liquid metal embrittlement
  • the Ca content in the first plating layer 103 is more preferably 0.05 mass% or more.
  • the Ca content in the first plating layer 103 exceeds 4.00 mass%, the corrosion resistance of the plated steel sheet may decrease. From this perspective, the Ca content in the first plating layer 103 is 4.00 mass% or less.
  • the Ca content in the first plating layer 103 is preferably 2.50 mass% or less, and more preferably 1.50 mass% or less.
  • element group B that may be contained in the first plating layer 103.
  • At least one element in element group B shown below is an element that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • element group B one or more selected from the group consisting of Sb: more than 0% and 0.5000% or less, Pb: more than 0% and 0.5000% or less, and Sr: more than 0% and 0.5000% or less
  • the first plating layer 103 may not contain Sb, Pb, or Sr, the lower limit of the content of these elements is 0% by mass.
  • the first plating layer 103 when at least one of Sb, Pb, and Sr is contained in the first plating layer 103, spangles are formed on the surface of the first plating layer 103, and it is possible to improve the metallic luster. Therefore, from the viewpoint of improving the design of the plated steel sheet, it is preferable that at least one of Sb, Pb, and Sr is contained in the first plating layer 103.
  • Such an effect of improving the design is expressed when the content of at least one of Sb, Pb, and Sr is 0.0500% by mass or more. Therefore, when at least one of Sb, Pb, and Sr is contained in the first plating layer 103, it is preferable that the content of these elements is independently set to 0.0500% by mass or more.
  • the contents of Sb, Pb, and Sr in the first plating layer 103 are each independently 0.5000 mass% or less.
  • the contents of Sb, Pb, and Sr are each independently preferably 0.2000 mass% or less.
  • element group C that may be contained in the first plating layer 103.
  • element group C At least any element in element group C shown below is an element that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • the first plating layer 103 may not contain Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, or V, the lower limit of the content of these elements is 0 mass%.
  • the content of at least one of Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, and V in the first plating layer 103 is 0.0050 mass% or more. Therefore, when at least one of Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, and V is contained in the first plating layer 103, it is preferable that the content of these elements is each independently 0.0050 mass% or more.
  • the first plating layer 103 is formed such that any of the contents of Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, and V exceeds 1.0000 mass%, these elements form various intermetallic compounds in the plating bath used to form the first plating layer 103, leading to an increase in the viscosity of the plating bath and making it impossible to produce a plated steel sheet with good plating properties. Therefore, the contents of Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, and V in the first plating layer 103 are each independently set to 1.0000 mass% or less. The contents of Cu, Ti, Cr, Nb, Ni, Mn, Co, and V are each independently set to 0.2000 mass% or less, preferably.
  • the first plating layer 103 may not contain Mo, the lower limit of the Mo content is 0 mass%.
  • Mo when Mo is contained in the first plating layer 103, it is possible to improve the corrosion resistance. Such an effect of improving the corrosion resistance is realized when the Mo content is 0.0100 mass% or more. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 0.0100 mass% or more.
  • the Mo content is 1.0000 mass% or less.
  • the Mo content is preferably 0.0500 mass% or less.
  • element group D that may be contained in the first plating layer 103.
  • the elements in element group D shown below are elements that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • element group D one or more selected from the group consisting of Sn: more than 0% and not more than 1.0000%, In: more than 0% and not more than 1.0000%, and Bi: more than 0% and not more than 1.0000%.
  • the first plating layer 103 may not contain Sn, In, or Bi, the lower limit of their contents is 0 mass%.
  • Sn, In, and Bi are elements that increase the Mg dissolution rate when the first plating layer 103 is placed in a corrosive environment. When the Mg dissolution rate increases, Mg ions are supplied to the exposed part of the base steel 101, improving corrosion resistance. From this viewpoint, when Sn, In, and Bi are contained, it is preferable that the contents of Sn, In, and Bi are each independently 0.0050 mass% or more.
  • the addition of excessive Sn, In, and Bi may excessively accelerate the Mg dissolution rate, resulting in a decrease in the corrosion resistance of the plated steel sheet.
  • Such an increase in the Mg dissolution rate becomes significant when the Sn, In, and Bi contents exceed 1.0000 mass%, so the Sn, In, and Bi contents are each independently 1.0000 mass% or less.
  • the Sn, In, and Bi contents are each independently preferably 0.2000 mass% or less.
  • an element group E that may be contained in the first plating layer 103 will be described. At least any element in the element group E shown below is an element that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • element group E one or more selected from the group consisting of Zr: more than 0% and 1.0000% or less, Ag: more than 0% and 1.0000% or less, and Li: more than 0% and 1.0000% or less.
  • the first plating layer 103 may not contain Zr, Ag, or Li, the lower limit of the content of these elements is 0% by mass.
  • the content of at least one of Zr, Ag, and Li in the first plating layer 103 is 0.0100% by mass or more. Therefore, when at least one of Zr, Ag, and Li is contained, it is preferable that the content of these elements is independently 0.0100% by mass or more.
  • element group F that may be contained in the first plating layer 103.
  • At least any element in element group F shown below is an element that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • element group F one or more selected from the group consisting of La: more than 0% and 0.5000% or less, Ce: more than 0% and 0.5000% or less, and Y: more than 0% and 0.5000% or less.
  • the first plating layer 103 may not contain La, Ce, or Y, the lower limit of the content of these elements is 0 mass %.
  • La, Ce, and Y are elements that exhibit almost the same effect as Ca, and suppress the formation of blowholes during welding. This is because the atomic radius of each element is close to the atomic radius of Ca. When these elements are contained in the first plating layer 103, they substitute for Ca positions. Therefore, these elements are detected at the same positions as Ca in EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy).
  • the effect of suppressing the formation of blowholes during welding is achieved by making the contents of these elements, independently, 0.0100% by mass or more. Therefore, when at least one of Zr, Ag, and Li is contained, it is preferable that the contents of these elements, independently, be 0.0100% by mass or more.
  • the contents of La, Ce, and Y in the first plating layer 103, independently, are more preferably 0.0500% by mass or more.
  • the La, Ce, and Y contents in the plating bath for producing the first plating layer 103 are adjusted from the perspective of plating operability, so that the La, Ce, and Y contents are each independently 0.5000 mass% or less.
  • the La, Ce, and Y contents are preferably each independently 0.1000 mass% or less.
  • element group G that may be contained in the first plating layer 103.
  • the elements in element group G shown below are elements that may be contained in the first plating layer 103 in place of a portion of the remaining Zn.
  • element group G B: more than 0% and 0.5000% or less
  • the first plating layer 103 may not contain B, the lower limit of the content is 0 mass%.
  • B When B is contained in the first plating layer 103, it has the effect of suppressing LME. This is presumed to be because when B is contained in the first plating layer 103, it reacts with at least one of Zn, Al, Mg, and Ca to form various intermetallic compounds.
  • the presence of B in the first plating layer 103 is considered to have the effect of suppressing LME of the base steel 101 by diffusing from the first plating layer 103 to the base steel 101 and strengthening the grain boundaries.
  • the adhesion weight of the first plating layer 103 is measured as follows. First, a sample measuring 30 mm x 30 mm in plan view is cut out from the non-heat-affected zone of the welded joint 1, and the mass of the sample is measured in advance. When cutting out the sample, the entire thickness direction is cut out. A tape seal is applied to one side of the sample to prevent the plating layer on that side from dissolving in the next process. The sample is then immersed in a 10% HCl aqueous solution containing an inhibitor to peel off the first plating layer 103 by pickling, and the mass of the sample after pickling is measured. From the change in mass of the sample before and after pickling, it is possible to determine the adhesion weight of the first plating layer 103 per side.
  • the observation position is the first plating layer 103 in the non-heat-affected zone, 80 mm or more away from the toe on the back surface side of the weld bead portion 30, and the size of the observation area is 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m.
  • This area is observed at an acceleration voltage of 15.0 kV, an irradiation current of 4.999 ⁇ 10 ⁇ 8 A, an irradiation time of 50 milliseconds, and a magnification of 2000 times.
  • a point analysis of each metal structure can be performed at three points using the contrast of the backscattered electron image.
  • the observation position is within the heat-affected zone on the back surface side, and the size of the observed region is 150 ⁇ m ⁇ 150 ⁇ m.
  • This range is observed at a magnification of 2000 times with an acceleration voltage of 15.0 kV, an irradiation current of 4.999 ⁇ 10 ⁇ 8 A, and an irradiation time of 50 milliseconds.
  • a point analysis of each metal structure is performed at three points at a time using the contrast of the backscattered electron image.
  • GDS measurements can be performed using a commercially available glow discharge optical emission analyzer under the following conditions:
  • the position of the interface between the first plating layer 103 and the base steel 101 is determined. More specifically, in the obtained depth profile of the distribution of Zn and Fe, the depth where the curve showing the Zn intensity and the curve showing the Fe intensity intersect is determined to be the interface between the first plating layer 103 and the base steel 101. Next, in the depth profile of the distribution of C, the transition of the C concentration in the depth direction is confirmed, starting from the position of the interface between the first plating layer 103 and the base steel 101 as described above.
  • the C concentration of interest below can be said to be the C concentration in the part of the base steel 101 adjacent to the interface with the first plating layer 103.
  • the depth at which the C concentration is 0.05 mass% or less is preferably 10 ⁇ m or more from the interface between the first plating layer 103 and the base steel 101.
  • C in steel is an element that promotes LME. Therefore, by reducing the C concentration at the interface between the base steel 101 and the first plating layer 103, which is the starting point for LME cracking, it is possible to further suppress LME during welding and further improve LME resistance.
  • the depth at which the C concentration is 0.05 mass% or less is more preferably 15 ⁇ m or more. On the other hand, there is no particular limit to the upper limit of the depth at which the C concentration is 0.05 mass% or less.
  • the C concentration at the interface between the base steel 101 and the first plating layer 103 is set to a desired value by controlling the conditions of the decarburization annealing performed on the base steel 101.
  • Such decarburization annealing is performed as necessary during the manufacture of the plated steel sheet that is the material for the first steel sheet 10 or the second steel sheet 20.
  • a plated steel sheet having the chemical composition described above and a first plating layer 103 formed through a specific manufacturing method described below is used as the material for the first steel sheet 10 and the second steel sheet 20.
  • the first plating layer 103 is provided on the base steel 101.
  • the area that will become the weld bead 30 after arc welding or laser welding reaches approximately 2000°C during welding.
  • the Zn in the first plating layer 103 begins to evaporate at approximately 600°C, so in the area where the weld bead 30 is formed, most of the Zn in the first plating layer 103 evaporates.
  • the temperature reached during welding is about 550 to 1400°C.
  • the Zn in the first plating layer 103 which has the chemical composition described above and is formed through the specific manufacturing method described below, does not completely burn (oxidize) even after welding.
  • the first plating layer 103 in the case of the first plating layer 103 according to this embodiment, it is presumed that the evaporation and combustion of Zn is suppressed as a result of the Zn being alloyed and changing into a substance with a boiling point above 906°C.
  • the first plating layer 103 derived from the plated steel sheet, which is the material remains as a second plating layer with a specific metal structure due to the heat input during welding.
  • the "center of the welded portion on the back surface” C0 is defined as being typically shown in Fig. 2. That is, in this embodiment, in the back surface (R2 in Fig. 2) of a cross section (cross section corresponding to the X-Z plane in Fig. 2) of the welded joint 1 illustrated in Fig. 2 cut in a direction (which may be said to be a direction parallel to the width direction of the welded bead portion 30; X-axis direction in Fig. 2) perpendicular to the extension direction of the welded joint 30 (Y-axis direction in Fig. 2), the center of a line segment (a line segment parallel to the X-axis direction in Fig. 2) connecting the end closest to one end of the first plating layer 103 and the end furthest from the end of the heat-affected zone 40 is defined as the "center of the welded portion on the back surface" C0 .
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing a portion of a cross section parallel to the plate thickness direction including the back side R2 of the welded portion of the welded joint 1 according to this embodiment.
  • the back side R2 of the welded portion in the welded joint 1 according to this embodiment has a second plating layer 105 on the weld bead portion 30 and the heat-affected zone 40, and on at least a portion of the welded bead portion 30 or the heat-affected zone 40.
  • the second plating layer 105 on the weld bead portion 30 or the heat-affected portion 40 is a plating layer that remains after a portion of the plating layer that was originally present on the plated steel sheet that is the material of the welded joint 1 has been alloyed through welding.
  • This second plating layer 105 is a zinc-based plating layer that contains a Zn-Mg structure 107 within the layer.
  • the Zn-Mg structure 107 is a metal structure including at least one of the following phases: MgZn 2 phase, Mg 2 Zn 3 phase, MgZn phase, and Mg phase.
  • the Zn-Mg structure 107 also includes a lamellar structure including an ⁇ -Zn phase and an MgZn 2 phase.
  • the Zn-Mg structure 107 refers to a structure in which the Mg and Zn contents are each 10 atomic % or more and the total content of Mg and Zn is 85 atomic % or more when cross-sections are observed using SEM and elemental mapping is obtained using SEM-EPMA in accordance with the method described below.
  • the Zn-Mg structure 107 composed of the above-mentioned metal phase is a structure that has an advantageous effect on the corrosion resistance of the welded portion. Therefore, the presence of the second plating layer 105 containing such a Zn-Mg structure 107 makes the back surface of the welded portion of the welded joint 1 according to this embodiment exhibit excellent corrosion resistance.
  • FIG. 5 is an explanatory diagram for explaining a method of observing the back surface of the weld of welded joint 1 according to this embodiment by SEM.
  • the sum of the widths (length in the X-axis direction in FIG. 5) of Zn-Mg structures 107 with a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more within such a field of view, projected perpendicularly onto a plane parallel to the X-axis direction (X-Y plane), is denoted as ⁇ Li.
  • the subscript i is a parameter that indicates the number of Zn-Mg structures 107 with a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more within the field of view, and is an integer of 1 or more.
  • Zn-Mg structures 107 there are six Zn-Mg structures 107 with a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more in the second plating layer 105.
  • the projected lengths of the individual Zn-Mg structures are not added together (instead of adding together the overlapping parts), but the entire overlapping Zn-Mg structure is treated as one structure.
  • ⁇ Li is a value expressed as L1 + L2 + L3 + L4 + L5.
  • the Zn-Mg structure 107 that acts advantageously on the corrosion resistance of the welded portion is sufficiently contained in the second plating layer 105, and the corrosion resistance of the back surface of the welded portion is improved.
  • the ratio of ⁇ Li is less than 0.05, the content of the Zn-Mg structure 107 contained in the second plating layer 105 is too small, and the corrosion resistance of the back surface of the welded portion cannot be improved.
  • the ratio of ⁇ Li is preferably 0.15 or more, and more preferably 0.30 or more.
  • the upper limit of the ratio of ⁇ Li is the higher the better, and the value may be 1.00.
  • the ratio regarding the above ⁇ Li can be obtained as follows. That is, the solidification structure at any position in the second plating layer 105 within a range of 1 mm on both sides in the X-axis direction starting from the center C0 of the welded portion on the back side is observed by SEM. At this time, the magnification of the SEM is about 1000 to 10000 times, which allows observation of a range of 600 ⁇ m ⁇ 600 ⁇ m in size.
  • the width of the region is projected perpendicularly onto a plane parallel to the X-axis direction to calculate the sum of the lengths ⁇ Li.
  • ⁇ Li 100 ⁇ m
  • the ratio value of ⁇ Li in the observation field of interest can be obtained.
  • This type of measurement and calculation process is performed at multiple locations (e.g., 10 locations) within a range of up to 1 mm on both sides in the X-axis direction, starting from the center C0 of the weld on the back surface, and the average of the multiple values obtained is taken as the ratio value for ⁇ Li in the welded joint 1 according to this embodiment.
  • a plated steel sheet that can suppress the combustion of Zn in the plated layer during welding is used as the plated steel sheet that serves as the base material. Therefore, a ZnO layer formed by the combustion of Zn in the plated layer is unlikely to be generated.
  • high temperatures may act on part of the plated layer of the plated steel sheet that serves as the base material, causing the Zn to burn and forming a ZnO layer partially on the back surface of the weld. Even with such a large amount of heat input, in the welded joint 1 according to this embodiment, the degree of formation of the ZnO layer is extremely suppressed, and the average thickness of the ZnO layer is extremely small.
  • the average thickness of such a ZnO layer in this embodiment, attention is focused on a range of up to 5 mm on both sides (positive and negative sides in the X-axis direction in FIG. 4) in the cutting direction (X-axis direction in FIG. 2) for obtaining the cross section shown in FIG. 2, starting from the center C0 of the welded part on the back surface.
  • the average thickness of the ZnO layer is 1.0 ⁇ m or less in a range of up to 5 mm on both sides in the X-axis direction, starting from the center C0 of the welded part on the back surface.
  • the average thickness of the ZnO layer is 1.0 ⁇ m or less suggests that the combustion of the Zn in the first plating layer 103 was suppressed during welding. Therefore, the back surface of the welded portion of the welded joint 1 where the average thickness of the ZnO layer is 1.0 ⁇ m or less exhibits excellent corrosion resistance. If the average thickness of the ZnO layer is more than 1.0 ⁇ m, the back surface of the welded portion of the welded joint 1 cannot exhibit excellent corrosion resistance.
  • the average thickness of the ZnO layer on the back surface of the welded portion is preferably 0.2 ⁇ m or less. On the other hand, the thinner the average thickness of the ZnO layer, the better, with the lower limit being 0 ⁇ m.
  • the average thickness of the ZnO layer can be measured as follows. That is, in the welded joint of interest, any position in the range of up to 5 mm on both sides in the X-axis direction, starting from the center C 0 of the welded part on the back side, is observed by SEM. At this time, the magnification of the SEM is about 1000 to 10000, which allows observation of a range of 600 ⁇ m x 600 ⁇ m in size. In such an observation field, a point analysis is performed by SEM-EPMA, and the ZnO layer is identified from the point analysis result.
  • the distance from the interface between the welded bead part 30 or the heat-affected zone 40 (i.e., the welded part) and the ZnO layer to the outermost surface of the ZnO layer is measured, and this is taken as the thickness of the ZnO layer in the observation field of interest.
  • Such measurement and calculation processing is performed at multiple locations (for example, 10 locations at intervals of 0.5 mm) in the range of up to 5 mm on both sides in the X-axis direction, starting from the center C 0 of the welded part on the back side, and the average of the obtained values is taken as the average thickness of the ZnO layer in the welded joint 1 according to this embodiment.
  • the back surface of the welded portion of the welded joint 1 according to this embodiment has been described in detail above with reference to Figs. 2, 4 and 5 .
  • the non-heat-affected zone of the welded joint 1 according to this embodiment may further have one or more layers of various coatings on the above-mentioned first plating layer 103.
  • coatings include a chromate coating, a phosphate coating, a chromate-free coating, and an organic resin coating.
  • the plated steel sheet that is the material for the welded joint 1 is manufactured by using the above-mentioned base steel 101 as a base material, applying strain to the surface of the base steel 101 by heavy grinding, and then forming a plating layer on the strained surface. Then, a specific heat treatment is performed on the plating layer formed on the surface of the base steel 101 to manufacture a plated steel sheet that is the material for the welded joint 1 and has a first plating layer 103 on the base steel 101.
  • the surface of the base steel 101 is ground with a heavy-duty grinding brush to impart strain to the surface, thereby promoting the alloying of Fe and Al when the plated steel sheet that serves as the base material is subjected to welding.
  • Mg and, depending on the chemical composition of the plated layer, Ca
  • the value of the ratio regarding ⁇ Li described above and the average thickness of the ZnO layer can be kept within the range of this embodiment as described above.
  • hot-dip plating In addition to hot-dip plating, methods such as thermal spraying, cold spraying, sputtering, vapor deposition, and electroplating can be used to form the plating layer. However, in terms of cost, hot-dip plating is the most preferable method for forming a plating layer of a thickness generally used in automobiles, etc.
  • the obtained plated steel sheet is subjected to a specific heat treatment process as described below to produce a plated steel sheet having a first plating layer 103 on the base steel 101, which is the material for the welded joint 1.
  • the base steel 101 is continuously fed through while being unwound from the coil. During the feeding, a heavy grinding brush provided at a predetermined position is used to impart strain to the surface of the base steel 101. Thereafter, the base steel 101 is subjected to a heat reduction treatment at 700 to 900°C for more than 0 seconds and not more than 300 seconds in an atmosphere of N 2 -(1 to 10)% H 2 gas with a dew point of -60 to 10°C in an environment where oxidation is unlikely to occur, for example, with an oxygen concentration of 20 ppm or less, and then air-cooled with N 2 gas to a temperature of about +20°C of the subsequent plating bath, and immersed in the plating bath.
  • a heat reduction treatment at 700 to 900°C for more than 0 seconds and not more than 300 seconds in an atmosphere of N 2 -(1 to 10)% H 2 gas with a dew point of -60 to 10°C in an environment where oxidation is unlikely to occur, for example, with an oxygen concentration of 20
  • a plating alloy in a molten state having the above-mentioned chemical components is prepared in the plating bath.
  • the temperature of the plating bath is set to be equal to or higher than the melting point of the plating alloy (for example, about 460 to 660°C).
  • the melting point of the plating alloy for example, about 460 to 660°C.
  • a predetermined amount of alloy metals is mixed to obtain the above-mentioned plating layer composition, and the mixture is completely melted to obtain an alloy using a high-frequency induction furnace or an arc furnace in a vacuum or inert gas replacement state.
  • the alloy mixed with the predetermined components (the composition of the first plating layer 103) is melted in the atmosphere, and the obtained molten material is used as the plating bath.
  • the steel substrate 101 is immersed in the above-mentioned plating bath and then pulled up at a predetermined speed.
  • the plating adhesion weight is controlled, for example, by N2 wiping gas so that the plating layer formed has a desired thickness.
  • general plating operating conditions may be applied for conditions other than the bath temperature, and no special equipment or conditions are required.
  • the molten plating alloy located on the base steel 101 is subjected to a first cooling process and a second cooling process as described below, so that the molten plating alloy becomes the first plating layer 103.
  • the first cooling process and the second cooling process are described in detail below.
  • the first cooling step is a step carried out when the temperature of the plating alloy is within the range of the bath temperature to 250°C, and the plated steel sheet within the above temperature range is rapidly cooled at an average cooling rate of 10°C/sec or more in an atmosphere with a dew point of -20°C or less.
  • the dew point is set to -20°C or less and the average cooling rate is set to 10°C/sec or more to prevent oxidation in high temperature ranges.
  • the hot-dip plating method is adopted in the plating step, the first cooling step is carried out immediately after the steel substrate 101 is removed from the plating bath. As a result, the plating alloy located on the surface of the steel substrate 101 solidifies, forming a plating layer.
  • This second cooling step is a step in which the plated steel sheet, which is in the temperature range of 250 to 50°C, is slowly cooled at an average cooling rate of less than 10°C/sec in an atmosphere with a dew point of 0°C or higher.
  • this second cooling step by setting the dew point to 0°C or higher and the average cooling rate to less than 10°C/sec, it is possible to form dense oxides in the low temperature range.
  • the average cooling rate and dew point control In regard to the switching of the average cooling rate and dew point from the first cooling process to the second cooling process, it is preferable to provide two or more piping systems for the atmospheric gas sprayed for dew point control, as this allows for smooth switching.
  • the average cooling rate may be switched at the temperature of 250°C, and the atmospheric gas for dew point control may be switched within a temperature range of 260 to 240°C.
  • a plating layer after applying strain to the surface of the base steel 101 with a heavy-duty grinding brush, and then subjecting the plating layer to a two-stage cooling process in which the plating layer is rapidly cooled in a temperature range of from the bath temperature to 250°C and slowly cooled in a temperature range of 250 to 50°C, it is possible to realize a first plating layer 103 in which Zn is less likely to burn even during welding.
  • a second plating layer 105 can be formed on the welded portion on the back side, and the value of the ratio regarding ⁇ Li and the average thickness of the ZnO layer can be within the range of this embodiment as described above.
  • the interval between the end of the first cooling process and the start of the second cooling process is within 3 seconds, and it is preferable that the second cooling process is started immediately after the end of the first cooling process. If the interval between the end of the first cooling process and the start of the second cooling process exceeds 3 seconds, an unintended cooling process will occur, and it will not be possible to achieve the first plating layer 103 within the scope of this embodiment as described above.
  • the lower limit of the dew point is not particularly specified, but for example, approximately -90°C is the practical lower limit.
  • the average cooling rate is more preferably 40°C/sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but for example, approximately 90°C/sec is the practical upper limit.
  • the upper limit of the dew point is not particularly specified, but for example, about 20°C is the practical upper limit.
  • the average cooling rate is more preferably 4°C/sec or less.
  • the first plating layer 103 within the range of this embodiment cannot be achieved.
  • the first plating layer 103 according to this embodiment can be achieved.
  • a second plating layer 105 can be formed on the welded portion on the back side, and the value of the ratio regarding ⁇ Li and the average thickness of the ZnO layer can be within the range of this embodiment.
  • an alloying heat treatment process e.g., a heat treatment process involving heating to a sheet temperature of about 480-550°C
  • the state of the coating layer formed, controlled by the first and second cooling processes will be lost, and the Zn evaporation suppression effect that is the focus of this embodiment will not be obtained. From this perspective, it is important not to carry out a heat treatment process after the second cooling process.
  • N2 gas cooling In the above cooling process, a commonly known method such as N2 gas cooling can be applied.
  • gases with high heat extraction effect such as He gas and hydrogen gas may be used as the cooling gas.
  • the temperature of the plating layer can be measured, for example, by using a contact thermocouple (K-type). By attaching a contact thermocouple to the base steel 101, the average temperature of the entire plating layer can be constantly monitored. Furthermore, by mechanically controlling the various speeds and thicknesses and standardizing the various operating conditions such as the preheating temperature of the base steel 101 and the temperature of the plating bath, it becomes possible to monitor the temperature of the entire plating layer at that point in time under those manufacturing conditions with almost exactness. This makes it possible to precisely control the cooling treatments in the first and second cooling steps.
  • the surface temperature of the plating layer can also be measured with a non-contact radiation thermometer, although this is not as accurate as the contact type.
  • the relationship between the surface temperature of the plating layer and the average temperature of the entire plating layer may be obtained by a simulation that performs a heat conduction analysis. Specifically, the surface temperature of the plating layer and the average temperature of the entire plating layer are obtained based on various manufacturing conditions such as the preheating temperature of the base steel 101, the temperature of the plating bath, the pulling speed of the base steel 101 from the plating bath, the thickness of the base steel 101, the thickness of the plating layer, the amount of heat exchanged between the plating layer and the manufacturing equipment, and the amount of heat dissipated from the plating layer. The relationship between the surface temperature of the plating layer and the average temperature of the entire plating layer can then be obtained using the obtained results.
  • a process may be carried out to form one or more layers of various coatings.
  • examples of such processes include chromate treatment, phosphate treatment, chromate-free treatment, and organic resin coating formation treatment.
  • chromate treatment There are various types of chromate treatment, including electrolytic chromate treatment, which forms a chromate film by electrolysis, reactive chromate treatment, which uses a reaction with the material to form a film and then washes away excess treatment liquid, and application-type chromate treatment, which applies a treatment liquid and then dries it without rinsing to form a film. Any type of chromate treatment may be used.
  • electrolytic chromate treatments include electrolytic chromate treatments using chromic acid, silica sol, resins (phosphate resins, acrylic resins, vinyl ester resins, vinyl acetate acrylic emulsions, carboxylated styrene butadiene latexes, diisopropanolamine-modified epoxy resins, etc.), and hard silica.
  • phosphate treatments include zinc phosphate treatment, zinc calcium phosphate treatment, manganese phosphate treatment, etc.
  • Chromate-free treatments are particularly suitable because they do not place a burden on the environment.
  • Examples of such chromate-free treatments include electrolytic chromate-free treatments that form a chromate-free film by electrolysis, reactive chromate-free treatments that form a film by utilizing a reaction with the material and then wash away excess treatment liquid, and coating-type chromate-free treatments that apply a treatment liquid and dry it without rinsing to form a film. Any of these chromate-free treatments may be used.
  • the organic resin used in the organic resin film formation process is not limited to a specific resin, and various resins can be used, such as polyester resin, polyurethane resin, epoxy resin, acrylic resin, polyolefin resin, and modified versions of these resins.
  • modified versions refer to resins in which reactive functional groups contained in the structure of these resins have been reacted with other compounds (e.g., monomers, crosslinking agents, etc.) that contain functional groups in their structure that can react with the functional groups.
  • organic resin one of the above may be used alone, or two or more organic resins (unmodified) may be mixed and used. Also, one or more organic resins obtained by modifying at least one other organic resin in the presence of at least one organic resin may be used. Also, an organic resin that has been made water-based by dissolving or dispersing it in water may be used. Furthermore, various color pigments and rust-preventive pigments may be contained in such an organic resin film.
  • the welded joint according to this embodiment is manufactured by using the plated steel sheets manufactured as described above as material steel sheets for the first and second steel sheets, for example, when manufacturing a welded joint, arranging these material steel sheets so as to form the desired shape of the welded joint, and welding the material steel sheets together.
  • arc welding or laser welding can be used to weld the base steel plates.
  • welding can be performed under the welding conditions described below, making it possible to achieve the above-mentioned weld state.
  • the base steel plates may be welded under the following welding conditions, for example.
  • Welding current 250 A
  • welding voltage 26.4 V
  • welding speed 100 cm/min.
  • Welding gas 20% CO 2 +Ar
  • gas flow rate 20 L/min.
  • Welding wire YGW16, manufactured by Nippon Steel Welding Industry Co., Ltd., ⁇ 1.2 mm.
  • C 0.1 mass%, Si: 0.80 mass%, Mn: 1.5 mass%, P: 0.015 mass%, S: 0.008 mass%, Cu: 0.36 mass%)
  • Welding torch tilt angle 45°
  • the base steel plates may be welded under the following welding conditions, for example. Output: 7 kW, welding speed: 400 cm/min, forward/reverse angle: 0°
  • the welded joint 1A according to a modified example of this embodiment may be a so-called T-joint as shown in FIG. 6.
  • FIG. 6 is a schematic diagram showing the overall configuration of the welded joint 1A obtained by T-welding the first steel plate and the second steel plate by arc welding, and shows a cross section of the welded joint 1A perpendicular to the extension direction of the weld bead portion.
  • the end of one steel plate is welded to the surface of the other steel plate.
  • first steel plate 10 the steel plate on the side where the end is welded
  • second steel plate 20 the steel plate on the side where the surface is welded
  • the end 11 of the first steel plate 10 is welded to the surface of the second steel plate 20.
  • the first steel plate 10 and the second steel plate 20 are arranged at a substantially right angle.
  • the angle between the first steel plate 10 and the second steel plate 20 may be, for example, within the range of 80° to 100°.
  • the angle between the first steel plate 10 and the second steel plate 20 is not particularly limited.
  • the weld bead 30 is exposed to the outside of the second steel plate 20 on the surface of the second steel plate 20 on the side to which the first steel plate 10 is welded.
  • the weld joint 1A according to this modification is a T-joint as shown in FIG. 6, the surface on the side on which the weld bead 30 is not exposed may be the back surface of the weld joint 1A.
  • the surface that is determined to be the opposite side to the heat input side during welding based on the distribution of the weld bead 30 and the heat-affected zone 40 may be the back surface of the weld joint 1A.
  • two such back surfaces are assumed, as surrounded by dashed lines in the figure.
  • the welded joint 1B according to this modified example may be a so-called butt joint as shown in Figure 7.
  • Figure 7 shows a schematic diagram of the overall structure of the welded joint 1B obtained by butt welding the first steel plate and the second steel plate by arc welding, and shows a cross section of the welded joint 1B perpendicular to the extension direction of the weld bead portion.
  • first steel plate 10 the steel plate on one side
  • second steel plate 20 the steel plate on the other side
  • the weld bead portion 30 is exposed to the outside of the first steel plate 10 and the second steel plate 20. Even if the weld joint 1B according to this modified example is a butt joint as shown in FIG. 7, the surface on the side where the weld bead portion 30 is not exposed may be the back surface of the weld joint 1. In addition, in the weld joint 1B according to this modified example, the surface that is determined to be the opposite side to the heat input side during welding based on the distribution state of the weld bead portion 30 and the heat-affected zone 40 may be the back surface of the weld joint 1B.
  • the back side of the weld is generally identified according to the shape of the weld, and the shape of the back side of the weld tends to be convex.
  • the condition of the back side of the weld differs depending on the degree of penetration.
  • the back side may or may not be convex depending on whether there is complete penetration as shown in (a) or partial penetration as shown in (b). This situation is not limited to lap joints made by laser welding; even in the case of T-shaped joints and butt joints made by laser welding, the same tendency as the example of the lap joint shown in Figure 8 is observed.
  • a zinc-based plated steel sheet having the above-mentioned first plating layer 103 provided on both surfaces of the base steel 101 is used as the material for the first steel sheet 10 and the second steel sheet 20.
  • the above-mentioned first plating layer 103 is provided on at least the surface of the second steel sheet 20 that will be the back surface of the welded joint 1, and the above-mentioned first plating layer 103 does not have to be provided on the surface of the second steel sheet 20 that will be the front side of the welded joint 1 or on part of the first steel sheet 10.
  • the welded joint according to the present invention will be specifically described while showing examples and comparative examples. Note that the examples shown below are merely examples of the welded joint according to the present invention, and the welded joint according to the present invention is not limited to the examples shown below.
  • hot-rolled steel sheets with tensile strengths of 440 MPa, 590 MPa, 780 MPa, 980 MPa, and 1180 MPa (all manufactured by Nippon Steel Corporation) were used as the steel sheets that became the base steel 101.
  • the thickness of each of the hot-rolled steel sheets was 3.2 mm. Using these hot-rolled steel sheets, multiple test pieces were made for each hot-rolled steel sheet.
  • the following two types of heavy-duty grinding brushes were used to impart strain to the surface of the prepared test specimens. Note that a 1.0-5.0% NaOH aqueous solution was applied to the steel plate surface before grinding. The amount of strain imparted to the surface was controlled by appropriately adjusting the brush pressure within the range of 0.5-10.0 mm and the brush rotation speed within the range of 100-1000 rpm. Note that of the two types of heavy-duty grinding brushes shown below, brush type A has a stronger grinding power. For comparison, a test specimen that was not subjected to such heavy grinding was also prepared.
  • Brush type A D-100 made by Hotani Co., Ltd.
  • Brush type B M-33 made by Hotani Co., Ltd.
  • the plating baths for realizing the plating layers having the compositions shown in Table 1 below were prepared, and each was installed in a batch-type hot-dip plating test apparatus manufactured by the company, and the above test pieces were plated.
  • the temperature of the test pieces was measured using a thermocouple spot-welded to the center of the test pieces.
  • the surface of the plated original sheet was subjected to a heat reduction treatment at 800°C in a N2-5 % H2 gas atmosphere in a furnace with an oxygen concentration of 20 ppm or less before immersion in the plating bath. After the heat reduction treatment, the test pieces were air-cooled with N2 gas, and after the temperature of the test pieces reached the bath temperature + 20°C, the test pieces were immersed in the plating bath of the hot-dip plating test apparatus for about 3 seconds.
  • the test piece After immersion in the plating bath, the test piece was pulled up at a speed of 20 to 200 mm/sec. During pulling up, the desired plating adhesion was controlled by N2 wiping gas. In the following examples and comparative examples, the plating adhesion was controlled so that the plating layer adhesion per one side of the test piece after drying was 40 to 120 g/ m2 . After pulling up the test piece from the plating bath, the test piece was cooled from the plating bath temperature to room temperature under the conditions shown in Table 1 below. In the following examples and comparative examples, the second cooling step was started immediately after the first cooling step was completed (i.e., the interval between the end of the first cooling step and the start of the second cooling step was set to 0.2 seconds or less).
  • a steel sheet measuring 30 mm x 30 mm was cut from the test piece plated as described above, and the plated steel sheet was immersed in a 10% HCl aqueous solution containing an inhibitor to remove the plating layer by pickling. The elements dissolved in the aqueous solution were then analyzed by ICP analysis to measure the composition of the plating layer.
  • a steel plate with a size of 150 mm x 50 mm was cut out as the first steel plate, and a steel plate with a size of 150 mm x 30 mm was cut out as the second steel plate.
  • the long sides of these steel plates were overlapped and welded by arc welding (lap fillet welding) to form a welded joint.
  • welding current 250 A
  • welding voltage 26.4 V
  • welding speed 100 cm/min.
  • Welding gas 20% CO 2 +Ar
  • gas flow rate 20 L/min.
  • Welding wire YGW16, manufactured by Nippon Steel Welding Industry Co., Ltd., ⁇ 1.2 mm.
  • C 0.1 mass%, Si: 0.80 mass%, Mn: 1.5 mass%, P: 0.015 mass%, S: 0.008 mass%, Cu: 0.36 mass%)
  • Welding torch tilt angle 45°
  • Overlap 10mm Steel plate size: upper plate (first steel plate) 150 x 50 mm, lower plate (second steel plate) 150 x 30 mm Board gap: 0 mm
  • AAA Red rust occurs at 240 cycles or more.
  • AA Red rust occurs at 180 cycles or more but less than 240 cycles.
  • A Red rust occurs at 90 cycles or more but less than 180 cycles.
  • B Red rust occurs at less than 90 cycles.
  • the back surface of the welded portion of the test piece in question can be evaluated as having good corrosion resistance.
  • the Zn in the plating layer burned excessively during welding, and as a result, the ⁇ Li ratio value and the thickness of the ZnO layer on the back side of the weld did not fall within the range of the present invention, and sufficient corrosion resistance could not be achieved.
  • the Zn-Mg phase was insufficient due to the excessive presence of Al, and the ⁇ Li ratio value and the ZnO layer thickness on the back side of the weld did not fall within the range of the present invention, and sufficient corrosion resistance could not be achieved.
  • the weld bead portion has a first steel plate and a second steel plate connected to the weld bead portion, the first steel plate and the second steel plate being longitudinal in the extension direction in a plan view.
  • the first steel plate and the second steel plate each have a heat-affected zone located around the weld bead portion and a non-heat-affected zone that is not affected by heat due to welding, the second steel sheet has, in the non-heat-affected zone, a steel base and a first plating layer on the steel base,
  • the first plating layer comprises, in mass %, Al: 10.00 to 70.00% Mg: 3.00 to 20.00% Fe: 0.01 to 15.00% and selectively containing one or more elements selected from the group consisting of the following element group A, element group B, element group C, element group D, element group E, element group F, and element group G, with the balance being 5.0000 mass% or more of Zn and impurities,
  • the normal direction to the surface of the non-heat-affected zone of the second steel plate is defined as the Z-axis direction
  • the extension direction is defined as the Y-axis direction

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Abstract

【課題】溶接継手の裏面の耐食性をより向上させること。 【解決手段】本発明に係る溶接継手は、平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有する溶接継手に関するものである。溶接ビード部の延伸方向及び第２鋼板の非熱影響部における表面に対する法線方向に直交する方向をＸ軸方向と定義し、溶接継手の裏面において、溶接ビード部及び熱影響部の中心を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲おける溶接ビード部上又は熱影響部上に、Ｚｎ－Ｍｇ組織を含有する第２めっき層が存在しており、かつ、断面を電子顕微鏡観察することで得られる、視野の長さ１００μｍに対するΣＬｉの比率は、０．０５以上である。更に、上記中心を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲の断面において、範囲内に存在するＺｎＯ層の平均厚みが、１．０μｍ以下である。

Description

溶接継手
　本発明は、溶接継手に関する。
　自動車の足回り部材をはじめとする自動車部材や各種の建材部材は、複数の鋼材を溶接した溶接継手を用いて製造されることが多い。これら自動車部材及び建材部材は、様々な環境に曝露された上で使用されることから、製造された溶接継手は、優れた耐食性を有していることが望まれる。そこで、かかる溶接継手の素材として、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等をはじめとする各種の亜鉛系めっき鋼板が用いられている。
　ここで、亜鉛めっき鋼板を溶接して溶接継手を製造する場合に以下の特有な問題がある。ＪＩＳ　Ｚ３００１（２０１８）で規定される「止端」の近傍における、溶接時のめっき中のＺｎ蒸発の結果形成されるブローホールに起因する、溶接継手の機械的特性の低下が懸念される。更に、めっき中のＺｎ蒸発は犠牲防食層が損なわれるため、耐食性についても低下することとなる。
　上記のようなブローホール形成の問題を解決するために、従来、様々な提案がなされている。例えば以下の特許文献１では、鋼板と、鋼板の表面に配され、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層を含むめっき層と、を有し、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金層の断面において、ＭｎＺｎ２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ２相及びＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつ、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ２三元共晶組織の面積分率が０～５％であり、めっき層が所定の化学組成を有するめっき鋼材が提案されている。
国際公開第２０１８／１３９６２０号
　ここで、上記特許文献１で提案されているめっき鋼材を用いることで、ブローホール形成の問題を解決することは可能である。しかしながら、本発明者らが鋭意検討した結果、上記特許文献１で提案されている技術には、未だ改良の余地がある。止端の近傍以外の部分、例えば、溶接継手において溶接ビード部が存在する側とは逆側の面を裏面としたときに、かかる裏面の耐食性に関して、更なる改善が望まれる。
　そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、溶接継手の裏面の耐食性をより向上させることが可能な、溶接継手を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明者らが鋭意検討した結果、溶接に伴う溶接継手裏面の耐食性の低下は、溶接時にめっき中のＺｎが蒸発したり酸化したりすることによって、裏面側の表面にＺｎＯやＦｅスケールが形成されてしまうことが原因であることに想到した。そのため、亜鉛系めっきに特有の現象である、溶接時におけるめっき中のＺｎの蒸発を抑制することができれば、裏面の耐食性をより向上させることが可能である旨を知見した。
　かかる知見に基づき、本発明者らが更なる検討を行った結果、溶接継手の裏面における、熱影響部上のめっき構造を改良することで、裏面の耐食性をより向上させることが可能となることを見出した。
　かかる知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、をそれぞれ有し、前記第２鋼板は、前記非熱影響部において、地鉄と、前記地鉄上の第１めっき層と、を有しており、前記第１めっき層は、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、前記第２鋼板の前記非熱影響部における表面に対する法線方向をＺ軸方向、前記延伸方向をＹ軸方向、前記Ｚ軸方向及び前記Ｙ軸方向に直交する方向をＸ軸方向と定義し、前記第１鋼板及び前記第２鋼板を、前記Ｚ軸方向に沿って切断した断面において、前記Ｚ軸方向における正方向側の表面を第１面、前記Ｚ軸方向における負方向側の表面を第２面とし、前記第１面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離と、第２面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離のうち、前記止端間距離がより小さい側の面、又は、前記第１面の側もしくは前記第２面の側の何れか一方において前記止端が存在しない場合には、前記止端が存在しない側の面を、前記溶接継手の裏面としたときに、前記断面の前記裏面において、前記Ｘ軸方向について、前記熱影響部の端部のうち、第１めっき層の一の端部に最も近い端部と最も遠い端部を結ぶ線分の中央を、前記裏面における前記熱影響部の中心と定義し、前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲における前記溶接ビード部上又は前記熱影響部上に、Ｚｎ－Ｍｇ組織を含有する第２めっき層が存在しており、かつ、前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記範囲を電子顕微鏡観察する際の前記Ｘ軸方向の視野の長さを１００μｍとし、当該視野内において、円相当直径が０．５μｍ以上である前記Ｚｎ－Ｍｇ組織を、前記Ｘ軸方向に平行な面に垂直に投影した長さの総和をΣＬｉと表記したときに、前記視野の長さ１００μｍに対する前記ΣＬｉの比率は、０．０５以上であり、更に、前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲内に存在するＺｎＯ層の平均厚みが、１．０μｍ以下である、溶接継手。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（３）前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（４）前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（５）前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（６）前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（７）前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（８）前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（９）前記比率は、０．１５以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１０）前記ＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１１）前記ＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下である、（９）に記載の溶接継手。
（１２）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１３）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（９）に記載の溶接継手。
（１４）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１０）に記載の溶接継手。
（１５）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１１）に記載の溶接継手。
（１６）前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１）に記載の溶接継手。
　以上説明したように本発明によれば、溶接継手の裏面の耐食性をより向上させることが可能である。
本発明の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る溶接継手について説明するための説明図である。 同実施形態に係る溶接継手における非熱影響部について説明するための説明図である。 同実施形態に係る溶接継手における溶接部の裏面について説明するための説明図である。 同実施形態に係る溶接継手における溶接部の裏面について説明するための説明図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。 本発明の他の実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。
　以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。
（溶接継手について）
　まず、図１を参照しながら、本発明の実施形態に係る溶接継手の全体的な構成について説明する。図１は、本実施形態に係る溶接継手の構造の一例を模式的に示した説明図である。
　なお、以下では、便宜的に、図１に示したような座標系を用いて、適宜説明を行うものとする。図１では、２つの鋼板をアーク溶接により重ね隅肉溶接した溶接継手を例に挙げて図示を行っている。
　図１は、第１鋼板と、第２鋼板と、をアーク溶接により重ね隅肉溶接することで得られた溶接継手の全体的な構成を、模式的に示したものであり、溶接ビード部の延伸方向に対して垂直な溶接継手の断面を示している。図１に模式的に示したように、本実施形態に係る溶接継手１は、第１鋼板１０と、第２鋼板２０と、溶接ビード部３０とを有している。また、第１鋼板１０及び第２鋼板２０のうち溶接ビード部３０近傍には熱影響部４０が形成されている。図１に示したように、以下では、第２鋼板２０の表面に対する法線方向をＺ軸方向とし、溶接ビード部３０の延伸方向をＹ軸方向とし、Ｚ軸方向及びＹ軸方向に直交する方向をＸ軸方向とする。
　図１に示したように、第１鋼板１０と第２鋼板２０とは、互いに一部が重ねられている。第１鋼板１０と第２鋼板２０との挟角（図１に示した断面視において、第１鋼板１０と第２鋼板２０のそれぞれの表面がなす角）の大きさは、例えば０°～１０°の範囲内である。もっとも、第１鋼板１０と第２鋼板２０とがなす角度は特に限定されない。
　図１に示したような、重ね隅肉溶接された溶接継手１においては、一方の鋼板の端部が、他方の鋼板の表面に溶接された形状を有している。便宜上、本実施形態に係る溶接継手１においては、端部が溶接された鋼板を「第１鋼板１０」と称し、表面が溶接された鋼板を「第２鋼板２０」と称する。図１に示した溶接継手１においても、第１鋼板１０の端部１１が第２鋼板２０の表面に溶接され、溶接の結果、溶接ビード部３０及び熱影響部４０が形成されている。
　以下では、溶接継手１を構成する第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材として、以下で詳述する第１めっき層が地鉄の両方の表面上に設けられた亜鉛系めっき鋼板を用いる場合を例に挙げて、説明を行うものとする。
　また、溶接ビード部３０は、アーク溶接又はレーザー溶接によって形成された部位であり、溶接の際に必要に応じて用いられる溶接ワイヤと、素材としての鋼板（以下、「素材鋼板」と称する。）との間で、構成元素の相互拡散が生じる。なお、図１では、溶接ビード部３０と、第１鋼板１０又は第２鋼板２０と、の接合界面は、図示の便宜上、滑らかな曲線や直線として示されているが、実際の接合界面は、溶接中の溶融金属がアークプラズマ等によって揺動することにより、複雑な曲面となっている。また、かかる溶接ビード部３０は、図中のＹ軸方向に沿って延伸しており、かかる溶接ビード部３０によって、第１鋼板１０と第２鋼板２０とが接合されている。
　なお、かかる溶接ビード部３０を構成する成分は、用いられる溶接ワイヤの種別や、素材鋼板の化学組成等に応じて変化するため、全ての可能性を網羅するような成分を一義的に定めることは困難である。しかしながら、かかる溶接ビード部３０は、素材鋼板の重ね合わせ部（ｌａｐ）に存在しためっき層を構成する各種元素のうち、「酸化されやすい元素」の酸化物を主成分とする（「酸化されやすい元素」の酸化物の含有量が５０質量％以上となる）ことが一般的である。このような酸化されやすい元素としては、例えば、ＡｌやＭｇやＳｉ等を挙げることができる。
　また、溶接継手１における溶接ビード部３０を特定する場合、エッチング液を用いた、溶接ビード部３０、熱影響部４０、及び、非熱影響部が含まれる溶接継手１の断面のエッチング処理により、容易に可視化することができる。例えば、エッチング液としては、ナイタール（配合：エタノール９５％、硫酸５％）や、水２４００ｃｃに対し、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム６０ｇとピクリン酸３６ｇとエタノール６０ｃｃと家庭用洗剤液（例えば、食器用洗剤等の一般的なもの）６０ｃｃとを混合したエッチング液等を用いることが可能である。
　なお、溶接時に生成する酸化物は、スケールとスラグの２種類に大別される。溶接時に、溶接ビード部３０の表面に生成する酸化物であるスケールは、酸素を除外したときの質量％で、５０％以上のＦｅを含有し、残部が、酸化されやすい元素及び不純物からなるものである。また、スラグは、酸素を除外したときの質量％で、酸化されやすい元素を５０％以上含有し、残部が、５０質量％未満のＦｅと不純物からなるものである。ここで、「酸化されやすい元素」の具体例として、Ｃａ、Ｍｇ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｒ、Ｙ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉが挙げられる。
　なお、上記のスケールとスラグとは、電子プローブマイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）が設けられた走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）による成分分析を実施することで、容易に判別が可能である。より詳細には、スケール又はスラグと思われる部位の断面を、ＥＰＭＡの点分析に供し、上記の「酸化されやすい元素」と、Ｆｅのどちらの含有量が５０質量％以上となっているかに応じて、判断する。Ｆｅの含有量が５０質量％以上となっていれば、着目する部位はスラグであると判断でき、「酸化されやすい元素」の含有量が５０質量％以上となっていれば、着目する部位はスケールであると判断できる。
　ここで、ＪＩＳ　Ｚ３００１（２０１８）において、「地鉄の表面と溶接ビードの表面とが交わる点」は、「止端」と規定されている。図１に示したような溶接継手１においては、溶接ビード部３０の表面と、第１鋼板１０又は第２鋼板２０における地鉄又は熱影響部の表面と、が交わる点が、かかる「止端」に対応している。
　また、アーク溶接やレーザー溶接による入熱は、通常、溶接継手１のある一方の側から行われることが一般的である。アーク溶接やレーザー溶接の入熱側には、母材となる鋼板の表面に溶接ビード部３０が露出し、溶接による入熱が伝播していく方向ほど、溶接ビードの幅は狭まっていく。そのため、表面に露出している溶接ビード部３０の有無や、溶接ビードが示す形状に着目することで、アーク溶接時やレーザー溶接時の入熱方向を特定することができる。なお、上記の「溶接ビード部３０が露出」した態様には、溶接ビード部３０上に形成されたスケールが露出した態様が含まれる。
　また、本実施形態において、上記のようなアーク溶接又はレーザー溶接の入熱側に位置している鋼板を第１鋼板１０と捉え、アーク溶接又はレーザー溶接の入熱側とは反対側に位置している鋼板を第２鋼板２０と捉えることも可能である。
　図１に模式的に示したように、溶接ビード部３０の周囲には、熱影響部４０が形成されている。この熱影響部４０は、アーク溶接やレーザー溶接による素材鋼板への入熱の結果、素材鋼板の金属組織が変質することで生じる。かかる熱影響部４０の大きさは、アーク溶接又はレーザー溶接の際の入熱量に依存し、入熱量が高いほど、熱影響部４０の範囲も大きくなることが一般的である。また、素材鋼板の金属組織が変質することにより、素材鋼板が変質しなかった部位とは、目視したときの様子（見た目）が相違するようになるため、熱影響部４０を容易に見分けることができる。
　以下、溶接ビード部３０及び熱影響部４０をまとめて、「溶接部」と称する場合がある。
　図１に模式的に示したように、本実施形態に係る溶接継手１をＺ軸方向に沿って切断した断面において、Ｚ軸方向における正方向側の表面を「第１面」とし、Ｚ軸方向における負方向側の表面を「第２面」とする。図１に示した例では、溶接ビード部３０は、「第１面」の側では露出しており、「第２面」の側には、露出していない。このような溶接ビード部３０の態様から、図１に示した例では、溶接時の入熱方向は、第１面の側から第２面の側に向かう方向であることがわかる。また、溶接ビード部３０が「第２面」の側に露出していたとしても、第２面の側における溶接ビード部３０のＸ軸方向の幅（例えば、第２面の側におけるＸ軸方向の止端間距離）は、第１面の側における溶接ビード部３０のＸ軸方向の幅（例えば、第１面の側におけるＸ軸方向の止端間距離）よりも小さくなる。
　以上を踏まえ、本実施形態に係る溶接継手１では、溶接継手１をＺ軸方向に沿って切断した断面において、第１面の側での溶接ビード部３０のＸ軸方向の止端間距離と、第２面の側での溶接ビード部３０のＸ軸方向の止端間距離のうち、かかる止端間距離がより小さい側の面、又は、第１面の側もしくは第２面の側の何れか一方において止端が存在しない場合には、止端が存在しない側の面を、溶接継手１の「裏面」と定義する。
　図１に示した例では、第１面の側が溶接時の入熱側に相当し、第２面の側が、入熱側とは反対の側の「溶接継手１の裏面」に相当する。
　図１に例示したような溶接継手１の裏面において、熱影響部４０の表面（例えば、図１で破線で囲った領域）には、後述するような第２めっき層が存在している。第２めっき層は、素材鋼板の溶接を経た後であっても、溶接継手１の表面に残存しためっき層である。本実施形態に係る溶接継手１では、溶接継手１の裏面における溶接部の表面（図１において、破線で囲った領域）に、かかる第２めっき層が存在していることで、第２めっき層が示す防食性により溶接継手１の裏面の耐食性を更に向上させることが可能となる。なお、第１めっき層をめっき層、第２めっき層を残存めっき層と称すこともできる。
＜非熱影響部について＞
　続いて、図２を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１のうち、溶接による熱影響が無い部位の構成について、詳細に説明する。図２は、本実施形態に係る溶接継手１の一例である重ね隅肉継手の構成を、模式的に示したものであり、溶接継手１をＺ軸方向に切断したときのＸ－Ｚ断面を示している。
　以下の説明において、溶接継手１のうち溶接による熱影響が無い部位（換言すれば、溶接ビード部３０及び熱影響部４０ではない部位）を、「非熱影響部」と称することとする。図２に示したような溶接継手１では、止端Ｔを起点として、溶接ビード部３０の延伸方向（図２におけるＹ軸方向）に対して直交し、かつ、溶接ビード部３０から離れる方向（図２におけるＸ軸方向）に、非熱影響部が存在していると考えることができる。例えば、図２において破線で囲った領域Ｒ１は、溶接ビード部３０からある程度離隔した位置（例えば、Ｘ軸方向に止端Ｔから溶接ビード部３０の反対側に向かって５ｍｍ以上離れた位置）に存在していることから、明らかに非熱影響部と考えることができる。
　図３は、非熱影響部Ｒ１における板厚方向に平行な断面の一部を模式的に示す図である。第１鋼板１０及び第２鋼板２０における非熱影響部Ｒ１は、図３に模式的に示したように、地鉄１０１と、地鉄１０１の表面に位置する第１めっき層１０３とを有している。
　以下では、非熱影響部が有している地鉄１０１、及び、第１めっき層１０３について、詳細に説明する。
≪地鉄１０１について≫
　本実施形態に係る溶接継手１において、素材鋼板の基材に対応する地鉄１０１の寸法、成分、組織、機械的特性は、特に限定されるものではない。例えば、溶接継手１に求められる機械的強度（例えば、引張強度）等に応じて、各種の鋼板が地鉄１０１として用いられ得る。このような鋼板として、例えば、各種のＡｌキルド鋼、Ｔｉ、Ｎｂ等を含有させた極低炭素鋼、極低炭素鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎ等の強化元素を更に含有させた高強度鋼、その他各種の成分（Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭ等）を含有した種々の鋼板等を挙げることができる。
　上記のような高強度鋼の中でも、例えば、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼（いわゆる、７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼）を用いることで、溶接継手１としての堅牢性をより向上させることが可能となるため、特に好ましい。ここで、地鉄１０１の引張強度は、公知の方法で測定することができる。一例として、引張強度を測定したい溶接継手１の非熱影響部の地鉄１０１に対応する部位から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定されている試験片のうち、溶接継手１から採取可能な大きさの試験片を作製し、得られた試験片につきＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に規定されている方法で引張強度を測定すればよい。
　また、地鉄１０１の厚みについては、特に限定されるものではなく、溶接継手１に求められる機械的強度等に応じて、適宜設定される。
≪第１めっき層１０３について≫
　第１めっき層１０３は、図３に模式的に示したように、非熱影響部Ｒ１における地鉄１０１上に設けられている。かかる第１めっき層１０３は、溶接継手１の素材としてのめっき鋼板が有しているめっき層に由来している。
　以下では、まず、かかる第１めっき層１０３の化学組成について、詳細に説明する。
◇第１めっき層１０３の化学組成について
　本実施形態に係る第１めっき層１０３の化学組成は、ある態様によれば、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有する。つまり、本実施形態に係る第１めっき層１０３の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が９５．００００質量％以下であり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とである。
　また、本実施形態に係る第１めっき層１０３の化学組成は、別の態様によれば、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、更に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有する。つまり、本実施形態に係る第１めっき層１０３の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの含有量が上記の範囲内で、かつ、これらＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、元素群Ａ～元素群Ｇの含有量の合計が９５．００００質量％以下であり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とである。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
　このように、本実施形態に係る第１めっき層１０３は、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層である。
［Ａｌ：１０．００～７０．００質量％］
　Ａｌは、本実施形態に係る第１めっき層１０３の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、熱影響部となる部位の耐食性、及び、非熱影響部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。第１めっき層１０３におけるＡｌ含有量が１０．００質量％未満である場合には、上記のような熱影響部及び非熱影響部となる部位の耐食性を担保することができない。これは、Ａｌ含有量が不足すると、溶接時のめっき層と地鉄との合金化反応を制御することが不可能となり、結果として腐食しやすいη―Ｚｎ相の形成量が増加するためである。そのため、本実施形態に係る第１めっき層１０３において、Ａｌ含有量は、１０．００質量％以上である。Ａｌ含有量は、好ましくは１８．００質量％以上であり、より好ましくは２５．００質量％以上である。Ａｌ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板としての耐食性を担保することが可能となる。
　一方、第１めっき層１０３におけるＡｌ含有量が７０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にカソードとして機能するＡｌ相が過剰に増加することで耐食性に優れるＭｇ－Ｚｎ相の形成量が相対的に減少することで犠牲防食性が低下し、地鉄の腐食が進行しやすくなるため、めっき鋼板としての耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係る第１めっき層１０３において、Ａｌ含有量は、７０．００質量％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは５０．００質量％以下であり、より好ましくは４８．００質量％以下である。
［Ｍｇ：３．００～２０．００質量％］
　Ｍｇは、耐食性向上元素であるとともに、本実施形態に係る第１めっき層１０３の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、熱影響部となる部位の耐食性、及び、非熱影響部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。そのため、溶接部においても十分な耐食性を得るために、本実施形態に係る第１めっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、３．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは６．００質量％以上であり、より好ましくは９．００質量％以上である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板としての耐食性を担保することが可能となる。
　一方、第１めっき層１０３におけるＭｇ含有量が２０．００質量％超となる場合には、腐食環境に置かれた場合にめっき層のアノード溶解が進みやすくなるため、めっき鋼板としての耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係る第１めっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、２０．００質量％以下である。Ｍｇ含有量は、好ましくは１５．００質量％以下であり、より好ましくは１３．００質量％以下である。Ｍｇ含有量が、上記のような範囲となることで、めっき鋼板としての耐食性を担保することが可能となる。
［Ｆｅ：０．０１～１５．００質量％］
　第１めっき層１０３には、地鉄１０１から、地鉄１０１を構成する元素が混入することがある。特に、溶融めっき法では、地鉄１０１と第１めっき層１０３との間での固液反応による元素の相互拡散によって、地鉄１０１を構成する元素が第１めっき層１０３へ混入し易くなる。このような元素の混入により、第１めっき層１０３中には、一定量のＦｅが含有され、その含有量は、０．０１質量％以上となることが一般的である。上記相互拡散が促進されれば、地鉄１０１と第１めっき層１０３との密着性が向上する。地鉄１０１と第１めっき層１０３との密着性の向上という観点からは、第１めっき層１０３中のＦｅ含有量は、０．２０質量％以上であることが好ましい。
　また、本発明の効果を損なわない範囲内で、第１めっき層１０３を製造する際に用いられるめっき浴中に意図的にＦｅを添加してもよい。ただし、めっき浴中のＦｅ含有量が高まると、めっき浴中にＦｅとＡｌの高融点な金属間化合物が形成し、かかる高融点の金属間化合物がドロスとして第１めっき層１０３に付着して外観品位を著しく低下させる傾向があるため、好ましくない。かかる観点から、めっき浴中のＦｅ含有量が調整されることにより、第１めっき層１０３中のＦｅ含有量は、１５．００質量％以下である。第１めっき層１０３中のＦｅ含有量は、より好ましくは１０．００質量％以下である。
　第１めっき層１０３において、上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物である。
　Ｚｎは、本実施形態に係るめっき層１０３の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板の耐食性を向上させるために重要な元素である。また、めっき層１０３が上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅを上記の範囲内で含有し、更に、５．００質量％以上のＺｎを含有することで、めっき鋼板に求められる耐食性を確保することが可能となる。
　続いて、本実施形態の別の態様に係る第１めっき層１０３の化学組成が選択的に有しうる、元素群Ａ～元素群Ｅについて、詳細に説明する。
　なお、本実施形態に係る第１めっき層１０３において、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを含有させる場合には、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを、下記の含有量の範囲内、かつ、合計含有量が５．００００質量％以下で含有することが好ましい。
　元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量を５．００００質量％以下とすることで、以下で詳述するような、各元素の添加により発現される効果を、互いに損なうことなく享受することが可能となる。元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量は、好ましくは１．００００質量％以下であり、より好ましくは０．２０００質量％以下である。
　また、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３は、化学組成として、Ｍｇを９．００質量％以上１５．００質量％以下で含有し、かつ、元素群Ａとして、Ｃａを０．０５質量％以上４．００質量％以下含有することが、より好ましい。めっき層１０３がこのような化学組成を有することで、より優れた耐食性を発現することが可能となる。
◇元素群Ａ
　本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ａについて説明する。以下に示す元素群Ａの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｓｉ：０～１０．００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＳｉを含有しない場合も考えうるため、Ｓｉの含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｉは、第１めっき層１０３と地鉄１０１の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属組織の過剰な成長を抑制し、第１めっき層１０３と地鉄１０１の密着性を向上させることが可能な元素である。第１めっき層１０３中にＳｉを含有させる場合、Ｆｅ－Ａｌ系金属組織の過剰な成長を抑制するために、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上が好ましく、０．２０質量％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｉの含有量が１０．００質量％を超える場合には、ＳｉがＭｇと高融点の金属間化合物を過剰に形成し、Ｚｎ蒸発抑制効果を有するＡｌ－Ｍｇ酸化物の形成を阻害する可能性がある。そのため、かかるめっき鋼板を溶接した際のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。よって、第１めっき層１０３中のＳｉの含有量は、１０．００質量％以下であることが好ましい。また、第１めっき層１０３を製造するためのめっき浴中のＳｉ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加して、めっき鋼板の製造時の操業性（以下、「めっき操業性」と称する。）が低下する可能性がある。そのため、めっき操業性の観点からめっき浴中のＳｉ含有量が調整されることにより、第１めっき層１０３中のＳｉ含有量は、好ましくは５．００質量％以下であり、より好ましくは２．００質量％以下である。
［Ｃａ：０～４．００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＣａを含有しない場合も考えうるため、Ｃａの含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃａは、第１めっき層１０３中に含有されると、Ａｌ及びＺｎと金属間化合物を形成する。更に、第１めっき層１０３中にＣａと共にＳｉが含有される場合、ＣａはＳｉと金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は、融点が高く、安定な構造であるため、めっき鋼板の溶接時の液体金属脆化割れ（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）を抑制することが可能となる。第１めっき層１０３中にＣａを含有させる場合、かかる溶接時のＬＭＥの抑制効果は、Ｃａ含有量を０．０１質量％以上とすることで発現される。第１めっき層１０３中におけるＣａ含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上である。
　一方、第１めっき層１０３中のＣａ含有量が４．００質量％を超える場合には、めっき鋼板としての耐食性が低下する可能性がある。かかる観点から、第１めっき層１０３中のＣａ含有量は、４．００質量％以下である。第１めっき層１０３中のＣａ含有量は、好ましくは２．５０質量％以下であり、より好ましくは１．５０質量％以下である。
◇元素群Ｂ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｂについて説明する。以下に示す元素群Ｂの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｐｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｓｒ：０～０．５０００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかが第１めっき層１０３中に含有されると、第１めっき層１０３の表面にスパングルが形成されて、金属光沢の向上を図ることが可能となる。そのため、めっき鋼板の意匠性向上という観点から、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかが第１めっき層１０３中に含有されることが好ましい。かかる意匠性向上効果は、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかの含有量が０．０５００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかを第１めっき層１０３に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０５００質量％以上とされることが好ましい。
　一方、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量の何れかが０．５０００質量％を超えるような第１めっき層１０３を形成する場合には、第１めっき層１０３を形成するために用いるめっき浴中のドロス生成量が多くなり、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。そのため、第１めっき層１０３中のＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、０．５０００質量％以下である。Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｃ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｃについて説明する。以下に示す元素群Ｃの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃｕ：０～１．００００質量％］
［Ｔｉ：０～１．００００質量％］
［Ｃｒ：０～１．００００質量％］
［Ｎｂ：０～１．００００質量％］
［Ｎｉ：０～１．００００質量％］
［Ｍｎ：０～１．００００質量％］
［Ｃｏ：０～１．００００質量％］
［Ｖ　：０～１．００００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかが第１めっき層１０３中に含有されると、かかるめっき鋼板を溶接した際に、これら元素が、溶接によって生成されるＦｅ－Ａｌ系金属組織に取り込まれ、形成される溶接部の耐食性を向上させることが可能となる。かかる溶接部耐食性の向上効果は、第１めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかの含有量が０．００５０質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかを第１めっき層１０３中に含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とされることが好ましい。
　一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量の何れかが１．００００質量％を超えるような第１めっき層１０３を形成する場合には、第１めっき層１０３を形成するためのめっき浴中でこれら元素が様々な金属間化合物を形成し、めっき浴の粘性の上昇を招いて、めっき性状の良好なめっき鋼板を製造できない。よって、第１めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下とされる。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
［Ｍｏ：０～１．００００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＭｏを含有しない場合も考えうるため、Ｍｏの含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｍｏが第１めっき層１０３中に含有されると、耐食性を向上させることが可能となる。かかる耐食性の向上効果は、Ｍｏの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１００質量％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏの含有量が１．００００質量％を超えるような第１めっき層１０３を形成する場合には、用いるめっき浴中に多量のドロスが発生する原因となるため、好ましくない。そのため、Ｍｏの含有量は、１．００００質量％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以下である。
◇元素群Ｄ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｄについて説明する。以下に示す元素群Ｄの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｎ：０～１．００００質量％］
［Ｉｎ：０～１．００００質量％］
［Ｂｉ：０～１．００００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉは、第１めっき層１０３が腐食環境に置かれた場合にＭｇ溶出速度を上昇させる元素である。Ｍｇの溶出速度が上昇すると、地鉄１０１が露出した部分にＭｇイオンが供給され、耐食性が向上する。かかる観点から、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量を、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とすることが好ましい。
　一方で、過剰なＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉ添加は、Ｍｇ溶出速度を過剰に促進し、めっき鋼板としての耐食性が低下する可能性がある。かかるＭｇ溶出速度の上昇は、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量が１．００００質量％を超えると顕著となるため、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｅ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｅについて説明する。以下に示す元素群Ｅの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｚｒ：０～１．００００質量％］
［Ａｇ：０～１．００００質量％］
［Ｌｉ：０～１．００００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＺｒ、Ａｇ、Ｌｉを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかが第１めっき層１０３中に含有されると、めっき操業性を向上させることが可能となる。かかるめっき操業性の向上効果は、第１めっき層１０３中のＺｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。
　一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの含有量の何れかが１．００００質量％を超えるような第１めっき層１０３を形成する場合には、第１めっき層１０３の形成に用いるめっき浴中に多量のドロスが発生しやすい。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下である。Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｆ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｆについて説明する。以下に示す元素群Ｆの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｌａ：０～０．５０００質量％］
［Ｃｅ：０～０．５０００質量％］
［Ｙ　：０～０．５０００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＬａ、Ｃｅ、Ｙを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙは、Ｃａとほぼ同等の効果を発現する元素であり、溶接時のブローホール形成を抑制する。これは、各元素の原子半径がＣａの原子半径と近いことに起因する。これらの元素が第１めっき層１０３中に含有されると、Ｃａ位置に置換する。そのため、これらの元素は、ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ-ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）においてＣａと同位置に検出される。
　かかる溶接時のブローホール形成の抑制効果は、これら元素の含有量を、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とすることで発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを含有させる場合には、これら元素の含有量は、それぞれ独立に、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。第１めっき層１０３中におけるＬａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、より好ましくは０．０５００質量％以上である。
　一方、第１めっき層１０３を製造するためのめっき浴中において、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が多すぎる場合、めっき浴の粘性が必要以上に増加してめっき操業性が低下する可能性がある。そのため、めっき操業性の観点からめっき浴中のＬａ、Ｃｅ、Ｙ含有量が調整されることにより、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、０．５０００質量％以下となる。Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｇ
　続いて、本実施形態に係る第１めっき層１０３の別の態様において、第１めっき層１０３が含有しうる元素群Ｇについて説明する。以下に示す元素群Ｇの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、第１めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
［Ｂ：０～０．５０００質量％］
　本実施形態に係る第１めっき層１０３がＢを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。Ｂは、第１めっき層１０３中に含有されると、ＬＭＥを抑制する効果がある。これは、Ｂが第１めっき層１０３中に含有されると、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの少なくとも何れかと反応して、様々な金属間化合物を形成するためと推察される。また、第１めっき層１０３中にＢが存在することで、Ｂは第１めっき層１０３から地鉄１０１へと拡散し、粒界強化によって地鉄１０１のＬＭＥを抑制する効果があると考えられる。更に、Ｂに関して形成される各種の金属間化合物は、融点が極めて高いために、溶接時におけるＺｎ蒸発の抑制にも作用していると推察される。これらの改善効果は、Ｂを０．０５００質量％以上含有させることで発現される。そのため、Ｂを含有させる場合には、Ｂの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以上である。
　一方、第１めっき層１０３中にＢを含有させるために、めっき浴中に過剰にＢを含有させると、めっき融点の急激な上昇を引き起こしてめっき操業性が低下し、めっき性状に優れるめっき鋼板を製造することができない。かかるめっき操業性の低下は、Ｂの含有量が０．５０００質量％を超える場合に顕著となるため、Ｂの含有量は０．５０００質量％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．１０００質量％以下である。
［化学成分の計測方法］
　上記の第１めっき層１０３の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）又はＩＣＰ－ＭＳ（ｌｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を使用して、計測することが可能である。なお、０．１質量％単位までの化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＡＥＳを用いることとし、０．１質量％未満の微量な化学成分の分析を行う場合には、ＩＣＰ－ＭＳを用いることとする。溶接継手１の非熱影響部から切り出したサンプルを、インヒビターを加えた１０％ＨＣｌ水溶液に対して１分程度浸潰し、めっき層部分を剥離し、このめっき層を溶解した溶液を準備する。得られた溶液を、ＩＣＰ－ＡＥＳ又はＩＣＰ－ＭＳによって分析して、めっき層の全体平均としての化学成分を得ることができる。
◇第１めっき層１０３の付着量について
　以上説明したような第１めっき層１０３の付着量については、特に規定するものではないが、例えば、地鉄１０１の片面当たり、１５～２５０ｇ／ｍ２程度であることが好ましい。第１めっき層１０３の付着量が上記のような範囲内となることで、本実施形態に係る第１めっき層１０３は、十分な耐食性を示すことが可能となる。かかる付着量を有する第１めっき層１０３の厚みは、概ね５～４０μｍ程度となる。
　なお、かかる第１めっき層１０３の付着量は、以下のように測定される。まず、溶接継手１の非熱影響部から、平面視において３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさにサンプルを切り出し、予めそのサンプルの質量を測定しておく。なお、サンプルを切り出す際には、厚み方向は全て切り出すようにする。このサンプルの一方の面にはテープシールを貼り、当該一方の面側のめっき層は次工程で溶解しないようにする。その上で、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液にかかるサンプルを浸漬して第１めっき層１０３を酸洗剥離し、酸洗後のサンプルの質量を測定する。酸洗前後のサンプルの質量変化から、片面当たりの第１めっき層１０３の付着量を決定することが可能である。
◇第１めっき層１０３の金属組織について
　続いて、以上説明した化学組成を有する第１めっき層１０３の金属組織について、説明する。
　本実施形態に係る第１めっき層１０３は、上記の化学組成を有する。また、第１めっき層１０３は、以下で詳述する製造方法を経て形成されることで、Ｆｅ２Ａｌ５相、Ｆｅ４Ａｌ３相、ＦｅＡｌ相、ηＺｎ相、α相、ＭｇＺｎ２相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ相、Ｍｇ相等の金属組織を含有している。また、第１めっき層１０３が更に含有しうる元素によっては、第１めっき層１０３は、上記のような金属組織に加えてＡｌ－Ｓｉ－Ｃａ相、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ－Ｆｅ相、Ｍｇ２Ｓｉ相、Ｍｇ２Ｓｎ相等の金属組織を含有しうる。本実施形態に係る第１めっき層１０３は、上記のような金属組織を有することで、ＬＭＥの発生を抑制し、耐食性にも優れるという性質を示す。
　ここで、本実施形態に係る第１めっき層１０３がどのような金属組織を有しているかについては、溶接継手１に存在する第１めっき層１０３の断面を、ＳＥＭにより観察することで特定可能である。すなわち、めっき層１０３の凝固組織をＳＥＭにより観察し、観察視野において、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析結果から、どのような金属組織を有しているかを特定することができる。
　より詳細には、観察位置は、裏面側の溶接ビード部３０側の止端から８０ｍｍ以上離れた非熱影響部内の第１めっき層１０３とし、観察する領域の大きさは、３００μｍ×３００μｍとする。かかる範囲を、加速電圧：１５．０ｋＶ、照射電流：４．９９９×１０－８Ａ、照射時間：５０ミリ秒として、倍率２０００倍で観察する。かかる条件で、着目する範囲の反射電子像を取得した後、反射電子像のコントラストを用いて、各金属組織の点分析を３点ずつ実施すればよい。
　特に、溶接継手１の裏面に存在するめっき層がどのような金属組織を有しているかを特定する場合には、少なくとも溶接部の一部を含む断面に着目し、ＳＥＭにより観察すればよい。
　より詳細には、観察位置は、裏面側の熱影響部内とし、観察する領域の大きさは、１５０μｍ×１５０μｍとする。かかる範囲を、加速電圧：１５．０ｋＶ、照射電流：４．９９９×１０－８Ａ、照射時間：５０ミリ秒として、倍率２０００倍で観察する。かかる条件で、着目する範囲の反射電子像を取得した後、反射電子像のコントラストを用いて、各金属組織の点分析を３点ずつ実施すればよい。
◇非熱影響部における地鉄の表層部分の炭素（Ｃ）濃度について
　また、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部を、第１めっき層１０３の表面を起点として深さ方向（地鉄１０１の厚さ方向）にグロー放電発光分析法（ＧＤＳ：Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により測定し、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｃの分布に関する深さプロファイルを測定する。
　なお、かかるＧＤＳによる測定は、市販のグロー放電発光分析装置を用いて、以下の条件で実施することが可能である。
◇市販のグロー放電発光分析装置（例えば、ＬＥＣＯジャパン合同会社製ＧＤＳ８５０Ａ等）
　　・Ａｒガス圧力：０．２７ＭＰａ
　　・アノード径：４ｍｍφ
　　・ＲＦ（高周波）出力：３０Ｗ
　得られた測定結果において、まず、第１めっき層１０３と地鉄１０１との界面となる位置を規定する。より詳細には、得られたＺｎとＦｅの分布に関する深さプロファイルにおいて、Ｚｎの強度を示す曲線とＦｅの強度を示す曲線とが交差する深さを、第１めっき層１０３と地鉄１０１との界面とする。次に、Ｃの分布に関する深さプロファイルにおいて、上記のような第１めっき層１０３と地鉄１０１との界面の位置を起点として、Ｃ濃度の深さ方向の推移を確認する。以下で着目するＣ濃度は、第１めっき層１０３との界面に隣接する地鉄１０１の部分におけるＣ濃度であると言える。
　本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部において、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さは、第１めっき層１０３と地鉄１０１との界面から１０μｍ以上であることが好ましい。鋼中のＣは、ＬＭＥを助長する元素である。そのため、ＬＭＥ割れが発生する起点となる、地鉄１０１の第１めっき層１０３との界面部分のＣ濃度を低下させることで、溶接時のＬＭＥを更に抑制し、耐ＬＭＥ性をより向上させることが可能となる。Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さは、より好ましくは、１５μｍ以上である。一方で、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さの上限は、特に限定されるものではない。
　ここで、地鉄１０１の第１めっき層１０３との界面部分のＣ濃度は、地鉄１０１に施される脱炭焼鈍の条件を制御することで所望の値とされる。かかる脱炭焼鈍は、第１鋼板１０又は第２鋼板２０の素材となるめっき鋼板の製造時に必要に応じて実施される。
＜溶接部の裏面について＞
　続いて、図２、図４及び図５を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における、溶接部（溶接ビード部３０及び熱影響部４０からなる部分）の裏面の状態について、詳細に説明する。
　本実施形態に係る溶接継手１では、先だって説明した化学組成を有し、以下で説明する特定の製造方法を経て形成された第１めっき層１０３を有するめっき鋼板を、第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材として用いる。この際、上記第１めっき層１０３は、地鉄１０１上に設けるようにする。これにより、本実施形態に係る溶接継手１を製造する際には、上記のような溶接の際の第１めっき層１０３におけるＺｎの燃焼（酸化）を抑制することができる。
　ここで、アーク溶接やレーザー溶接後に溶接ビード部３０となる部位は、溶接時に２０００℃程度に達する。一方、先だって説明したような第１めっき層１０３中のＺｎは、６００℃程度から蒸発し始めるため、溶接ビード部３０が形成された部分では、第１めっき層１０３中のＺｎはほとんど蒸発してしまう。
　しかしながら、図２に示したような、溶接部の裏面（図２におけるＲ２）において、熱影響部４０が形成された部位は、溶接の際の到達温度が、５５０～１４００℃程度となる。このような到達温度の場合、先だって説明した化学組成を有し、以下で説明する特定の製造方法を経て形成された第１めっき層１０３は、溶接を経た後でも、第１めっき層１０３中のＺｎが完全に燃焼（酸化）してしまうことはない。
　なお、Ｚｎの燃焼（酸化）抑制のメカニズムの詳細は、未だ明確ではないが、以下のような要因が考えられる。一般に、Ｚｎを含むめっき層を加熱した場合、めっき層は、Ｚｎの沸点９０６℃以上に加熱されることで、めっき層の表層からＺｎが蒸発する。蒸発したＺｎが酸化反応で燃焼することで、Ｚｎの更なる蒸発が生じ、めっき層が蒸発しきるとともに、燃焼生成物であるＺｎＯが付着するようになる。しかしながら、本実施形態に係る第１めっき層１０３の場合、Ｚｎが合金化することで、沸点が９０６℃を上回る物質に変化した結果、Ｚｎの蒸発・燃焼が抑制されたものと推察される。この場合、素材であるめっき鋼板に由来する第１めっき層１０３は、溶接の際の入熱に伴い、特定の金属組織を有する第２めっき層として、残存する。
　このような第２めっき層の状態について説明するに際して、本実施形態では、図２に模式的に示した「裏面での溶接部の中心」Ｃ０を定義する。すなわち、本実施形態では、図２に例示した溶接継手１を溶接ビード部３０の延伸方向（図２におけるＹ軸方向）に直交する方向（溶接ビード部３０の幅方向に平行な方向ともいえる。図２におけるＸ軸方向）に切断した断面（図２におけるＸ－Ｚ平面に対応する断面）の裏面（図２におけるＲ２）において、熱影響部４０の端部のうち、第１めっき層１０３の一の端部に最も近い端部と最も遠い端部とを結ぶ線分（図２におけるＸ軸方向と平行な線分）の中央を、「裏面における溶接部の中心」Ｃ０と定義する。
　次に、図４を参照しながら、図２に示した溶接部の裏面での溶接継手１の構造について、説明する。図４は、本実施形態に係る溶接継手１の溶接部の裏面Ｒ２を含む板厚方向に平行な断面の一部を模式的に示す図である。本実施形態に係る溶接継手１における溶接部の裏面Ｒ２は、図４に模式的に示したように、溶接ビード部上３０及び熱影響部４０上と、溶接ビード部３０上又は熱影響部４０上の少なくとも一部に、第２めっき層１０５を有している。
　溶接ビード部３０上又は熱影響部４０上の第２めっき層１０５は、溶接継手１の素材であるめっき鋼板が有していためっき層が、溶接を経て一部が合金化することで、残存しためっき層である。この第２めっき層１０５は、層中にＺｎ－Ｍｇ組織１０７を含有する、亜鉛系めっき層である。
　ここで、Ｚｎ－Ｍｇ組織１０７は、例えば、ＭｇＺｎ２相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ相、Ｍｇ相の少なくとも何れか１種以上の相を含む金属組織である。また、かかるＺｎ－Ｍｇ組織１０７は、η－Ｚｎ相とＭｇＺｎ２相で構成されるラメラ組織等も含む。
　また、本実施形態において、Ｚｎ－Ｍｇ組織１０７とは、以下で説明する方法に即して、断面のＳＥＭ観察を行って、ＳＥＭ－ＥＰＭＡを用いて元素マッピングを取得した際に、ＭｇとＺｎの含有量が、それぞれ１０原子％以上であり、かつ、ＭｇとＺｎの合計含有量が、８５原子％以上である組織をいう。
　上記のような金属相で構成されるＺｎ－Ｍｇ組織１０７は、溶接部の耐食性に有利に作用する組織である。そのため、このようなＺｎ－Ｍｇ組織１０７を含有する第２めっき層１０５が存在することで、本実施形態に係る溶接継手１の溶接部の裏面は、優れた耐食性を示すようになる。
　ここで、本実施形態に係る溶接継手１では、図４に示したように、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、図２、図４に示したような断面を得るための切断方向（図４におけるＸ軸方向）の両側（図４におけるＸ軸方向の正方向側及び負方向側）にそれぞれ１ｍｍまでの範囲に着目する。
　上記のような、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲を、ＳＥＭによる観察に供したときに、円相当直径が０．５μｍ以上であるＺｎ－Ｍｇ組織１０７に着目する。図５は、本実施形態に係る溶接継手１の溶接部の裏面を、ＳＥＭにより観察する際の観察方法を説明するための説明図である。
　上記のような範囲の任意の位置を、ＳＥＭにより観察する際の切断方向（図４におけるＸ軸方向）の視野の長さを、図５に模式的に示したように、長さＬと表記し、長さＬ＝１００μｍとする。また、このような視野内において、円相当直径が０．５μｍ以上であるＺｎ－Ｍｇ組織１０７の幅（図５におけるＸ軸方向の長さ）を、Ｘ軸方向に平行な面（Ｘ－Ｙ平面）に垂直に投影した長さの総和を、ΣＬｉと表記する。ここで、添え字ｉは、視野内における、円相当直径が０．５μｍ以上であるＺｎ－Ｍｇ組織１０７の個数を表すパラメータであり、１以上の整数である。
　図５に示した例では、第２めっき層１０５中に、円相当直径が０．５μｍ以上であるＺｎ－Ｍｇ組織１０７が、６個存在している。この際に、図５中のＺｎ－Ｍｇ組織１０７Ａ、１０７Ｂのように、投影方向に見たときにＺｎ－Ｍｇ組織の重なりがある場合には、個々のＺｎ－Ｍｇ組織を投影した長さを足し合わせるのではなく（重なりがある部分を重複して足し合わせるのではなく）、重なりがあるＺｎ－Ｍｇ組織の全体を１つの組織として扱うものとする。図５に示した例の場合、ΣＬｉは、Ｌ１＋Ｌ２＋Ｌ３＋Ｌ４＋Ｌ５で表される値となる。
　本実施形態に係る溶接継手１における溶接部の裏面において、裏面での溶接部の中心Ｃ０を規定して、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲を、ＳＥＭによる観察に供したときに、Ｌ＝１００μｍに対するΣＬｉの比率は、０．０５以上となっている。これにより、第２めっき層１０５中には、溶接部の耐食性に有利に作用するＺｎ－Ｍｇ組織１０７が十分に含有されて、溶接部の裏面の耐食性が向上する。上記のΣＬｉに関する比率が０．０５未満である場合には、第２めっき層１０５中に含有されているＺｎ－Ｍｇ組織１０７の含有量が少なすぎ、溶接部の裏面の耐食性を向上させることができない。上記のΣＬｉに関する比率は、０．１５以上であることが好ましく、０．３０以上であることがより好ましい。一方、上記のΣＬｉに関する比率の上限は、高ければ高いほど良く、その値は１．００であってもよい。
　ここで、上記のΣＬｉに関する比率は、以下のようにして求めることができる。
　すなわち、第２めっき層１０５のうち、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲の任意の位置における凝固組織を、ＳＥＭにより観察する。この際、ＳＥＭの倍率は、大きさ６００μｍ×６００μｍの範囲を観察可能な、１０００～１００００倍程度とする。この際の観察視野の長さを、図５に示した長さＬ＝１００μｍとする。かかる観察視野において、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析を行い、点分析結果から、Ｚｎ－Ｍｇ組織１０７に該当する相の領域を特定する。特定した領域のそれぞれについて、領域の幅を、Ｘ軸方向に平行な面に垂直に投影して、長さの総和ΣＬｉを算出する。ΣＬｉをＬ＝１００μｍで除することで、着目している観察視野におけるΣＬｉに関する比率の値を得ることができる。このような測定・算出処理を、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲の複数の箇所（例えば、１０箇所）で実施し、得られた複数の値の平均を、本実施形態に係る溶接継手１における、ΣＬｉに関する比率の値とする。
　また、本実施形態に係る溶接継手１では、素材となるめっき鋼板として、溶接の際にめっき層中のＺｎの燃焼が抑制可能なめっき鋼板を使用する。そのため、めっき層中のＺｎが燃焼することで形成されるＺｎＯ層は、生成されにくい。しかしながら、溶接の際の入熱の状態によっては、素材としてのめっき鋼板が有するめっき層の一部に高い温度が作用してＺｎが燃焼し、溶接部の裏面に対し、部分的にＺｎＯ層が形成される場合がある。このような入熱量が多い場合においても、本実施形態に係る溶接継手１では、ＺｎＯ層の形成度合いは極めて抑制された状態となり、ＺｎＯ層の平均厚みは、極めて小さな値となる。
　このようなＺｎＯ層の平均厚みについて説明するに際して、本実施形態では、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、図２に示したような断面を得るための切断方向（図２におけるＸ軸方向）の両側（図４におけるＸ軸方向の正方向側及び負方向側）にそれぞれ５ｍｍまでの範囲に着目する。本実施形態に係る溶接継手１では、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲において、ＺｎＯ層の平均厚みは、１．０μｍ以下となっている。
　ＺｎＯ層の平均厚みが１．０μｍ以下であるということは、溶接に際して第１めっき層１０３中のＺｎの燃焼が抑制された状態にあったことを示唆している。そのため、ＺｎＯ層の平均厚みが１．０μｍ以下であった溶接継手１の溶接部の裏面は、優れた耐食性を示す。ＺｎＯ層の平均厚みが１．０μｍ超であった場合には、溶接継手１の溶接部の裏面は、優れた耐食性を示すことができない。本実施形態に係る溶接継手１において、溶接部の裏面のＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下であることが好ましい。一方、ＺｎＯ層の平均厚みは、薄ければ薄いほど良く、その下限値は、０μｍである。
　ここで、上記のようなＺｎＯ層の平均厚みは、以下のようにして測定することが可能である。
　すなわち、着目する溶接継手において、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲の任意の位置を、ＳＥＭにより観察する。この際、ＳＥＭの倍率は、大きさ６００μｍ×６００μｍの範囲を観察可能な、１０００～１００００程度とする。かかる観察視野において、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析を行い、点分析結果から、ＺｎＯ層を特定する。溶接部の裏面側において、溶接ビード部３０又は熱影響部４０（すなわち、溶接部）とＺｎＯ層との界面から、ＺｎＯ層の最表面までの距離を測定し、着目している観察視野におけるＺｎＯ層の厚みとする。このような測定・算出処理を、裏面での溶接部の中心Ｃ０を起点として、Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲の複数の箇所（例えば、０．５ｍｍの間隔で１０箇所）で実施し、得られた複数の値の平均を、本実施形態に係る溶接継手１における、ＺｎＯ層の平均厚みとする。
　以上、図２、図４及び図５を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１の溶接部の裏面について、詳細に説明した。
　なお、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部は、上記の第１めっき層１０３上に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を有していてもよい。このような皮膜として、例えば、クロメート皮膜、リン酸塩皮膜、クロメートフリー皮膜、有機樹脂皮膜等が挙げられる。
（素材となるめっき鋼板の製造方法について）
　次に、以上説明したような、溶接継手１の素材となるめっき鋼板の製造方法の一例を説明する。
　本実施形態に係る溶接継手１の素材となるめっき鋼板は、上記のような地鉄１０１を母材として、かかる地鉄１０１の表面に対して、重研削によりひずみを付与した後に、ひずみの付与された表面に対してめっき層を形成することで製造される。その後、地鉄１０１の表面に形成されためっき層に対して、特定の熱処理を施すことで、地鉄１０１上に第１めっき層１０３を有する、溶接継手１の素材としてのめっき鋼板が製造される。
　ここで、地鉄１０１の表面を重研削ブラシにより研削して、表面にひずみを付与することで、素材となるめっき鋼板が溶接に供された際に、ＦｅとＡｌの合金化を促進させることができる。溶接時のＦｅとＡｌの合金化が促進されることで、溶接時に存在する液相中にＭｇ（めっき層の化学組成によっては、更にＣａ）が濃化する。その結果、地鉄１０１の耐食性に有利に作用するＺｎ－Ｍｇ組織の蒸発を抑制することが可能となり、上記のΣＬｉに関する比率の値、及び、ＺｎＯ層の平均厚みを、上記のような本実施形態の範囲内とすることができる。
　めっき層の形成には、溶融めっき法の他、溶射法、コールドスプレー法、スパッタリング法、蒸着法、電気めっき法等を適用できる。ただし、自動車等で一般的に使われる程度の厚さのめっき層を形成するには、溶融めっき法がコスト面で最も好ましい。
　その後、得られためっき鋼板に対して、以下で説明するような特定の熱処理工程を施すことで、溶接継手１の素材となる、地鉄１０１上に第１めっき層１０３を有するめっき鋼板を製造することができる。
　以下では、溶融めっき法を用いて、素材となるめっき鋼板を得る製造方法の一例について、詳細に説明する。
　かかるめっき鋼板の製造工程では、まず、地鉄１０１を、ゼンジミア法により圧延して所望の板厚とした後、コイル状に巻き取って、溶融めっきラインに設置する。
　溶融めっきラインでは、地鉄１０１をコイルから繰り出しながら連続的に通板させる。通板の際、所定位置に設けられた重研削ブラシにより、地鉄１０１の表面にひずみが付与されるようにする。その後、ライン上に設けられた焼鈍設備により、地鉄１０１を、例えば、酸素濃度が２０ｐｐｍ以下の酸化が生じづらい環境下、Ｎ２－（１～１０）％Ｈ２ガス、露点－６０～１０℃の雰囲気にて、７００～９００℃で０秒超３００秒以下加熱還元処理した後、後段のめっき浴の浴温＋２０℃前後までＮ２ガスで空冷して、めっき浴に浸漬させる。なお、上記の流れでは、地鉄１０１に対して焼鈍前にひずみを付与しているが、付与したひずみの一部が焼鈍によって開放された場合であっても、上記のような本実施形態の範囲内となる第１めっき層１０３を実現することが可能である。
　ここで、めっき浴中には、前述のような化学成分を有する、溶融状態にあるめっき合金を準備しておく。めっき浴の浴温は、めっき合金の融点以上（例えば、４６０～６６０℃程度）としておく。めっき合金の材料作製の際は、合金材料として純金属（純度９９％以上）を用いて調合することが好ましい。まず、上記のようなめっき層の組成となるように合金金属の所定量を混合して、真空又は不活性ガス置換状態で高周波誘導炉やアーク炉などを使用して、完全に溶解させて合金とする。更に、所定の成分（上記第１めっき層１０３の組成）で混合された当該合金を大気中で溶解して、得られた溶融物をめっき浴として利用する。
　なお、以上述べたようなめっき合金の作製には、特に純金属を使用する制約はなく、既存のＺｎ合金、Ｍｇ合金、Ａｌ合金を溶解して使用してもよい。この際、不純物が少ない所定の組成合金さえ用いれば、問題はない。
　地鉄１０１を、上記のようなめっき浴中に浸漬させた後、所定の速度で引き上げる。この際に、形成されるめっき層が所望の厚みとなるように、例えばＮ２ワイピングガスによりめっき付着量を制御する。ここで、浴温以外の条件については、一般的なめっき操業条件を適用すればよく、特別な設備や条件は要しない。
　続いて、地鉄１０１上に位置する溶融状態にあるめっき合金に対して、以下のような第１冷却工程及び第２冷却工程を実施して、溶融状態にあるめっき合金を第１めっき層１０３とする。以下、第１冷却工程及び第２冷却工程について、詳細に説明する。
　第１冷却工程は、めっき合金の温度が、浴温～２５０℃の範囲内である際に実施される冷却工程であり、上記のような温度範囲内にあるめっき鋼板を、露点－２０℃以下の雰囲気下において、平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷する。浴温～２５０℃の温度領域は、めっき層表面に粗な酸化物が形成しやすいことから、露点を－２０℃以下とし、平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることにより、高温域での酸化を防止するためである。なお、めっき工程において溶融めっき法を採用した場合、かかる第１冷却工程は、地鉄１０１がめっき浴から出た直後から実施される。これにより、地鉄１０１の表面に位置しているめっき合金が固化して、めっき層が形成される。
　その後、めっき合金（めっき層）の温度が２５０～５０℃の範囲内である際に、第２冷却工程を実施する。この第２冷却工程は、２５０～５０℃の温度範囲内にあるめっき鋼板を、露点０℃以上の雰囲気下において、平均冷却速度１０℃／秒未満で徐冷する工程である。かかる第２冷却工程において、露点を０℃以上とし、平均冷却速度を１０℃／秒未満とすることで、低温域で密な酸化物を形成させることができる。
　なお、第１冷却工程から第２冷却工程への平均冷却速度及び露点の切り替えについては、露点制御のために吹き付ける雰囲気ガスの配管系統を２系統以上設けておくことで、スムーズな切り替えが可能となるため、好ましい。また、温度２５０℃を境に、平均冷却速度と露点の双方を同時に切り替えるのが困難な場合には、平均冷却速度については２５０℃を境に切り替えを行うとともに、露点制御のための雰囲気ガスについては温度２６０～２４０℃の範囲内で切り替えるようにしてもよい。
　上記のように、地鉄１０１の表面に対して重研削ブラシによりひずみを付与した上でめっき層を形成し、更に、かかるめっき層を、浴温～２５０℃の温度範囲では急冷し、２５０～５０℃の温度範囲では徐冷するという、２段階の冷却工程に供することで、溶接時であってもＺｎが燃焼しにくい第１めっき層１０３を実現することが可能となる。これにより、かかるめっき鋼板を第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材として用いた溶接継手１においては、裏面側の溶接部上に第２めっき層１０５を生じさせることができ、ΣＬｉに関する比率の値、及び、ＺｎＯ層の平均厚みを、上記のような本実施形態の範囲内とすることができる。
　ここで、第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔は、３秒以内とすることが好ましく、第１冷却工程を終了した後、直ちに第２冷却工程を開始することが好ましい。第１冷却工程を終了してから第２冷却工程を開始するまでの間隔が３秒を超える場合には、意図しない冷却過程が生じ、上記のような本実施形態の範囲内となる第１めっき層１０３を実現することができない。
　ここで、上記第１冷却工程において、露点の下限値は特に規定するものではないが、例えば－９０℃程度が実質的な下限となる。また、平均冷却速度は、より好ましくは４０℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限値は、特に規定するものではないが、例えば９０℃／秒程度が実質的な上限となる。
　また、上記第２冷却工程において、露点の上限値は特に規定するものではないが、例えば２０℃程度が実質的な上限となる。また、平均冷却速度は、より好ましくは４℃／秒以下である。
　なお、たとえ地鉄１０１の表面にひずみが適切に付与されていたとしても、上記のような第１冷却工程又は第２冷却工程の何れか一方を実施しない場合には、上記のような本実施形態の範囲内となる第１めっき層１０３を実現することはできない。地鉄１０１の表面にひずみを適切に付与した上で、更に、上記のような第１冷却工程及び第２冷却工程の双方を施すことで、本実施形態に係る第１めっき層１０３を実現することができる。これにより、かかるめっき鋼板を第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材として用いた溶接継手１においては、裏面側の溶接部上に第２めっき層１０５を生じさせることができ、ΣＬｉに関する比率の値、及び、ＺｎＯ層の平均厚みを、上記のような本実施形態の範囲内とすることができる。
　また、上記の第２冷却工程の後に、一般的に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造で施されることが多い合金化熱処理工程（例えば、到達板温４８０～５５０℃程度の加熱を伴う熱処理工程）を施した場合、第１冷却工程及び第２冷却工程により制御しためっき層の生成状態が崩れ、本実施形態で着目するようなＺｎの蒸発抑制効果を得ることができない。かかる観点から、第２冷却工程後の熱処理工程を実施しないことが重要である。
　ここで、上記のような冷却処理においては、Ｎ２ガス冷却といった一般的に知られた方法を適用できる。また、冷却ガスには、Ｎ２ガス以外にも、Ｈｅガス、水素ガスなど抜熱効果の高いガスを使用しても良い。
　なお、めっき層の温度の実測方法としては、例えば、接触式の熱電対（Ｋ－ｔｙｐｅ）を用いればよい。接触式の熱電対を地鉄１０１に取り付けることで、めっき層全体の平均温度を常にモニタリングできる。また、機械的に、各種速度や厚みの制御を行い、地鉄１０１の予熱温度やめっき浴の温度等といった各種操業条件を統一すれば、かかる製造条件におけるその時点でのめっき層全体の温度を、ほぼ正確にモニタリングすることが可能となる。これにより、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。なお、接触式ほど、正確ではないが、めっき層の表面温度は、非接触式の放射温度計によって測定してもよい。
　また、熱伝導解析を行うシミュレーションによって、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めておいてもよい。具体的には、地鉄１０１の予熱温度やめっき浴の温度、めっき浴からの地鉄１０１の引き上げ速度、地鉄１０１の板厚、めっき層の層厚、めっき層と製造設備との熱交換熱量、めっき層の放熱量等といった各種の製造条件に基づいて、めっき層の表面温度及びめっき層全体の平均温度を求める。その後、得られた結果を利用して、めっき層の表面温度とめっき層全体の平均温度との関係を求めればよい。これにより、めっき鋼板の製造時にめっき層の表面温度を実測することで、その製造条件におけるその時点でのめっき層全体の平均温度を推定することが可能となる。その結果、第１冷却工程及び第２冷却工程での冷却処理を、精密に制御することが可能となる。
　以上、本実施形態における素材としてのめっき鋼板の製造方法の一例について、具体的に説明した。
　なお、本実施形態における素材としてのめっき鋼板の製造方法では、上記の第２冷却工程の後に、更に１層又は２層以上の各種の皮膜を形成する処理を実施してもよい。このような処理として、例えば、クロメート処理、リン酸塩処理、クロメートフリー処理、有機樹脂皮膜形成処理等が挙げられる。
　クロメート処理には、電解によってクロメート皮膜を形成する電解クロメート処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメート処理、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメート処理等があり、いずれのクロメート処理を採用してもよい。
　電解クロメート処理としては、例えば、クロム酸、シリカゾル、樹脂（リン酸樹脂、アクリル樹脂、ビニルエステル樹脂、酢酸ビニルアクリルエマルション、カルボキシル化スチレンブタジエンラテックス、ジイソプロパノールアミン変性エポキシ樹脂等）、及び、硬質シリカを使用する電解クロメート処理を例示することができる。
　リン酸塩処理としては、例えば、リン酸亜鉛処理、リン酸亜鉛カルシウム処理、リン酸マンガン処理等を例示することができる。
　クロメートフリー処理は、特に、環境に負荷を与えることがないために、好適である。かかるクロメートフリー処理には、電解によってクロメートフリー皮膜を形成する電解クロメートフリー処理、素材との反応を利用して皮膜を形成させ、その後余分な処理液を洗い流す反応型クロメートフリー処理、処理液を塗布して水洗することなく乾燥させて皮膜を形成する塗布型クロメートフリー処理等があり、いずれのクロメートフリー処理を採用してもよい。
　また、有機樹脂皮膜形成処理に用いる有機樹脂は、特定の樹脂に限定されるものではなく、例えば、ポリエステル樹脂、ポリウレタン樹脂、エポキシ樹脂、アクリル樹脂、ポリオレフィン樹脂、これら樹脂の変性体等、各種の樹脂を用いることが可能である。ここで、変性体とは、これら樹脂の構造中に含まれる反応性官能基に対し、かかる官能基と反応しうる官能基を構造中に含む他の化合物（例えば、モノマーや架橋剤等）を反応させた樹脂のことをいう。
　有機樹脂として、上記のようなもの１種を単独で用いてもよいし、２種以上の有機樹脂（変性していないもの）を混合して用いてもよい。また、少なくとも１種の有機樹脂の存在下で、少なくとも１種のその他の有機樹脂を変性することによって得られる有機樹脂を、１種又は２種以上混合して用いてもよい。また、水に溶解又は分散することで、水系化した有機樹脂を用いてもよい。更に、かかる有機樹脂皮膜中には、各種の着色顔料や防錆顔料を含有させてもよい。
（溶接継手の製造方法について）
　本実施形態に係る溶接継手は、上記のようにして製造しためっき鋼板を、例えば溶接継手を製造する際の第１鋼板及び第２鋼板の素材鋼板としたうえで、かかる素材鋼板を溶接継手に求める形状となるように配置し、素材鋼板を溶接することで製造される。
　ここで、素材鋼板の溶接には、アーク溶接法、又は、レーザー溶接法を用いることが可能である。この際に、各溶接法において、以下で説明するような溶接条件で溶接を行うことで、上記のような溶接部の状態を実現することが可能となる。
　より詳細には、アーク溶接により溶接継手を製造する場合には、例えば以下のような溶接条件により、素材鋼板を溶接すればよい。
　　溶接電流：２５０Ａ、溶接電圧：２６．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
　　溶接ガス：２０％ＣＯ２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
　　溶接ワイヤ：ＹＧＷ１６　日鉄溶接工業株式会社製　φ１．２ｍｍ
　　（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
　　溶接トーチの傾斜角：４５°
　また、レーザー溶接により溶接継手を製造する場合には、例えば以下のような溶接条件により、素材鋼板を溶接すればよい。
　　出力：７ｋＷ、溶接速度：４００ｃｍ／分、前進・後進角：０°
　以上、本実施形態に係る溶接継手の製造方法の一例について、説明した。
（変形例）
　上記の実施形態では、本実施形態に係る溶接継手１が、重ね隅肉溶接された溶接継手である場合に着目したが、本実施形態に係る溶接継手１の形態は、図１に示した例に限定されるものではない。
　例えば、本実施形態の変形例にかかる溶接継手１Ａは、図６に例示したような、いわゆるＴ字継手であってもよい。図６は、第１鋼板と、第２鋼板と、をアーク溶接によりＴ字溶接することで得られた溶接継手１Ａの全体的な構成を、模式的に示したものであり、溶接ビード部の延伸方向に対して垂直な溶接継手１Ａの断面を示している。
　かかるＴ字継手においても、一方の鋼板の端部が、他方の鋼板の表面に溶接されていることがわかる。図６に示したようなＴ字継手においても、上記実施形態と同様に、端部が溶接される側の鋼板を「第１鋼板１０」と称し、表面が溶接される側の鋼板を「第２鋼板２０」と称する。図６のＴ字継手においても、第１鋼板１０の端部１１が、第２鋼板２０の表面に溶接されている。
　かかるＴ字継手において、第１鋼板１０と第２鋼板２０とは、実質的に直角に配置される。例えば、溶接継手１ＡがＴ字継手である場合、第１鋼板１０と第２鋼板２０とがなす角度は、例えば、８０°～１００°の範囲内であってもよい。もっとも、第１鋼板１０と第２鋼板２０とがなす角度は特に限定されない。
　図６に示したＴ字継手においても、溶接ビード部３０は、第２鋼板２０の、第１鋼板１０が溶接される側の表面において、第２鋼板２０の外部に露出している。本変形例に係る溶接継手１Ａが、図６に示したようにＴ字継手である場合であっても、溶接ビード部３０が露出していない側の表面を、溶接継手１Ａの裏面とすればよい。また、本変形例に係る溶接継手１において、溶接ビード部３０及び熱影響部４０の分布状態から、溶接の際の入熱側とは反対側と判断される表面を、溶接継手１Ａの裏面としてもよい。図６に示したようなＴ字継手においては、かかる裏面としては、図中に破線で囲ったように、２箇所が想定される。
　また、本変形例に係る溶接継手１Ｂは、図７に示したような、いわゆる突き合わせ継手であってもよい。図７は、第１鋼板と、第２鋼板と、をアーク溶接により突き合わせ溶接することで得られた溶接継手１Ｂの全体的な構成を、模式的に示したものであり、溶接ビード部の延伸方向に対して垂直な溶接継手１Ｂの断面を示している。
　図７に示した突き合わせ継手の場合、それぞれの鋼板の端部同士が突き合わされて、溶接されている。図７に示したような突き合わせ継手の場合、一方の側の鋼板を「第１鋼板１０」と称し、他方の側の鋼板を「第２鋼板２０」と称する。
　図７に示した突き合わせ継手においても、溶接ビード部３０は、第１鋼板１０及び第２鋼板２０の外部に露出している。本変形例に係る溶接継手１Ｂが、図７に示したように突き合わせ継手である場合であっても、溶接ビード部３０が露出していない側の表面を、溶接継手１の裏面とすればよい。また、本変形例に係る溶接継手１Ｂにおいて、溶接ビード部３０及び熱影響部４０の分布状態から、溶接の際の入熱側とは反対側と判断される表面を、溶接継手１Ｂの裏面としてもよい。
　なお、レーザー溶接の場合、溶接部の裏面の識別は、溶接部が示す形状に応じて判断することが一般的であり、溶接部の裏面の形状が凸になる傾向がある。一方、溶け込みの程度によって、溶接部の裏面の状況は異なり、図８に示したような重ね溶接された溶接継手１Ｃの場合、（ａ）に示した完全溶け込みの場合と、（ｂ）に示した部分溶け込みとで、裏面が凸になる場合と、凸にならない場合がある。かかる状況は、レーザー溶接による重ね継手の場合に限定されるものではなく、レーザー溶接によるＴ字継手や突き合わせ継手の場合であっても、図８に示した重ね継手の例と同様の傾向を示す。
　また、上記の実施形態では、第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材として、上述した第１めっき層１０３が地鉄１０１の両方の表面に設けられた亜鉛系めっき鋼板を用いる場合を例に挙げて、説明を行った。しかしながら、上述した第１めっき層１０３は、少なくとも第２鋼板２０の表面のうち溶接継手１の裏面となる側に設けられていればよく、第２鋼板２０の表面のうち溶接継手１の表側となる面や、第１鋼板１０の一部に、上述した第１めっき層１０３が設けられていなくともよい。
　以下、実施例及び比較例を示しながら、本発明に係る溶接継手について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明に係る溶接継手の一例に過ぎず、本発明に係る溶接継手が下記に示す例に限定されるものではない。
　以下に示す実施例及び比較例では、地鉄１０１となる鋼板として、引張強度４４０ＭＰａ級、５９０ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、９８０ＭＰａ級、１１８０ＭＰａ級の熱延鋼板（いずれも日本製鉄株式会社製）を用いた。熱延鋼板の板厚は、いずれも３．２ｍｍとした。これら熱延鋼板を用いて、各熱延鋼板について試験片を複数作製した。
　準備した試験片に対して、以下の２種類の重研削ブラシを用いて、試験片の表面にひずみを付与した。なお、研削する際には、鋼板表面に対し、１．０～５．０％のＮａＯＨ水溶液を塗布しておいた。ブラシ圧下量を０．５～１０．０ｍｍの範囲内で、ブラシ回転数を１００～１０００ｒｐｍの範囲内で適宜調整することで、表面に付与されるひずみ量を制御した。なお、以下に示す２種類の重研削ブラシのうちブラシ種Ａの方が、より研削力の強いブラシである。なお、比較のために、このような重研削を施さなかった試験片も準備した。
　　ブラシ種　Ａ：株式会社ホタニ製　Ｄ－１００
　　ブラシ種　Ｂ：株式会社ホタニ製　Ｍ－３３
　以下の表１に示すような組成のめっき層を実現するためのめっき浴をそれぞれ準備し、自社製のバッチ式の溶融めっき試験装置にそれぞれ設置して、上記試験片にめっきを施した。ここで、試験片の中心部にスポット溶接した熱電対を用いて、試験片の温度を測定した。また、めっき浴に浸漬させる試験片に対して、めっき浴浸漬前に、酸素濃度２０ｐｐｍ以下の炉内において、Ｎ２－５％Ｈ２ガス雰囲気にて、８００℃でめっき原板表面を加熱還元処理した。加熱還元処理後は試験片をＮ２ガスで空冷し、試験片の温度が浴温＋２０℃に到達した後に、溶融めっき試験装置のめっき浴に試験片を約３秒浸漬した。
　めっき浴浸漬後、速度２０～２００ｍｍ／秒で試験片を引上げた。引上げ時、Ｎ２ワイピングガスにより、所望のめっき付着量となるように制御した。以下の実施例及び比較例では、試験片の片面あたりの乾燥後のめっき層の付着量が４０～１２０ｇ／ｍ２となるように、めっき付着量を制御した。めっき浴から試験片を引上げた後、以下の表１に示す条件で、めっき浴温から室温まで試験片を冷却した。以下に示す実施例及び比較例では、第１冷却工程の終了後、第２冷却工程を直ちに開始した（すなわち、第１冷却工程終了後から、第２冷却工程開始までの間隔は、０．２秒以下にした）。
　ここで、上記のようにめっきした試験片から３０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに鋼板を切り出し、インヒビター添加した１０％ＨＣｌ水溶液に当該めっき鋼板を浸漬してめっき層を酸洗剥離した後、水溶液中に溶出した元素をＩＣＰ分析することでめっき層の組成を測定した。
　また、得られた試験片から、１５０ｍｍ×５０ｍｍの大きさに切り出した鋼板を第１鋼板とし、１５０ｍｍ×３０ｍｍの大きさに切り出した鋼板を第２鋼板とした。これら鋼板の長辺側を重ね合わせて、アーク溶接により溶接して（重ね隅肉溶接）、溶接継手とした。
　ここで、アーク溶接における溶接条件は、以下の通りである。
　　溶接電流：２５０Ａ、溶接電圧：２６．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
　　溶接ガス：２０％ＣＯ２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
　　溶接ワイヤ：ＹＧＷ１６　日鉄溶接工業株式会社製　φ１．２ｍｍ
　　（Ｃ：０．１質量％、Ｓｉ：０．８０質量％、Ｍｎ：１．５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００８質量％、Ｃｕ：０．３６質量％）
　　溶接トーチの傾斜角：４５°
　　重ね代：１０ｍｍ
　　鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×３０ｍｍ
　　板隙：０ｍｍ
　また、レーザー溶接においても、以下のように鋼板を重ね合わせた上で、重ね溶接を実施した。溶接条件は、以下の通りである。
　　出力：７ｋＷ、溶接速度：４００ｃｍ／分、前進・後進角：０°
　　鋼板サイズ：上板側（第１鋼板）１５０×５０ｍｍ、下板側（第２鋼板）１５０×５０ｍｍ
　　重ね代：５０ｍｍ
　　板隙：０ｍｍ
＜地鉄のＣ濃度に関するＧＤＳ測定＞
　上記のようにして得られた溶接継手について、先だって説明した方法に即して、ＧＤＳにより地鉄のＣ濃度に関して測定を行い、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さを測定した。
＜溶接部の裏面における、比率ΣＬｉ／Ｌ、ＺｎＯ層の平均厚みの測定＞
　上記のようにして得られた溶接継手について、先だって説明した方法により、ＳＥＭにより溶接部の裏面の断面観察を行い、比率ΣＬｉ／Ｌ、及び、ＺｎＯ層の平均厚みを測定した。
＜溶接部の裏面における耐食性の評価＞
　上記のような溶接継手に対して、自動車用リン酸化成処理（Ｚｎリン酸処理、ＳＤ５３５０システム：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）、及び、電着塗装（ＰＮ１１０パワーニクスグレー：日本ペイント・インダストリアルコーディング社製規格）を施した。この際、電着膜厚は２０μｍとした。電直塗装後のサンプルをＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験に供して、溶接部の裏面における赤錆発生タイミングを評価した。評価基準は、以下の通りである。
　≪評価基準≫
　　評点「ＡＡＡ」：赤錆発生タイミングが、２４０サイクル以上
　　　　　「ＡＡ」：赤錆発生タイミングが、１８０サイクル以上２４０サイクル未満
　　　　　　「Ａ」：赤錆発生タイミングが、９０サイクル以上１８０サイクル未満
　　　　　　「Ｂ」：赤錆発生タイミングが、９０サイクル未満
　また、上記のような赤錆発生タイミングが９０サイクル超であれば、着目する試験片の溶接部の裏面は、良好な耐食性を有していると評価することができる。
　得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　上記表１から明らかなように、本発明の実施例に該当する例では、溶接部の裏面において優れた耐食性を実現できているのに対し、本発明の比較例に該当する例では、溶接部の裏面における耐食性について、十分な性能を発現できていないことがわかる。
　例えば、第１めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２４は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第１めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２４は、Ａｌが過剰に存在したことに起因してＺｎ－Ｍｇ相が不足し、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　第１めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２６は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第１めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２７は、Ｍｇが過剰に存在したことで、溶接時のＺｎの燃焼抑制効果を得ることができず、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　第１めっき層中のＳｉ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２８は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼しただけでなく、過剰なＳｉがＳｉ含有化合物を形成したことで、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第１めっき層中のＣａ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２９は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼しただけでなく、過剰なＣａがＣａ含有化合物を形成したことで、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第１めっき層中のＴｉ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．３０は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　第１冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３１は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第１冷却工程の露点が本発明の範囲外であったＮｏ．３２は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　第２冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３３は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。第２冷却工程の露点が本発明の範囲外であったＮｏ．３４は、溶接の際にめっき層中のＺｎが過度に燃焼した結果、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　基材鋼板へのひずみ付与を実施しなかったＮｏ．３５は、めっき層における合金化挙動を制御することができなかったことに起因してＺｎ－Ｍｇ相が不足し、溶接部の裏面において、ΣＬｉに関する比率の値やＺｎＯ層の厚みが本発明の範囲内とならず、十分な耐食性を実現することができなかった。
　以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例又は修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
　今回開示された実施形態は、全ての点で例示であって制限的なものではない。上記の実施形態は、添付の特許請求の範囲、後述するような本発明の技術的範囲に属する構成及びその主旨を逸脱することなく、様々な形態で省略、置換、変更されてもよい。例えば、上記実施形態の構成要件は、その効果を損なわない範囲内で、任意に組み合わせることが可能である。また、当該任意の組み合せからは、組み合わせにかかるそれぞれの構成要件についての作用及び効果が当然に得られるとともに、本明細書の記載から当業者には明らかな他の作用及び他の効果が得られる。
　また、本明細書に記載された効果は、あくまで説明的又は例示的なものであって、限定的ではない。つまり、本発明に係る技術は、上記の効果とともに、又は、上記の効果に代えて、本明細書の記載から当業者には明らかな他の効果を奏しうる。
　なお、以下のような構成も、本発明の技術的範囲に属する。
（１）
　平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、
　前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、をそれぞれ有し、
　前記第２鋼板は、前記非熱影響部において、地鉄と、前記地鉄上の第１めっき層と、を有しており、
　前記第１めっき層は、質量％で、
　Ａｌ：１０．００～７０．００％
　Ｍｇ：３．００～２０．００％
　Ｆｅ：０．０１～１５．００％
を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、
　前記第２鋼板の前記非熱影響部における表面に対する法線方向をＺ軸方向、前記延伸方向をＹ軸方向、前記Ｚ軸方向及び前記Ｙ軸方向に直交する方向をＸ軸方向と定義し、
　前記第１鋼板及び前記第２鋼板を、前記Ｚ軸方向に沿って切断した断面において、
　前記Ｚ軸方向における正方向側の表面を第１面、前記Ｚ軸方向における負方向側の表面を第２面とし、前記第１面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離と、第２面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離のうち、前記止端間距離がより小さい側の面、又は、前記第１面の側もしくは前記第２面の側の何れか一方において前記止端が存在しない場合には、前記止端が存在しない側の面を、前記溶接継手の裏面としたときに、
　前記断面の前記裏面において、前記Ｘ軸方向について、前記熱影響部の端部のうち、第１めっき層の一の端部に最も近い端部と最も遠い端部を結ぶ線分の中央を、前記裏面における前記熱影響部の中心と定義し、
　前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲における前記溶接ビード部上又は前記熱影響部上に、Ｚｎ－Ｍｇ組織を含有する第２めっき層が存在しており、かつ、
　前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記範囲を電子顕微鏡観察する際の前記Ｘ軸方向の視野の長さを１００μｍとし、当該視野内において、円相当直径が０．５μｍ以上である前記Ｚｎ－Ｍｇ組織を、前記Ｘ軸方向に平行な面に垂直に投影した長さの総和をΣＬｉと表記したときに、前記視野の長さ１００μｍに対する前記ΣＬｉの比率は、０．０５以上であり、
　更に、前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲内に存在するＺｎＯ層の平均厚みが、１．０μｍ以下である、溶接継手。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）
　前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（３）
　前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（４）
　前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（５）
　前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（６）
　前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（７）
　前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（８）
　前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（９）
　前記比率は、０．１５以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１０）
　前記ＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下である、（１）～（９）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１１）
　前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１）～（１０）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１２）
　前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１）～（１１）の何れか１つに記載の溶接継手。
　　　１、１Ａ、１Ｂ、１Ｃ　　溶接継手
　　１０　　第１鋼板
　　１１　　第１鋼板の端部
　　２０　　第２鋼板
　　３０　　溶接ビード部
　　４０　　熱影響部
　１０１　　地鉄
　１０３　　第１めっき層
　１０５　　第２めっき層
　１０７　　Ｚｎ－Ｍｇ組織
　　　Ｔ　　止端
 

Claims (16)

  1. 　平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、
    　前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、をそれぞれ有し、
    　前記第２鋼板は、前記非熱影響部において、地鉄と、前記地鉄上の第１めっき層と、を有しており、
    　前記第１めっき層は、質量％で、
    　Ａｌ：１０．００～７０．００％
    　Ｍｇ：３．００～２０．００％
    　Ｆｅ：０．０１～１５．００％
    を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、
    　前記第２鋼板の前記非熱影響部における表面に対する法線方向をＺ軸方向、前記延伸方向をＹ軸方向、前記Ｚ軸方向及び前記Ｙ軸方向に直交する方向をＸ軸方向と定義し、
    　前記第１鋼板及び前記第２鋼板を、前記Ｚ軸方向に沿って切断した断面において、
    　前記Ｚ軸方向における正方向側の表面を第１面、前記Ｚ軸方向における負方向側の表面を第２面とし、前記第１面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離と、第２面の側での前記溶接ビード部の前記Ｘ軸方向の止端間距離のうち、前記止端間距離がより小さい側の面、又は、前記第１面の側もしくは前記第２面の側の何れか一方において前記止端が存在しない場合には、前記止端が存在しない側の面を、前記溶接継手の裏面としたときに、
    　前記断面の前記裏面において、前記Ｘ軸方向について、前記熱影響部の端部のうち、第１めっき層の一の端部に最も近い端部と最も遠い端部を結ぶ線分の中央を、前記裏面における前記熱影響部の中心と定義し、
    　前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ１ｍｍまでの範囲における前記溶接ビード部上又は前記熱影響部上に、Ｚｎ－Ｍｇ組織を含有する第２めっき層が存在しており、かつ、
    　前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記範囲を電子顕微鏡観察する際の前記Ｘ軸方向の視野の長さを１００μｍとし、当該視野内において、円相当直径が０．５μｍ以上である前記Ｚｎ－Ｍｇ組織を、前記Ｘ軸方向に平行な面に垂直に投影した長さの総和をΣＬｉと表記したときに、前記視野の長さ１００μｍに対する前記ΣＬｉの比率は、０．０５以上であり、
    　更に、前記断面の前記裏面において、前記中心を起点とする前記Ｘ軸方向の両側にそれぞれ５ｍｍまでの範囲内に存在するＺｎＯ層の平均厚みが、１．０μｍ以下である、溶接継手。
    ［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
    ［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
  2. 　前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  3. 　前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  4. 　前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  5. 　前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  6. 　前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  7. 　前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  8. 　前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  9. 　前記比率は、０．１５以上である、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  10. 　前記ＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下である、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  11. 　前記ＺｎＯ層の平均厚みは、０．２μｍ以下である、請求項９に記載の溶接継手。
  12. 　前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  13. 　前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項９に記載の溶接継手。
  14. 　前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項１０に記載の溶接継手。
  15. 　前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項１１に記載の溶接継手。
  16. 　前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の溶接継手。
     
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