JP5980128B2 - アーク溶接構造部材の製造法 - Google Patents

Description

本発明は、接合する一方または双方の部材に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いて構成した耐溶融金属脆化割れ性に優れるアーク溶接構造部材の製造法に関する。

溶融亜鉛系めっき鋼板は耐食性が良好であるため建築部材や自動車部材をはじめとする広範な用途に使用されている。なかでも溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は長期間にわたり優れた耐食性を維持することから、従来の溶融亜鉛めっき鋼板に代わる材料として需要が増加している。

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のめっき層は特許文献１、２に記載されるように、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎ₂Ｍｇ三元共晶のマトリクス中に初晶Ａｌ相または初晶Ａｌ相とＺｎ単相が分散した金属組織を有しており、ＡｌおよびＭｇにより耐食性が向上している。そのめっき層の表面には、特にＭｇを含む緻密で安定な腐食生成物が均一に生成するため、溶融亜鉛めっき鋼板に比べてめっき層の耐食性が格段に向上している。

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いて建築部材、自動車部材等を組み立てる場合、ガスシールドアーク溶接法が適用されることが多い。溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板にアーク溶接を施すと溶融亜鉛めっき鋼板と比べ溶融金属脆化割れが生じやすいという問題がある。これはＭｇの含有によってめっき層の液相線温度が低下していることが原因であるとされている（特許文献３、４）。

めっき鋼板にアーク溶接を施すと、めっき層の金属はアークが通過した周囲の母材（めっき原板）表面上で溶融する。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、当該めっき層の合金はＺｎの融点（約４２０℃）に比較して液相線温度が低く、比較的長時間にわたって溶融状態を維持する。Ｚｎ−６質量％Ａｌ−３質量％Ｍｇ合金の例では凝固終了温度が約３３５℃である。母材表面上で溶融したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層由来の溶融金属は、Ａｌ成分が下地のＦｅと早期に反応してＦｅ−Ａｌ合金層となって消費されるに伴いＡｌ濃度を減じていき、最終的にＺｎ−Ｍｇ二元系に近い組成となるが、Ｚｎ−３質量％Ｍｇ合金でも凝固終了温度は３６０℃とＺｎの融点４２０℃より低い。したがって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合、亜鉛めっき鋼板と比べ、アーク溶接時に溶融しためっき層の金属が液相状態を維持したまま母材表面上に滞留する時間が長くなる。

アーク溶接直後の冷却時に引張応力状態となっている母材の表面が、溶融しためっき金属に長時間曝されると、その溶融金属は母材の結晶粒界に侵入し溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。溶融金属脆化割れが発生すると、それが腐食の基点となり耐食性が低下する。また強度や疲労特性が低下して問題となることもある。

アーク溶接時の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の溶融金属脆化割れを抑制する方法としては、例えばアーク溶接前にめっき層を切削除去する手法が提案されている。また、特許文献４にはＢ添加によりフェライト結晶粒界を強化した鋼板をめっき原板に適用することで耐溶融金属脆化割れ性を付与する手法が開示されている。特許文献５には溶接ワイヤの外皮中にＴｉＯ₂およびＦｅＯを添加したフラックスを充填してアーク溶接時にＺｎ、Ａｌ、Ｍｇを酸化させることで溶融金属脆化割れを抑制する手法が開示されている。

特許第３１４９１２９号公報 特許第３１７９４０１号公報 特許第４４７５７８７号公報 特許第３７１５２２０号公報 特開２００５−２３０９１２号公報

上述のめっき層を切削除去する手法や特殊な溶接ワイヤーを使用する手法は多大なコスト増を伴う。めっき原板にＢ添加鋼を用いる手法は鋼種選択の自由度を狭める。また、これらの手法を採用しても部品形状や溶接条件によっては溶融金属脆化割れを十分に防止できない場合があり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造物の抜本的な溶融金属脆化割れ防止対策とはなっていない。

一方、近年自動車の軽量化のために引張強さ５９０ＭＰａ以上の高張力鋼板がめっき原板に用いられるようになってきた。このような高張力鋼板を用いた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板では溶接熱影響部の引張応力が増大するので溶融金属脆化割れが起こりやすくなり、適用可能な部品形状や用途が限定される。

本発明はこのような現状に鑑み、めっき原板の鋼種による制約や、大幅なコスト増を伴うことなく、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造部材において優れた耐溶融金属脆化割れ性を有するものを提供することを目的とする。

発明者らの検討によれば、ガスシールドアーク溶接時に溶接ビード近傍ではめっき層が蒸発により一旦消失するが、アークが通り過ぎた後、ビードから少し離れた位置で溶融状態となっているめっき層金属が直ちに上記の消失した箇所に濡れ拡がるという現象が起きることが確かめられている。この溶融状態のめっき層金属がビード止端部付近まで濡れ拡がるまでの時期に、当該溶融状態のめっき層金属を凝固させてしまうことができれば、ビード止端部に近い位置で母材中へのめっき層成分の侵入が回避され、溶融金属脆化割れは効果的に防止できると考えられる。発明者らの詳細な研究の結果、２重管構造のシールドガス吐出ノズルを持つ溶接トーチを用いて、インナーシールドガスとアウターシールドガスの流量バランスをコントロールすることによって、上記目的が達成できることが明らかとなった。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。

すなわち本発明では、ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、電極周囲に内管と外管からなる２重管を備える溶接トーチを用い、前記内管から体積％でＣＯ₂：１０〜１００％、Ｏ₂：０〜５％、Ａｒ：０〜９０％である組成のインナーシールドガスを吐出させるとともに、前記外管から体積％でＡｒ：０〜１００％、Ｈｅ：０〜１００％、ＣＯ₂：０〜１００％、Ｎ₂：０〜８０％、Ｈ₂：０〜２５％、Ｏ₂：０〜２２％である組成のアウターシールドガスを吐出させ、アウターシールドガスの吐出流量Ｑoutとインナーシールドガスの吐出流量Ｑin（Ｌ／ｍｉｎ）を下記（１）〜（３）式に規定される範囲とするアーク溶接構造部材の製造法が提供される。
２≦Ｑin≦５０ …（１）
１０≦Ｑout≦５０ …（２）
Ｑin／Ｑout≧０.２ …（３）

ここで、「溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材」は、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板からなる部材、またはそれを素材として成形加工した部材である。
前記内管の外壁と前記外管の内壁の間に形成されるアウターシールドガス流路の出口端部において、当該内管の外径をＤ₁、当該外管の内径をＤ₂とするとき、下記（４）式を満たす溶接トーチを適用することがより効果的である。
０.３≦（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂≦０.５ …（４）

前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、例えば質量％で、Ａｌ：１.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｆｅ：０〜２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき層を有するものが好適な対象となる。その片面当たりのめっき付着量は例えば２０〜２５０ｇ／ｍ²である。

本発明によれば、本来的に溶融金属脆化割れが生じやすい溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造物において、優れた耐溶融金属脆化割れ性を呈するものを安定して実現することが可能となった。めっき原板の鋼種にも特に制約はなく、溶融金属脆化割れ対策として特殊な元素を添加した鋼種を採用する必要はない。高張力鋼板を適用しても優れた耐溶融金属脆化割れ性が得られる。また、部品形状に対する自由度も大きい。したがって本発明は、今後ニーズの増大が予想される高張力鋼板を用いた自動車用アーク溶接構造部材をはじめ、種々の広範な用途において、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の普及に寄与するものである。

重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的示した図。 溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示した図。 図２の状態から冷却された従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。 本発明の実施に適用する溶接トーチの断面構造を模式的に示した図。 図２の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。 耐溶融金属脆化割れ性を調べるための溶接実験方法を示した図。

図１に、重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的に例示する。自動車シャシなどにはアーク溶接によるこの種の溶接継手が多用されている。鋼板部材である母材１、母材１’が重ねられて配置され、母材１の表面と母材１’の端面に溶接ビード２が形成され、両部材が接合されている。図中の破線は溶接前の母材１の表面位置および母材１’の端面位置を表している。母材表面と溶接ビードの交点を「ビード止端部」と呼ぶ。図中には母材１についてのビード止端部を符号３で示してある。

図２〜図４は、図１に示したビード止端部３の近傍に相当する部位の断面構造を拡大して模式的に示したものである。
図２に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のガスシールドアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示す。母材１の表面は、溶接前の段階でＦｅ−Ａｌ系合金層６を介して均一なめっき層７に覆われていたが、アークの通過によってビード止端部３の近くではめっき層の金属が蒸発して消失している（めっき層蒸発領域９）。それよりビード止端部３からの距離が大きい部分では、元のめっき層７が溶融してＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８となるが、蒸発による消失には至っていない。ビード止端部３からの距離がさらに大きくなると、元のめっき層７が溶融せずに存在している。なお、図２中、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８およびめっき層７の厚さは誇張して描いてある。

図３に、図２の状態から冷却されて得られた従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。この場合、溶接時にめっき層が一旦消失して形成した「めっき層蒸発領域」（図２の符号９）にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）が濡れ拡がり、母材１の表面はビード止端部３までの全体がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５に覆われる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）が凝固して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分を溶融凝固領域１０と呼び、元のめっき層７が残存して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分をめっき層未溶融領域１１と呼ぶ。従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材では通常この図のように、ビード止端部３直近は溶融凝固領域１０となる。この場合、前述のようにＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８は液相線温度が低いために、冷却後に溶融凝固領域１０となる母材１の表面部分は溶接後の冷却過程でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属と接触する時間が比較的長くなる。母材１のビード止端部に近い部分には溶接後の冷却で引張応力が生じているので、その結晶粒界中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の成分が侵入しやすい。粒界に侵入した当該成分が溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。

図４に、本発明の実施に適用する溶接トーチの断面構造を模式的に示す。溶接ワイヤー３１とコンタクトチップ３２の周囲に、溶接ワイヤー３１を中心軸として円筒状の内管３３と外管３４からなる２重管を備え、内管３３および外管３４の先端からそれぞれ異なる供給経路より導かれたシールドガスＡおよびＢが吐出するようになっている。内管３３の外壁３６と外管３４の内壁３７の間にはシールドガスＢが均等に分散して吐出するように必要に応じてメッシュ３５が設置される。溶接ワイヤ３１は消耗電極であるが、用途に応じて非消耗電極を適用することもできる。内管３３から吐出するシールドガスＡを「インナーシールドガス」、外管３４から吐出するシールドガスＢを「アウターシールドガス」と呼ぶ。インナーシールドガスは従来一般的なガスシールドアーク溶接に適用するシールドガスと同様に、主として溶接される材料の表面酸化を防ぐ役割を担う。一方、アウターシールドガスは、本発明においては、溶接された材料のビード周辺の表面を速やかに冷却する目的で使用する。これにより、ビード周辺の表面に溶融した状態で存在するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）の凝固を促進してビード止端部への濡れ拡がりを抑止する。

シールドガスによる冷却能力を増大させる手法としては、通常のガスシールドアーク溶接法においてシールドガスの流量を増大させる方法や、溶接ビード周辺のより広い領域にシールドガスが当たるように溶接トーチのノズル形状を工夫する方法が想定することができる。しかし、発明者らの検討によれば、一般的な溶接トーチを用いてシールドガス流量を増大させていくとアークが不安定となり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）の濡れ拡がりを十分に阻止するに足る冷却力を確保することは困難であることがわかった。また、溶接トーチのシールドガス吐出口の径を従来より太くしてシールドガスが材料表面の広範囲に当たるようにした場合にも、アークが不安定になりやすく、良好な結果を得ることは困難であった。

そこで発明者らは詳細な研究の結果、図４に例示されるような２重管タイプの溶接トーチを用いて、インナーシールドガスとアウターシールドガスの流量を独立にコントロールする手法を採用した。後述する流量条件を適用することにより、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）の濡れ拡がりが効果的に抑制され、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いた溶接施工では克服が難しいとされている溶融金属脆化割れの問題が回避される。

本発明ではアウターシールドガスの冷却能力を利用して溶融状態となっているめっき層金属の凝固を促進するので、アウターシールドガスはビード周辺のできるだけ広い範囲に吹き付けることが効果的である。ただし、アークの安定性の観点から、インナーシールドガスについては、その流束が過度に拡がらないようにすることが重要である。そこで検討の結果、インナーシールドガスとアウターシールドガスによって形成されるトータルのシールドガス吐出流束に占める、アウターシールドガスに起因する部分の割合を増大させることが、安定なアークを維持しながら冷却能力を高める上で有効である。具体的には図４に示すように、内管３３の外壁３６と外管３４の内壁３７の間に形成されるアウターシールドガス流路の出口端部において、当該内管の外径をＤ₁、当該外管の内径をＤ₂とするとき、下記（４）式を満たすものを適用することがより効果的である。
０.３≦（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂≦０.５ …（４）

内管３３の内径は１１〜１８ｍｍの範囲とすることがより好ましい。また、内管３３の外径Ｄ₁は１５〜２２ｍｍの範囲、外管３４の内径Ｄ₂は２２〜４４ｍｍの範囲とすることがより好ましい。

図５に、図２の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。上述のような構造の溶接トーチを用いて吐出したアウターシールドガスの一部はビード周辺の領域に吹き付けられる。このとき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）の表面は、インナーシールドガスに起因する横向き（ビードから遠ざかる方向）のガス流に加え、アウターシールドガスが吹き付けられることによって生じるガス流にも曝され、当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属は単位時間当たりにより多くのガスと接触することとなる。その結果、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属からの抜熱が促進されて凝固時期が早まり、止端部３の近傍にめっき層蒸発領域９をある程度残した状態で冷却を完了させることができる。

本明細書では冷却後に残っためっき層蒸発領域９のビード止端部３からの長さを「めっき層蒸発領域長さ」と呼び、図５中に符号Ｌで表示した。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材で問題となる溶融金属脆化割れは、そのほとんどがビード止端部３のごく近傍、具体的にはビード止端部から０.３ｍｍ未満の範囲で発生することが確認されている。上記（４）式を満たすような溶接トーチを使用した場合には、めっき層蒸発領域長さを０.３ｍｍ以上確保することが一層容易となり、優れた耐溶融金属脆化割れ性を付与する上で極めて効果的である。なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）の高さ位置がビード止端部３より上方となるような溶接姿勢においても、アウターシールドガスによる上記の冷却効果によって当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりは顕著に抑制される。

上記のめっき層蒸発領域長さＬがあまり長くなると、めっき層が存在しないことによる耐食性低下が問題となるが、発明者らの検討によると、めっき層蒸発領域長さが２.０ｍｍ以下であれば周囲のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層による犠牲防食作用が十分に得られ、この部分での耐食性低下は問題とならないレベルとなることがわかった。インナーシールドガスとアウターシールドガスの流量を後述の規定に従って設定することにより、めっき層蒸発領域長さを０.３〜２.０ｍｍの範囲にコントロールすることができる。

〔シールドガス〕
インナーシールドガスには、アーク溶接で通常使用されている種々のガスが適用可能である。具体的には、Ａｒガス、ＣＯ₂ガス、Ａｒ−ＣＯ₂混合ガス、Ａｒ−ＣＯ₂−Ｏ₂混合ガス等を使用すればよい。各ガス成分の濃度範囲は、体積％でＣＯ₂：１０〜１００％、Ｏ₂：０〜５％、Ａｒ：０〜９０％とすることができる。これ以外にも、公知のシールドガスに使用されている成分の混在が許容されるが、残部を不可避的不純物のみとするように管理してもよい。

アウターシールドガスには、Ｈｅガス、Ｈ₂ガス、Ａｒガス、ＣＯ₂ガス、Ｏ₂ガス、Ｎ₂ガスの１種または１種以上を成分とするガスを使用する。空気はＮ₂、Ｏ₂と少量のＡｒの混合ガスとみなすことができ、使用可能である。Ｈｅガス、Ｈ₂ガスは熱伝導率が大きいため、これらのガスを使用すると特に優れた抜熱効果が得られる。インナーシールドガスと共通のガス組成とすることもできる。各ガス成分の濃度範囲は、体積％でＡｒ：０〜１００％、Ｈｅ：０〜１００％、ＣＯ₂：０〜１００％、Ｎ₂：０〜８０％、Ｈ₂：０〜２５％、Ｏ₂：０〜２２％とすることができる。これ以外にも、公知のシールドガスに使用されている成分の混在が許容されるが、残部を不可避的不純物のみとするように管理してもよい。

〔ガスシールドアーク溶接条件〕
本発明に従うアーク溶接においては、アウターシールドガスの吐出流量Ｑoutとインナーシールドガスの吐出流量Ｑin（Ｌ／ｍｉｎ）を下記（１）〜（３）式に規定される範囲とする。
２≦Ｑin≦５０ …（１）
１０≦Ｑout≦５０ …（２）
Ｑin／Ｑout≧０.２ …（３）

インナーシールドガスの流量が小さすぎるとアークが不安定になる。インナーシールドガスの流量が大きすぎると溶接ビード部の冷却効果が大きくなり、めっき金属に由来するＺｎが蒸気として抜けるまでに溶接金属が凝固することによりブローホールの発生が多くなる。アウターシールドガスの流量が小さすぎると溶接ビード周辺の冷却能力が不十分となり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図２の符号８）の濡れ拡がりを防止することが難しくなる。その場合、優れた耐溶融金属脆化割れ性を安定して付与することは困難である。アウターシールドガスの流量が大きすぎると冷却効果が飽和し、コスト増となる。

インナーシールドガスとアウターシールドガスの流量比Ｑin／Ｑoutが小さすぎると、アウターシールドガスの吐出流によってインナーシールドガスの流れが乱されてアークが不安定になる。アークが不安定になると溶接ビードが途切れて連続した健全なビードが形成されない場合もある。なお、Ｑin／Ｑoutの上限については、上記（１）式、（２）式の制限を受けるため特に規定する必要はない。ただし、アークの安定化を特に重視する場合は上記（３）式に代わり、下記（３）’式を適用することがより効果的である。
２.０≧Ｑin／Ｑout≧０.２ …（３）’

溶接入熱は板厚等に応じて最適な値に設定すればよい。溶接入熱が過小であると溶け込みが不十分となって溶接ビードが不連続となる場合がある。逆に溶接入熱が過大であるとスパッタが発生しやすくなる。通常２０００〜１２０００Ｊ／ｃｍの範囲で溶接入熱の適正値を見出すことができる。
溶接速度は、上記溶接入熱が得られるように設定する。例えば０.２〜２.５ｍ／ｍｉｎの範囲で設定することができる。

〔溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材〕
本発明では、アーク溶接で接合する双方の部材のうち、少なくとも一方に溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用する。
その溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材のめっき原板としては、用途に応じて種々の鋼種が採用できる。高張力鋼板を使用することもできる。板厚は例えば１.０〜６.０ｍｍの範囲で設定すればよい。

具体的な溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層の組成としては、質量％で、Ａｌ：１.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｆｅ：０〜２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるものを挙げることができる。めっき層組成は溶融めっき浴組成をほぼ反映したものとなる。溶融めっきの方法は特に限定されないが、一般的にはインライン焼鈍型の溶融めっき設備を使用することがコスト的に有利となる。以下、めっき層の成分元素について説明する。めっき層成分元素の「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

Ａｌは、めっき鋼板の耐食性向上に有効であり、また、めっき浴においてＭｇ酸化物系ドロスの発生を抑制する。これらの作用を十分に発揮させるためには１.０％以上のＡｌ含有量を確保する必要があり、４.０％以上のＡｌ含有量を確保することがより好ましい。一方、Ａｌ含有量が多くなるとめっき層の下地に脆いＦｅ−Ａｌ合金層が成長しやすくなり、Ｆｅ−Ａｌ合金層の過剰な成長はめっき密着性の低下を招く要因となる。種々検討の結果、Ａｌ含有量は２２.０％以下とすることがより好ましく、１５.０％以下、あるいはさらに１０.０％以下に管理しても構わない。

Ｍｇは、めっき層表面に均一な腐食生成物を生成させてめっき鋼板の耐食性を著しく高める作用を呈する。Ｍｇ含有量は０.０５％以上とすることがより効果的であり、１.０％以上とすることがさらに好ましい。一方、めっき浴中のＭｇ含有量が多くなるとＭｇ酸化物系ドロスが発生し易くなり、めっき層の品質低下を招く要因となる。Ｍｇ含有量は１０.０％以下の範囲とすることが望ましい。

溶融めっき浴中にＴｉ、Ｂを含有させると、溶融めっき時における製造条件の自由度が拡大する等のメリットがある。このため、必要に応じてＴｉ、Ｂの１種または２種を添加することができる。その添加量はＴｉの場合０.０００５％以上、Ｂの場合０.０００１％以上とすることがより効果的である。ただし、めっき層中のＴｉやＢの含有量が過剰になると析出物の生成に起因しためっき層表面の外観不良を引き起こす要因となる。これらの元素を添加する場合は、Ｔｉ：０.１０％以下、Ｂ：０.０５％以下の範囲とすることが望ましい。

溶融めっき浴中にＳｉを含有させると、めっき原板表面とめっき層の界面に生成するＦｅ−Ａｌ合金層の過剰な成長が抑制され、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の加工性を向上させる上で有利となる。したがって、必要に応じてＳｉを含有させることができる。その場合、Ｓｉ含有量を０.００５％以上とすることがより効果的である。ただし、過剰のＳｉ含有は溶融めっき浴中のドロス量を増大させる要因となるので、Ｓｉ含有量は２.０％以下とすることが望ましい。

溶融めっき浴中には、鋼板を浸漬・通過させる関係上、Ｆｅが混入しやすい。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層中のＦｅ含有量は２.５％以下とすることが好ましい。

溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材のめっき付着量が少ないと、めっき面の耐食性および犠牲防食作用を長期にわたって維持するうえで不利となる。種々検討の結果、本発明に従ってビード止端部近傍に生じた「めっき層蒸発領域」を残存させる場合、片面当たりのＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき付着量は２０ｇ／ｍ²以上とすることがより効果的である。一方、めっき付着量が多くなると溶接時にブローホールが発生しやすくなる。ブローホールが発生すると溶接強度が低下する。このため片面当たりのめっき付着量は２５０ｇ／ｍ²以下とすることが望ましい。

〔溶接相手部材〕
上記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とアーク溶接により接合する相手部材は、上記と同様の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材であっても構わないし、それ以外の鋼材であっても構わない。

表１に示す組成を有する板厚３.２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの冷延鋼帯をめっき原板とし、これを溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。表２、表３に、めっき組成および片面当たりのめっき付着量を示す。

各溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いて、後述の試験方法によりガスシールドアーク溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性を評価した。
溶接トーチとしては、図４に示す２重管構造のものを使用し、インナーシールドガスとアウターシールドガスをそれぞれ独立した管路から供給した。
大部分の例において、内管３３の内径：１６ｍｍ、外径（Ｄ₁に相当）：２０ｍｍ、外管３４の内径（Ｄ₂に相当）：２９ｍｍのものを使用した。この場合、（４）式中の（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂の値は約０.３１となる。
一部の例では、内管３３の内径：１６ｍｍ、外径（Ｄ₁に相当）：２０ｍｍ、外管３４の内径（Ｄ₂に相当）：３５ｍｍのものを使用した。この場合、（４）式中の（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂の値は約０.４３となる。
さらに一部の例では、内管３３の内径：１６ｍｍ、外径（Ｄ₁に相当）：２０ｍｍ、外管３４の内径（Ｄ₂に相当）：２５ｍｍのものを使用した。この場合、（４）式中の（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂の値は０.２０となる。
また、一部の比較例では従来一般に使用されている溶接トーチを用いて、アウターシールドガスを使用しない溶接を行った。
溶接条件は以下の通りである。
〔溶接条件〕
・溶接ワイヤー： ＹＧＷ１２、直径１.２ｍｍ
・シールドガス組成、流量： 表４、表５に記載
・溶接電流： １１０〜２００Ａ
・アーク電圧： １２〜２０Ｖ
・溶接速度： ０.２〜２.５ｍ／ｍｉｎ（表４、表５に記載）
・入熱： ２０００〜６０００Ｊ／ｃｍ

〔耐溶融金属脆化割れ性の試験方法〕
図６に示すように、１００ｍｍ×７５ｍｍの試験片１４（溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材）の中央部に直径２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの棒鋼のボス（突起）１５を垂直に立て、上記の溶接条件でガスシールドアーク溶接を行って試験片１４とボス１５を接合した。具体的には溶接開始点Ｓから時計回りにボス１５の周囲を１周して、溶接開始点Ｓを過ぎた後もさらにビードを重ねて溶接を進め、溶接ビード１６の重なり部分１７が生成した後の溶接終了点Ｅまで溶接を行った。溶接中、試験片１４は平盤上に拘束された状態とした。この試験は実験的に溶接割れが生じやすい状況としたものである。

溶接後、ボス１５の中心軸を通り、且つビード重なり部分１７を通る切断面２０について、ビード重なり部分１７近傍の試験片１４部分を走査型電子顕微鏡で観察することにより、試験片１４に観測される最も深い割れの深さ（最大割れ深さ）を測定した。この割れは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。この試験において最大割れ深さが０.５ｍｍ未満であるものは、従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いた溶接構造部材に対して、耐溶融金属脆化割れ性が顕著に改善されていると評価することができる。

また、上記溶接により形成されたビードを目視観察し、ビードが連続して形成された場合を○（ビード形状；良好）、ビードが途切れて不連続になった箇所が存在する場合を×（ビード形状；不良）と評価した。
ビード形状観察後、ビード部のＸ線透過写真を撮影し、一般財団法人日本建築センターが定めるブローホール占有率Ｂｓを測定した。Ｂｓは、溶接ビード全長に占める個々のブローホール長さの総和の割合である。ここではビード中心部の円周方向長さ（１周分）を溶接ビードの全長とした。一般財団法人日本建築センターの評価基準に従い、Ｂｓが３０％以下であるものを○（耐ブローホール性；良好）、それ以外を×（耐ブローホール性；不良）と評価した。
結果を表４、表５に示す。

表４に示される本発明例のものは、いずれも優れた耐溶融金属脆化割れ性を示し、ビード形状および耐ブローホール性にも問題がなかった。特に（４）式の規定を満たす溶接トーチを使用したものでは、溶接時に溶融しためっき層金属がビード止端部まで濡れ拡がる前に凝固しており、その結果、溶融金属脆化割れの発生は認められなかった（最大割れ深さ＝０ｍｍ）。（４）式の規定を満たさない溶接トーチを使用したＮｏ.２９でも、本発明に従ってインナーシールドガスとアウターシールドガスの流量を調整したことによりビード止端部まで濡れ拡る溶融めっき金属の量は非常に少なく、上述の厳しい条件下での溶接試験においても割れの発生は極めて微小であった。

表５に示される比較例のうち、インナーシールドガスの流量が本発明の規定に満たないＮｏ.４２、およびインナーシールドガスとアウターシールドガスの流量比Ｑin／Ｑoutが本発明の規定に満たないＮｏ.４３、４５、４６、４９ではアークが不安定となって健全なビードが形成できなかった。シールドガス吐出部が単筒構造である従来一般的な溶接トーチを用いたＮｏ.４１、およびアウターシールドガスの流量が本発明の規定に満たないＮｏ.４４、４７、４８、５０、５１ではビード周辺の冷却が不十分であるため溶接時に溶融しためっき層金属がビード止端部まで濡れ拡がり、大きな溶融金属脆化割れが生じた。インナーシールドガスの流量が本発明の規定を超えるＮｏ.５２、５３では溶融した溶接金属中に含まれるめっき層由来のＺｎが蒸気として抜けるまでに溶接金属が凝固したことにより、ビード部でのブローホールが増大した。

１、１’ 母材
２ 溶接ビード
３ ビード止端部
５ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層
６ Ｆｅ−Ａｌ系合金層
７ めっき層
８ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属
９ めっき層蒸発領域
１０ 溶融凝固領域
１１ めっき層未溶融領域
１４ 試験片
１５ ボス
１６ 溶接ビード
１７ ビード重なり部分
３１ 溶接ワイヤー
３２ コンタクトチップ
３３ 内管
３４ 外管
３５ メッシュ
３６ 内管の外壁
３７ 外管の内壁

Claims (4)

1. ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、電極周囲に内管と外管からなる２重管を備える溶接トーチを用い、前記内管から体積％でＣＯ₂：１０〜１００％、Ｏ₂：０〜５％、Ａｒ：０〜９０％である組成のインナーシールドガスを吐出させるとともに、前記外管から体積％でＡｒ：０〜１００％、Ｈｅ：０〜１００％、ＣＯ₂：０〜１００％、Ｎ₂：０〜８０％、Ｈ₂：０〜２５％、Ｏ₂：０〜２２％である組成のアウターシールドガスを吐出させ、アウターシールドガスの吐出流量Ｑoutとインナーシールドガスの吐出流量Ｑin（Ｌ／ｍｉｎ）を下記（１）〜（３）式に規定される範囲とするアーク溶接構造部材の製造法。
   ２≦Ｑin≦５０ …（１）
   １０≦Ｑout≦５０ …（２）
   Ｑin／Ｑout≧０.２ …（３）
2. 前記内管の外壁と前記外管の内壁の間に形成されるアウターシールドガス流路の出口端部において、当該内管の外径をＤ₁、当該外管の内径をＤ₂とするとき、前記溶接トーチは下記（４）式を満たすものである請求項１に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
   ０.３≦（Ｄ₂−Ｄ₁）／Ｄ₂≦０.５ …（４）
3. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、質量％で、Ａｌ：１.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｆｅ：０〜２.５％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき層を有するものである請求項１または２に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
4. 前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、片面当たりのめっき付着量が２０〜２５０ｇ／ｍ²である請求項１〜３のいずれかに記載のアーク溶接構造部材の製造法。

Images