JP7328607B1 - 溶接継手 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接ビード部における電着塗装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、第１鋼板及び第２鋼板と、アーク溶接又はレーザー溶接により形成される溶接ビード部と、を有しており、第１鋼板又は第２鋼板の少なくとも何れかは、非熱影響部において、所定の成分からなるめっき層と、めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、溶接ビード部は、溶接金属と、当該溶接金属の表面の一部に形成されたスラグ層と、を有しており、前記スラグ層は、酸素を除外した時の質量％で、Ａｌ：１．０～４５．０％、Ｍｇ：１．０～３０．０％、を含有し、残部が、Ｆｅ、酸化されやすい金属元素、及び不純物からなる。【選択図】図２

Description

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特有な問題として、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蒸発による耐食性の低下がある。

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、ＭｎＺｎ_２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ_２相及びＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつ、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ_２三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り、亜鉛めっき鋼板を素材とする溶接継手における溶接ビード部の電着塗装性に関して、更なる改善が期待できることを知見した。

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、溶接ビード部における電着塗装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、溶接ビード部の電着塗装性の低下は、溶接ビード部における溶接金属の表面に、導電性が無いＳｉ系スラグが形成され、そのＳｉ系スラグの形成領域では溶接金属の表面から地鉄までの通電が阻害されることが原因であることに想到した。そのため、溶接金属の表面においてＳｉ系スラグの形成を抑制することができれば、溶接金属の表面から地鉄までの通電パスを形成することができ、電着塗装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い、素材としてのめっき鋼板の改良と、適切な溶接条件を検討することで、溶接ビード部の溶接金属の表面において、塗料の電着を阻害するＳｉ系スラグの形成を抑制することが可能な技術を見出すことができた。
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）第１鋼板と第２鋼板とが、アーク溶接又はレーザー溶接により溶接された溶接継手であって、前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、前記アーク溶接又はレーザー溶接により形成される溶接ビード部と、を有しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板において、前記溶接による熱影響が無い部位を非熱影響部としたときに、前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかは、前記非熱影響部において、地鉄の表面の少なくとも一部に位置するめっき層と、当該めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、前記めっき層は、質量％で、Ａｌ：１．００～８０．００％、Ｍｇ：１．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％、Ｓｉ：０～１０．００％、Ｃａ：０～４．００％、を含有し、更に、選択的に、Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｉｎ：０～１．０００％、Ｂｉ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｖ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｓｒ：０～０．５００％、を合計で０～５．０００％含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなり、前記溶接ビード部は、溶接金属と、当該溶接金属の表面の一部に形成されたスラグ層と、を有しており、前記スラグ層は、酸素を除外した時の質量％で、Ａｌ：１．０～４５．０％、Ｍｇ：１．０～３０．０％、を含有し、残部が、Ｆｅ、酸化されやすい金属元素、及び不純物からなる、溶接継手。
（２）前記スラグ層は、質量％で、Ａｌ：１５．０～４５．０％、Ｍｇ：７．０～３０．０％を少なくとも含有する、請求項１に記載の溶接継手。
（３）前記酸化物層の最表面から深さ５ｎｍの位置を、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属されるピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、５．０以上である、（１）又は（２）に記載の溶接継手。
（４）前記強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、１０．０以上である、（３）に記載の溶接継手。
（５）前記非熱影響部における前記めっき層は、Ａｌ：１８．００～６０．００質量％、Ｍｇ：５．００～１５．００質量％、を少なくとも含有する、（１）～（４）の何れか１つに記載の溶接継手。
（６）前記非熱影響部における前記めっき層は、Ａｌ：３５．００～６０．００質量％、Ｍｇ：７．００～１５．００質量％、を少なくとも含有しており、かつ、前記めっき層中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在しており、前記Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相におけるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］、及び、Ａｌ含有量［Ａｌ］（各単位：原子％）は、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３の関係を満足する、（１）～（５）の何れか１つに記載の溶接継手。

以上説明したように本発明によれば、めっき鋼板を素材とする溶接継手において、溶接ビード部における電着塗装性をより向上させることが可能となる。

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。 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。 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。 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。 図１Ａに示した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ついて説明するための説明図である。 ＸＰＳ測定結果におけるピークの強度について説明するための説明図である。 電着塗装性の評価方法について説明するための説明図である。

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１Ａ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１Ａ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１Ａ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。また、図１Ａでは、２つの鋼板をアーク溶接により溶接した溶接継手を例に挙げて図示を行っている。２つの鋼板をレーザー溶接により溶接した溶接継手においても、溶接ビード部の詳細な形状等は異なるものの、図１Ａと同様の構成を有している。

図１Ａ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１Ａ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。

ここで、溶接継手１を構成する第１鋼板１０及び第２鋼板２０の少なくとも一方の素材として、各種のめっき鋼板を用いることが好ましく、溶接継手１を構成する第１鋼板１０及び第２鋼板２０の双方の素材として、以下で詳述するようなめっき層を有するめっき鋼板を用いることが、より好ましい。

また、溶接ビード部３０は、アーク溶接によって形成される部位であり、溶接金属３１と、溶接金属３１の表面の一部に形成されるスラグ層３２と、を有している。溶接の際、溶接金属３１と、第１鋼板１０及び第２鋼板２０との間で、構成元素の相互拡散が生じる。従って、図１Ａでは、溶接ビード部３０の溶接金属３１と、第１鋼板１０又は第２鋼板２０と、の接合界面は、図示の便宜上平面として（直線を用いて）示されているが、実際の接合界面は複雑な曲面となっている。また、図１Ａでは、図示の便宜上、スラグ層３２が均一な厚みで示されているが、実際のスラグ層３２の厚みは均一ではない場合もある。また、図１Ａでは、スラグ層３２が溶接金属３１の表面全体を覆うように示されているが、後述するように、スラグ層３２は溶接金属３１の表面の一部を覆うように形成される。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、かかる溶接金属３１を構成する成分は、用いられる溶接ワイヤの種別や、素材としての第１鋼板１０、第２鋼板２０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、かかる溶接金属３１は、素材としてのめっき鋼板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等を挙げることができる。

また、着目する溶接継手１における溶接金属３１に該当する部位を特定する場合には、例えば以下のようにして測定を実施すればよい。すなわち、溶接金属３１を有する試料を用意し、溶接方向（図１ＡにおけるＹ軸方向）と直交する面（図１ＡにおけるＸ－Ｚ平面）で当該試料を切断し、溶接ビード部３０の断面（図１ＡにおけるＸ－Ｚ断面）を観察できるよう当該試料を樹脂埋め込み研磨する。研磨した後、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて溶接金属３１の断面を観察し、ＳＥＭ－ＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：エネルギー分散型Ｘ線分析装置）を用いて各種元素（Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔｉ等）の元素分布像を得ることで、溶接金属３１上におけるスラグ層３２の特定が可能である。このように特定されたスラグ層３２の部位よりも鋼板側に位置する部位が、溶接金属３１となる。

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。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」とは、エリンガム図においてＦｅよりも酸化し易いとされている金属元素であり、かつ、めっき層に添加され得る金属元素である。かかる酸化されやすい金属元素の具体例として、Ｃａ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｒ、Ｙ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉが挙げられる。

ここで、ＪＩＳ Ｚ３００１（２０１８）において、母材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１Ａ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の表面と、が交わる点が、かかる「止端」に対応している。本実施形態に係る溶接継手１は、かかる止端Ｔの近傍部における溶接金属３１表面のスラグ層３２の成分に着目したものとなっている。

また、かかる「止端Ｔ」は、図１Ａのような重ね隅肉溶接継手においてのみ規定されるわけではなく、図１Ｂに示したような突き合わせ溶接継手や、図１Ｃ及び図１Ｄに示したようなＴ字溶接継手等においても、同様に規定される。

＜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、溶接ビード部３０の延伸方向に対して垂直な溶接継手１の断面を模式的に示す図である。

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、例えば図中の破線で囲ったような、止端Ｔの近傍から十分に離隔した領域Ｒ１が、かかる非熱影響部に対応する。このような非熱影響部の位置は、例えば、図２に示したような止端Ｔから、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、かつ止端Ｔから離隔する方向（図２におけるＸ軸方向）に、例えば３ｍｍ以上離隔した領域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又は第２鋼板２０の少なくとも何れか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の表面の少なくとも一部に位置するめっき層１０３と、かかるめっき層１０３上に位置する酸化物層１０５と、を有している。なお、本実施形態に係る溶接継手１において、上記のようなめっき層１０３及び酸化物層１０５は、地鉄１０１のうち一方の表面上に存在していてもよいが、地鉄１０１の両方の表面上に存在していることがより好ましい。
以下、これら地鉄１０１、めっき層１０３及び酸化物層１０５のそれぞれについて、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、素材であるめっき鋼板の母材に対応する地鉄１０１は、特に限定されるものではない。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等のような種々の鋼板を挙げることができる。

また、地鉄１０１の厚みは、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特性に応じて、適宜設定される。

≪めっき層１０３について≫
めっき層１０３は、図３に模式的に示したように、地鉄１０１の表面の少なくとも一部に設けられ、地鉄１０１の表面の全体にわたって設けられることが好ましい。かかるめっき層１０３は、溶接継手１の素材である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、かかるめっき層１０３の化学組成について、詳細に説明する。

◇めっき層１０３の化学組成について
本実施形態に係るめっき層１０３の化学組成は、質量％で、Ａｌ：１．００～８０．００％、Ｍｇ：１．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％、Ｓｉ：０～１０．００％、Ｃａ：０～４．００％、を含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物からなる。つまり、本実施形態に係るめっき層１０３の化学組成において、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃａの含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が１００質量％未満であり、残部は、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、である。

以下、これら成分とその含有量について、詳細に説明する。

［Ａｌ：１．００～８０．００質量％］
Ａｌは、本実施形態に係るめっき層１０３の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素である。Ａｌは、非熱影響部の耐食性を確保するうえで、所定以上の含有量で含有される。めっき層１０３におけるＡｌ含有量が１．００質量％未満である場合には、上記のような非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ａｌ含有量は、１．００質量％以上とする。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３５．００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、非熱影響部の耐食性を担保することが可能となる。

一方、めっき層１０３におけるＡｌ含有量が８０．００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相が過剰に増加して、地鉄の腐食が進行しやすくなるため、非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ａｌ含有量は、８０．００質量％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは６０．００質量％以下であり、より好ましくは５０．００質量％以下である。

［Ｍｇ：１．００～２０．００質量％］
Ｍｇは、本実施形態に係るめっき層１０３の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素である。Ｍｇは、非熱影響部の耐食性を確保するうえで、所定以上の含有量で含有される。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、１．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは５．００質量％以上であり、より好ましくは７．００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、非熱影響部の耐食性を担保することが可能となる。

一方、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、非熱影響部の耐食性を担保することができない。そのため、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、２０．００質量％以下とする。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、非熱影響部の耐食性を担保することが可能となる。

［Ｆｅ：０．０１～１５．００質量％］
めっき層１０３には、母材である地鉄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、溶融めっき法によりめっき層１０３が形成される場合に、地鉄１０１とめっき層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、めっき層１０３中には、所定量の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とめっき層１０３との密着性が向上する。地鉄１０１とめっき層１０３との密着性の向上という観点からは、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、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、めっき層１０３中のＦｅ含有量が１５．００質量％以上となる場合には、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めっき層に付着して外観品位を著しく低下させるため、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、めっき層１０３中のＦｅ含有量は、１５．００質量％以下となる。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。

［Ｓｉ：０～１０．００質量％］
Ｓｉは、めっき層と地鉄の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属間化合物の過剰な成長を抑制し、めっき層と地鉄の密着性を向上させることが可能な元素である。Ｆｅ－Ａｌ系金属間化合物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、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酸化膜の形成を阻害するため、溶接時のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。

一方、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Ｓｉ含有量が調整されることにより、めっき層１０３中のＳｉ含有量は、１０．００質量％以下となる。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％］
Ｃａは、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、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Ｚｎ蒸発に起因するブローホールの形成と、ＬＭＥとを、抑制することが可能となる。かかる溶接時のブローホール形成及び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。めっき層１０３中におけるＣａ含有量は、より好ましくは０．１０質量％以上である。

一方、めっき層１０３中のＣａ含有量が４．００質量％を超える場合には、非熱影響部の耐食性が低下する。かかる観点から、めっき層１０３中のＣａ含有量は、４．００質量％以下である。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。

めっき層１０３において、上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃａの残部は、５．００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の主相（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相）を構成するために必要な元素であり、非熱影響部の耐食性を向上させるために重要な元素である。かかる非熱影響部の耐食性の向上効果は、Ｚｎの含有量が５．００質量％以上となることで発現するため、Ｚｎの含有量は、５．００質量％以上とする。

また、本実施形態に係るめっき層１０３は、残部のＺｎの一部に換えて、更に選択的に、Ｓｂ：０～０．５００％、Ｐｂ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｓｎ：０～１．０００％、Ｉｎ：０～１．０００％、Ｂｉ：０～１．０００％、Ｔｉ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｎｂ：０～１．０００％、Ｚｒ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｍｎ：０～１．０００％、Ｖ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ａｇ：０～１．０００％、Ｌｉ：０～１．０００％、Ｌａ：０～０．５００％、Ｃｅ：０～０．５００％、Ｂ：０～０．５００％、Ｙ：０～０．５００％、Ｓｒ：０～０．５００％を、合計で０～５．０００％含有していてもよい。つまり、本実施形態に係るめっき層１０３は、任意添加元素として、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂ、Ｙ、Ｓｒの少なくとも何れかの元素を、上記の含有量の範囲内、かつ、合計含有量が５．０００質量％以下で含有してもよい。

上記の任意添加元素の合計含有量を５．０００質量％以下とすることで、以下で詳述するような各任意添加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。上記の任意添加元素の合計含有量は、好ましくは１．０００質量％以下であり、より好ましくは０．２００質量％以下である。
以下、各任意添加元素の含有量について、詳細に説明する。

［Ｓｂ：０～０．５００質量％］
［Ｐｂ：０～０．５００質量％］
［Ｓｒ：０～０．５００質量％］
Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｒの少なくとも何れかがめっき層１０３中に含有されると、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０．０５０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、０．０５０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０．５００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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、めっき層１０３中のＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒの含有量は、それぞれ独立に、０．５００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０．２００質量％以下である。

［Ｃｕ：０～１．０００質量％］
［Ｔｉ：０～１．０００質量％］
［Ｃｒ：０～１．０００質量％］
［Ｎｂ：０～１．０００質量％］
［Ｎｉ：０～１．０００質量％］
［Ｍｎ：０～１．０００質量％］
［Ｖ ：０～１．０００質量％］
Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの少なくとも何れかがめっき層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Ａｌ－Ｆｅ合金相に取り込まれ、形成される溶接ビード部３０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、めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの何れかの含有量が０．００５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、Ｖの少なくとも何れかをめっき層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、０．００５質量％以上とされることが好ましい。

一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量の何れかが１．０００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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やすくなる。そのため、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、めっき層１０３中のＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、１．０００質量％以下とされる。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２００質量％以下である。

［Ｓｎ：０～１．０００質量％］
［Ｉｎ：０～１．０００質量％］
［Ｂｉ：０～１．０００質量％］
Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉは、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇを含むめっき層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、地鉄が露出した部分にＭｇイオンが供給され、防食性が向上する。かかる観点から、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量は、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とされる。一方で、過剰なＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉ添加は、Ｍｇ溶出速度を過剰に促進し、非熱影響部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の含有量の何れかが１．０００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、１．０００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０．２００質量％以下である。

［Ｚｒ：０～１．０００質量％］
Ｚｒがめっき層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、Ｚｒの含有量が０．０１０質量％以上となった場合に発現させることができる。そのため、Ｚｒを含有させる場合には、その含有量は、０．０１０質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｚｒの含有量が１．０００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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の含有量は、１．０００質量％以下とする。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．０１０質量％以下である。

［Ｍｏ：０～１．０００質量％］
Ｍｏがめっき層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０．０１０質量％以上となった場合に発現させることができる。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１０質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｍｏの含有量が１．０００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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、Ｍｏの含有量は、１．０００質量％以下とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０１０質量％以下である。

［Ａｇ：０～１．０００質量％］
Ａｇがめっき層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、Ａｇの含有量が０．０１０質量％以上となった場合に発現させることができる。そのため、Ａｇを含有させる場合には、その含有量は、０．０１０質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ａｇの含有量が１．０００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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、Ａｇの含有量は、１．０００質量％以下である。Ａｇの含有量は、好ましくは０．０５０質量％以下である。

［Ｌｉ：０～１．０００質量％］
Ｌｉがめっき層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、Ｌｉの含有量が０．０１０質量％以上となった場合に発現させることができる。そのため、Ｌｉを含有させる場合には、その含有量は、０．０１０質量％以上とすることが好ましい。

一方、Ｌｉの含有量が１．０００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、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、Ｌｉの含有量は、１．０００質量％以下とする。Ｌｉの含有量は、好ましくは０．０５０質量％以下である。

［Ｌａ：０～０．５００質量％］
［Ｃｅ：０～０．５００質量％］
［Ｙ ：０～０．５００質量％］
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においてＣａと同位置に検出される。また、これらの元素が酸化物となった場合、これら元素の酸化物はＣａＯと同位置で検出される。

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、０．０１０質量％以上とすることで発現させることが可能となる。めっき層１０３中におけるＬａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、より好ましくは、それぞれ独立に、０．０５０質量％以上である。

一方、めっき層１０３を製造するためのめっき浴中の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、０．５００質量％以下となる。Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、好ましくは、それぞれ独立に、０．１００質量％以下である。

［Ｂ：０～０．５００質量％］
Ｂは、めっき層１０３中に含有されると、ＬＭＥをより一層抑制する効果がある。これは、Ｂがめっき層１０３中に含有されると、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの少なくとも何れかと化合して、様々な金属間化合物を形成するためと推察される。また、めっき層１０３中にＢが存在することで、Ｂはめっき層１０３から地鉄１０１へと拡散し、粒界強化によって地鉄１０１のＬＭＥをより一層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０．０５０質量％以上含有させることで発現させることが可能となる。そのため、めっき層１０３中におけるＢの含有量は、より好ましくは０．０５０質量％以上である。

一方、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。かかる操業性の低下は、Ｂの含有量が０．５００質量％を超える場合に顕著となるため、Ｂの含有量は０．５００質量％以下とする。Ｂの含有量は、好ましくは０．１００質量％以下である。

［化学成分の計測方法］
上記のめっき層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。非熱影響部の着目する部位を、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。

◇めっき層１０３のより好ましい化学組成について
本実施形態に係るめっき層１０３は、上記のような化学組成を有しているが、より好ましい化学組成は、以下の通りである。
すなわち、本実施形態に係るめっき層１０３は、化学組成として、１８．００～６０．００質量％のＡｌと、５．００～１５．００質量％のＭｇと、を少なくとも含有し、必要に応じて更に上記のような任意添加元素を更に含有することが、より好ましい。

また、本実施形態に係るめっき層１０３は、化学組成として、３５．００～６０．００質量％のＡｌと、７．００～１５．００質量％のＭｇと、を少なくとも含有し、必要に応じて更に上記のような任意添加元素を更に含有した上で、更に、めっき層１０３中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在していることが、更に一層好ましい。

ここで、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の粒内に含まれるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］及びＡｌ含有量［Ａｌ］が、原子％で、０．５≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３を満足する相として定義される。すなわち、Ｍｇ原子と、Ｚｎ原子及びＡｌ原子の合計と、の比であるＭｇ：（Ｚｎ＋Ａｌ）が、３：６～５：６となる結晶相又は準結晶相として定義される。Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の化学成分は、ＴＥＭ－ＥＤＸ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ－Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて測定することが好ましい。Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は結晶相に加えて準結晶相の両方として検出される場合がある。結晶相の場合は、ＴＥＭ観察における電子線回折像から、その結晶構造がＭｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相であることを同定することが可能である。なお、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が準結晶相である場合は、ＴＥＭによる電子線回折像を撮影し、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されるか否かで確認することができる。５回対称の結晶構造は、ペンローズパターン（Ｐｅｎｒｏｓｅ ｐａｔｔｅｒｎ）と呼ばれる電子線回折像を得ることで判別することができる。

Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相はめっき鋼板に対して犠牲防食性を発現することで、地鉄が露出したカット部や溶接部からの地鉄腐食を抑制し、耐赤錆性を向上させる効果がある。これに加え、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相そのものの耐食性も優れ、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相は腐食環境にあっても腐食速度が遅いため、塗膜下腐食を抑制し、塗膜膨れ幅という観点からも塗装後耐食性を向上させる効果も併せ持つ。

◇めっき層１０３の付着量について
以上説明したようなめっき層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／ｍ^２程度であることが好ましい。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、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部は、十分な耐食性を示すことが可能となる。

なお、かかるめっき層１０３の付着量は、以下のように測定される。まず、めっき鋼板から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、このサンプルの一方の面にはテープシールを貼り、この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めっき層を酸洗剥離し、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、片面当たりのめっき層１０３の付着量を決定することが可能である。

≪酸化物層１０５について≫
続いて、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部が有している酸化物層１０５について、詳細に説明する。
図３に模式的に示したように、上記で説明したようなめっき層１０３の表面には、酸化物層１０５が位置している。かかる酸化物層１０５は、溶接継手１の素材であるめっき鋼板が有している酸化物層に由来している。

かかる酸化物層１０５は、めっき層１０３を構成する元素のうち酸化されやすいものが、めっき鋼板の製造時に実施されるめっき層を凝固させるための冷却工程において、熱処理雰囲気中の酸素と反応することで形成される。

かかる酸化物層１０５は、上記のように、主にめっき層１０３を構成する元素の酸化物で構成されることから、その化学組成は、めっき層１０３に含有される元素に応じて変化する。かかる酸化物層１０５は、Ｚｎ酸化物、Ｍｇ酸化物及びＡｌ酸化物を合計で５０質量％以上含有し、更に、これらＺｎ、Ｍｇ、Ａｌの水酸化物や、めっき層１０３におけるその他の構成元素の酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかや、不純物等を含有しうる層であると推察される。

ここで、本実施形態に係る酸化物層１０５は、素材となるめっき鋼板の製造時に以下で詳述するような特定の熱処理工程を経ることで、以下のような特定の状態で存在する。以下、かかる状態について、図４及び図５を参照しながら、詳細に説明する。図４は、酸化物層の板厚方向に平行な断面の一部を模式的に示す図である。図５は、ＸＰＳ測定結果におけるピークの強度について説明するための説明図である。

素材となるめっき鋼板の製造時に以下で詳述するような特定の熱処理工程を経て製造されることで、本実施形態に係る酸化物層１０５では、Ｚｎの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量よりも、Ａｌの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量とＭｇの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量の合計の方が多い、緻密な状態の皮膜となっている。以下、より具体的に説明する。

いま、図４に模式的に示したように、酸化物層１０５の最表面から深さ５ｎｍの位置（図４における「位置Ｂ」）に着目する。本実施形態に係る酸化物層１０５では、かかる位置をＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値が、５．０以上となっていることが好ましい。

ここで、酸化物層１０５の最表面には、油脂等の汚れが付着している可能性がある。そのため、上記のようなＸＰＳの測定は、このような汚れ等が存在しない状態で実施することが望まれる。かかる観点から、エタノール中での超音波洗浄等の処理を酸化物層１０５の表面に施すことで汚れ等を除去し、かかる処理により得られる表面を、上記のようにＸＰＳの測定を行う際の「酸化物層１０５の最表面」とする。

その上で、上記のようにして得られた最表面から５ｎｍの深さまで、Ａｒイオンエッチングにより酸化物層１０５を除去し、得られた酸化物層１０５の表面を、ＸＰＳにより測定する。ここで、ＸＰＳの測定条件は、例えば、以下のようにすればよい。
Ｘ線源：ｍｏｎｏ－Ａｌ Ｋα（１４８６．６ｅＶ）
Ｘ線径：５０～２００μｍ
測定領域：１００～７００μｍ×１００～７００μｍ
真空度：１×１０^－１０～１×１０^－１１ ｔｏｒｒ（１ｔｏｒｒは、１３３．３２Ｐａである。）
加速電圧：１～１０ｋＶ

本実施形態では、得られたＸＰＳの測定結果において、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属するピークに着目する。上記のような結合は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかに特徴的な結合である。これらの結合に帰属されるピークの強度が、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎの酸化物又は水酸化物の少なくとも何れかの存在量に対して、正の相関があると考えることができる。

ここで、Ａｌ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ａｌ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、７２～７６ｅＶの範囲内に観測されるピークである。Ｍｇ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ｍｇ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、４８～５２ｅＶの範囲内に観測されるピークである。Ｚｎ－Ｏ結合に帰属するピークは、Ｚｎ ２ｐ３／２に着目したＸＰＳスペクトルにおいて、１０１８～１０２４ｅＶの範囲内に観測されるピークである。

また、各結合に帰属するピークの強度は、図５に模式的に示したようなＸＰＳスペクトルにおいて、着目するピークのベースラインを考慮した上で、着目するピークの強度Ｉ_ｐからベースラインの強度Ｉ_ｂを減じたもの（すなわち、「Ｉ_ｐ－Ｉ_ｂ」）とする。

より詳細な強度比の算出方法は、以下の通りである。
すなわち、上記のようにして得られた、最表面から深さ５ｎｍの位置に対応する面（図４における「位置Ｂ」の面）の任意の場所において、上記のようにしてＸＰＳを測定して、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値を算出する。このような測定・算出処理を、「位置Ｂ」に対応する面上の任意の５箇所でそれぞれ実施し、得られた５つの強度比の平均値を、本実施形態に係る酸化物層１０５における、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値とする。

本実施形態に係る酸化物層１０５では、上記強度比の値が５．０以上となるような緻密な皮膜が形成されることで、溶接時におけるＺｎの蒸発を抑制でき、Ｚｎ蒸発に起因するブローホール形成を抑制することができる。上記強度比の値が５．０未満である場合には、酸化物層１０５に求められる緻密さが不十分となる可能性がある。上記強度比の値は、より好ましくは１０．０以上である。一方、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値の上限値は、特に規定するものではないが、１００．０程度が実質的な上限となる。

以上説明したような酸化物層１０５の厚み（より詳細には、平均厚み）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、０．０５～２．００μｍ程度であることが好ましい。酸化物層１０５の厚みが上記のような範囲内となることで、本実施形態に係る非熱影響部は、溶接時のＺｎ蒸発によるブローホール形成を、十分に抑制することが可能となる。また、上記のような厚みの酸化物層１０５は、素材となるめっき鋼板の製造時に、鋼板の通板速度を適切な範囲に制御しながら、以下で詳述するような熱処理工程を経ることで、実現される。

なお、かかる酸化物層１０５の厚みは、ＸＰＳを用いて測定することができる。めっき鋼板の表面から１～３ｎｍピッチで深さ方向へＸＰＳ測定を行い、酸素の最大強度が最表面の最大強度の１／２０になるまでの深さを、酸化物層の厚みと定義する。なお、ＸＰＳの測定条件ついては、上記と同様の条件を用いればよい。

以上、図２～図５を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における非熱影響部について、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、上記の酸化物層１０５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。

＜溶接ビード部について＞
次に、図２を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における、溶接ビード部の特徴について説明する。
本実施形態に係る溶接継手１では、上記のようなめっき層１０３及び酸化物層１０５を有するめっき鋼板が、第１鋼板１０又は第２鋼板２０の少なくとも何れかの素材として用いられる。その結果、以下のような成分を示すスラグ層３２が形成され、これにより、溶接金属３１の表面において、Ｓｉ系スラグの形成が抑制される。

より詳細には、溶接金属３１の表面に形成されるスラグ層３２として、ＡｌとＭｇとを含有するスラグ（Ａｌ－Ｍｇ含有スラグ）を形成させることによって、Ｓｉ系スラグの形成を抑制する。Ａｌ－Ｍｇ含有スラグは、Ｓｉ系スラグと同様に導電性を有しないが、溶接金属３１の表面にＡｌ－Ｍｇ含有スラグが形成されると、Ｓｉ系スラグが形成される場合と比較して、溶接金属３１の表面を覆う面積が小さくなる。つまり、スラグを微細化することができる。これにより、本実施形態に係る溶接継手１では、溶接ビード部の電着塗装性を向上させることができる。

上記の効果を発現させるためには、スラグ層３２の化学組成に着目する。本実施形態に係る溶接ビード部３０は、かかる位置Ａにおけるスラグ層３２の化学組成が、酸素を除く質量％で示すと、Ａｌ：１．０～４５．０、Ｍｇ：１．０～３０．０％、を含有し、残部が、Ｆｅ、酸化されやすい金属元素及び不純物からなる。ここで、「酸化されやすい金属元素」とは、エリンガム図においてＦｅよりも酸化し易いとされている金属元素であり、かつ、めっき層１０３に添加され得る金属元素である。当該酸化されやすい金属元素の具体例として、Ｃａ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｒ、Ｙ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉが挙げられる。

以下、これら成分とその含有量について、詳細に説明する。

［Ａｌ：１．０～４５．０質量％］
Ａｌ含有量が１．０質量％未満である場合には、溶接時にＡｌが過剰に蒸発したことを意味する。かかる場合、溶接金属３１の表面に形成されるＡｌ－Ｍｇ含有スラグが不十分であり、Ｓｉ系スラグの形成が抑制され難い。そのため、位置Ａにおけるスラグ層３２のＡｌ含有量は、１．０質量％以上であることが求められる。Ａｌ含有量は、好ましくは１５．０質量％以上であり、より好ましくは３０．０質量％以上である。Ａｌ含有量が、このような範囲となることで、Ａｌ－Ｍｇ含有スラグによってＳｉ系スラグの形成が抑制され、溶接ビード部３０における電着塗装性が向上する。

一方、Ａｌ含有量が４５．０質量％超となる場合には、Ａｌ－Ｍｇ含有スラグを形成するために消費されるＭｇの含有量が不足する場合がある。その結果、溶接金属３１の表面にＡｌ－Ｍｇ含有スラグが形成され難くなり、Ｓｉ系スラグの形成が抑制され難くなる。そのため、位置Ａにおけるスラグ層３２のＡｌ含有量は、４５．０質量％以下であることが求められる。Ａｌ含有量は、好ましくは４３．０質量％以下であり、より好ましくは４１．０質量％以下である。Ａｌ含有量が、このような範囲となることで、Ａｌ－Ｍｇ含有スラグによってＳｉ系スラグの形成が抑制され、溶接ビード部３０における電着塗装性が向上する。

［Ｍｇ：１．０～３０．０質量％］
Ｍｇ含有量が１．０質量％未満である場合には、溶接時にＭｇが過剰に蒸発したことを意味する。かかる場合、溶接金属３１の表面に形成されるＡｌ－Ｍｇ含有スラグが不十分であり、Ｓｉ系スラグの形成が抑制され難い。そのため、位置Ａにおけるスラグ層３２のＭｇ含有量は、１．０質量％以上であることが求められる。Ｍｇ含有量は、好ましくは７．０質量％以上であり、より好ましくは８．０質量％以上である。Ｍｇ含有量が、このような範囲となることで、Ａｌ－Ｍｇ含有スラグによってＳｉ系スラグの形成が抑制され、溶接ビード部３０における電着塗装性が向上する。

一方、Ｍｇ含有量が３０．０質量％超となる場合には、Ａｌ－Ｍｇ含有スラグを形成するために消費されるＡｌの含有量が不足する場合がある。その結果、溶接金属３１の表面にＡｌ－Ｍｇ含有スラグが形成され難くなり、Ｓｉ系スラグの形成が抑制され難くなる。そのため、位置Ａにおけるスラグ層３２のＭｇ含有量は、３０．０質量％以下であることが求められる。

スラグ層３２の成分を特定する場合には、図２に示すように止端Ｔから、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の内側に向かう方向（図２におけるＸ軸方向）に１ｍｍの位置（図２における位置Ａ）で、断面ＳＥＭ－ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電子プローブマイクロアナライザ）測定を行う。この時のＥＰＭＡ点組成分析によって、スラグ層３２を構成する各元素の濃度を測定することができる。

なお、スラグ層３２の化学組成は、上記のように位置Ａにおける化学組成のみを規定しているが、位置ＡにおいてＡｌ－Ｍｇ含有スラグが形成されている場合には、位置Ａのみならず、位置Ａの近傍においてもＡｌ－Ｍｇ含有スラグが形成されていると推定される。そのため、位置Ａにおけるスラグ層３２の化学組成が、上記の化学組成を満たすことによって、位置Ａの近傍においてもＳｉ系スラグの形成が抑制され、溶接ビード部３０の電着塗装性を向上させることが可能となる。

また、位置Ａにおけるスラグ層３２に含まれるＡｌとＭｇは、主に、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金相を有するめっき層１０３から拡散されたものである。従って、電着塗装性に優れた本実施形態に係る溶接継手１は、そのようなめっき層１０３を有するめっき鋼板を、第１鋼板１０又は第２鋼板２０の少なくとも何れかの素材として用いることによって、製造され得る。

また、第１鋼板１０と第２鋼板２０とを溶接する際に溶加材を用いる場合、溶加材の好適な一例は、ソリッドワイヤである。ソリッドワイヤの好適な化学組成の一例は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０～０．１５％、Ｍｎ：０．３～２．５％、Ｐ：０～０．０２％、Ｓ：０～０．０４％、Ｔｉ：０．０２～０．２０％、Ｂ：０～０．０１２％、Ａｌ：０～０．２２％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｎｉ：０～３．０％、Ｚｒ：０～０．２００％、Ｃｕ：０～０．５％、であって、残部は、Ｆｅ及び不純物である。

以上、図２を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における溶接ビード部の特徴について、詳細に説明した。

以上、本実施形態に係る溶接継手１について、詳細に説明した。以上説明したような本実施形態に係る溶接継手１は、例えば、自動車の足回り部品として、好適に用いることが可能である。

（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からなる鋼板を母材として、かかる地鉄１０１の表面にめっき層１０３及び酸化物層１０５を形成することで製造される。

ここで、めっき層１０３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（地鉄１０１及びめっき層１０３からなるめっき鋼板）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、めっき層１０３の表面に酸化物層１０５を形成する。これにより、本実施形態に係る溶接継手１の素材として用いられ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、本実施形態に係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、母材として用いる地鉄１０１からなる鋼板を、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、鋼板をコイルから繰り出しながら連続的に通板させる。その際、ライン上に設けられた焼鈍設備により、鋼板を、例えば、酸素濃度が２０ｐｐｍ以下の酸化が生じづらい環境下、Ｎ_２－５％Ｈ_２ガス雰囲気にて、８００℃で加熱還元処理する。その後、後段のめっき浴の浴温＋２０℃前後までＮ_２ガスで空冷して、めっき浴に浸漬させる。

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。めっき浴の温度は、めっき合金の融点以上（例えば、４６０～６００℃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（上記めっき層の組成）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。

鋼板を、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１０３が所望の厚みとなるように、例えばＮ_２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、鋼板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めっき層１０３とするとともに、めっき層１０３の表面に酸化物層１０５を形成させる。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、浴温以下２５０℃以上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。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、鋼板がめっき浴から出た直後から実施される。これにより、鋼板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℃未満５０℃以上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℃未満５０℃以上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。これにより、めっき層の表面に形成される酸化物の状態を制御して、所望の酸化物層を形成する。

上記のように、浴温以下２５０℃以上の温度範囲では急冷し、２５０℃未満５０℃以上の温度範囲では徐冷するという、２段階の冷却工程を経ることで、めっき層１０３の表面には、ＸＰＳの測定結果において特定の条件を満足するような、緻密な酸化物層１０５が形成される。

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、所望の酸化物層１０５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、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、所望の酸化物層１０５を実現することはできない。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、本実施形態に係る酸化物層１０５を実現することができる。

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酸化物の生成状態が崩れ、酸化物が過剰に成長してしまう結果、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は、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、Ｎ_２ガス冷却、ミスト冷却、水没等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、Ｎ_２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。接触式の熱電対を母材となる鋼板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、鋼板の予熱温度や溶融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、鋼板の予熱温度や溶融めっき浴の温度、めっき浴からの鋼板の引き上げ速度、鋼板の板厚、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、本実施形態に係る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、本実施形態に係る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、溶接継手を製造する際の第１鋼板又は第２鋼板の少なくとも何れかの素材としたうえで、かかる第１鋼板及び第２鋼板を溶接継手に求める形状となるように配置し、第１鋼板及び第２鋼板を溶接することで製造される。

ここで、第１鋼板及び第２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、上記のような溶接ビード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、第１鋼板及び第２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％ＣＯ_２＋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、第１鋼板及び第２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。
なお、溶接法として、高周波抵抗溶接法や突合せ抵抗溶接法等の各種の抵抗溶接法を用いることも一見考えられるが、このような溶接法を用いた場合、本実施形態で着目するような溶接ビード部の状態を実現することはできない。

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、母材となる鋼板として、板厚２．６ｍｍの熱延鋼板（０．０５質量％Ｃ－０．２質量％Ｓｉ－１．３質量％Ｍｎ－０．１２質量％Ｔｉ－０．０７質量％Ａｌ、日本製鉄株式会社製）を用いた。かかる熱延鋼板を、１００ｍｍ×２００ｍｍの大きさに切断して、試験片とした。

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、Ｎ_２－５％Ｈ_２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Ｎ_２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、引上速度２０～２００ｍｍ／秒で試験片を引上げた。引上げ時、Ｎ_２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１５～２５０ｇ／ｍ^２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、得られためっき層について、ＴＥＭによる電子線回折像を撮影し、電子線回折像に５回対称の結晶構造が観察されるか否かに基づき、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相の有無を確認した。

更に、得られた酸化物層について、上記の方法に即してＸＰＳスペクトルを測定し、強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値を算出した。得られた強度比について、以下の基準に基づき評価を行った。
≪評価基準≫
評点「Ａ」：強度比の値が１０．０以上
「Ｂ」：強度比の値が５．０以上１０．０未満
「Ｃ」：強度比の値が５．０未満

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、又は、レーザー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。
溶接モード：パルスマグ溶接
溶接電流：２３０Ａ、溶接電圧：２３．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ_２＋Ａｒ、ガス流量：２０Ｌ／分
溶接ワイヤ：ＹＭ－ＴＸ 日鉄溶接工業株式会社製 φ１．２ｍｍ
（Ｃ：０．１１質量％、Ｓｉ：０．０１質量％、Ｍｎ：１．２１質量％、Ｐ：０．００６質量％、Ｓ：０．００７質量％、Ｃｕ：０．２２質量％）
溶接トーチの傾斜角：６０°
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
ワイヤ突き出し長さ：１５ｍｍ

また、レーザー溶接における溶接条件は、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）１５０×３０ｍｍ
重ね代：５０ｍｍ
板隙：０ｍｍ

＜溶接ビード部の電着塗装性＞
上記のようにして得られた溶接継手に対して、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。電着塗装後のサンプルに対して、図６に示すように、溶接ビード部の延伸方向における最大長さＬ_０と、サンプルに発生した電着不良部の長さＬ_ｎ（ｎ：１以上の整数）を測定した。なお、電着不良部は、外観上で赤褐色～黒色であって、電着塗装部の色とは異なる発色をしているため、外観から電着不良部を特定することが可能である。すなわち、外観から特定された各々の電着不良部における溶接ビード部の延伸方向（溶接方向）と平行方向の長さが、電着不良部の長さＬ_ｎである。

そして、電着不良部の合計長さΣＬｎと溶接ビード部の最大長さＬ_０の割合（ΣＬ_ｎ／Ｌ_０）を算出することで、電着塗装性を評価した。評価基準は、以下の通りである。得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。
≪評価基準≫
評点「ＡＡＡ」：ΣＬ_ｎ／Ｌ_０の値が０．３以下
「ＡＡ」：ΣＬ_ｎ／Ｌ_０の値が０．３超、０．５以下
「Ａ」：ΣＬ_ｎ／Ｌ_０の値が０．５超、０．７以下
「Ｂ」：ΣＬ_ｎ／Ｌ_０の値が０．７超

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、溶接ビード部において優れた電着塗装性を示しているのに対し、本発明の比較例に該当する例では、溶接ビード部の電着塗装性について、十分な性能を発現できていないことがわかる。

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。

１ 溶接継手
１０ 第１鋼板
２０ 第２鋼板
３０ 溶接ビード部
３１ 溶接金属
３２ スラグ層
１０１ 地鉄
１０３ めっき層
１０５ 酸化物層

Claims (6)

1. 第１鋼板と第２鋼板とが、アーク溶接又はレーザー溶接により溶接された溶接継手であって、
   前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、
   前記アーク溶接又はレーザー溶接により形成される溶接ビード部と、
   を有しており、
   前記第１鋼板及び前記第２鋼板において、前記溶接による熱影響が無い部位を非熱影響部としたときに、前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかは、前記非熱影響部において、地鉄の表面の少なくとも一部に位置するめっき層と、当該めっき層上に位置する酸化物層と、を有しており、
   前記めっき層は、質量％で、
   Ａｌ：１．００～８０．００％、
   Ｍｇ：１．００～２０．００％、
   Ｆｅ：０．０１～１５．００％、
   Ｓｉ：０～１０．００％、
   Ｃａ：０～４．００％、
   を含有し、更に、選択的に、
   Ｓｂ：０～０．５００％、
   Ｐｂ：０～０．５００％、
   Ｃｕ：０～１．０００％、
   Ｓｎ：０～１．０００％、
   Ｉｎ：０～１．０００％、
   Ｂｉ：０～１．０００％、
   Ｔｉ：０～１．０００％、
   Ｃｒ：０～１．０００％、
   Ｎｂ：０～１．０００％、
   Ｚｒ：０～１．０００％、
   Ｎｉ：０～１．０００％、
   Ｍｎ：０～１．０００％、
   Ｖ：０～１．０００％、
   Ｍｏ：０～１．０００％、
   Ａｇ：０～１．０００％、
   Ｌｉ：０～１．０００％、
   Ｌａ：０～０．５００％、
   Ｃｅ：０～０．５００％、
   Ｂ：０～０．５００％、
   Ｙ：０～０．５００％、
   Ｓｒ：０～０．５００％、
   を合計で０～５．０００％含有し、残部は、５．００質量％以上のＺｎと、不純物と、からなり、
   前記溶接ビード部は、溶接金属と、当該溶接金属の表面の一部に形成されたスラグ層と、を有しており、
   前記スラグ層は、酸素を除外した時の質量％で、
   Ａｌ：１．０～４５．０％、
   Ｍｇ：１．０～３０．０％、
   を含有し、残部が、Ｆｅ、酸化されやすい金属元素、及び不純物からなる、溶接継手。
2. 前記スラグ層は、質量％で、
   Ａｌ：１５．０～４５．０％、
   Ｍｇ：７．０～３０．０％、
   を少なくとも含有する、請求項１に記載の溶接継手。
3. 前記酸化物層の最表面から深さ５ｎｍの位置を、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）にて観察したときに、Ａｌ－Ｏ結合、Ｍｇ－Ｏ結合、及び、Ｚｎ－Ｏ結合にそれぞれ帰属されるピークの強度から算出される強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、５．０以上である、請求項１に記載の溶接継手。
4. 前記強度比（［Ａｌ－Ｏ］＋［Ｍｇ－Ｏ］）／［Ｚｎ－Ｏ］の値は、１０．０以上である、請求項３に記載の溶接継手。
5. 前記非熱影響部における前記めっき層は、
   Ａｌ：１８．００～６０．００質量％、
   Ｍｇ：５．００～１５．００質量％、
   を少なくとも含有する、請求項１に記載の溶接継手。
6. 前記非熱影響部における前記めっき層は、
   Ａｌ：３５．００～６０．００質量％、
   Ｍｇ：７．００～１５．００質量％、
   を少なくとも含有しており、かつ、
   前記めっき層中に、Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相が存在しており、
   前記Ｍｇ_３２（Ａｌ，Ｚｎ）_４９相におけるＭｇ含有量［Ｍｇ］、Ｚｎ含有量［Ｚｎ］、及び、Ａｌ含有量［Ａｌ］（各単位：原子％）は、０．５０≦［Ｍｇ］／（［Ｚｎ］＋［Ａｌ］）≦０．８３の関係を満足する、請求項１～５の何れか１項に記載の溶接継手。
   

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