Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法
【課題】めっき原板の鋼種による制約や、大幅なコスト増を伴うことなく、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造部材において優れた耐溶融金属脆化割れ性を有するものを提供する。
【解決手段】ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【解決手段】ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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）。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第３１４９１２９号公報
【特許文献２】特許第３１７９４０１号公報
【特許文献３】特許第４４７５７８７号公報
【特許文献４】特許第３７１５２２０号公報
【特許文献５】特開２００５−２３０９１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記のめっき層を切削除去する手法や特殊な溶接ワイヤーを使用する手法は多大なコスト増を伴う。めっき原板にＢ添加鋼を用いる手法は鋼種選択の自由度を狭める。また、これらの手法を採用しても部品形状や溶接条件によっては溶融金属脆化割れを十分に防止できない場合があり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造物の抜本的な溶融金属脆化割れ防止対策とはなっていない。
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らの検討によれば、ガスシールドアーク溶接時に溶接ビード近傍ではめっき層が蒸発により一旦消失するが、アークが通り過ぎた後、ビードから少し離れた位置で溶融状態となっているめっき層金属が直ちに上記の消失した箇所に濡れ拡がるという現象が起きることが確かめられている。この濡れ拡がりを抑制して、上記の蒸発消失した状態を維持したまま冷却が完了すれば、溶接ビートに近い位置で母材中へのめっき層成分の侵入が回避され、溶融金属脆化割れは効果的に防止できると考えられる。発明者らは詳細な研究の結果、シールドガス中に通常２０体積％程度配合されているＣＯ2の濃度を大幅に低減することにより、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材における上記の濡れ拡がりが顕著に抑制されることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち上記目的は、ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法によって達成される。
【００１４】
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。
【００１５】
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％好ましくは４.０〜２２.０％、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。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、本来的に溶融金属脆化割れが生じやすい溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造物において、優れた耐溶融金属脆化割れ性を呈するものを特段のコスト増を伴うことなく安定して実現することが可能となった。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。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示した図。
【図２】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。
【図３】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４】図３の状態から冷却された従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。
【図５】図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。
【図６】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材のめっき層蒸発領域長さに及ぼすシールドガス中ＣＯ2濃度の影響を示したグラフ。
【図７】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。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
図１に、ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示す。溶接トーチ３１は母材１の表面上にアーク３５を形成しながら矢印の方向に進行している。溶接トーチ３１の中心部に位置する電極３３と溶接ワイヤ３２の周囲からシールドガス３４が吹き出し、アーク３５および高温に曝される母材１の表面を大気から保護している。アーク３５からの入熱により溶融した母材１の一部は溶接トーチ３１が通り過ぎたのち急速に凝固して、溶接金属からなる溶接ビード２を形成する。シールドガス３４は、非酸化性のガスであることが必要である。一般的にはＡｒなどの不活性ガスをベースガスとして、これにＣＯ2を２０体積％程度混合したＡｒ＋ＣＯ2混合ガスが採用される。シールドガス３４中のＣＯ2はプラズマ状態のアーク３５によって一部がＣＯとＯ2に乖離すると考えられており、そのＣＯが還元作用を発揮して、母材１表面の活性化、および溶接ビードとその周辺の酸化抑制を担うとされる。また、ＣＯ2はアーク３５の安定化にも役立つとされる。
【００１９】
図２に、重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的に例示する。自動車シャシなどにはアーク溶接によるこの種の溶接継手が多用されている。鋼板部材である母材１、母材１’が重ねられて配置され、母材１の表面と母材１’の端面に溶接ビード２が形成され、両部材が接合されている。図中の破線は溶接前の母材１の表面位置および母材１’の端面位置を表している。母材表面と溶接ビードの交点を「ビード止端部」と呼ぶ。図中には母材１についてのビード止端部を符号３で示してある。
【００２０】
図３〜図５は、図２に示したビード止端部３の近傍に相当する部位の断面構造を拡大して模式的に示したものである。
図３に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のガスシールドアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示す。母材１の表面は、溶接前にＦｅ−Ａｌ系合金層６を介して均一なめっき層７に覆われていたが、アークの通過によってビード止端部３の近くではめっき層の金属が蒸発して消失している（めっき層蒸発領域９）。それよりビード止端部３からの距離が大きい部分では、元のめっき層７が溶融してＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８となるが、蒸発による消失には至っていない。ビード止端部３からの距離がさらに大きくなると、元のめっき層７が溶融せずに存在している。なお、図３中、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８およびめっき層７の厚さは誇張して描いてある。
【００２１】
図４に、図３の状態から冷却されて得られた従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。この場合、溶接時にめっき層が一旦消失して形成した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が濡れ拡がり、母材１の表面はビード止端部３までの全体がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５に覆われる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が凝固して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分を溶融凝固領域１０と呼び、元のめっき層７が残存して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分をめっき層未溶融領域１１と呼ぶ。従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材では通常この図のように、ビード止端部３直近は溶融凝固領域１０となる。この場合、前述のようにＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８は液相線温度が低いために、冷却後に溶融凝固領域１０となる母材１の表面部分は溶接後の冷却過程でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属と接触する時間が比較的長くなる。母材１のビード止端部に近い部分には溶接後の冷却で引張応力が生じているので、その結晶粒界中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の成分が侵入しやすい。粒界に侵入した当該成分が溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。
【００２２】
図５に、図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。本発明では、シールドガスとしてＣＯ2濃度を大幅に減じたガスまたはＣＯ2無添加のガスを使用する。このため溶接時にめっき層が消失した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）の母材１表面は、シールドガスによる還元作用が弱いために酸化され、迅速に薄い酸化皮膜に覆われると考えられる。この酸化皮膜がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）との濡れを阻害することにより、当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりが抑止されるものと推察される。その結果、冷却後にはめっき層蒸発領域９が残存する。すなわち、ビード止端部３近傍の母材１表面はＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属と接触することなく冷却を終えることとなり、その部分での母材１中への溶融金属成分の侵入が回避される。そのため母材１の鋼種に依存することなく、優れた耐溶融金属脆化割れ性が付与される。なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）の高さ位置がビード止端部３より上方となるような溶接姿勢においても、上記の濡れ阻害作用によって当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりは顕著に抑制される。
【００２３】
冷却後に残っためっき層蒸発領域９のビード止端部３からの長さを、本明細書では「めっき層蒸発領域長さ」と呼び、図５中に符号Ｌで表示した。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材で問題となる溶融金属脆化割れは、そのほとんどがビード止端部３のごく近傍で発生する。種々検討の結果、上述のめっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上であれば耐溶融金属脆化割れ性は大幅に向上し、０.４ｍｍ以上であればさらに好ましい。このめっき層蒸発領域長さがあまり長くなると、めっき層が存在しないことによる耐食性低下が問題となるが、発明者らの検討によると、めっき層蒸発領域長さが２.０ｍｍ以下であれば周囲のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層による犠牲防食作用が十分に得られ、この部分での耐食性低下は問題とならないレベルとなることがわかった。シールドガス組成を後述のように調整することによってめっき層蒸発領域長さを０.３〜２.０ｍｍの範囲にコントロールすることができる。
【００２４】
〔ガスシールドアーク溶接条件〕
本発明に従うアーク溶接においては、シールドガスのＣＯ2濃度を０〜７体積％の範囲とすることが重要である。シールドガス中に混合されるＣＯ2は前述のようにプラズマアークに触れて一部がＣＯとＯ2に乖離し、そのＣＯの還元作用によって溶接ビード近傍の母材表面が活性化される。従来一般的なガスシールドアーク溶接ではＣＯ2を２０体積％程度混合したシールドガスを使用することによって上記の還元作用を十分に発揮させるとともに、アークの安定化による溶け込み深さの増大を図るのが通常である。しかし、本発明ではその還元作用を抑制させるか、あるいは全く利用しないことにより、溶接部近傍のめっき層が蒸発消失した母材表面が過度に活性化されることを防止し、周囲の母材表面に存在するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属がビード止端部に濡れ拡がることを抑止する。詳細な検討の結果、ＣＯ2濃度を７％以下としたとき、濡れ拡がりの抑止効果が現れ、上述のめっき層蒸発領域長さを０.３〜２.０ｍｍの範囲にコントロールすることが可能となる。ＣＯ2濃度を５.０％未満とすることがより効果的である。シールドガスのベースガスは、従来と同様にＡｒガスとすることができる。Ｈｅガスや、Ａｒ＋Ｈｅ混合ガスとしてもよい。それらのベースガスの純度は従来と同等レベルとすればよい。
【００２５】
その他の溶接条件については、例えばシールドガス流量は１０〜３０Ｌ／ｍｉｎ、溶接電流は９０〜３５０Ａ、アーク電圧は１０〜３５Ｖ、溶接速度は０.２〜１.５ｍ／ｍｉｎの範囲で調整すればよい。溶接装置は従来一般的なものを使用することができる。
【００２６】
Ａｒガス中のＣＯ2濃度とめっき層蒸発領域長さの関係を調べた実験例を紹介する。
表１に示す溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を水平に置き、水平移動する溶接トーチから発生するアークにより鋼板表面に溶接ビードを形成させた（ビードオンプレート）。溶接条件は表１中に記載してある。溶接ビードおよびその近傍の母材を含むビード方向に垂直な断面について、鏡面研磨および硝酸濃度０.２体積％ナイタール液でのエッチングを施したのち、走査型電子顕微鏡観察を行い、ビード止端部近傍を観察することにより図５に符号Ｌで示しためっき層蒸発領域長さを測定した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
図６にその結果を示す。図６からわかるように、シールドガス中のＣＯ2濃度が７体積％以下になるとめっき層蒸発領域を残したまま冷却される現象が明確に現れ、０.３ｍｍ以上のめっき層蒸発領域長さが確保される。ＣＯ2濃度５体積％付近に位置する３プロットはＣＯ2濃度４.８体積％の例であるが、このようにＣＯ2濃度を５.０体積％未満とすることでめっき層蒸発領域長さを０.８ｍｍ以上とすることができ、極めて良好な耐溶融金属脆化割れ性が実現できる。
【００２９】
〔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。めっき原板の板厚は１.０〜６.０ｍｍとすることができる。
【００３０】
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％好ましくは４.０〜２２.０％、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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
〔溶接相手部材〕
上記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とアーク溶接により接合する相手部材は、上記と同様の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材であっても構わないし、それ以外の鋼材であっても構わない。
【実施例】
【００３８】
表２に示す組成を有する板厚３.２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの冷延鋼帯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、以下に示す試験方法によりガスシールドアーク溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は後述表４中に示してある。本発明例に適用したシールドガスは、ＣＯ2：０〜７体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上の組成を有するものである。
【００３９】
【表２】
【００４０】
〔耐溶融金属脆化割れ性の試験方法〕
図７に示すように、１００ｍｍ×７５ｍｍの試験片１４（溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材）の中央部に直径２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの棒鋼のボス（突起）１５を垂直に立て、表３に示す溶接条件でガスシールドアーク溶接を行って試験片１４とボス１５を接合した。具体的には溶接開始点Ｓから時計回りにボス１５の周囲を１周して、溶接開始点Ｓを過ぎた後もさらにビードを重ねて溶接を進め、溶接ビード１６の重なり部分１７が生成した後の溶接終了点Ｅまで溶接を行った。溶接中、試験片１４は平板上に拘束された状態とした。この試験は実験的に溶接割れが生じやすい状況としたものである。
【００４１】
【表３】
【００４２】
溶接後、ボス１５の中心軸を通り、且つビード重なり部分１７を通る切断面２０について、ビード重なり部分１７近傍の試験片１４部分を走査型電子顕微鏡で観察することにより、試験片１４に観測される最も深い割れの深さ（最大割れ深さ）を測定した。この割れは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。結果を表４に示す。
【００４３】
【表４】
【００４４】
表４に示されるように、シールドガス中のＣＯ2濃度が９体積％以上である比較例のものにおいて、溶融金属脆化割れが観測された。これらはいずれも試験片１４におけるめっき層蒸発領域長さＬ（前述図３参照）が０.３ｍｍ未満であり、最も深い溶融金属脆化割れはほとんどの試料において止端部からの距離が０.３ｍｍ以内の部位に生じていた。これに対し、シールドガス中のＣＯ2濃度を７％以下とした本発明例のものには溶融金属脆化割れは観測されなかった。本発明例のものにおけるめっき層蒸発領域長さＬは、いずれも０.３ｍｍ以上であり、特にＣＯ2濃度を５％未満とした例におけるめっき層蒸発領域長さＬは０.６ｍｍ以上であった。
【符号の説明】
【００４５】
１、１’ 母材
２ 溶接ビード
３ ビード止端部
５ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層
６ Ｆｅ−Ａｌ系合金層
７ めっき層
８ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属
９ めっき層蒸発領域
１０ 溶融凝固領域
１１ めっき層未溶融領域
１４ 試験片
１５ ボス
１６ 溶接ビード
１７ ビード重なり部分
３１ 溶接トーチ
３２ 溶接ワイヤ
３３ 電極
３４ シールドガス
３５ アーク
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
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。
【０００４】
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）。
【０００５】
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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第３１４９１２９号公報
【特許文献２】特許第３１７９４０１号公報
【特許文献３】特許第４４７５７８７号公報
【特許文献４】特許第３７１５２２０号公報
【特許文献５】特開２００５−２３０９１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上記のめっき層を切削除去する手法や特殊な溶接ワイヤーを使用する手法は多大なコスト増を伴う。めっき原板にＢ添加鋼を用いる手法は鋼種選択の自由度を狭める。また、これらの手法を採用しても部品形状や溶接条件によっては溶融金属脆化割れを十分に防止できない場合があり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を用いたアーク溶接構造物の抜本的な溶融金属脆化割れ防止対策とはなっていない。
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
発明者らの検討によれば、ガスシールドアーク溶接時に溶接ビード近傍ではめっき層が蒸発により一旦消失するが、アークが通り過ぎた後、ビードから少し離れた位置で溶融状態となっているめっき層金属が直ちに上記の消失した箇所に濡れ拡がるという現象が起きることが確かめられている。この濡れ拡がりを抑制して、上記の蒸発消失した状態を維持したまま冷却が完了すれば、溶接ビートに近い位置で母材中へのめっき層成分の侵入が回避され、溶融金属脆化割れは効果的に防止できると考えられる。発明者らは詳細な研究の結果、シールドガス中に通常２０体積％程度配合されているＣＯ2の濃度を大幅に低減することにより、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材における上記の濡れ拡がりが顕著に抑制されることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１３】
すなわち上記目的は、ガスシールドアーク溶接にて鋼材同士を接合して溶接構造部材を製造するに際し、少なくとも接合する一方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法によって達成される。
【００１４】
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。
【００１５】
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％好ましくは４.０〜２２.０％、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。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、本来的に溶融金属脆化割れが生じやすい溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を用いたアーク溶接構造物において、優れた耐溶融金属脆化割れ性を呈するものを特段のコスト増を伴うことなく安定して実現することが可能となった。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。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示した図。
【図２】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。
【図３】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４】図３の状態から冷却された従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。
【図５】図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示した図。
【図６】Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材のめっき層蒸発領域長さに及ぼすシールドガス中ＣＯ2濃度の影響を示したグラフ。
【図７】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。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
図１に、ガスシールドアーク溶接中のトーチおよび母材の断面を模式的に示す。溶接トーチ３１は母材１の表面上にアーク３５を形成しながら矢印の方向に進行している。溶接トーチ３１の中心部に位置する電極３３と溶接ワイヤ３２の周囲からシールドガス３４が吹き出し、アーク３５および高温に曝される母材１の表面を大気から保護している。アーク３５からの入熱により溶融した母材１の一部は溶接トーチ３１が通り過ぎたのち急速に凝固して、溶接金属からなる溶接ビード２を形成する。シールドガス３４は、非酸化性のガスであることが必要である。一般的にはＡｒなどの不活性ガスをベースガスとして、これにＣＯ2を２０体積％程度混合したＡｒ＋ＣＯ2混合ガスが採用される。シールドガス３４中のＣＯ2はプラズマ状態のアーク３５によって一部がＣＯとＯ2に乖離すると考えられており、そのＣＯが還元作用を発揮して、母材１表面の活性化、および溶接ビードとその周辺の酸化抑制を担うとされる。また、ＣＯ2はアーク３５の安定化にも役立つとされる。
【００１９】
図２に、重ねすみ肉溶接継手の溶接部断面構造を模式的に例示する。自動車シャシなどにはアーク溶接によるこの種の溶接継手が多用されている。鋼板部材である母材１、母材１’が重ねられて配置され、母材１の表面と母材１’の端面に溶接ビード２が形成され、両部材が接合されている。図中の破線は溶接前の母材１の表面位置および母材１’の端面位置を表している。母材表面と溶接ビードの交点を「ビード止端部」と呼ぶ。図中には母材１についてのビード止端部を符号３で示してある。
【００２０】
図３〜図５は、図２に示したビード止端部３の近傍に相当する部位の断面構造を拡大して模式的に示したものである。
図３に、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板のガスシールドアーク溶接時において、アークが通り過ぎた直後の高温の溶接部近傍の断面状態を模式的に示す。母材１の表面は、溶接前にＦｅ−Ａｌ系合金層６を介して均一なめっき層７に覆われていたが、アークの通過によってビード止端部３の近くではめっき層の金属が蒸発して消失している（めっき層蒸発領域９）。それよりビード止端部３からの距離が大きい部分では、元のめっき層７が溶融してＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８となるが、蒸発による消失には至っていない。ビード止端部３からの距離がさらに大きくなると、元のめっき層７が溶融せずに存在している。なお、図３中、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８およびめっき層７の厚さは誇張して描いてある。
【００２１】
図４に、図３の状態から冷却されて得られた従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。この場合、溶接時にめっき層が一旦消失して形成した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が濡れ拡がり、母材１の表面はビード止端部３までの全体がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５に覆われる。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）が凝固して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分を溶融凝固領域１０と呼び、元のめっき層７が残存して形成したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層５の部分をめっき層未溶融領域１１と呼ぶ。従来のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材では通常この図のように、ビード止端部３直近は溶融凝固領域１０となる。この場合、前述のようにＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属８は液相線温度が低いために、冷却後に溶融凝固領域１０となる母材１の表面部分は溶接後の冷却過程でＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属と接触する時間が比較的長くなる。母材１のビード止端部に近い部分には溶接後の冷却で引張応力が生じているので、その結晶粒界中にＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の成分が侵入しやすい。粒界に侵入した当該成分が溶融金属脆化割れを引き起こす要因となる。
【００２２】
図５に、図３の状態から冷却されて得られた本発明に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の断面構造を模式的に示す。本発明では、シールドガスとしてＣＯ2濃度を大幅に減じたガスまたはＣＯ2無添加のガスを使用する。このため溶接時にめっき層が消失した「めっき層蒸発領域」（図３の符号９）の母材１表面は、シールドガスによる還元作用が弱いために酸化され、迅速に薄い酸化皮膜に覆われると考えられる。この酸化皮膜がＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）との濡れを阻害することにより、当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりが抑止されるものと推察される。その結果、冷却後にはめっき層蒸発領域９が残存する。すなわち、ビード止端部３近傍の母材１表面はＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属と接触することなく冷却を終えることとなり、その部分での母材１中への溶融金属成分の侵入が回避される。そのため母材１の鋼種に依存することなく、優れた耐溶融金属脆化割れ性が付与される。なお、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属（図３の符号８）の高さ位置がビード止端部３より上方となるような溶接姿勢においても、上記の濡れ阻害作用によって当該Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属の濡れ拡がりは顕著に抑制される。
【００２３】
冷却後に残っためっき層蒸発領域９のビード止端部３からの長さを、本明細書では「めっき層蒸発領域長さ」と呼び、図５中に符号Ｌで表示した。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材で問題となる溶融金属脆化割れは、そのほとんどがビード止端部３のごく近傍で発生する。種々検討の結果、上述のめっき層蒸発領域長さが０.３ｍｍ以上であれば耐溶融金属脆化割れ性は大幅に向上し、０.４ｍｍ以上であればさらに好ましい。このめっき層蒸発領域長さがあまり長くなると、めっき層が存在しないことによる耐食性低下が問題となるが、発明者らの検討によると、めっき層蒸発領域長さが２.０ｍｍ以下であれば周囲のＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層による犠牲防食作用が十分に得られ、この部分での耐食性低下は問題とならないレベルとなることがわかった。シールドガス組成を後述のように調整することによってめっき層蒸発領域長さを０.３〜２.０ｍｍの範囲にコントロールすることができる。
【００２４】
〔ガスシールドアーク溶接条件〕
本発明に従うアーク溶接においては、シールドガスのＣＯ2濃度を０〜７体積％の範囲とすることが重要である。シールドガス中に混合されるＣＯ2は前述のようにプラズマアークに触れて一部がＣＯとＯ2に乖離し、そのＣＯの還元作用によって溶接ビード近傍の母材表面が活性化される。従来一般的なガスシールドアーク溶接ではＣＯ2を２０体積％程度混合したシールドガスを使用することによって上記の還元作用を十分に発揮させるとともに、アークの安定化による溶け込み深さの増大を図るのが通常である。しかし、本発明ではその還元作用を抑制させるか、あるいは全く利用しないことにより、溶接部近傍のめっき層が蒸発消失した母材表面が過度に活性化されることを防止し、周囲の母材表面に存在するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属がビード止端部に濡れ拡がることを抑止する。詳細な検討の結果、ＣＯ2濃度を７％以下としたとき、濡れ拡がりの抑止効果が現れ、上述のめっき層蒸発領域長さを０.３〜２.０ｍｍの範囲にコントロールすることが可能となる。ＣＯ2濃度を５.０％未満とすることがより効果的である。シールドガスのベースガスは、従来と同様にＡｒガスとすることができる。Ｈｅガスや、Ａｒ＋Ｈｅ混合ガスとしてもよい。それらのベースガスの純度は従来と同等レベルとすればよい。
【００２５】
その他の溶接条件については、例えばシールドガス流量は１０〜３０Ｌ／ｍｉｎ、溶接電流は９０〜３５０Ａ、アーク電圧は１０〜３５Ｖ、溶接速度は０.２〜１.５ｍ／ｍｉｎの範囲で調整すればよい。溶接装置は従来一般的なものを使用することができる。
【００２６】
Ａｒガス中のＣＯ2濃度とめっき層蒸発領域長さの関係を調べた実験例を紹介する。
表１に示す溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を水平に置き、水平移動する溶接トーチから発生するアークにより鋼板表面に溶接ビードを形成させた（ビードオンプレート）。溶接条件は表１中に記載してある。溶接ビードおよびその近傍の母材を含むビード方向に垂直な断面について、鏡面研磨および硝酸濃度０.２体積％ナイタール液でのエッチングを施したのち、走査型電子顕微鏡観察を行い、ビード止端部近傍を観察することにより図５に符号Ｌで示しためっき層蒸発領域長さを測定した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
図６にその結果を示す。図６からわかるように、シールドガス中のＣＯ2濃度が７体積％以下になるとめっき層蒸発領域を残したまま冷却される現象が明確に現れ、０.３ｍｍ以上のめっき層蒸発領域長さが確保される。ＣＯ2濃度５体積％付近に位置する３プロットはＣＯ2濃度４.８体積％の例であるが、このようにＣＯ2濃度を５.０体積％未満とすることでめっき層蒸発領域長さを０.８ｍｍ以上とすることができ、極めて良好な耐溶融金属脆化割れ性が実現できる。
【００２９】
〔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。めっき原板の板厚は１.０〜６.０ｍｍとすることができる。
【００３０】
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％好ましくは４.０〜２２.０％、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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
〔溶接相手部材〕
上記の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とアーク溶接により接合する相手部材は、上記と同様の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材であっても構わないし、それ以外の鋼材であっても構わない。
【実施例】
【００３８】
表２に示す組成を有する板厚３.２ｍｍ、板幅１０００ｍｍの冷延鋼帯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、以下に示す試験方法によりガスシールドアーク溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性に及ぼすシールドガス組成の影響を調査した。めっき層組成、めっき付着量、シールドガス組成は後述表４中に示してある。本発明例に適用したシールドガスは、ＣＯ2：０〜７体積％、残部：Ａｒ、Ｈｅの１種以上の組成を有するものである。
【００３９】
【表２】
【００４０】
〔耐溶融金属脆化割れ性の試験方法〕
図７に示すように、１００ｍｍ×７５ｍｍの試験片１４（溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材）の中央部に直径２０ｍｍ、長さ２５ｍｍの棒鋼のボス（突起）１５を垂直に立て、表３に示す溶接条件でガスシールドアーク溶接を行って試験片１４とボス１５を接合した。具体的には溶接開始点Ｓから時計回りにボス１５の周囲を１周して、溶接開始点Ｓを過ぎた後もさらにビードを重ねて溶接を進め、溶接ビード１６の重なり部分１７が生成した後の溶接終了点Ｅまで溶接を行った。溶接中、試験片１４は平板上に拘束された状態とした。この試験は実験的に溶接割れが生じやすい状況としたものである。
【００４１】
【表３】
【００４２】
溶接後、ボス１５の中心軸を通り、且つビード重なり部分１７を通る切断面２０について、ビード重なり部分１７近傍の試験片１４部分を走査型電子顕微鏡で観察することにより、試験片１４に観測される最も深い割れの深さ（最大割れ深さ）を測定した。この割れは「溶融金属脆化割れ」であると判断される。結果を表４に示す。
【００４３】
【表４】
【００４４】
表４に示されるように、シールドガス中のＣＯ2濃度が９体積％以上である比較例のものにおいて、溶融金属脆化割れが観測された。これらはいずれも試験片１４におけるめっき層蒸発領域長さＬ（前述図３参照）が０.３ｍｍ未満であり、最も深い溶融金属脆化割れはほとんどの試料において止端部からの距離が０.３ｍｍ以内の部位に生じていた。これに対し、シールドガス中のＣＯ2濃度を７％以下とした本発明例のものには溶融金属脆化割れは観測されなかった。本発明例のものにおけるめっき層蒸発領域長さＬは、いずれも０.３ｍｍ以上であり、特にＣＯ2濃度を５％未満とした例におけるめっき層蒸発領域長さＬは０.６ｍｍ以上であった。
【符号の説明】
【００４５】
１、１’ 母材
２ 溶接ビード
３ ビード止端部
５ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金層
６ Ｆｅ−Ａｌ系合金層
７ めっき層
８ Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属
９ めっき層蒸発領域
１０ 溶融凝固領域
１１ めっき層未溶融領域
１４ 試験片
１５ ボス
１６ 溶接ビード
１７ ビード重なり部分
３１ 溶接トーチ
３２ 溶接ワイヤ
３３ 電極
３４ シールドガス
３５ アーク
【特許請求の範囲】
【請求項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、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【請求項２】
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に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【請求項３】
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または２に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【請求項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、Ａｒガス、ＨｅガスまたはＡｒ＋Ｈｅ混合ガスをベースとしてＣＯ2濃度が０〜７体積％に調整されたシールドガスを使用する、耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【請求項２】
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に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【請求項３】
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または２に記載の耐溶融金属脆化割れ性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板アーク溶接構造部材の製造法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２０１３−３５０６０（Ｐ２０１３−３５０６０Ａ）
【公開日】平成２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−１３４６６０（Ｐ２０１２−１３４６６０）
【出願日】平成２４年６月１４日（２０１２．６．１４）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年２月２１日（２０１３．２．２１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年６月１４日（２０１２．６．１４）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【Ｆターム（参考）】
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