(57)【要約】【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溶融金属脆化割れとブローホールの生成を顕著に抑制する。【解決手段】接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（３）式を満たすようにガスシールドを行う。  ０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74  …（３）【選択図】図７
2014133259.tif 000002
【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、接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、下記（１）式で表される単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と下記（２）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（３）式を満たすようにガスシールドを行うアーク溶接構造部材の製造法。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74  …（３）
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
【請求項２】
前記溶接入熱Ｑを２０００〜１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とする請求項１に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
【請求項３】
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、接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、かつ前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚を２.７ｍｍ未満とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、下記（１）式で表される単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と下記（２）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（４）式を満たすようにガスシールドを行うアーク溶接構造部材の製造法。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35  …（４）
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
【請求項４】
前記溶接入熱Ｑを２０００〜４５００Ｊ／ｃｍの範囲とする請求項３に記載のアーク溶接構造部材の製造法。
【請求項５】
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１〜４のいずれかに記載のアーク溶接構造部材の製造法。
【請求項６】
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１〜５のいずれかに記載の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
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】溶接技術、産報出版株式会社、２００６年１１月号、ｐ.１１２−１２４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
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。
【００１１】
また、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。
【００１２】
一方、Ｚｎ系めっき鋼板にアーク溶接を施すと、発生したＺｎ蒸気が溶接金属に入り込んでブローホールやピットといった溶接欠陥の形成を招きやすい（以下、本明細書では「ピット」も含めて「ブローホール」と呼ぶ）。信頼性の高い溶接構造部材を構築するためにはブローホールの発生を抑制することも重要となる。この種のブローホールの生成にはシールドガスの組成も影響する。広く使用されている代表的なアーク溶接用シールドガスとして、ＣＯ2１００％ガス、およびＡｒ８０％＋ＣＯ2２０％ガスの２種類を挙げることができる。Ａｒ＋ＣＯ2ガスは、ＣＯ2１００％ガスに比べて優れた溶接作業性を発揮し、かつ薄板の溶接では溶け込みが浅いため耐溶け落ち性、耐ギャップ性に優れるなど、高性能のシールドガスとして知られている（非特許文献１）。しかしながら、Ｚｎ蒸気に起因するブローホールを抑制するためにはＣＯ2１００％ガスの方が効果的であるとされ、亜鉛めっき鋼板の定電圧アーク溶接においてブローホールの抑制を重視する場合には、Ａｒ＋ＣＯ2ガスは推奨されない（非特許文献１の表１参照）。
【００１３】
本発明は、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し、かつブローホールの生成も抑制された信頼性の高い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】
【００１４】
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。
【００１５】
アーク溶接のシールドガスとしては、溶接ビード周辺の酸化を抑制する等の理由により、ＣＯ2ガスあるいはＣＯ2を２０体積％程度含有するガスを用いることが多い。特に、亜鉛めっき鋼板に適用するアーク溶接においてブローホールの抑制を重視する場合には、ＣＯ2１００％ガスの適用が有利であることが知られている（前述）。しかしながら、発明者らの調査によれば、このＣＯ2はＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層金属の濡れ拡がりを助長する作用を有することがわかった。そこで、詳細な研究の結果、溶接トーチからシールドガスの成分として供給されるＣＯ2の流量を溶接入熱に応じて適切にコントロールすることによって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材における上記の濡れ拡がりを顕著に抑制することができ、かつ、ＣＯ2１００％ガスを使用することなくブローホールの発生も効果的に抑制可能であることがわかった。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。
【００１６】
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、接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、下記（１）式で表される単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と下記（２）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（３）式を満たすようにガスシールドを行うアーク溶接構造部材の製造法によって達成される。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74  …（３）
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
【００１７】
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。前記溶接入熱Ｑは例えば２０００〜１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とすることができる。
【００１８】
また、前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材が板厚２.７ｍｍ未満（例えば０.８ｍｍ以上２.７ｍｍ未満）である場合は上記（３）式に代えて下記（４）式を適用することができる。
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35  …（４）
このように板厚が薄い場合には、前記溶接入熱Ｑは例えば２０００〜４５００Ｊ／ｃｍの範囲とすることがより好ましい。
【００１９】
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が特に好適な対象となる。片面当たりのＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき付着量は例えば２０〜２５０ｇ／ｍ2とすることができる。
【発明の効果】
【００２０】
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。Ｚｎ蒸気の発生に起因するブローホールの生成も同時に抑制される。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】
【００２１】
【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】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７】めっき原板の板厚が６ｍｍの場合について、溶接入熱Ｑおよび単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2と、耐溶融金属脆化割れ性および耐ブローホール発生性の関係を示すグラフ。
【図８】めっき原板の板厚が２.６ｍｍの場合について、溶接入熱Ｑおよび単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2と、耐溶融金属脆化割れ性および耐ブローホール発生性の関係を示すグラフ。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
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ＣＯ2ガスや、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溶接ビードおよびその周辺の酸化が抑制される。それにより溶接部での耐食性低下が軽減されると考えられる。
【００２３】
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。
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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を含有するガスを用いるが、単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量を後述のように適切に制限する。この場合、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比較的弱いために、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。
【００２７】
本発明では単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量を制限するため、溶接ビードおよびその周辺は従来一般的なアーク溶接に比べ酸化されやすい雰囲気となる。しかし、接合する部材として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材を適用することにより、めっき層表面だけでなく溶接部近傍で鋼素地が露出した部分の耐食性も改善される。すなわち、Ｚｎによる防食効果に加え、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき金属に由来する腐食生成物が優れた保護性を発揮することにより長期間の耐食性は改善され、ＣＯ2使用量を制限することによる耐食性低下は通常の使用において顕在化しない。また、「Ａｒ＋ＣＯ2ガスを使用した場合に亜鉛めっき鋼板ではブローホールの生成が問題となりやすい」という従来の知見によれば、ＣＯ2使用量を制限することによってブローホールの生成が増大するのではないかという懸念があった。しかしながら、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の場合は亜鉛めっき鋼板と異なり、単位溶接長さ当たりにシールドガスから供給されるＣＯ2量を一定以上に確保することによって、Ｚｎ蒸気起因のブローホールの生成は十分に抑止できることがわかった。
【００２８】
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、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。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。
【００２９】
〔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、シールドガスにより供給される単位溶接長さ当たりのＣＯ2量を溶接入熱に応じて制限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。しかし、本発明ではその還元作用を抑制させることにより、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、下記（３）式中のＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74を満たすように単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2を制限したとき、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。下記（３）式に代えて下記（３）’式を適用することが一層効果的である。また、下記（３）式中の０.００２５≦ＦCO2を満たすように単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2を確保したとき、ブローホールの生成も十分に抑止される。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74  …（３）
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74−０.０１  …（３）’
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
【００３０】
接合する一方の部材のみを溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、その溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚を２.７ｍｍ未満（例えば０.８ｍｍ以上２.７ｍｍ未満）とする場合、および接合する双方の部材を板厚２.７ｍｍ未満（例えば０.８ｍｍ以上２.７ｍｍ未満）の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とする場合は、上記（３）式に代えて下記（４）式を適用することができる。この場合、（４）式中のＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35を満たすように単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2を制限すれば、濡れ拡がりの抑止効果によって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。下記（４）式に代えて下記（４）’式を適用することが一層効果的である。また、（４）式中の０.００２５≦ＦCO2を満たすように単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2を確保したとき、ブローホールの生成も十分に抑止される。
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35  …（４）
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35−０.０１  …（４）’
このように板厚が薄い場合には、前記溶接入熱Ｑは例えば２０００〜４５００Ｊ／ｃｍの範囲とすることがより好ましい。
【００３１】
板厚に応じて好ましい溶接条件を分類すると、例えば以下の２つの態様のアーク溶接構造部材の製造法を開示することができる。
【００３２】
〔態様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、接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、かつ前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚を２.７ｍｍ以上７.０ｍｍ以下とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、下記（１）式で表される単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と下記（２）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（３）式を満たすようにガスシールドを行うアーク溶接構造部材の製造法。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74  …（３）
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
この場合、前記溶接入熱Ｑを２０００〜１２０００Ｊ／ｃｍの範囲とすることが一層好ましい。また、（３）式に代えて下記（３）’式を採用することが一層効果的である。
０.００２５≦ＦCO2≦４７.５Ｑ-0.74−０.０１  …（３）’
【００３３】
〔態様２〕
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、接合する一方または双方の部材を溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材とし、かつ前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚を０.８ｍｍ以上２.７ｍｍ未満とし、溶接入熱Ｑを２０００〜４５００Ｊ／ｃｍの範囲とし、シールドガスとしてＡｒ＋ＣＯ2ガス、Ｈｅ＋ＣＯ2ガスまたはＡｒ＋Ｈｅ＋ＣＯ2ガスを用いて、下記（１）式で表される単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2（Ｌ／ｃｍ）と下記（２）式で表される溶接入熱Ｑ（Ｊ／ｃｍ）の関係が下記（４）式を満たすようにガスシールドを行うアーク溶接構造部材の製造法。
ＦCO2＝ＤCO2／ｖ  …（１）
Ｑ＝（Ｉ×Ｖ）／ｖ  …（２）
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35  …（４）
ただし、ＤCO2はシールドガス中における標準状態（０℃、１０１.３ｋＰａ）換算でのＣＯ2流量（Ｌ／ｓｅｃ）、Ｉは溶接電流（Ａ）、Ｖはアーク電圧（Ｖ）、ｖは溶接速度（ｃｍ／ｓｅｃ）である。
また、（４）式に代えて下記（４）’式を採用することが一層効果的である。
０.００２５≦ＦCO2≦２.６２Ｑ-0.35−０.０１  …（４）’
【００３４】
上記いずれの態様においても、シールドガス中のＣＯ2濃度は７０体積％以下の範囲とすることがより好ましい。ＣＯ2濃度の下限については上記（３）式または（４）式の０.００２５≦ＦCO2を満たす限り特に規定する必要はないが、溶接入熱Ｑや溶接速度ｖの自由度を拡げる上では１体積％以上のＣＯ2濃度を確保することが好ましく、５体積％以上とすることがより好ましい。シールドガスの流量（全成分のトータル流量）は例えば０.０５〜１.０Ｌ／ｓｅｃの範囲で設定することができ、０.０７〜０.７Ｌ／ｓｅｃの範囲とすることがより好ましい。
【００３５】
溶接入熱Ｑおよび単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2と、耐溶融金属脆化割れ性および耐ブローホール発生性（ブローホールの発生を抑制する作用の大きさ）の関係を調べた実験例を紹介する。
【００３６】
《実験例》
板厚６ｍｍおよび２.６ｍｍの５９０ＭＰａ高張力鋼板（後述表１の鋼Ｂに相当する組成）をめっき原板として、溶融めっき法によりＺｎ−１.０質量％Ａｌ−１.１質量％Ｍｇ浴、Ｚｎ−６.１質量％Ａｌ−３.０質量％Ｍｇ浴、およびＺｎ−１１.０質量％Ａｌ−６.０質量％Ｍｇ浴を用いて、板厚２水準×３種類のめっき鋼板を作製した。めっき付着量は片面当たり約９０ｇ／ｍ2（両面均等）とした。この場合、片面当たりのめっき層厚さは約１３μｍである。得られためっき鋼板を供試材として、以下の方法で耐溶融金属脆化割れ性および耐ブローホール発生性を調べた。
【００３７】
〔耐溶融金属脆化割れ性試験方法〕
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。
【００３８】
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。
そこで本実験例では、最大割れ深さが０.５ｍｍ未満であるものを耐溶融金属脆化割れ性；良好、それ以外を耐溶融金属脆化割れ性；不良と評価した。
【００３９】
〔耐ブローホール発生性試験方法〕
上記溶接試験後の溶接ビード部について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を測定することにより評価した。ブローホール占有率Ｂｓは、溶接ビード長さＬに占める、当該長さＬのビード中に存在する各ブローホールの溶接ビード方向における径の総和の割合で表される。ここではＬを溶接ビード中心部における１周分の距離、溶接ビード方向を円周方向としてブローホール占有率Ｂｓを求めた。このＢｓが３０％以下であればブローホールによる溶接部の強度低下は小さく、合格と判定される。
【００４０】
図７および図８に、それぞれめっき原板の板厚が６ｍｍおよび２.６ｍｍの場合について、溶接入熱Ｑおよび単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2と、耐溶融金属脆化割れ性および耐ブローホール発生性の関係を示す。評価基準は以下の通りである。
×印のプロット；最大割れ深さが０.５ｍｍ以上（耐溶融金属脆化割れ性；不良）
△印のプロット；最大割れ深さが０ｍｍを超え０.５ｍｍ未満（耐溶融金属脆化割れ性；良好）、かつブローホール占有率Ｂｓが３０％以下（耐ブローホール発生性；良好）
○印のプロット；最大割れ深さが０ｍｍすなわち割れが観測されない（耐溶融金属脆化割れ性；優秀）、かつブローホール占有率Ｂｓが３０％以下（耐ブローホール発生性；良好）
●印のプロット；最大割れ深さが０ｍｍすなわち割れが観測されない（耐溶融金属脆化割れ性；優秀）、かつブローホール占有率Ｂｓが３０％を超える（耐ブローホール発生性；不良）
このうち○および△を合格とした。
上記３種類のめっき組成について、同じ評価結果が得られた。したがって、図７、図８中の各プロットは３種類のめっき組成について共通の評価結果を示すものである。
【００４１】
図７からわかるように、上記（３）式を満たすようにガスシールドを行うことによって、良好な耐溶融金属脆化割れ性と耐ブローホール発生性を両立させることができる。上記（３）式に代えて上記（３）’式を採用すれば、非常に優れた耐溶融金属脆化割れ性を一層安定して実現することができる。
また、図８からわかるように、めっき原板の板厚が２.６ｍｍ（両面のめっき層を含んだトータル板厚は２.６ｍｍを超え２.７ｍｍ未満の範囲となる）の場合には、上記（４）式を満たすようにガスシールドを行うことによって、良好な耐溶融金属脆化割れ性と耐ブローホール発生性を安定して両立させることができる。それより薄い板厚では、溶接時の冷却速度が更に速くなることによって、めっき層金属の濡れ拡がりが抑制される効果は一層増大するので、やはり（４）式を満たせば良好な耐溶融脆化割れ性が確保される。上記（４）式に代えて上記（４）’式を採用すれば、非常に優れた耐溶融金属脆化割れ性を一層安定して実現することができる。
【００４２】
〔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０.８〜７.０ｍｍの範囲で設定すればよい。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。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。
【００５０】
〔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】
【００５１】
表１に示す各鋼種について、板厚３.２ｍｍ、４.５ｍｍ、６.０ｍｍ、２.６ｍｍおよび１.６ｍｍの冷延鋼帯を用意した。いずれも板幅は１０００ｍｍである。これらの冷延鋼帯をめっき原板として、溶融めっきラインに通板して種々のめっき層組成を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造した。めっき付着量は両面均等とした。各溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板から切り出した試料を用いて、上述の耐溶融金属脆化割れ性試験方法（図６参照）に従う方法により種々の溶接条件でガスシールドアーク溶接を行った。得られた溶接部について最大割れ深さを測定し、耐溶融金属脆化割れ性を評価した。また、上述の耐ブローホール発生性試験方法に従ってブローホール占有率Ｂｓを求め、Ｂｓが３０％以下であるものを○（耐ブローホール発生性；良好）、それ以外を×（耐ブローホール発生性；不良）とした。
【００５２】
板厚３.２ｍｍのめっき原板を用いた試料について、溶融めっき条件、溶接条件および試験結果を表２、表３に示す。
板厚４.５ｍｍのめっき原板を用いた試料について、溶融めっき条件、溶接条件および試験結果を表４に示す。
板厚６.０ｍｍのめっき原板を用いた試料について、溶融めっき条件、溶接条件および試験結果を表５に示す。
板厚２.６ｍｍのめっき原板を用いた試料について、溶融めっき条件、溶接条件および試験結果を表６に示す。
板厚１.６ｍｍのめっき原板を用いた試料について、溶融めっき条件、溶接条件および試験結果を表７に示す。
【００５３】
【表１】
2014133259.tif 000003
【００５４】
【表２】
2014133259.tif 000004
【００５５】
【表３】
2014133259.tif 000005
【００５６】
【表４】
2014133259.tif 000006
【００５７】
【表５】
2014133259.tif 000007
【００５８】
【表６】
2014133259.tif 000008
【００５９】
【表７】
2014133259.tif 000009
【００６０】
表２、表４、表５に示されるように、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材のガスシールドアーク溶接において、単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2と溶接入熱Ｑの関係が上述の（３）式を満たすようにガスシールドを行うことにより、耐溶融金属脆化割れ性に優れ、かつブローホール発生も良好に抑制された溶接構造部材が得られる。
また、表６、表７に示されるように、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板部材の板厚（めっき層厚さを含む）が２.７ｍｍ未満のものにおいては、上述の（４）式を満たすようにガスシールドを行うことにより、耐溶融金属脆化割れ性に優れ、かつブローホール発生も良好に抑制された溶接構造部材が得られる。
【００６１】
表３には、めっき原板の板厚が３.２ｍｍの試料について、（３）式を満たさない条件でガスシールドを行った場合を例示した。Ｎｏ.２３、２４、２７〜３０、３３〜３５は単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2が溶接入熱Ｑに対して過大であったことにより、ビード近傍の「めっき層蒸発領域」において、ＣＯ2による還元作用が十分に低減されず、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融金属がビード止端部まで濡れ拡がる現象を食い止めることができなかった。その結果、溶融金属脆化割れが生じた。Ｎｏ.２５、２６、３１、３２は単位溶接長さ当たりのＣＯ2使用量ＦCO2が不十分であったことにより、めっき層に由来するＺｎ蒸気起因のブローホール発生を抑制する効果が十分に発揮されなかった。
【符号の説明】
【００６２】
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
【図１】
2014133259.tif 000010
【図２】
2014133259.tif 000011
【図３】
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【図４】
2014133259.tif 000013
【図５】
2014133259.tif 000014
【図６】
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【図７】
2014133259.tif 000016
【図８】
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