(57)【要約】【課題】建築、自動車などの溶接構造部材に使用される亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際、さらには、亜鉛系合金めっき鋼材を用いて造管後、電縫溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れの発生を抑制でき、溶接部品質に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｂ：３〜４０ｐｐｍ、Ｎ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材の表面に亜鉛系合金めっき層を設けた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその鋼管。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
亜鉛系合金めっき層を鋼材表面に設けた亜鉛系合金めっき鋼材において、前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｓ：０．０１５％以下
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ｂ：３〜４０ｐｐｍ
Ｎ：０．０００５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項２】
前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、かつ下記（１）式で与えられる条件を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
０．５≧［％Ｔｉ］＋［％Ａｌ］≧０．００１      …  （１）
但し、［％Ｘ］は、合金元素Ｘの質量％で表した含有量を示す。
【請求項３】
前記鋼材におけるＳ含有量が、質量％で、０．００３％以下であることを特徴とする請求項１または２記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項４】
前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項１から３のうちの何れかに記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項５】
前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする請求項１から４のうちの何れかに記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項６】
前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項５に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項７】
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項５記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項８】
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項５に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【請求項９】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｓ：０．０１５％以下
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ｂ：６〜１５ｐｐｍ
Ｎ：０．０００５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に亜鉛系合金めっき層を設けた亜鉛系合金めっき鋼板を管状に成形後、その突合せ端部を電縫溶接したことを特徴とする亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１０】
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、かつ下記（１）式で与えられる条件を満足することを特徴とする請求項９に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
０．５≧［％Ｔｉ］＋［％Ａｌ］≧０．００１      …  （１）
但し、［％Ｘ］は、合金元素Ｘの質量％で表した含有量を示す。
【請求項１１】
前記鋼板におけるＳ含有量が、質量％で、０．００３％以下であることを特徴とする請求項９または１０記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１２】
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項９から１１のうちの何れかに記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１３】
前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする請求項９から１２のうちの何れかに記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１４】
前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項１３に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１５】
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項１３記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【請求項１６】
前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする請求項１３に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主に、建築、自動車などの溶接構造部材に使用される亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管に関し、特に、このような亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際、さらには、亜鉛系合金めっき鋼材を用いて造管後、電縫溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れ（以下、亜鉛めっき割れということもある）の発生を抑制できる溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
Ｚｎめっき鋼材は、建築や自動車の構造部材の耐食性向上の観点から幅広く用いられ、最近ではＺｎめっき中にＡｌ、ＭｇまたはＳｉを添加したＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきなどの亜鉛系合金めっきを鋼材表面に施した耐食性に優れた亜鉛系合金めっき鋼材が特許文献１および特許文献２で知られている。これら亜鉛系合金めっき鋼材は、種々の溶接法により溶接して溶接鋼構造物として使用される場合が多い。
【０００３】
また、これら亜鉛系合金めっき鋼材を用いて管状に成形後、突合せ端部を高周波誘導溶接および高周波抵抗溶接（以下、電縫溶接という。）等により溶接した鋼管や角管も多く使用されている。
【０００４】
しかし、これら亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際に、鋼材の溶接熱影響部（以下、溶接ＨＡＺ部という。）では、溶接入熱により溶融された亜鉛系合金めっきが鋼材表面に溶融状態のまま残留しやすく、かつ、鋼材組織は結晶粒が成長、粗大化した組織となりやすい。このような状態で鋼材に引用応力が働いた場合には、鋼材の溶接ＨＡＺ部組織によっては、溶融めっきが鋼材表面の結晶粒界に侵入して粒界が脆化した領域、つまり脆化域が形成され、割れが発生する場合がある。特に被溶接部材が著しく拘束された状態での溶接時に溶接ＨＡＺ部の脆化域で割れが発生することがある。
【０００５】
一方、従来から、鋼材を溶接して得られた溶接構造物を高温溶融亜鉛合金めっき浴中でめっき処理する際にも、溶接構造物の溶接部、特に溶接止端部（溶接ビード（溶接金属）と鋼材との境界）近傍に残留した引張応力（以下、残留引張応力という）やめっき浴中で発生する熱歪みなどが作用し同様な割れが発生することが知られていた。
【０００６】
これらのように、高温で或る種の液体金属が或る種の固体金属表面に接触し、かつ固体金属表面にある大きさの引張応力が作用する場合に、固体金属表面に脆化域が形成され、割れが発生する現象を液体金属脆化割れ：ＬＭＥ（Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌ  Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ）と称され、例えば、非特許文献１で知られている。
【０００７】
従来、溶接継ぎ手を高温溶融めっき浴中でめっきする際に発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を抑制するための手法としては、鋼材の成分規定による組織制御が試みられており、ＬＭＥ炭素当量式がＪＩＳ（例えば、鋼材用はＪＩＳ  Ｇ３２１９−１９９５、また、鋼管用はＪＩＳ  Ｇ  ３４７４−１９９５）で規格化されている。
【０００８】
また、特許文献３では、Ｚｎ−Ａｌ合金めっきが施される鋼材に対して鋼材の各成分を限定するとともに、特にＢに対しては０．０００２％以下の厳しい制約を設けている。
【０００９】
しかし、上記ＬＭＥ炭素当量式は、溶接継ぎ手を高温溶融めっき浴でめっき処理する際の液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を対象とし、その割れが発生する温度域はめっき浴の温度：４５０℃（めっき金属の融点）程度であり、亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際のビーク温度：１５００℃に比べて非常に低い温度条件で発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を対象とする。これに対して、亜鉛系合金めっき鋼材を溶接する際に発生する液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）は、１５００℃程度の鋼材が溶融する高温域から４５０℃程度のめっき金属の融点までの広い温度域で発生するため、従来のＬＭＥ炭素当量式を溶接用の亜鉛系合金めっき鋼材に適用しても、溶接時の液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）を充分に抑制することは困難であった。
【００１０】
また、従来、プレス成形性が要求される極低炭素のＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ）鋼材のろう付けにおいて、はんだ脆性による上記液体金属脆化割れの発生が知られており、その対策として、例えば、特許文献４では、Ｃが０．０００５〜０．０３％と低くいＩＦ鋼に対して、Ｔｉを０．０１〜０．２％添加してＮを固定するとともに、Ｂを０．０００２〜０．００３％添加することにより溶融金属の粒界への進入を防ぎ、割れ発生を抑制している。
【００１１】
この方法は、成形性が要求される低強度で極低炭素のＩＦ鋼を対象とし、また、その割れが発生する温度域がはんだ付けのビーク温度：９００〜１０００℃（はんだの融点に相当）程度である場合を前提とするものである。一方、ＩＦ鋼より強度が高く（引張強度：３５０ＭＰａ以上程度）、高炭素（Ｃ：０．０１〜０．３％程度）である高張力鋼を母材とした亜鉛系合金めっき鋼材を、ビーク温度が１５００℃（鋼材の融点に相当）程度の条件で溶接する場合には、９００℃より低い温度域でも液体金属脆化割れは発生するため、上記の方法を高張力鋼の溶接に適用しても液体金属脆化割れを充分に抑制することは困難である。
【００１２】
近年、特に、自動車分野などでは、亜鉛系合金めっき鋼板として、自動車の軽量化及び燃費向上、ひいては地球環境を配慮して、従来の成形性を重視した低炭ＩＦ鋼板に替えて、より引っ張り強度が高く、Ｃや合金元素などの含有量が高い高強度鋼を母材とし、かつその母材表面に従来のＺｎめっきよりも耐食性が高いＺｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系などの亜鉛系合金めっきを施した鋼板が適用されるようになり、それに伴って従来は問題にならなかった鋼材溶接時の液体金属脆化割れの発生が顕在化するようになってきた。
【００１３】
また、従来の自動車、建築分野においては、普通鋼材を溶接後、その溶接構造物を高温亜鉛めっき浴中でめっき処理する、後付けめっき処理が主流であったが、近年、工程省略、製造コスト削減の観点からめっき鋼材またはその成形部材を溶接する、プレめっき鋼材の溶接施工が適用されるようになり、溶接時に発生するめっき割れを抑制するための技術に対する産業上の意義が大きくなってきた。
【００１４】
また、耐食性に優れた鋼管を製造する方法として、生産性向上および製造コスト低減の観点から、従来の電縫鋼管製品を後付けめっき処理する方法に替えて、近年、亜鉛系合金めっき鋼板を用いて管状に成形後、突合せ端部を電縫溶接する方法も実用化されている。
【００１５】
しかし、造管後の電縫溶接時には、大きなスプリングバック力（加工反力）、成形歪または熱収縮力が作用するため、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきなどの亜鉛系合金めっきの成分系の種類によっては、９００℃より低い温度域で溶接熱影響部表面に残留した溶融亜鉛系合金めっきが鋼材表面から粒界に浸入して液体金属脆化割れが発生する。
【００１６】
従来、このような亜鉛系合金めっき鋼板の電縫溶接時の割れ抑制技術として、例えば、特許文献５では、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板を造管してその突合せ端部を溶接する際にアップセット量を制御することで、溶接止端部の形状をなだらかにして引っ張り応力の集中を低減し、割れを解消する技術が開示されている。しかし、このアップセット量制御による引っ張り応力集中の低減が可能となる条件は一部の鋼管サイズや特定鋼種に限定され、幅広い条件で安定した効果を発揮することは困難である。
【００１７】
【特許文献１】
特開平１０−２２６８６５号公報
【特許文献２】
特開２０００−６４０６１号公報
【特許文献３】
特開平０５−１５６４０６号公報
【特許文献４】
特開昭６０−９２４５３号公報
【特許文献５】
特開２００２−１１５７９３号公報
【非特許文献１】
Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ  ｏｆ  Ｍｅｔａｌｓ  （１９１４）  ｐ．１０８．  （Ａ．Ｋ．Ｈｕｎｔｉｎｇｔｏｎ）
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述したような従来技術の問題点を踏まえ、例えば、めっき鋼材、特に、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきなどを施した亜鉛合金系めっき鋼材を種々の方法で溶接する際、さらには、亜鉛系合金めっき鋼材を用いて造管後、電縫溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れの発生を抑制でき、溶接部品質に優れた溶接用亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は次の通りである。
（１）亜鉛系合金めっき層を鋼材表面に設けた亜鉛系合金めっき鋼材において、前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．３％
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｓ：０．０１５％以下
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ｂ：３〜４０ｐｐｍ
Ｎ：０．０００５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（２）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、かつ下記（１）式で与えられる条件を満足することを特徴とする上記（１）に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
【００２０】
０．５≧［％Ｔｉ］＋［％Ａｌ］≧０．００１      …  （１）
但し、［％Ｘ］は、合金元素Ｘの質量％で表した含有量を示す。
（３）前記鋼材におけるＳ含有量が、質量％で、０．００３％以下であることを特徴とする上記（１）または（２）記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（４）前記鋼材が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（１）から（３）のうちの何れかに記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（５）前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする上記（１）から（４）のうちの何れかに記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（６）前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（５）に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（７）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（５）に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（８）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（５）に記載の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材。
（９）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｍｎ：０．１〜３．０％
Ｓ：０．０１５％以下
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ｂ：６〜１５ｐｐｍ
Ｎ：０．０００５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に亜鉛系合金めっき層を設けた亜鉛系合金めっき鋼板を管状に成形後、その突合せ端部を電縫溶接したことを特徴とする亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１０）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．５％を含有し、かつ下記（１）式で与えられる条件を満足することを特徴とする上記（９）に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【００２１】
０．５≧［％Ｔｉ］＋［％Ａｌ］≧０．００１      …  （１）
但し、［％Ｘ］は、合金元素Ｘの質量％で表した含有量を示す。
（１１）前記鋼板におけるＳ含有量が、質量％で、０．００３％以下であることを特徴とする上記（９）または（１０）記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１２）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２〜０．０５％を含有することを特徴とする上記（９）から（１１）のうちの何れかに記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１３）前記亜鉛系合金めっきが、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、および、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきのうちの何れか１種であることを特徴とする上記（９）から（１２）のうちの何れかに記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１４）前記Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（１３）に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１５）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（１３）記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
（１６）前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが、質量％で、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：１〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であることを特徴とする上記（１３）に記載の亜鉛系合金めっき電縫鋼管。
【００２２】
【発明の実施の形態】
一般に、鋼材を溶接した後の溶接部は、溶融した溶接金属が凝固した後、室温までの冷却過程で熱収縮するため、溶接部に外力が加わっていない状態でも溶接部の溶接金属および母材熱影響部には熱収縮に伴う引っ張り応力が発生する。Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系などの特定成分系の亜鉛系合金めっきを施した鋼材を溶接する場合に発生する液体金属脆化割れは、溶接後に蒸発せずに溶接熱影響部表面に残存した溶融亜鉛系合金めっきが、溶接熱影響部の熱収縮に伴って発生した引っ張り応力を引き金として、結晶粒界に浸入して起きるものと考えられる。
【００２３】
溶接後の熱収縮に伴って発生する引っ張り応力は、温度に応じて変化する溶接部周囲の鋼材の高温強度により変化し、例えば、溶接部が９００℃程度の高温状態で生じる引張応力は比較的小さいのに対し、亜鉛系合金めっきの融点に相当する４００〜５００℃程度の低温域では溶接部周囲の高温強度の回復並びに熱収縮量の増加により大きな引っ張り応力が働く。また、鋼材の高温強度は通常その冷間強度に依存するため、被溶接鋼材の引っ張り強度が高くなるほど熱収縮に伴う引っ張り応力は大きくなる。また、その熱収縮に伴う引っ張り応力の大きさは、溶接時の溶接部の拘束状態によっても変化し、溶接変形抑制のために治具などで溶接部近傍を機械的に拘束して溶接する場合や、電縫鋼管製造プロセスにおける管状成形後の端部突合せ溶接などの加工反力が大きい継ぎ手形状で溶接する場合などでは、熱収縮に伴う引っ張り応力は増大する。
【００２４】
従来の極低炭素のＩＦ鋼材のろう付けの場合の割れ発生は、はんだの融点である約９００℃以上の高温域でのみで発生じていたのに対して、亜鉛系合金めっき鋼材の溶接では、９００℃より低い温度からめっき融点に相当する４００℃程度の低温域までの広い温度範囲で割れが発生し、その割れは溶接部の熱収縮に伴う大きな引っ張り応力が作用して発生する点で従来のＩＦ鋼材のろう付けの脆化割れと異なる。
【００２５】
本発明は、亜鉛系合金めっき鋼材の溶接施工において、９００℃以上の高温域だけでなく、それより低い温度から４００℃程度の低温域までの範囲で多く発生するめっき割れを抑制するために、溶接時に溶接熱影響部（以下、これを溶接ＨＡＺ部と称する）の引っ張り応力に対する耐力、つまり粒界強度を向上させることを技術思想とするものである。
【００２６】
本発明は、この技術思想を基に、母材の引っ張り強度が３５０ＭＰａ程度以上、８００ＭＰａ程度以下程度と、ＩＦ鋼よりも高い強度の鋼材で、その表面に亜鉛系合金めっきが施された亜鉛系合金めっき鋼材を対象とし、その溶接時の液体金属脆化割れ防止策を詳細に検討した結果、母材成分としてＣを質量％で０．０１〜０．３％含有する鋼材にＢを０．０００３〜０．００４％添加することにより溶接部の靭性を確保しつつ、溶接時の液体金属脆化割れを防止できるという新たな知見を得てこれをもとに発明がなされたものである。
【００２７】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２８】
先ず、溶接過程において大きな引張応力の発生する比較的低温域での割れの防止を検証した結果、Ｃによる焼き入れ性の向上が有効であるという知見を得た。理由は明確ではないが、おそらく溶融状態の亜鉛系合金めっきが残存する鋼材の溶接ＨＡＺ部の強度の増化により引張応力に伴う塑性歪が低減されたことが有効に作用したと考えられる。
【００２９】
しかしながら、溶接変形を防止する等の目的で、予め治具により拘束して溶接する場合には、熱収縮による引っ張り応力がより大きくなるため、このような拘束状態での極めて厳しい溶接条件での溶接では、依然として割れが発生するという問題が残っている。特に、耐食性に優れた鋼管を製造するプロセスにおいて、亜鉛系合金めっき鋼板を管状に成形加工後、突合せ端部を電縫溶接する場合には、溶接部に熱収縮力と合わせて、成形加工に起因して大きなスプリングバック力（加工反力）が作用するため、溶融亜鉛系合金めっき割れが生じやすくなる。
【００３０】
このような厳しい溶接条件では、溶接ＨＡＺ部の引張応力が比較的穏やかと考えられる高温域においても所定の引っ張り応力が発生し液体金属脆化割れにつながると思われるため、Ｃ含有量の制御だけでは不十分である。
【００３１】
そこで、所定Ｃ量を含有する鋼材におけるＢの影響を検討した。
【００３２】
従来から、はんだ脆化割れ防止技術として、極低炭素のＩＦ鋼材のろう付けの際にＢ添加により約９００℃以上のオーステナイト温度域でＢの粒界偏析・濃化により低融点溶融金属の粒界侵入の抑制効果があることが知られている。本発明は、はんだ付けに比べて溶接ピーク温度が１５００℃（鋼材融点に相当）以上と非常に高い溶接条件での溶接割れを対象とするので、高温域での脆化割れの抑制に対してはこのようなＢの粒界偏析・濃化による溶融状態の亜鉛系合金めっきの粒界への侵入抑制効果が同様に得られるものと考えられる。このＢの粒界偏析は、オーステナイト−フェライト二相域以上の温度で起こり、粒界の空孔・欠陥にＢが浸入することにより界面エネルギーが低下し、溶融しためっき成分の粒界侵入・拡散の抵抗となるが、温度低下に応じてＢの粒界偏析は起き難くなる。
【００３３】
本発明者らの検討の結果、上記Ｂの作用効果に加えて、新たな知見として、Ｂはオーステナイト−フェライト二相域より低い温度域においても、溶接ＨＡＺ部のように冷却速度が比較的速い領域では、Ｂは旧オーステナイト粒界の強化元素として働くため、熱収縮によって溶接ＨＡＺ部に発生する引っ張り応力に対する粒界強度の向上、ひいては低温度域での溶融めっき割れ防止に有効であることがわかった。
【００３４】
Ｃ量およびＢ量を変化させた鋼材の表面に亜鉛系合金めっきが施された亜鉛系合金めっき鋼材をアーク溶接したときの実験結果として、図１に溶接部の割れ深さ状況、図２に溶接部の靭性の劣化率を示す。図１における割れ深さは、母材板厚に対する割れ深さの比で表現し、図２における靭性の劣化率は、Ｂ無添加鋼材（Ｂ量０％）のＨＡＺ靭性値に対する各々のＢ量添加鋼材のＨＡＺ靭性値の比で表現した。また、亜鉛系合金めっき鋼材には板厚６ｍｍで１１％Ａｌ＋３％Ｍｇ＋０．２％Ｓｉ＋Ｚｎめっき層が施されたものを用いた。
【００３５】
溶接部の割れの評価方法としては、図４（ａ）、（ｂ）に示すように厚手鋼材１の内側に評価対象となるめっき鋼材２を嵌め込み溶接３し、さらにめっき鋼材２上に丸鋼４を円周溶接５することによって円周溶接５の溶接ビードのクレータ部（終端部）に発生する割れの深さを測定し、評価した。厚手鋼材１にめっき鋼材２を溶接することにより、めっき鋼材２を円周溶接５する際の拘束条件を厳しくした。
【００３６】
なお、溶接部の割れ深さは溶接部断面を観察し、鋼材表面から割れの伸展している板厚方向の長さを測定することによって求めた。
【００３７】
図１から、鋼材中のＣ量に係わらずＢ量の増加により溶接部の割れは低下する傾向にあるものの、低Ｃ材（Ｃ：０．００５％）に比べて、中Ｃ材（Ｃ：０．０１％）、高Ｃ材（Ｃ：０．１５％）では、Ｂ量が３ｐｐｍと比較的少ない量でも溶接部の割れが急激に低下され、Ｂ量が５ｐｐｍ  以上で溶接部の割れ発生はほぼなくなることがわかる。一方、低Ｃ材（Ｃ：０．００５％）または中Ｃ材（Ｃ：０．０１％）の場合でも、Ｂ量を２０ｐｐｍ以上または４０ｐｐｍ以上と多量に添加すると溶接部の割れは比較的小さくなるが、図２に示すように溶接部の靭性値が低下し、目標とする靱性（８０％以上）が得られないことがわかる。これは、高Ｃ材に比べて低Ｃ材、中Ｃ材では、結晶粒が粗大化しやすいためＢ量の増加に伴ってＢの粒界偏析による靭性値の低下が大きくなったと考えられる。図１及び図２からＣ：０．０１％以上の中Ｃ材、高Ｃ材を母材とする亜鉛系合金めっき鋼材をアーク溶接する際に、溶接部の目標とする靭性を確保しつつ溶融亜鉛系合金めっき割れを防止するための鋼材中のＢ含有量は３〜４０ｐｐｍとする必要がある。
【００３８】
さらに、Ｃ量およびＢ量を変化させた鋼材の表面に亜鉛系合金めっきが施された亜鉛系合金めっき鋼板を用いて、これを管状に成形加工後、突合せ端部を電縫溶接して鋼管を製造したときの実験結果として、図３に溶接部の割れ深さおよび靭性の劣化率を示す。なお、溶接部の割れ深さは溶接部断面を観察し、鋼材表面から割れの伸展している板厚方向の長さを測定することによって求めた。溶接部の割れ深さおよび靭性の劣化率は、上述の図１および２と同じ方法で求めた。また、亜鉛系合金めっき鋼板は板厚６ｍｍで１１％Ａｌ＋３％Ｍｇ＋０．３％Ｓｉ＋Ｚｎめっき層が施されたものを用いた。
【００３９】
図３から、鋼管の電縫溶接時の溶融亜鉛系合金めっき割れについては、Ｃ量が０．１５％以下の中Ｃ材、高Ｃ材においてＢ添加量の増加によりその割れは効果的に低下しＢ添加量が６ｐｐｍ  以上で溶接部の割れ発生はほぼなくなるが、Ｃ量が０．３５％程度の高Ｃ材では、Ｂ添加による割れ低減効果はほとんど得られない。一方、Ｃ量が０．１５％以下の中Ｃ材、高Ｃ材においてＢ添加量を増加するとともに溶接部の靭性値は低下する。目標とする靱性（８０％以上）を確保しつつ鋼管の電縫溶接時の溶融亜鉛系合金めっき割れを防止するための鋼材中のＢ含有量は６〜１５ｐｐｍとする必要がある。
【００４０】
以上の知見と踏まえて、本発明の溶接用亜鉛系合金めっき鋼材の母材成分およびその含有量の範囲を以下の通りとする。なお、以下の％は、特に説明がない限り質量％を示すものとする。
【００４１】
Ｃ：本発明では、Ｃは３５０ＭＰａ以上の引っ張り強さを確保するために必要であると共に、上述のように溶接時の熱収縮により生じる引っ張り応力に対して、溶接ＨＡＺ部の焼入れ向上すなわち応力集中部の塑性歪の低減による割れ防止のために必須な元素である。上記図１及び図２からＢ添加との組み合わせにより溶接部の割れ発生を充分防止でき、かつ良好な靱性を確保できるＣ含有量として、その下限を０．０１％とした。なお、Ｃの過剰の添加は溶接ＨＡＺ部を硬化させ曲げ性能低下や遅れ割れの発生につながるのみならず、Ｆｅ−Ｃ−Ｂ析出物を形成しやすくなりＢのめっき脆化抑制効果を低減してしまうためＣ含有量の上限を０．３％とした。
【００４２】
また、図３に示すように鋼管の電縫溶接時、または溶接部周囲を高い拘束力で拘束した状態で溶接する時には、溶接ＨＡＺ部の割れが発生しやすくなるためにＣ含有量の上限を０．１５％とするのが好ましい。
【００４３】
Ｓｉ：Ｓｉは母材の脱酸のために必要であり、その含有量の下限値を０．０１％とした。また、Ｓｉは固溶強化作用の作用があり下記のＭｎとともに母材強度の調整に用いる。なお、過剰のＳｉ添加は熱間圧延時の酸化スケールの増加、延性低下につながるためその含有量の上限は２．０％とした。
【００４４】
また、熱延鋼板にめっきする場合には問題ないが、冷延鋼板にめっきする場合にはめっき付着性が劣化するためＳｉ量は０．１％以下にすることがより好ましい。
【００４５】
Ｍｎ：Ｍｎは鋼材の熱間脆性の原因となる鋼中の不可避的不純物のＳをＭｎＳとして固定して無害化するためその含有量の下限値を０．１％とした。一方、Ｍｎの過剰の添加は溶接ＨＡＺ部を硬化させ曲げ性能低下や遅れ割れの発生につながるためその含有量の上限を３．０％とした。
【００４６】
Ｓ：Ｓは鋼材の熱間加工性を低下させる元素であるから少ないほど好ましく、上限値を０．０１５％とした。
【００４７】
また、Ｓは、溶接時のめっき脆化割れ抑制の観点からは、低Ｓ化することにより脆化抑制効果が認められるため、その含有量の上限を０．００３％とするのが好ましい。
【００４８】
Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸元素であるとともに、鋼中のＮを固定する作用を有するために、Ｂが窒化物として析出するのを防ぎ溶融亜鉛系合金めっきの液体金属脆化割れを抑制する効果もある。これらの効果を得るために０．００１％以上添加する必要がある。一方、過剰にＡｌを添加すると粗大な非金属介在物を生成して鋼材の靭性等の性能を低下させるので上限値は０．５％とした。
【００４９】
Ｂ：Ｂは上述のように溶接時のオーステナイト域またはオーステナイト−フェライト二相域以上の温度で、粒界に偏析・濃化または粒界の空孔・欠陥に浸入して界面エネルギーを低下して溶融状態の亜鉛系合金めっきの粒界への浸入・拡散を抑制する作用効果がある。また、溶接部の冷却過程では、Ｂは焼入れ性向上元素であり、ベーナイトあるはマルテンサイト組織の形成を促進し、組織の微細化および、熱収縮による引っ張り応力に対して特に溶接ＨＡＺ部の粒界強化により応力、塑性歪の低減効果も得られる。図１から所定Ｃ量の下で溶接部の割れ発生を充分防止できるＢ含有量として、その下限を３ｐｐｍとし、一方、上記図２から溶接部の靭性劣化抑制のためＢ含有量の上限を４０ｐｐｍとする。
【００５０】
また、図３に示すように鋼管の電縫溶接時、または溶接部周囲を高い拘束力で拘束した状態で溶接する時には、溶接ＨＡＺ部の割れが発生しやすくなるためにＢ含有量の下限を６ｐｐｍとし、溶接部の靭性劣化抑制のためＢ含有量の上限を１５ｐｐｍとするのが好ましい。
【００５１】
Ｎ：Ｎは鋼材の強度を上昇させる一方で、多大なＮの添加は鋼材の靭性を低下させるとともに、ＢをＢＮなどの窒化物として析出させ、Ｂのめっき脆化抑制効果も損ねてしまう。そこで、上限値を０．００６％とした。Ｎは少ないほど好ましいが０．０００５％以下にすることはコストの増加を招くため下限値を０．０００５％とした。
【００５２】
本発明では、上記成分に加えて以下の理由でさらに以下の成分添加量を規定する。
【００５３】
Ｔｉ：Ｔｉは、鋼中のＮを窒化物として固定し、ＢがＢＮなどの窒化物として析出するのを防ぐ作用があるため、溶融亜鉛系合金めっきの液体金属脆化割れをさらに抑制するためには、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉは０．５％を超えて添加しても割れ抑制効果が飽和し、いたずらに合金添加コストが上昇するだけであるのでその含有量の上限値を０．５％とした。
【００５４】
また、Ｔｉの含有量は、Ｔｉと同様にＮを固定する作用を有するＡｌの含有量のとの合計量が０．００１％以上、０．５％以下となるように調整することが好ましい。
【００５５】
Ｐ：Ｐは、高温割れ等の一般に溶接性向上の観点からは低減化することが望ましいが、溶接時のめっき脆化割れに対してはＰの粒界偏析による割れ低減効果が認められるため、０．０２％以上添加することが好ましい。一方、過度の添加は、高温割れを発生させる、その含有量の上限値を０．０５％とするのが好ましい。
【００５６】
また、本発明において、上記成分を含有する鋼材の表面に施される亜鉛系合金めっきとしては、特許文献１に記載されているようなＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系、特許文献２に記載されているようなＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系、或いはＺｎ−Ａｌ系の亜鉛系合金めっきをいう。因みに、Ｚｎ−Ａｌ系合金めっきでは、Ａｌ：０．１８〜５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０１〜０．５％、Ｌａ：０．００１〜０．５％、および、Ｃｅ：０．００１〜０．５％のうちのいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＺｎからなり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっきでは、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％、残部Ｚｎからなるめっきからなり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきでは、Ａｌ：２〜１９％、Ｍｇ：０．５〜１０％、Ｓｉ：０．０１〜２％、残部Ｚｎからなるめっきからなる。本発明は、これらの亜鉛系合金めっきのうちの何れか１種のめっきが施された亜鉛系合金めっき鋼材を溶接して溶接構造物とする際に上述した顕著な効果を発揮する。
【００５７】
また、本発明における亜鉛系合金めっき電縫鋼管は、これらの亜鉛系合金めっき鋼板を用い、この鋼板を管状に成形加工後、その突合せ端部を高周波誘導溶接または高周波抵抗溶接などの電縫溶接を行うことにより製造した電縫鋼管である。
【００５８】
本発明の亜鉛系合金めっき電縫鋼管は、亜鉛系合金めっき鋼板を電縫溶接して製造した溶接部割れのない品質に優れた鋼管であり、従来の電縫鋼管製品を後付けめっき処理する方法によって製造した亜鉛系合金めっき電縫鋼管に比べて、溶接部の品質を良好に維持しつつ、生産性の向上および製造コストの低減が可能となる。
【００５９】
なお、上記の本発明の実施形態の説明では、溶接方法をアーク溶接、または、鋼管の電縫溶接に限って説明したが、これらの溶接方法に限定するものではない。例えば、レーザ溶接、スポット溶接、プロジェクション溶接でもアーク溶接と同様の熱サイクルを受け、溶接部近傍には引っ張り応力が働くため、溶接部の液体金属脆化割れが生じる可能性があり、本願発明の適用により同様に溶接時のめっき割れ防止効果が得られる。
【００６０】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す成分を含有する母材鋼材に、目付量片面９０ｇ／ｍ２  のＭｇ：３％、Ａｌ：１１％、Ｓｉ：０．３％、残部Ｚｎからなる亜鉛系合金めっきを施した引っ張り強度：４００ＭＰａ  級の６ｍｍ厚の亜鉛系合金めっき鋼材をアーク溶接し前記評価方法と同様に溶接部の割れおよび靱性の評価を行った。なお、上記Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっきは従来の単なるＺｎめっきに比較して極めて優れた耐食性を示すことが知られている。
【００６１】
溶接はパルスＭＡＧアーク溶接で溶接電流２００Ａ、溶接電圧２３Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ  とし、溶接ワイヤにはＹＧＷ−１２を使用した。なお、溶接部の割れの検査は、図４（ａ）、（ｂ）に示すように円周溶接５の溶接ビードで発生しやすい溶接終端部において断面観察し割れ深さ（表１は母材板厚に対する割れ深さの比で示した）を求めた。また、靭性の劣化率はＢ無添加（Ｂ量０％）の場合の溶接ＨＡＺ部の靭性値に対する各Ｂ量を添加した場合の溶接ＨＡＺ部の靭性値の比で評価した。なお、割れ深さ率および靭性定価率は、各々５％以下、８０％以上を良好と判断した。
【００６２】
表１に母材鋼材中の主要な成分と割れおよび靱性の低下率の結果を示す。記号１〜１０は本発明例である。記号１〜１０の発明例においてＣ量が０．０３と比較的少ない場合（記号１）は僅かに割れが生じたが、実用上無視できる程度であり、その他は割れが皆無であった。また、いずれの発明例も溶接ＨＡＺ靭性の大幅な低下は見られなかった。
【００６３】
一方、記号１１〜１４は本発明の鋼材成分範囲から外れた比較例である。
【００６４】
記号１１および１２はＢ量が本発明で規定する範囲より少ないため液体金属脆化割れが生じた。
【００６５】
記号１３はＣ量が本発明で規定する範囲より少ないために溶接ＨＡＺ靭性の低下が激しかった。
【００６６】
記号１４は本発明で規定する範囲に比べＢが多いため、発生した割れは極めて小さかったが、溶接ＨＡＺ部の靭性値の低下が激しかった。
【００６７】
以上の実施例では溶接方法としてアーク溶接を用いたが、同様にレーザ溶接、スポット溶接、プロジェクション溶接を用いた試験においても、溶接部の液体金属脆化割れは抑制でき、かつ溶接ＨＡＺ部の靭性は良好であった。
【００６８】
【表１】
2004211158.tif 000002
【００６９】
［実施例２］
表２に示す成分を含有する母材鋼板に、目付量片面９０ｇ／ｍ２  のＭｇ：３％、Ａｌ：１１％、Ｓｉ：０．３％、残部Ｚｎからなる亜鉛系合金めっきを施した引っ張り強度：４００ＭＰａ級の６ｍｍ厚の亜鉛系合金めっき鋼板を用いて、これを管状に成形後、その突合せ端部を溶接速度：３０ｍ／ｍｉｎ、高周波パワー：４５０ｋＷ、アプセット量：３ｍｍの条件で電縫溶接し、外径３５５ｍｍの電縫鋼管を製造した。電縫鋼管の溶接ＨＡＺ部の割れ長さ（板厚方向の割れの深さ）は断面観察により計測し、母材板厚に対する割れ深さの比で評価した。また、室温でのシャルピー試験によって鋼板の溶接ＨＡＺ部の靭性を計り、靭性の劣化率はＢ無添加（Ｂ量０％）の場合の溶接ＨＡＺ部の靭性値に対する各Ｂ量を添加した場合の溶接ＨＡＺ部の靭性値の比で評価した。なお、割れ深さ率および靭性定価率は、各々５％以下、８０％以上を良好と判断した。
【００７０】
表２に母材鋼材中の主要な成分と割れおよび靱性の低下率の結果を示す。記号１〜１１は本発明例である。記号１〜１１の発明例において溶接部の割れは実用上無視できる程度か、または皆無であった。また、いずれの発明例も溶接ＨＡＺ靭性の大幅な低下は見られなかった。
【００７１】
一方、記号１２〜２４は本発明の鋼材成分範囲から外れた比較例である。
【００７２】
記号１２から２０はＢ量が本発明で規定する範囲より少ないため液体金属脆化割れが生じた。
【００７３】
記号２１および２２は本発明で規定する範囲に比べＢが多いため、割れは皆無であったが、溶接ＨＡＺ部の靭性値の低下が激しかった。
【００７４】
記号２３および２４はＣ量およびＢ量が本発明で規定する範囲より多いために割れの程度大きくかつ溶接ＨＡＺ靭性の低下が激しかった。
【００７５】
【表２】
2004211158.tif 000003
【００７６】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、建築、自動車などの溶接構造部材として使用される亜鉛系合金めっき鋼材を種々の方法で溶接する際、さらには、亜鉛系合金めっき鋼材を用いて造管後、電縫溶接する際に、溶接熱影響部における液体金属脆化割れを抑制でき、溶接部品質に優れた亜鉛系合金めっき鋼材およびその電縫鋼管を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣおよびＢ添加量とアーク溶接による溶接部の割れ深さの度合いを示す図。
【図２】ＣおよびＢ添加量とアーク溶接による溶接ＨＡＺ部の靱性劣化の度合いを示す図。
【図３】鋼管の電縫溶接における溶接部の割れ深さおよび溶接ＨＡＺ部の靭性劣化の度合いを示す図。
【図４】アーク溶接における液体金属脆化割れの評価方法を示す図。
【符号の説明】
１…厚手鋼板
２…めっき鋼板
３…嵌め込み溶接
４…丸鋼
５…円周溶接
【図１】
2004211158.tif 000004
【図２】
2004211158.tif 000005
【図３】
2004211158.tif 000006
【図４】
2004211158.tif 000007