(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ステンレス鋼外皮の内部にフラックスが充填されたステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤにおいて、
金属または合金成分として、前記外皮およびフラックス中に、溶接ワイヤ全質量に対する質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｎｉ：７．０〜１０．０％、
Ｃｒ：２６．０〜３０．０％
を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＦ値が３０〜５０の範囲を満足し、
さらに、スラグ形成剤として、前記フラックス中に、ワイヤ全質量に対する質量％で、
ＴｉＯ２：３．８〜６．８％、
ＳｉＯ２：１．８〜３．２％、
ＺｒＯ２：１．３％以下（０％を含む。）、
Ａｌ２Ｏ３：０．５％以下（０％を含む。）
を含有し、かつ該スラグ形成剤とその他のスラグ形成剤との合計量が７．５〜１０．５％であり、
さらに、前記ＴｉＯ２は、スラグ形成剤合計量に対する質量％で、
ＴｉＯ２：５０〜６５％
を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする、亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤ。
Ｆ値＝３×［Ｃｒ％］＋４．５×［Ｓｉ％］−２．８×［Ｎｉ％］−８４×［Ｃ％］
−１．４×［Ｍｎ％］−１９．８        ・・・・・・・・        （１）
ただし、上記［Ｃｒ％］、［Ｓｉ％］、［Ｎｉ％］、［Ｃ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ、溶接ワイヤ中の外皮およびフラックス中に含有するＣｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、ＣおよびＭｎのワイヤ全質量に対するそれぞれの質量％の合計を示す。
【請求項２】
被溶接材である亜鉛めっき鋼板のめっき成分が、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からなる亜鉛系合金めっきであり、
該めっきを被覆してなる亜鉛めっき鋼板の溶接に際し、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤを用いてアーク溶接することを特徴とする、亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法。
【請求項３】
被溶接材である亜鉛めっき鋼板のめっきを除く鋼板の成分が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００４％、
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であり、
該亜鉛めっき鋼板の溶接に際し、請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤを用いてアーク溶接することを特徴とする、亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、タッチアップ等の後処理を行わなくても溶接部の耐食性を確保できる、亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤおよびこれを用いた亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法に係わり、特に、溶接割れが発生せず、溶接作業性が良好な、亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤおよびこれを用いた亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法に関するものである。
【０００２】
なお、本発明が対象とする被溶接材の亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっき鋼板と亜鉛系合金めっき鋼板とを含むものである。
【背景技術】
【０００３】
亜鉛めっき鋼板は、建築や自動車などの分野において構造部材の耐食性向上の観点から幅広く用いられている。従来構造物の耐食性向上については、非めっき材を溶接し、その後、亜鉛浴に浸漬し、鋼材および溶接部表面に付着させ、構造物全体の耐食性を確保する方法が用いられていた。しかし、この方法では、溶接した後にめっき処理されるため、生産性が劣るとともに、めっき浴等の設備が必要となり、製造コストを増加させる原因になっていた。
【０００４】
これを回避するため、予めめっきが施された亜鉛めっき鋼板を溶接することにより構造物を製造する方法が、適用されるようになってきた。また、最近、構造部材の耐食性をより向上させるために、従来の一般的な亜鉛めっき鋼板に比べて、更に耐食性を高めたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきなどの亜鉛系合金めっきを鋼板表面に施した亜鉛系合金めっき鋼板を溶接して溶接構造物を製造するようになってきた（例えば、特許文献１、参照。）。
【０００５】
亜鉛めっき鋼板または亜鉛系合金めっき鋼板を溶接して溶接構造物を製造する場合の特有な問題として、溶接金属及び母材熱影響部で溶融めっきに起因する液体金属脆化割れ（以下、亜鉛脆化割れという。）が発生し易いことが従来から知られている。
【０００６】
亜鉛脆化割れは、溶接部の近傍に存在する母材熱影響部の表面に溶融状態で残存した亜鉛めっき成分が溶接部分の結晶粒界に浸入することが主な原因であると考えられている。なお、溶接部の表面に存在していた亜鉛めっきは溶接により蒸散して消滅するため、溶接脆化割れの原因とはならないと考えられている。
【０００７】
一方、従来から耐食性が要求されるステンレス鋼構造物の溶接には、ステンレス鋼の共金系溶接材料が用いられる。この場合、ステンレス鋼同士またはステンレス鋼と炭素鋼の接合部に形成されたステンレス鋼成分の溶接金属でも、ステンレス鋼の母材部と同様に、良好な耐食性が得られる。
【０００８】
しかし、本発明者らの確認試験結果によれば、亜鉛めっき鋼板を溶接する際に耐食性が良好な溶接金属を得るために、例えばＳＵＳ３０９系やＳＵＳ３２９系ステンレス鋼溶接材料などの溶接材料を用いても、溶接金属に亜鉛脆化割れが多数発生し、適用が困難であることが確認された。
【０００９】
溶接金属の亜鉛脆化割れの問題を解決する方法として、本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ量の制御により溶接金属のフェライト組織の面積率と引張強度を適正化し、さらには、スラグ剤中のＴｉＯ２量等を適正に制御することで、溶接金属の亜鉛脆化割れを防止するフラックス入り溶接ワイヤを提案している（特許文献２、参照。）。
【００１０】
しかし、この方法を用いて亜鉛系合金めっき鋼板を溶接する場合には、溶接条件によって溶接金属の亜鉛脆化割れが生じることがしばしばあり、安定してその発生を防止することはできなかった。また、この方法を用いて得られる溶着金属は延性が低く、加えて溶接作業性のアーク安定性が低く、スラグ剥離性が悪いという問題があった。
【００１１】
これに対し、本発明者らは、溶接脆化割れを防止する溶接継手について、さらに鋭意研究し、継手の溶接金属成分を規定することにより、溶接金属に発生する亜鉛脆化割れを抑制する手段を提案している（特許文献３、参照。）。さらに、当該特許文献では溶接ワイヤの合金成分を規定することによって、継手の溶接金属成分を目標とする範囲に調整する手段を提案している。
【００１２】
【特許文献１】特開２０００−０６４０６１号公報
【特許文献２】特開２００６−０３５２９３号公報
【特許文献３】特開２００７−１１８０７７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
溶接部に発生する亜鉛脆化割れとしては、図３に示すような溶接金属に発生する割れと、図４に示すような溶接止端部から母材熱影響部に向かって発生する割れとが典型例として挙げられる。
【００１４】
このうち、図３に示すような溶接金属の亜鉛脆化割れについては、上記の特許文献３に記載の成分組成となる溶接金属を実現することにより抑制できることを本発明者らは明らかにしている。しかし、溶接継手として使用するためには、割れの防止以外にも、溶接部の延性等の機械的性能が要求される。特許文献３に記載の発明では、使用する溶接材料の成分に関して、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ量の範囲が示されているものの、適正な成分バランスについては開示がなく、溶接継手の諸特性を満足させるための溶接ワイヤを選定するために多大な事前検討の手間を要するという問題があった。
【００１５】
一方、図４に示すような母材熱影響部の亜鉛脆化割れに関しては、一般的な溶接継手では問題とならないが、例えば、溶接時の残留応力が高いとされる円周溶接や、溶接部材の拘束力が高くなる角鋼管の溶接おいて割れが発生する場合があり、新たな課題となっていた。このような割れの発生機構としては、図４に示すように、鋼板表面に溶融状態で存在する亜鉛５が、溶接後の冷却過程で応力集中部である溶接止端部４から母材熱影響部１ａに侵入することによって割れ６を引き起こすものと考えられる。
【００１６】
なお、上記特許文献２において、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止のため溶接ワイヤ中のスラグ成分におけるＴｉＯ２の比率を６０％以上に高くする旨が記載されているが、当該特許文献ではスラグ形成剤の総量が溶接ワイヤ全質量に対し５％以下と比較的少なく、かつ、スラグ形成剤の配合バランス上、スパッタが多発する場合があるなど溶接作業性の改善の余地があり、また溶接条件によっては、割れが発生する場合もあった。
【００１７】
そこで、本発明は、ステンレス鋼溶接材料を用いた亜鉛めっき鋼板の溶接において、溶接金属の亜鉛脆化割れ防止や延性確保に加えて、母材熱影響部の亜鉛脆化割れを防止し、かつ、溶接作業性にも優れる、亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤおよびこれを用いた亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、前記課題を解決するために溶接ワイヤの合金成分について種々検討を行った。その結果、溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ量の適正化を図ると共に、その合計式であるＦ値（＝３×［Ｃｒ％］＋４．５×［Ｓｉ％］−２．８×［Ｎｉ％］−８４×［Ｃ％］−１．４×［Ｍｎ％］−１９．８）の増加により、亜鉛脆化割れを低減することができ、さらには延性も確保できることを見出した。図２には、亜鉛めっき鋼板の溶接について、Ｆ値と割れ個数の関係を示す（溶接条件等は、後述の実施例の溶接継手性能調査と同じである。）。
【００１９】
このＦ値は、フェライトの晶出し易さを示す指標であるが、図２に示すように、Ｆ値が３０以上、望ましくは４０以上となると、初晶から室温までフェライト単相で凝固が完了するため、粒界に亜鉛の侵入が生じ難く、割れを防止することができるものと考えられる。
【００２０】
また、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止に対しては、溶接ワイヤのスラグ形成剤について検討を行った。その結果、溶接ワイヤ中のスラグ形成剤におけるＴｉＯ２の含有比率を適正化すること、並びにスラグ形成剤の総量を比較的多くすることによって割れを防止できることを見出した。すなわち、図５に示すように、適切な成分組成の凝固スラグ８で溶接金属３を良好に覆うことによって溶融亜鉛５が溶接止端部４に侵入することを防ぐことが可能となり、母材熱影響部の亜鉛脆化割れを防止できることが明らかとなった。
【００２１】
本発明は以上の知見によりなされたもので、その要旨とするところは次の通りである。
【００２２】
［１］  ステンレス鋼外皮の内部にフラックスが充填されたステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤにおいて、
金属または合金成分として、前記外皮およびフラックス中に、溶接ワイヤ全質量に対する質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｎｉ：７．０〜１０．０％、
Ｃｒ：２６．０〜３０．０％
を含有し、かつ下記（１）式で定義されるＦ値が３０〜５０の範囲を満足し、
さらに、スラグ形成剤として、前記フラックス中に、ワイヤ全質量に対する質量％で、
ＴｉＯ２：３．８〜６．８％、
ＳｉＯ２：１．８〜３．２％、
ＺｒＯ２：１．３％以下（０％を含む。）、
Ａｌ２Ｏ３：０．５％以下（０％を含む。）
を含有し、かつ該スラグ形成剤とその他のスラグ形成剤との合計量が７．５〜１０．５％であり、
さらに、前記ＴｉＯ２は、スラグ形成剤合計量に対する質量％で、
ＴｉＯ２：５０〜６５％
を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする、亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤ。
Ｆ値＝３×［Ｃｒ％］＋４．５×［Ｓｉ％］−２．８×［Ｎｉ％］−８４×［Ｃ％］
−１．４×［Ｍｎ％］−１９．８        ・・・・・・・・        （１）
ただし、上記［Ｃｒ％］、［Ｓｉ％］、［Ｎｉ％］、［Ｃ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ、溶接ワイヤ中の外皮およびフラックス中に含有するＣｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、ＣおよびＭｎのワイヤ全質量に対するそれぞれの質量％の合計を示す。
【００２３】
［２］  被溶接材である亜鉛めっき鋼板のめっき成分が、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からなる亜鉛系合金めっきであり、
該めっきを被覆してなる亜鉛めっき鋼板の溶接に際し、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤを用いてアーク溶接することを特徴とする、亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法。
【００２４】
［３］  被溶接材である亜鉛めっき鋼板のめっきを除く鋼板の成分が、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００４％、
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であり、
該亜鉛めっき鋼板の溶接に際し、上記［１］に記載の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤを用いてアーク溶接することを特徴とする、亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤおよびこれを用いた亜鉛めっき鋼板のアーク溶接方法によれば、タッチアップ等の後処理を行わなくても耐食性が良好で、かつ、溶接割れが発生せず、溶接部の延性が良好で、また、溶接作業性に優れるなど、高品質の溶接部が得られる。
【００２６】
特に、Ａｌ、Ｍｇを合金元素として含む、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板の溶接において顕著な効果を示す。Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき鋼板としては、例えば、Ａｌを１１％、Ｍｇを３％、Ｓｉを０．２％含み残部を主にＺｎとする新日本製鐵株式会社製「スーパーダイマ（登録商標）」鋼板あるいはＡｌを７％、Ｍｇを３％含み残部を主にＺｎとする日新製鋼株式会社製「ＺＡＭ（登録商標）」鋼板等がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
本発明者らは、溶接部の耐食性を向上させることのできる亜鉛めっき鋼板用のステンレス系溶接材料について、溶接金属の亜鉛めっき割れを抑制するとともに溶接金属の延性を確保し、さらには、母材熱影響部の亜鉛脆化割れの発生を抑制しながら溶接作業性を良好に維持する手段を鋭意検討した。
【００２８】
なお、本発明において、上記亜鉛めっき鋼板とは、単純な亜鉛めっき鋼板の他、亜鉛めっき中に耐食性向上のためにＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉなどを添加したＺｎ−Ａｌ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系合金めっき、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっきが表面に施されためっき鋼板の総称を意味するものとする。
【００２９】
先ず、溶接金属の亜鉛脆化割れ抑制および溶接金属の延性確保を達成する手段について述べる。本発者らの実験結果によれば、溶接金属中のフェライト量を適性に保つことにより溶接金属の亜鉛脆化割れ抑制ならびに延性確保が両立できることを確認している。また、この溶接金属凝固時のフェライトの晶出し易さは、主として溶接金属中のＳｉ及びＣｒのフェライト形成元素と、Ｃ、Ｍｎ及びＮｉのオーステナイト形成元素を基に、下記（１）式で定義されるＦ値によって整理できることを見出した。
Ｆ値＝３×［Ｃｒ％］＋４．５×［Ｓｉ％］−２．８×［Ｎｉ％］−８４×［Ｃ％］
−１．４×［Ｍｎ％］−１９．８      ・・・・・・・・      （１）
ただし、上記［Ｃｒ％］、［Ｓｉ％］、［Ｎｉ％］、［Ｃ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ、溶接ワイヤ中の外皮およびフラックス中に含有するＣｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、ＣおよびＭｎのワイヤ全質量に対するそれぞれの質量％の合計を示す。
【００３０】
図２に亜鉛めっき鋼板を溶接する際に使用したフラックス入り溶接ワイヤのＦ値と亜鉛脆化割れ個数の関係を示す（溶接条件等は、後述の実施例の溶接継手性能調査と同じである。）。
【００３１】
フラックス入り溶接ワイヤのＦ値が３０未満の場合には、溶接金属の初晶凝固相がオーステナイト単独で凝固が完了するか、あるいは、初晶凝固相がフェライトでも凝固途中でオーステナイトの晶出が起こりフェライトとオーステナイトの二相で凝固が完了する。この際、オーステナイト相は柱状晶凝固するため、溶接時にオーステナイト粒界に亜鉛めっきに起因するＺｎなどの低融点成分が侵入し、溶接金属の亜鉛脆化割れが発生し易くなる。一方、フラックス入り溶接ワイヤのＦ値が３０以上の場合は、溶接金属はフェライトで初晶析出し、フェライト単相で凝固が完了するため、等軸晶凝固した微細化されたフェライト相により、溶接時に結晶粒界への亜鉛などの低融点成分の侵入が生じにくく、溶接金属の亜鉛脆化割れ発生は減少することが明らかになった。更に、Ｆ値が４０以上の場合は、溶接金属の凝固後の冷却過程において析出するオーステナイトが少なくなり、亜鉛脆化割れ抑制の効果がより顕著になることが明らかとなった。
【００３２】
これらの知見を基に、本発明では、後述するようにフラックス入り溶接ワイヤ中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を適正化すると共に、溶接金属の亜鉛脆化割れ発生を抑制するために上記（１）式で定義される溶接ワイヤのＦ値を３０以上、望ましくは４０以上とする。
【００３３】
耐亜鉛脆化割れ抑制の観点から溶接ワイヤのＦ値は高いほど好ましい。しかし、ワイヤのＦ値が５０を超えると、溶接金属がフェライト単相で凝固完了した後、室温までの冷却過程でのオーステナイトの析出が極めて減少するため、室温での溶接金属中のフェライト量が多くなる。溶接金属の延性すなわち伸びを確保するためには、所定のオーステナイトの析出が必要でありＦ値の過度な増加は好ましくない。したがって、本発明では、室温での溶接金属組織をフェライトとオーステナイトの適正な二相組織とすることで、溶接金属の亜鉛脆化割れ発生を抑制するとともに、溶接金属の延性を十分に確保するためにワイヤのＦ値の上限を５０とする。
【００３４】
次に、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止ならびに溶接作業性向上の手段について鋭意検討した。その結果、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止に対しては、図５に示すように、溶接金属３を覆う凝固スラグ８によって溶融亜鉛５が溶接止端部４へ侵入することを防止することが重要であり、溶接作業性向上に対してはスラグ形成剤の成分組成を最適化することが重要であることを見出した。
【００３５】
本発明は、これらの知見に基づいて、
（ａ）スラグ形成剤におけるＴｉＯ２含有量を高くし比較的高い融点の凝固スラグを形成すると共に、スラグ形成剤の総量を比較的多くすることによって溶接金属を高温状態で良好に包囲することが可能となり、溶接止端部への溶融亜鉛の侵入を防止できる、
（ｂ）スラグ形成剤におけるＴｉＯ２含有量の上限を規定し、溶接ワイヤ先端から鋼板母材に移行する溶滴の移行特性を安定化させることによってスパッタの低減が可能となり溶接作業性が向上する
ことを技術思想とする。
【００３６】
以下に、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止手段について述べる。なお、通常の突合せ溶接継手や隅肉溶接継手では、母材熱影響部の亜鉛脆化割れの再現は必ずしも容易ではないため、特殊な溶接試験体で評価した。すなわち、図６に示すように、板厚９ｍｍの厚手鋼材９の上に評価対象となるめっき鋼板１を設置し、その４辺を重ね隅肉溶接することによってめっき鋼板の拘束力を高くした。さらに、めっき鋼板１上に丸鋼２を設置し円周隅肉溶接することによって溶接時の収縮応力が高くなる条件とした。溶接完了後に、溶接ビードのクレータ部（終端部）の断面１１を断面観察することによって母材熱影響部の亜鉛脆化割れ発生状況を評価した。
【００３７】
図１に、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２をスラグ材の主成分とする溶接ワイヤを用いて母材熱影響部の亜鉛脆化割れ発生状況を調べた結果を示す。ＴｉＯ２の比率を５０％以上とし、またスラグ総量を７．５％以上とすることによって亜鉛脆化割れを防止できることがわかる。母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止のメカニズムは、溶接後に凝固したスラグ８がバリアとなり母材熱影響部１ａ（溶接止端部４）への溶融亜鉛５の侵入を防止すると考えられる。このため、ＴｉＯ２の比率を増加させスラグ材の融点を高めることによって強固なバリアになると考えられる。また、スラグ材総量を増加させると、溶接止端部にスラグを厚く（多く）被包させることが可能になり、溶融亜鉛の侵入抑制に有効であったと考えられる。
【００３８】
一方、溶接作業性に関し、ＴｉＯ２の含有比率が６５％を超えるとスパッタが多発することがわかる。ＴｉＯ２添加量の増加によりスラグ材の融点が高くなりすぎたため、溶融スラグが溶接ワイヤ先端から離脱し難くなり、結果として溶滴移行特性が不安定となりスパッタが増加したと考えられる。
【００３９】
このため、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止の観点ではスラグ形成剤総量に対するＴｉＯ２含有量を５０％以上とすることが有効となるが、スパッタ抑制の観点ではＴｉＯ２含有量を６５％以下に規定する必要がある。
【００４０】
以上が、溶接金属の亜鉛脆化割れ防止ならびに延性確保のためのＦ値の限定理由、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ防止ならびにスパッタ抑制のための溶接ワイヤ中のスラグ形成剤総量およびＴｉＯ２の含有比率の限定理由である。さらに、溶接金属の諸特性および種々の溶接作業性を良好に保つためには、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として添加する成分、及び、スラグ形成剤を以下のように限定する必要がある。なお、以下の説明において、「％」は特に説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
【００４１】
まず、溶接金属の合金成分となるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ各成分の添加理由を述べる。
【００４２】
Ｃは、耐食性に有害であるが、溶接金属の強度確保、溶接時のアーク状態を安定化させる目的で０．０１％以上添加する。一方、０．０５％を超えて添加すると炭化物が多く析出するため、溶接金属の延性が低下する。従って、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＣは０．０１〜０．０５％にする必要がある。
【００４３】
Ｓｉは、スラグ剥離性を良好とする目的で０．１％以上添加する。一方、１．５％を超えて添加すると、低融点ＳｉＯ２系酸化物を析出するため、溶接金属の延性が低下する。従って、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＳｉは、０．１〜１．５％にする必要がある。
【００４４】
Ｍｎは、室温での溶接金属組織中のオーステナイト相を安定化させ、溶接金属の延性を得る目的で０．５％以上添加する。一方、３．０％を超えて添加すると、スラグ剥離性が悪くなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＭｎは、０．５〜３．０％にする必要がある。
【００４５】
Ｎｉは、オーステナイト形成元素であり、室温での溶接金属組織中のオーステナイト相を安定化させ、溶接金属の延性を得る目的で７．０％以上必要である。一方、１０．０％を超えて添加すると、Ｐ、Ｓ等の割れに有害な微量成分の偏析を促進し、更に亜鉛脆化割れが発生し易くなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＮｉは７．０〜１０．０％、好ましくは８．０〜１０．０％にする必要がある。
【００４６】
Ｃｒは、溶接金属の耐食性を向上するために寄与する元素である。また、Ｃｒはフェライト形成元素であり、溶接金属を凝固完了時にフェライト単相とし、溶接金属の亜鉛脆化割れを抑制するために寄与する。本発明では、Ｃｒ含有量は溶接金属の耐食性を十分に得るために２６．０％以上とする。通常、ステンレス鋼の溶接金属はＣｒ量１３．０％程度で良好な耐食性が得られるが、本発明は、Ｃｒを含有しない亜鉛めっき鋼板に適用し、母材希釈を約５０％受けても、溶接金属のＣｒ量が約１３％確保できることを考慮しており、そのため２６．０％以上のＣｒ量が必要となる。一方、３０．０％を超えて添加すると、Ｃｒ２３Ｃ６等の炭化物やσ相の析出が生じ易く、延性が得られなくなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＣｒは２６．０〜３０．０％にする必要がある。
【００４７】
以上のフラックス入り溶接ワイヤ中に金属または合金として含有するＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒの各成分含有量（溶接ワイヤ全質量に対する質量％の合計量）は、上述したように、溶接金属の亜鉛脆化割れ発生を抑制し、かつ溶接金属の延性を良好に確保するために、上記（１）式で定義されるＦ値が３０〜５０の範囲内となるようにする。
【００４８】
なお、上記本発明で規定する成分以外に、さらに、溶接金属の０．２％耐力、引張強さ、延性（全伸び）、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーなどの機械性能の調整やスラグ剥離性の調整などの目的で、他の成分として、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂｉ、Ｎ等の合金剤を組合せて添加することができる。
【００４９】
但し、Ｎについては、延性を劣化させることから、０．０５％未満とすることが望ましい。また、溶接部の脱酸を目的としたＡｌ、Ｍｇ、Ｔｉ等の脱酸剤も適宜添加調整することができる。
【００５０】
次に、スラグ形成剤であるＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３各成分の添加理由および限定理由を述べる。
【００５１】
ＴｉＯ２は、母材熱影響部の亜鉛脆化割れを防止する上で最も重要なスラグ形成剤であり、被包性の良好なスラグを得るため３．８％以上必要である。一方、６．８％を越えて添加すると、溶接ビード形状が凸凹となり、またスパッタが多くなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤのフラックス中にスラグ形成剤として含有するＴｉＯ２は、３．８〜６．８％にする必要がある。また、ＴｉＯ２のスラグ被包性について更に言及すると、後述のＳｉＯ２と共に適正量添加することで、止端部に適正な厚みを持たせたスラグの被包状態を得ることが可能となり溶融亜鉛の止端部への侵入防止に有効に作用する。
【００５２】
ＳｉＯ２は、スラグ剥離性を良好とし、かつ、滑らかな溶接ビード形状を得るため１．８％以上添加する。一方、３．８％を超えて添加するとスパッタが多くなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤのフラックス中にスラグ形成剤として含有するＳｉＯ２は、１．８〜３．８％にする必要がある。またＳｉＯ２のスラグ剥離性について更に言及すると、亜鉛の固着に関わらず、溶接ビード全体のスラグ剥離性を良好とすることを目的として添加する。
【００５３】
ＺｒＯ２は、溶接止端部のスラグに亜鉛が固着しても良好なスラグ剥離性を得る目的で、必要に応じて、添加することができる。しかしながら１．３％を超えて添加するとスパッタが多くなり、また溶接ビード形状が凸凹となる。従って、フラックス入り溶接ワイヤのフラックス中にスラグ形成剤として含有するＺｒＯ２は１．５％以下にするのが望ましい。
【００５４】
Ａｌ２Ｏ３は、亜鉛脆化割れを抑制し、加えて亜鉛蒸気が混入するアーク雰囲気においても、アーク安定性を良好とする目的で、必要に応じて、添加することができる。しかしながら、０．５％を超えて添加するとスラグの剥離性を低下させる。従って、フラックス入り溶接ワイヤのフラックス中にスラグ形成剤として、Ａｌ２Ｏ３は０．５％以下にするのが好ましい。
【００５５】
上記ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３以外のその他スラグ形成剤として、溶接ワイヤ製造工程のボンドフラックスを製造する際に添加される珪酸カリおよび珪酸ソーダなどの固着剤や、主としてアーク安定剤として用いられるＮａ２Ｏ、Ｋ２Ｏ、ＣａＣＯ３、ＢａＣＯ３などの金属酸化物や金属炭酸塩や、主としてスラグ粘性の調整やスラグ剥離性確保のために用いられるＡｌＦ３、ＮａＦ、Ｋ２ＺｒＦ６、ＬｉＦ等の弗化物や、ＦｅＯ、Ｆｅ２Ｏ３等の鉄酸化物などを適宜添加することができる。
【００５６】
但し、上記スラグ形成剤の合計量が１０．５％を超えると、溶接時にスパッタの発生が多くなる。従って、フラックス入り溶接ワイヤの上記スラグ形成剤の合計量は１０．５％以下にする。
【００５７】
本発明の亜鉛めっき鋼板溶接用ステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤの製造は、特に限定する必要はなく、通常知られているフラックス入り溶接ワイヤの製造方法を用いて製造できる。
【００５８】
例えば、上記金属または合金を含有したオーステナイト系ステンレス鋼からなる帯鋼（外皮）をＵ形に成形した後、予め上記金属または合金や上記スラグ形成剤を配合、撹拌、乾燥した充填フラックスをＵ形に成形した溝に満たした後、さらに、帯鋼（外皮）を管状に成形し、引き続き、所定のワイヤ径まで伸線する。
【００５９】
この際、管状に成形した外皮シームを溶接することで、シームレスタイプのフラックス入り溶接ワイヤとすることもできる。
【００６０】
また、上記の以外の方法として、予め管状に成形されたパイプを外皮として用いる場合には、パイプを振動させてフラックスを充填し、所定のワイヤ径まで伸線する。
【００６１】
本発明が対象とする被溶接材の亜鉛めっき鋼板は、一般的なＪＩＳ  Ｇ  ３３０２に準拠した溶融亜鉛めっき鋼板の他、ＪＩＳ  Ｇ  ３３１７に準拠した溶融亜鉛−５％アルミニウム合金めっき鋼板、ＪＩＳ  Ｇ  ３３２１に準拠した溶融５５％アルミニウム−亜鉛合金めっき鋼板、Ｚｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ−０．２％Ｓｉめっき鋼板（スーパーダイマ（登録商標））、Ｚｎ−７％Ａｌ−３％Ｍｇめっき鋼板（ＺＡＭ（登録商標））等の亜鉛系合金めっき鋼板を含む。
【００６２】
なお、ステンレス系の溶接材料を用いた場合に発生する母材熱影響部の亜鉛脆化割れは、特に、めっき成分にＭｇを含有する場合に発生しやすくなる。このため、上記のＭｇを含むめっき鋼板（Ｚｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ−０．２％Ｓｉめっき鋼板）、Ｚｎ−７％Ａｌ−３％Ｍｇめっき鋼板）を本発明のステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤで溶接する場合に母材熱影響部の亜鉛脆化割れ抑制の効果が顕著となる。
【００６３】
Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金めっき鋼板としては、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からなる亜鉛系合金めっき鋼板に効果的に適用できる。
【００６４】
この亜鉛系合金めっき成分について述べると、Ｍｇは、めっき層の耐食性を向上させる目的で１〜１０％含有させる。１％未満では耐食性を向上させる効果が不十分であるためであり、１０％を超えるとめっき層が脆くなって密着性が低下するためである。Ａｌは、Ｍｇ添加でめっき層の脆くなるのを抑制し、また耐食性を向上させるため、２〜１９％含有させる。２％未満では、添加による効果が不十分でめっき層が脆くなって密着性が低下し、１９％を超えると耐食性を向上させる効果が飽和すると同時にＡｌと鋼板中のＦｅが反応することによる密着性の低下が起こるからである。Ｓｉは、Ａｌと鋼板中のＦｅが反応しめっき層が脆くなって密着性が低下するのを抑制するため、０．０１〜２％含有させる。０．０１％未満では、その効果が十分でなく密着性が低下するためであり、２％を超えると密着性を向上させる効果が飽和するばかりかめっき層自体が脆くなるためである。
さらに、亜鉛系合金めっき成分として、塗装後耐食性を向上させるためＣａ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎの１種または２種以上の元素を添加しても良い。
【００６５】
また、本発明が対象とする被溶接材の亜鉛めっき鋼板としては、めっき原板の引張強さが２７０ＭＰａ〜５９０ＭＰａ級の亜鉛めっき鋼板とし、かつ、めっき原板の鋼板成分を以下のとおりに規定することが、母材熱影響部の亜鉛脆化割れ抑制効果がより顕著となるため好ましい。
【００６６】
Ｃは、溶接熱影響部（Heat Affected Zone、以下、ＨＡＺともいう。）の焼入れ性向上によるＨＡＺの亜鉛脆化割れ抑制のため０．０１％以上添加する。一方、過剰の添加はＨＡＺの硬化による曲げ性低下や遅れ割れ性増加につながると共に、亜鉛脆化割れも発生しやすくなる。このため上限は０．２％とする。
【００６７】
Ｓｉは、鋼板の脱酸のため０．０１％以上添加する。一方、過剰の添加は、過剰の熱延時の酸化スケール増加、延性低下につながるため上限を２．０％とする。
【００６８】
Ｍｎは、不可避的不純物であるＳをＭｎＳとして固定すると共に、ＨＡＺの焼入れ性向上のため０．５％以上添加する。一方、過剰の添加は、曲げ性低下や遅れ割れ性増加につながるため上限は３．０％とする。
【００６９】
Ｐは、不純物元素であり、鋼板の加工性低下を防ぐため、上限を０．０２０％とする。
【００７０】
Ｓは、不純物元素であり、溶接金属の高温割れ防止および熱延時の加工性低下を防ぐため、上限を０．０２０％とする。
【００７１】
Ａｌは、鋼の脱酸元素として０．００１％以上添加する必要があるが、過剰に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。
【００７２】
Ｔｉは、鋼中のＮを窒化物として固定しＢＮの析出を防ぐ効果があるため０．００１％以上添加する。一方、過剰の添加は合金添加コスト上昇につながるため、０．５％を上限とする。
【００７３】
Ｂは、ＨＡＺの結晶粒界の界面エネルギー低下による亜鉛脆化割れ抑制効果を得るために、０．０００３％以上添加する。一方、過剰の添加は、溶接部の靭性低下を招くと共に、溶接熱影響部の結晶粒界に亜鉛が侵入しやすくなり、かえって、亜鉛脆化割れが発生しやすくなるので上限を０．００４％とする。
【００７４】
Ｎは、ＢをＢＮなどの窒化物として析出させるため、０．０００５％以上添加する。一方、Ｂの亜鉛脆化割れ抑制効果を低下させるため上限を０．００６％とする。
【実施例】
【００７５】
以下、実施例により本発明を詳細に説明する。
【００７６】
（実施例１）
まず、亜鉛脆化割れ抑制効果の確認のため、溶接材料の効果およびめっき種類の影響を調べた。
【００７７】
表１に示す合金成分を含有するステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤにおいて、スラグ形成剤が表１及び表３に示す組成のステンレス鋼フラックス入り溶接ワイヤを試作した。ワイヤ径は１．２ｍｍとした。亜鉛めっき鋼板は、板厚５ｍｍ、引張強さ４００ＭＰａ級の鋼板のめっき原板にＡ〜Ｃに示す３種類のめっきが塗布された亜鉛系合金めっき鋼板を用いた。
Ａ：ＪＩＳ  Ｇ  ３３０２に準拠した溶融亜鉛めっき鋼板
Ｂ：ＪＩＳ  Ｇ  ３３１７に準拠した溶融亜鉛−５％アルミニウム合金めっき鋼板
Ｃ：Ｚｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ−０．２％Ｓｉめっき鋼板
なお、めっき原板の鋼板成分には、Ｃ＝０．０８％、Ｓｉ＝０．０２％、Ｍｎ＝１．１％、Ｐ＝０．０１５％、Ｓ＝０．００７％、Ａｌ＝０．０２％、Ｂ＝０．００１５％、Ｎ＝０．００３、Ｔｉ＝０．０１％の鋼板を用いた。
【００７８】
溶着金属性能として、ＪＩＳ  Ｚ  ３３２３に準拠した引張試験、ＪＩＳ  Ｚ  ３１１１に準拠した衝撃試験を行った。溶接金属の亜鉛脆化割れおよび母材熱影響部の亜鉛脆化割れの評価には染色浸透探傷試験を用いた。なお、割れ評価用の溶接試験体には、前述の通り図６に示す溶接試験体を用い、溶接電流は１６０〜２００Ａ、シールドガス：ＣＯ２にて溶接を実施した。溶接作業性は、溶接試験体作成時の官能評価により判定を行った。それらの結果を表２及び表４にまとめて示す。
【００７９】
表１のワイヤＮｏ．１〜７が本発明例、表３のワイヤＮｏ．８〜１４が比較例である。また、表２に本発明の溶接ワイヤを用いた実施例、表４に比較例の溶接ワイヤを用いた場合の実施例を示す。なお、表２、表４に用いた鋼板のめっきの種類を併記した。
本発明であるワイヤＮｏ．１〜７は、Ｆ値、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３、スラグ剤の合計量、およびスラグ剤合計量に対するＴｉＯ２の比率が適正であるので、溶接金属、母材熱影響部共に割れが発生せず、溶接時の作業性も良好な結果となった。
【００８０】
一方、比較例中ワイヤＮｏ．８は、スラグ剤合計に対するＴｉＯ２の含有比率が低いので、母材熱影響部に割れが発生した。
【００８１】
ワイヤＮｏ．９は、スラグ剤合計量が低く、またＴｉＯ２の含有比率も低いので、母材熱影響部に割れが発生した。
【００８２】
ワイヤＮｏ．１０および１１は、スラグ剤合計量が低いので、母材熱影響部に割れが発生した。また、ＳｉＯ２の含有量が低いためスラグ剥離性がやや劣る傾向であった。
【００８３】
ワイヤＮｏ．１２は、ＴｉＯ２の含有量が高く、かつ、スラグ剤合計に対するＴｉＯ２の含有比率も高いため、スパッタが多発し、ビード形状が凸凹となる傾向であった。
【００８４】
ワイヤＮｏ．１３は、スラグ剤の合計量が多いため、スパッタが多発した。また、Ｆ値が大きいため、溶着金属の伸びが低い値となった。
【００８５】
ワイヤＮｏ．１４は、ＳｉＯ２の含有量が低く、スラグ剤合計に対するＴｉＯ２の含有比率も高いため、スラグ剥離性が悪く、また、スパッタが多発した。さらに、Ｆ値が小さいため、溶接金属に割れが発生した。
（実施例２）
【００８６】
次に、めっき原板の鋼板の溶接熱影響部の亜鉛脆化割れに及ぼすめっき原板成分の影響を評価した。使用しためっき原板は、引張強さ２７０ＭＰａ級〜５９０ＭＰａ級の鋼材で、その成分組成を表５に示す。めっき成分は、実施例１のＣ：Ｚｎ−１１％Ａｌ−３％Ｍｇ−０．２％Ｓｉのめっきとした。
【００８７】
割れ評価用の溶接試験体には、前述の通り図６に示す溶接試験体を用い、溶接電流は１６０〜２００Ａ、シールドガス：ＣＯ２にて溶接を実施した。母材熱影響部の亜鉛脆化割れの評価には染色浸透探傷試験を用いた。なお、板厚を２．３ｍｍと薄くし、亜鉛脆化割れの発生しやすい状況で評価した。
【００８８】
表５のめっき原板Ｎｏ．１５〜１８が本発明例、表５のめっき原板Ｎｏ．１９〜２２が比較例である。
【００８９】
本発明であるＮｏ．１５〜１８のめっき原板を使用した場合は、溶接金属、母材熱影響部共に割れが発生しなかった。
【００９０】
一方、比較例のＮｏ．１９のめっき原板を用いた場合は、Ｂの含有量が少なく、母材熱影響部に割れが発生した。
【００９１】
比較例のＮｏ．２０のめっき原板を用いた場合は、Ｂの含有量が過剰なため、母材熱影響部に割れが発生した。
【００９２】
比較例のＮｏ．２1のめっき原板を用いた場合は、Ｍｎの含有量が少ないため、母材熱影響部の焼入れ性低下による溶接止端部の熱ひずみ増加により割れが発生した。
【００９３】
比較例のＮｏ．２２のめっき原板を用いた場合は、Ｔｉの含有量が少なく、ＢＮの析出が増加したため母材熱影響部に割れが発生した。
【００９４】
比較例のＮｏ．２３のめっき原板を用いた場合は、Ｃの含有量が過剰なため、母材熱影響部に割れが発生すると共に、溶接部の硬化による遅れ破壊が懸念された。
【００９５】
【表１】
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【００９６】
【表２】
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【００９７】
【表３】
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【００９８】
【表４】
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【００９９】
【表５】
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【図面の簡単な説明】
【０１００】
【図１】母材熱影響部の割れおよび溶接作業性に及ぼすスラグ合計量とＴｉＯ２含有量の関係を示す図である。
【図２】Ｆ値と溶接金属の割れ個数の関係を示す図である。
【図３】溶接金属に発生する割れを斜視図と断面図で模式的に示す図である。
【図４】母材熱影響部に発生する割れを斜視図と断面図で模式的に示す図である。
【図５】溶接部を覆う凝固スラグにより母材熱影響部の亜鉛脆化割れを防止する様子を断面図で模式的に示す図である。
【図６】母材熱影響部の亜鉛脆化割れの評価手法を斜視図で模式的に示す図である。
【符号の説明】
【０１０１】
１  亜鉛めっき鋼板（原板）
１ａ  母材熱影響部
２  立板（非めっき鋼板またはめっき鋼板）または丸鋼
３  溶接金属
４  溶接止端部
５  亜鉛めっき（溶融亜鉛）
６  母材熱影響部の亜鉛脆化割れ
７  溶接金属部の亜鉛脆化割れ
８  溶接金属を覆う凝固スラグ
９  亜鉛めっき鋼板拘束用の鋼板
１０  亜鉛めっき鋼板拘束用の溶接ビード
１１  母材熱影響部に発生する亜鉛脆化割れの観察断面
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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