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JP7513946B1 - 溶接継手 - Google Patents

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JP7513946B1
JP7513946B1 JP2024522409A JP2024522409A JP7513946B1 JP 7513946 B1 JP7513946 B1 JP 7513946B1 JP 2024522409 A JP2024522409 A JP 2024522409A JP 2024522409 A JP2024522409 A JP 2024522409A JP 7513946 B1 JP7513946 B1 JP 7513946B1
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美奈江 西角
卓哉 光延
将明 浦中
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Abstract

【課題】亜鉛めっき鋼板を素材とした重ね隅肉溶接による溶接継手において、溶接重ね部の耐食性を更に向上させること。【解決手段】本発明は、平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板と第２鋼板とを有する溶接継手に関するものであり、溶接重ね部には、継手の隙間が存在しており、第１鋼板及び第２鋼板のそれぞれにおいて、少なくとも表面が対向している側の面は、地鉄と、地鉄上のめっき層と、を有しており、延伸方向に直交する方向で切断した断面視にて、延伸方向及び第２の鋼板の表面に対する法線方向に直交する方向における、溶接ビード部に最も近い、めっき層の厚みが１μｍ未満の領域の、溶接ビード部から遠い側の端部と、溶接重ね部の先端部と、の距離は、１０００μｍ以下である。【選択図】図４

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以下の特有な問題がある。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蒸発の結果形成されるブローホールに起因する、溶接継手の機械的特性の低下が懸念される。更に、めっき中のＺｎ蒸発は犠牲防食層が損なわれるため、耐食性についても低下することとなる。
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、ＭｎＺｎ２相の面積分率が４５～７５％、ＭｇＺｎ２相及びＡｌ相の合計の面積分率が７０％以上、かつ、Ｚｎ－Ａｌ－ＭｇＺｎ２三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。ここで、本発明者らが鋭意検討した結果、亜鉛めっき鋼板を溶接することで得られた溶接継手において、耐食性が期待される部位として、上記特許文献１で検討されているような止端の近傍部以外に、重ね隅肉溶接された溶接継手における、鋼板が互いに重ね合わされた部位（以下、溶接重ね部ともいう。）がある。
上記のような溶接重ね部における耐食性について、上記特許文献１では言及されておらず、亜鉛めっき鋼板を素材とした重ね隅肉溶接による溶接継手における、溶接重ね部の耐食性に関して、改善の余地が望まれる。
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、亜鉛めっき鋼板を素材とした重ね隅肉溶接による溶接継手において、溶接重ね部の耐食性を更に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、溶接重ね部におけるめっき層の存在状態を制御することで、溶接重ね部での耐食性の更なる向上が実現可能となることを見出した。
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）平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、を有し、前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の表面とが対向する部位である溶接重ね部には、前記第１鋼板と前記第２鋼板との間に存在する隙間である、継手の隙間が存在しており、前記第１鋼板及び前記第２鋼板のそれぞれにおいて、少なくとも表面が対向している側の面は、地鉄と、前記地鉄上のめっき層と、を有しており、前記めっき層は、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、前記溶接重ね部を、前記溶接ビード部の延伸方向からみたときに、前記延伸方向に対して直交する方向に沿って、前記継手の隙間の中心軸を前記溶接ビード部に向かって仮想的に延長し、前記中心軸上における前記溶接ビード部の端部との交点を、前記溶接重ね部の先端部と定義し、前記延伸方向に直交する方向で切断した断面視にて、前記延伸方向及び前記第２の鋼板の表面に対する法線方向に直交する方向における、前記溶接ビード部に最も近い、前記めっき層の厚みが１μｍ未満の領域の、前記溶接ビード部から遠い側の端部と、前記溶接重ね部の先端部と、の距離は、１０００μｍ以下である、溶接継手。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（３）前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（４）前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（５）前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（６）前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（７）前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（８）前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（９）前記めっき層は、Ａｌ：１８．００～５０．００質量％、Ｍｇ：６．００～１５．００質量％含有し、かつ、元素群Ａとして、Ｃａ：０．０５～４．００質量％含有する、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１０）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１１）前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（９）に記載の溶接継手。
（１２）前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１３）前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（９）に記載の溶接継手。
（１４）前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１０）に記載の溶接継手。
（１５）前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１１）に記載の溶接継手。
（１６）前記距離は、５００μｍ以下である、（１）に記載の溶接継手。
（１７）前記距離は、１００μｍ以下である、（１）に記載の溶接継手。
以上説明したように本発明によれば、亜鉛めっき鋼板を素材とした重ね隅肉溶接による溶接継手において、溶接重ね部の耐食性を更に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。 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おける溶接重ね部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おける溶接重ね部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１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１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１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。図１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。
図１は、第１鋼板と、第２鋼板と、をアーク溶接又はレーザー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１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。また、第１鋼板１０および第２鋼板２０のうち溶接ビード部３０近傍には、熱影響部４０が形成されている。図１に示したように、以下では、第２鋼板２０の表面に対する法線方向をＺ軸方向とし、溶接ビード部３０の延伸方向をＹ軸方向とし、Ｚ軸方向及びＹ軸方向に直交する方向をＸ軸方向とする。
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の素材となる鋼板（以下、「素材鋼板」とも称する。）として、以下で詳述するようなめっき層を有する亜鉛系めっき鋼板を用いることが好ましい。この際に、かかる素材鋼板において、少なくとも、Ｚ軸方向において第１鋼板１０となる側の素材鋼板の表面と、第２鋼板２０となる側の素材鋼板の表面とが対向する領域には、以下で詳述するようなめっき層が設けられている。
また、溶接ビード部３０は、アーク溶接又はレーザー溶接によって形成された部位であり、溶接の際に必要に応じて用いられる溶接ワイヤと、素材鋼板との間で、構成元素の相互拡散が生じる。図１では、溶接ビード部３０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、滑らかな曲線や直線として示されているが、実際の接合界面は、溶接中の溶融金属がアークプラズマ等によって揺動することにより、複雑な曲面となっている。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、かかる溶接ビード部３０を構成する成分は、用いられる溶接ワイヤの種別や、素材鋼板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、２つの素材鋼板を重ね合わせた部位である重ね合わせ部（ｌａｐ）において、素材鋼板上にめっき層が存在している場合、かかる溶接ビード部３０は、少なくとも重ね合わせ部に存在しためっき層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（「酸化されやすい元素」の酸化物の含有量が５０質量％以上となる）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やＳｉ等を挙げることができる。
また、着目する溶接継手１における溶接ビード部３０に該当する部位を特定する場合、エッチング液を用いた、溶接ビード部３０、熱影響部４０、及び、非熱影響部が含まれる溶接継手１の断面のエッチング処理により、容易に可視化することができる。例えば、エッチング液としては、ナイタール（配合：エタノール９５％、硫酸５％）や、水２４００ｃｃに対し、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム６０ｇとピクリン酸３６ｇとエタノール６０ｃｃと家庭用洗剤液（例えば、食器用洗剤等の一般的なもの）６０ｃｃとを混合したエッチング液等を用いることが可能である。
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。溶接時に、溶接ビード部３０の表面に生成する酸化物であるスケールは、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」の具体例として、Ｃａ、Ｍｇ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｒ、Ｙ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉが挙げられる。
なお、上記のスケールとスラグとは、電子プローブマイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）が設けられた走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）による成分分析を実施することで、容易に判別が可能である。より詳細には、スケール又はスラグと思われる部位の断面を、ＥＰＭＡの点分析に供し、上記の「酸化されやすい元素」と、Ｆｅのどちらの含有量が５０質量％以上となっているかに応じて、判断する。Ｆｅの含有量が５０質量％以上となっていれば、着目する部位はスラグであると判断でき、「酸化されやすい元素」の含有量が５０質量％以上となっていれば、着目する部位はスケールであると判断できる。
ここで、ＪＩＳ Ｚ３００１（２０１８）において、「地鉄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１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における地鉄又は熱影響部の表面と、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の近傍部における耐食性に着目したものとなっている。
また、アーク溶接やレーザー溶接による入熱は、通常、溶接継手１のある一方の側から行われることが一般的である。アーク溶接やレーザー溶接の入熱側には、母材となる鋼板の表面に溶接ビード部３０が露出し、溶接による入熱が伝播していく方向ほど、溶接ビードの幅は狭まっていく。そのため、表面に露出している溶接ビード部３０の有無や、溶接ビードが示す形状に着目することで、アーク溶接時やレーザー溶接時の入熱方向を特定することができる。なお、上記の「溶接ビード部３０が露出」した態様には、溶接ビード部３０上に形成されたスケールが露出した態様が含まれる。
また、本実施形態において、上記のようなアーク溶接又はレーザー溶接の入熱側に位置している鋼板を第１鋼板１０とし、アーク溶接又はレーザー溶接の入熱側とは反対側に位置している鋼板を第２鋼板２０とする。
図１に模式的に示したたように、溶接ビード部３０の周囲には、熱影響部４０が形成されている。この熱影響部４０は、アーク溶接やレーザー溶接による素材鋼板への入熱の結果、素材鋼板の金属組織が変質することで生じる。かかる熱影響部４０の大きさは、アーク溶接又はレーザー溶接の際の入熱量に依存し、入熱量が高いほど、熱影響部４０の範囲も大きくなることが一般的である。また、素材鋼板の金属組織が変質することにより、素材鋼板の変質しなかった部位とは、目視したときの様子（見た目）が相違するようになるため、熱影響部４０を容易に見分けることができる。
また、本実施形態に係る溶接継手１において、Ｚ軸方向において第１鋼板１０の表面と第２鋼板２０の表面とが対向する領域（より詳細には、第１鋼板１０の表面と第２鋼板２０の表面とが対向する領域のうち、溶接ビード部３０及び熱影響部４０以外の部位）を、「溶接重ね部５０」と称することとする。この溶接重ね部５０については、以下で改めて説明する。
＜非熱影響部について＞
続いて、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。
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（換言すれば、溶接ビード部３０及び熱影響部４０ではない部位）を、「非熱影響部」と称することとする。図１に示したような溶接継手１では、止端Ｔを起点として、溶接ビード部３０の延伸方向（図１におけるＹ軸方向）に対して直交し、かつ、溶接ビード部３０から離れる方向（図１におけるＸ軸方向）に、非熱影響部が存在していると考えることができる。例えば、図１において破線で囲った領域Ｒ１、Ｒ１’は、溶接ビード部３０からある程度離隔した位置（例えば、Ｘ軸方向に止端Ｔから溶接ビード部３０の反対側に向かって５ｍｍ以上離れた位置）に存在していることから、明らかに非熱影響部と考えることができる。
図２は、非熱影響部Ｒ１、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、Ｒ１’は、図２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とを有している。なお、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部Ｒ１において、めっき層１０３は、地鉄１０１の両方の表面上に存在している。
以下では、非熱影響部が有している地鉄１０１、及び、めっき層１０３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、素材鋼板の基材に対応する地鉄１０１の寸法、成分、組織、機械的特性は、特に限定されるものではない。例えば、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、その他各種の成分（Ｃｒ、Ｎ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｖ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｓ、Ｙ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭ等）を含有した種々の鋼板等を挙げることができる。
上記のような高強度鋼の中でも、例えば、引張強度が７８０ＭＰａ以上である高強度鋼（いわゆる、７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼）を用いることで、溶接継手１としての堅牢性をより向上させることが可能となるため、好ましい。ここで、地鉄１０１の引張強度は、公知の方法で測定することができる。一例として、引張強度を測定したい溶接継手１の非熱影響部の地鉄１０１に対応する部位から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定されている試験片のうち、溶接継手１から採取可能な大きさの試験片を作製し、得られた試験片につきＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定されている方法で引張強度を測定すればよい。
また、地鉄１０１の厚みについては、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強度等に応じて、適宜設定される。
≪めっき層１０３について≫
めっき層１０３は、図２に模式的に示したように、例えば、非熱影響部における地鉄１０１上に設けられている。かかるめっき層１０３は、溶接継手１の素材としての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、ある態様によれば、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有する。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の含有量が上記の範囲内で、かつ、これら含有量の合計が９５．００００質量％以下であり、残部は、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物である。
また、本実施形態に係るめっき層１０３の化学組成は、別の態様によれば、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００００％を含有し、更に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎ及び不純物からなる化学組成を有する。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の含有量が上記の範囲内で、かつ、これらＡｌ、Ｍｇ、Ｆｅ、元素群Ａ～元素群Ｇの含有量の合計が９５．００００質量％以下であり、残部は、５．００質量％以上のＺｎと不純物である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
このように、本実施形態に係る第１めっき層１０３は、質量％で、Ａｌ：１０．００～７０．００％、Ｍｇ：３．００～２０．００％、Ｆｅ：０．０１～１５．００％を含有し、選択的に、元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層である。
［Ａｌ：１０．００～７０．００質量％］
Ａｌは、本実施形態に係るめっき層１０３の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、熱影響部となる部位の耐食性、及び、非熱影響部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。めっき層１０３におけるＡｌ含有量が１０．００質量％未満である場合には、上記のような熱影響部及び非熱影響部となる部位の耐食性を担保することができない。これは、Ａｌ含有量が不足すると、溶接時のめっき層と地鉄との合金化反応を制御することが不可能となり、結果として腐食しやすいη―Ｚｎ相の形成量が増加するためである。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、１０．００質量％以上である。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３０．００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、めっき鋼板として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７０．００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相が過剰に増加することで耐食性に優れるＭｇ－Ｚｎ相の形成量が相対的に減少することで犠牲防食性が低下し、地鉄の腐食が進行しやすくなるため、めっき鋼板として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、７０．００質量％以下である。Ａｌ含有量は、好ましくは５０．００質量％以下であり、より好ましくは４８．００質量％以下である。
［Ｍｇ：３．００～２０．００質量％］
Ｍｇは、耐食性向上元素であるとともに、本実施形態に係るめっき層１０３の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板として、熱影響部となる部位の耐食性、及び、非熱影響部となる部位の耐食性を確保するうえで、一定以上含有される。そのため、溶接部においても十分な耐食性を得るために、本実施形態に係るめっき層１０３において、Ｍｇ含有量は、３．００質量％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは６．００質量％以上であり、より好ましくは９．００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、めっき鋼板として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、めっき鋼板として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％以下である。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、めっき鋼板として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、基材である地鉄１０１から、鋼板を構成する元素が混入することがある。特に、溶融めっき法では、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、一定量の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、めっき浴中のＦｅ含有量が高まると、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１０３に付着して外観品位を著しく低下させる傾向があるため、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％以下である。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。
めっき層１０３において、上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅの残部は、５．００００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の主たる金属組織（Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系金属組織）を構成するために必要な元素であり、めっき鋼板の耐食性を向上させるために重要な元素である。また、めっき層１０３が上記Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅを上記の範囲内で含有し、更に、５．００質量％以上のＺｎを含有することで、めっき鋼板に求められる耐食性を確保することが可能となる。
続いて、本実施形態の別の態様に係るめっき層１０３の化学組成が選択的に有しうる、元素群Ａ～元素群Ｅについて、詳細に説明する。
なお、本実施形態に係るめっき層１０３において、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを含有させる場合には、下記元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の少なくとも何れかを、下記の含有量の範囲内、かつ、合計含有量が５．００００質量％以下で含有することが好ましい。
元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量を５．００００質量％以下とすることで、以下で詳述するような、各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。元素群Ｂ～元素群Ｅに属する元素の合計含有量は、好ましくは１．００質量％以下であり、より好ましくは０．２０００質量％以下である。
また、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３は、化学組成として、Ｍｇを９．００質量％以上１５．００質量％以下で含有し、かつ、元素群Ａとして、Ｃａを０．０５質量％以上４．００質量％以下含有することが、より好ましい。めっき層１０３がこのような化学組成を有することで、より優れた耐食性を発現することが可能となる。
◇元素群Ａ
本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ａについて説明する。以下に示す元素群Ａの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［Ｓｉ：０～１０．００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＳｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｓｉは、めっき層１０３と地鉄１０１の界面に形成するＦｅ－Ａｌ系金属組織の過剰な成長を抑制し、めっき層と地鉄の密着性を更に向上させることが可能な元素である。めっき層１０３中にＳｉを含有させる場合、Ｆｅ－Ａｌ系金属組織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、ＳｉがＭｇと高融点化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酸化物の形成を阻害する可能性があるため、かかるめっき鋼板を溶接した際のＺｎ蒸発を抑制することが困難となる。そのため、めっき層１０３中のＳｉの含有量は、１０．００質量％以下であることが好ましい。また、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、めっき鋼板の製造時の操業性（以下、「めっき操業性」と称する。）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、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％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＣａを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、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液体金属脆化割れ（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）を更に抑制することが可能となる。めっき層１０３中にＣａを含有させる場合、かかる溶接時の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０．０５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、めっき鋼板の耐食性が低下する可能性がある。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。
◇元素群Ｂ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｂについて説明する。以下に示す元素群Ｂの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｐｂ：０～０．５０００質量％］
［Ｓｒ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＳｂ、Ｐｂ、Ｓｒを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、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、めっき鋼板の更なる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０．０５００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、０．０５００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０．５０００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、０．５０００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０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｃ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｃについて説明する。以下に示す元素群Ｃの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｃｕ：０～１．００００質量％］
［Ｔｉ：０～１．００００質量％］
［Ｃｒ：０～１．００００質量％］
［Ｎｂ：０～１．００００質量％］
［Ｎｉ：０～１．００００質量％］
［Ｍｎ：０～１．００００質量％］
［Ｃｏ：０～１．００００質量％］
［Ｖ ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＣｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、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Ｆｅ－Ａｌ系金属組織に取り込まれ、形成される溶接部の耐食性を更に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、Ｃｏ、Ｖの少なくとも何れかの含有量が０．００５０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、Ｃｏ、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、０．００５０質量％以上とされることが好ましい。
一方、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量の何れかが１．００００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、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、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下とされる。Ｃｕ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｖの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．２０質量％以下である。
［Ｍｏ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＭｏを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、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０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は、０．０１００質量％以上とすることが好ましい。
一方、Ｍｏの含有量が１．００００質量％を超えるようなめっき層１０３を形成する場合には、用いるめっき浴中に多量のドロスが発生する原因となるため、好ましくない。そのため、Ｍｏの含有量は、１．００００質量％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０５００質量％以下である。
◇元素群Ｄ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｄについて説明する。以下に示す元素群Ｄの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｓｎ：０～１．００００質量％］
［Ｉｎ：０～１．００００質量％］
［Ｂｉ ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉは、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１０１が露出した部分にＭｇイオンが供給され、耐食性が向上する。かかる観点から、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含有させる場合には、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉの含有量を、それぞれ独立に、０．００５０質量％以上とすることが好ましい。
一方で、過剰なＳｎ、Ｉｎ、Ｂｉ添加は、Ｍｇ溶出速度を過剰に促進し、めっき鋼板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の含有量が１．００００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、１．００００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０．２０００質量％以下である。
◇元素群Ｅ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｅについて説明する。以下に示す元素群Ｅの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｚｒ：０～１．００００質量％］
［Ａｇ：０～１．００００質量％］
［Ｌｉ：０～１．００００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＺｒ、Ａｇ、Ｌｉを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかがめっき層１０３中に含有されると、めっき操業性を更に向上させることが可能となる。かかるめっき性の向上効果は、めっき層１０３中のＺｒ、Ａｇ、Ｌｉの少なくとも何れかの含有量が０．０１００質量％以上となった場合に発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを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、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。
一方、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉの含有量の何れかが１．００００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、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、１．００００質量％以下である。Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｆ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｆについて説明する。以下に示す元素群Ｆの少なくとも何れかの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［Ｌａ：０～０．５０００質量％］
［Ｃｅ：０～０．５０００質量％］
［Ｙ ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＬａ、Ｃｅ、Ｙを含有しない場合も考えうるため、これら元素の含有量の下限は、０質量％である。一方、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より抑制する。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（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ-ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）においてＣａと同位置に検出される。
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、０．０１００質量％以上とすることで発現される。そのため、Ｚｒ、Ａｇ、Ｌｉのすくなくとも何れかを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、０．０１００質量％以上とされることが好ましい。めっき層１０３中におけるＬａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、より好ましくは０．０５００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において、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、０．５０００質量％以下となる。Ｌａ、Ｃｅ、Ｙの含有量は、それぞれ独立に、好ましくは０．１０００質量％以下である。
◇元素群Ｇ
続いて、本実施形態に係るめっき層１０３の別の態様において、めっき層１０３が含有しうる元素群Ｇについて説明する。以下に示す元素群Ｇの元素は、残部のＺｎの一部に換えて、めっき層１０３中に含有されうる元素である。
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
［Ｂ：０～０．５０００質量％］
本実施形態に係るめっき層１０３においてＢを含有しない場合も考えうるため、その含有量の下限は、０質量％である。一方、Ｂは、めっき層１０３中に含有されると、ＬＭＥをより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０．０５００質量％以上含有させることで発現される。そのため、Ｂを含有させる場合には、Ｂの含有量は、好ましくは０．０５００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。かかるめっき操業性の低下は、Ｂの含有量が０．５０００質量％を超える場合に顕著となるため、Ｂの含有量は０．５０００質量％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．１０００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。溶接継手１の非熱影響部から切り出したサンプルを、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／ｍ２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、本実施形態に係るめっき層１０３は、十分な耐食性を示すことが可能となる。かかる付着量を有するめっき層１０３の厚みは、概ね５～４０μｍ程度となる。
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、溶接継手１の非熱影響部から、平面視において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、サンプルを切り出す際には、厚み方向は全て切り出すようにする。このサンプルの一方の面にはテープシールを貼り、当該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１０３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。
◇めっき層１０３の金属組織について
続いて、以上説明したような化学組成を有するめっき層１０３の金属組織について、説明する。
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、また、以下で詳述するような製造方法を経て形成されることで、Ｆｅ２Ａｌ５相、Ｆｅ４Ａｌ３相、ＦｅＡｌ相、ηＺｎ相、α相、ＭｇＺｎ２相、Ｍｇ２Ｚｎ３相、ＭｇＺｎ相、Ｍｇ相等の金属組織を含有している。また、めっき層１０３が更に含有しうる元素によっては、上記のような金属組織に加えて、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ相、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ－Ｆｅ相、Ｍｇ２Ｓｉ相、Ｍｇ２Ｓｎ相等の金属組織を含有しうる。本実施形態に係るめっき層１０３は、上記のような金属組織を有することで、ＬＭＥの発生を抑制し、耐食性にも優れるという性質を示すようになる。
ここで、本実施形態に係るめっき層１０３がどのような金属組織を有しているかについては、めっき層１０３の断面を、ＳＥＭにより観察することで特定可能である。すなわち、めっき層１０３の凝固組織をＳＥＭにより観察し、観察視野において、ＳＥＭ－ＥＰＭＡによる点分析結果から、どのような金属組織を有しているかを特定することができる。
より詳細には、観察位置は、裏面側の非熱影響部内とし、観察する領域の大きさは、４０μｍ×４０μｍとする。かかる範囲を、加速電圧：１５．０ｋＶ、照射電流：５．０×１０－７Ａ、照射時間：５０ミリ秒として、倍率２０００倍で観察する。かかる条件で、着目する範囲の反射電子像を取得した後、反射電子像のコントラストを用いて、各金属組織の点分析を３点ずつ実施する。このような測定を、任意の５視野について実施すればよい。
◇非熱影響部における地鉄の表層部分の炭素（Ｃ）濃度について
また、本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部を、めっき層１０３の表面を起点として深さ方向（地鉄１０１の厚さ方向）にグロー放電発光分析法（ＧＤＳ：Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）により測定し、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｃの分布に関する深さプロファイルを測定する。
なお、かかるＧＤＳによる測定は、市販のグロー放電発光分析装置を用いて、以下の条件で実施することが可能である。
◇市販のグロー放電発光分析装置（例えば、ＬＥＣＯジャパン合同会社製ＧＤＳ８５０Ａ等）
・Ａｒガス圧力：０．２７ＭＰａ
・アノード径：４ｍｍφ
・ＲＦ（高周波）出力：３０Ｗ
得られた測定結果において、まず、めっき層１０３と地鉄１０１との界面となる位置を規定する。より詳細には、得られたＺｎとＦｅの分布に関する深さプロファイルにおいて、Ｚｎの強度を示す曲線とＦｅの強度を示す曲線とが交差する深さを、めっき層１０３と地鉄１０１との界面とする。次に、Ｃの分布に関する深さプロファイルにおいて、上記のようなめっき層１０３と地鉄１０１との界面の位置を起点として、Ｃ濃度の深さ方向の推移を確認する。以下で着目するＣ濃度は、めっき層１０３との界面に隣接する地鉄１０１の部分におけるＣ濃度であると言える。
本実施形態に係る溶接継手１の非熱影響部において、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さは、めっき層１０３と地鉄１０１との界面から１０μｍ以上であることが好ましい。鋼中のＣは、ＬＭＥを助長する元素である。そのため、ＬＭＥ割れが発生する起点となる、地鉄１０１のめっき層１０３との界面部分のＣ濃度を低下させることで、溶接時のＬＭＥを更に抑制し、耐ＬＭＥ性をより向上させることが可能となる。Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さは、より好ましくは、１５μｍ以上である。一方で、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さの上限は、特に限定されるものではない。
ここで、地鉄１０１のめっき層１０３との界面部分のＣ濃度は、地鉄１０１に施される脱炭焼鈍の条件を制御することで所望の値とされる。かかる脱炭焼鈍は、本実施形態に係る溶接継手１において、素材となるめっき鋼板の製造時に必要に応じて実施される。
＜溶接重ね部５０について＞
続いて、図３及び図４を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１における溶接重ね部５０について、詳細に説明する。図３及び図４は、本実施形態に係る溶接継手１における溶接重ね部５０について説明するための説明図である。
図３は、図１に示した溶接重ね部５０の近傍における断面を、Ｙ軸方向から見たときの様子を、拡大して模式的に示したものである。
アーク溶接又はレーザー溶接により、第１鋼板１０及び第２鋼板２０が溶接された溶接継手１において、溶接重ね部５０の近傍を拡大してみると、図３に模式的に示したように、第１鋼板１０と、第２鋼板２０との間に、隙間６０が存在している。この隙間は、「継手の隙間」と呼ばれる（重ね継手の隙間と呼ばれることもある。）。図３では、かかる継手の隙間６０を強調して図示しているため、一見、かなりの大きさの隙間が存在しているかのように見えるが、継手の隙間６０の大きさ（図３におけるｄ）は、一般的に、１０～５００μｍ程度である。かかる大きさからも明らかなように、肉眼では２つの鋼板が完全に接触しているように見える溶接継手１においても、拡大してみれば、継手の隙間６０は存在しているといえる。
かかる溶接重ね部５０において、溶接ビード部３０の延伸方向（図３におけるＹ軸方向）に対して直交する方向（図３におけるＸ軸方向）に沿って、継手の隙間６０の中心軸を、溶接ビード部３０に向かって仮想的に延長することを考える。本実施形態において、継手の隙間６０の中心軸を表す仮想的な直線を、直線ＬＣと表記する。本実施形態に係る溶接継手１において、継手の隙間６０から溶融金属が流れ込み、溶接ビード部３０が露出することもある。この場合、継手の隙間６０の中心軸を表す仮想的な直線ＬＣ上には、熱影響部４０が存在しなくなる。このような状況も踏まえ、本実施形態においては、継手の隙間６０の中心軸を表す仮想的な直線ＬＣ上における溶接ビード部３０の端部との交点を、「溶接重ね部の先端部」と定義する。
なお、アーク溶接やレーザー溶接に際して、めっき鋼板の種類や溶接条件等によっては、いわゆるブローホールが形成されてしまうことも考えられる。しかしながら、ブローホールは溶接ビード部３０の内部に形成されるものであるため、上記のような定義によれば、ブローホールの発生有無を問わずに、溶接重ね部の先端部を特定することが可能となる。
ここで、実際の溶接継手１の断面における、熱影響部４０と溶接ビード部３０との境界位置は、エッチング液を用いた、溶接ビード部３０、及び、熱影響部４０が含まれる溶接継手１の断面のエッチング処理により、容易に可視化することができる。例えば、エッチング液としては、ナイタール（配合：エタノール９５％、硫酸５％）や、水２４００ｃｃに対し、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム６０ｇとピクリン酸３６ｇとエタノール６０ｃｃと家庭用洗剤液６０ｃｃとを混合したエッチング液等を用いることが可能である。
本実施形態に係る溶接継手１は、非熱影響部におけるめっき層１０３の化学組成からも明らかなように、素材鋼板として亜鉛めっき鋼板が用いられている。アーク溶接やレーザー溶接に際して、溶接を行っている部位に近ければ近いほど、溶接の際の入熱量は多くなる。本実施形態に係る溶接継手１の場合、めっき層１０３が比較的低い融点を有する亜鉛系めっきであるために、溶接の際にめっき層１０３が蒸発することで、消失していく。また、溶接を行っている部位から離れるほど、溶接の際に到達する熱量は減少していくことから、溶接を行っている部位からある程度まで離れると、溶接後においても、めっき層１０３が存在しているようになる。
本発明者らが、溶接重ね部５０の耐食性について検討した結果、このようなめっき層１０３の蒸発を抑制することで、めっき層１０３の消失量を減少させることができれば、溶接後にめっき層１０３が残存している領域が増える結果、溶接重ね部５０の耐食性の向上を図ることができることを見出した。
本実施形態に係る溶接継手１では、先だって説明したような化学組成を有するめっき層１０３を有するめっき鋼板を、素材鋼板として用いることで、上記のような溶接の際のめっき層１０３の蒸発を抑制することができる。その結果、本実施形態に係る溶接継手１では、溶接重ね部の耐食性の向上を図ることが可能となる。
次に、上記のようなめっき層１０３の消失の程度を、どのように具体化するかについて説明する。
本実施形態に係る溶接継手１の隙間６０において、Ｘ軸方向に溶接ビード部３０（溶接重ね部の先端部５１）に最も近い、めっき層１０３の厚みが１μｍ未満の領域を、「めっき消失部」と称することとする。例えば、図４に示した模式図において破線で囲った領域が、上記のめっき消失部に対応する。
本実施形態に係る溶接継手１では、上記のように定義した、溶接重ね部の先端部５１を起点として、めっき消失部５３の大きさを規定する。すなわち、溶接ビード部３０及び熱影響部４０の近傍から、溶接ビード部３０の延伸方向（図４におけるＹ軸方向）に対して直交し、かつ、溶接ビード部３０から離隔する方向（図４におけるＸ軸正方向）に向かって、めっき消失部５３がどこまで続くかを特定していく。この際に、地鉄１０１の表面において、初めて、１μｍ以上の厚みで、金属Ｚｎを含有するめっき層が存在するようになった位置（図４における位置Ａ）を、めっき消失部５３の終端部とする。その上で、めっき消失部５３の終端部と、溶接重ね部の先端部５１との間の距離（図４における距離Ｌ）を、めっき消失部５３の長さと定義する。換言すると、Ｙ軸方向に直行する方向に切断した断面視にて、Ｘ軸方向におけるめっき消失部５３の端部のうち溶接ビード部３０から遠い側の端部と、溶接重ね部の先端部５１との距離を、めっき消失部５３の長さと定義する。
例えば図４の例では、めっき層１０３の端部が、位置Ａに存在していることから、図４における位置Ａが、めっき消失部５３における溶接ビード部３０から遠い側の端部（めっき消失部５３の終端部と捉えることもできる。）となる。そのため、図４の例の場合、かかるめっき消失部５３の終端部と、溶接重ね部の先端部５１との間の距離（図４における距離Ｌ）が、めっき消失部５３の長さに対応する距離となる。
ここで、図４では、一例として、第１鋼板１０の側のめっき消失部５３の終端部の位置と、第２鋼板２０の側のめっき消失部５３の終端部の位置とが一致している場合について図示している。第１鋼板１０の側のめっき消失部５３の終端部の位置と、第２鋼板２０の側のめっき消失部５３の終端部の位置と、が相違する場合には、溶接重ね部の先端部５１から、より遠い側の終端部の位置を、着目する溶接継手１における、めっき消失部５３の終端部として取り扱う。
本実施形態に係る溶接継手１では、図４に示したようなめっき消失部５３の長さＬは、１０００μｍ以下となっている。めっき消失部５３の長さＬが１０００μｍ以下と短いということは、本実施形態に係る溶接継手１の溶接重ね部５０には、めっき層１０３が十分に存在していることを意味している。このようなめっき層１０３の存在によって、本実施形態に係る溶接継手１では、溶接重ね部５０の耐食性が向上する。図４に例示したようなめっき消失部５３の長さＬは、短ければ短いほど良く、５００μｍ以下であることが好ましく、１００μｍ以下であることがより好ましい。
ここで、上記のようなめっき消失部５３の長さＬは、以下のようにして測定することが可能である。
すなわち、溶接継手１を溶接ビード部３０の延伸方向の任意の位置でＹ軸方向に直交するように切断した断面に対し、上記のようなエッチング液を用いたエッチング処理を施し、ＳＥＭによる観察により観察する。この際、加速電圧は１５ｋＶとし、２００μｍ×１８０μｍの大きさの視野を、反射電子像で観察する。かかる観察により、溶接重ね部５０の先端部５１の位置を特定する。その上で、かかる先端部５１を起点として、めっき消失部の長さを測定する。このような観察・測定操作を、任意の３か所の断面で実施し、得られた測定値の平均を、めっき消失部５３の長さＬとする。
以上、図３～図４を参照しながら、本実施形態に係る溶接継手１の溶接重ね部５０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、上記のめっき層１０３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。
（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を基材として、かかる地鉄１０１の表面に対して、重研削によりひずみを付与した後に、ひずみの付与された表面に対してめっき層を形成することで製造される。その後、地鉄１０１の表面に形成されためっき層に対して、特定の熱処理を施すことで、溶接継手１の素材となるめっき鋼板が製造される。
ここで、地鉄１０１の表面を重研削ブラシにより研削して、表面にひずみを付与することで、素材となるめっき鋼板が溶接に供された際に、ＦｅとＡｌの合金化を促進させることができる。溶接時のＦｅとＡｌの合金化が促進されることで、溶接時に存在する液相中にＭｇ（めっき層の化学組成によっては、更にＣａ）が濃化し、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織の表面に、緻密なＭｇ－Ｃａ酸化物が形成される。その結果、地鉄１０１の耐食性に有利に作用するＭｇ－Ｚｎ金属組織の蒸発を抑制することが可能となり、上記のようなめっき消失部５３の長さを、上記のような本実施形態の範囲内とすることができる。
めっき層の形成には、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、素材とな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、存在とな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。通板の際、所定位置に設けられた重研削ブラシにより、鋼板の表面にひずみが付与されるようにする。その後、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、Ｎ２－（１～１０）％Ｈ２ガス、露点－６０～１０℃の雰囲気にて、７００～９００℃で０秒超３００秒以下加熱還元処理した後、後段のめっき浴の浴温＋２０℃前後までＮ２ガスで空冷して、めっき浴に浸漬させる。なお、上記の流れでは、鋼板に対して焼鈍前にひずみを付与しているが、付与したひずみの少なくとも一部が焼鈍によって開放された場合であっても、ＦｅとＡｌの合金化を促進することが可能である。
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。めっき浴の浴温は、めっき合金の融点以上（例えば、４６０～６６０℃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が所望の厚みとなるように、例えばＮ２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。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～２５０℃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。浴温～２５０℃の温度領域は、めっき層表面に粗な酸化物が形成しやすいことから、露点を－２０℃以下とし、平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることにより、高温域での酸化を防止するためである。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２５０～５０℃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、２５０～５０℃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。かかる第２冷却工程において、露点を０℃以上とし、平均冷却速度を１０℃／秒未満とすることで、低温域で密な酸化物を形成させることができる。
なお、第１冷却工程から第２冷却工程への平均冷却速度及び露点の切り替えについては、露点制御のために吹き付ける雰囲気ガスの配管系統を２系統以上設けておくことで、スムーズな切り替えが可能となるため、好ましい。また、温度２５０℃を境に、平均冷却速度と露点の双方を同時に切り替えるのが困難な場合には、平均冷却速度については２５０℃を境に切り替えを行うとともに、露点制御のための雰囲気ガスについては温度２６０～２４０℃の範囲内で切り替えるようにしてもよい。
上記のように、地鉄１０１の表面に対して重研削ブラシによりひずみを付与した上でめっき層を形成し、更に、かかるめっき層を、浴温～２５０℃の温度範囲では急冷し、２５０～５０℃の温度範囲では徐冷するという、２段階の冷却工程に供することで、溶接時であってもＺｎが蒸発しにくいめっき層１０３を実現することが可能となる。
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、上記のような本実施形態の範囲内となるめっき層１０３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、たとえ地鉄１０１の表面にひずみが適切に付与されていたとしても、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、上記のような本実施形態の範囲内となるめっき層１０３を実現することはできない。地鉄１０１の表面にひずみを適切に付与した上で、更に、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、本実施形態に係るめっき層１０３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めっき層の生成状態が崩れ、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を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、Ｎ２ガス冷却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、Ｎ２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地鉄１０１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、地鉄１０１の予熱温度や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、地鉄１０１の予熱温度やめっき浴の温度、めっき浴からの鋼板の引き上げ速度、地鉄１０１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、例えば、溶接継手を製造する際の第１鋼板及び第２鋼板の素材鋼板としたうえで、かかる素材鋼板を溶接継手に求める形状となるように配置し、素材鋼板を溶接することで製造される。
ここで、素材鋼板の溶接には、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、上記のような止端近傍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、素材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％ＣＯ２＋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、素材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、上記の実施形態では、第１鋼板１０及び第２鋼板２０の素材鋼板として、上述しためっき層１０３が地鉄１０１上に設けられた亜鉛系めっき鋼板を用いる場合を例に挙げて、説明を行った。しかしながら、上述しためっき層１０３は、少なくとも、第１鋼板１０及び第２鋼板２０において、互いに重ね合わせられる側の面に存在していればよい。
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、地鉄１０１となる鋼板として、引張強度５９０ＭＰａ級、７８０ＭＰａ級、９８０ＭＰａ級の熱延鋼板（いずれも日本製鉄株式会社製）を用いた。熱延鋼板の板厚は、いずれも３．２ｍｍとした。これら熱延鋼板を用いて、各熱延鋼板について試験片を複数作製した。
準備した試験片に対して、以下の２種類の重研削ブラシを用いて、試験片の表面にひずみを付与した。なお、研削する際には、鋼板表面に対し、１．０～５．０％のＮａＯＨ水溶液を塗布しておいた。ブラシ圧下量を０．５～１０．０ｍｍの範囲内で、ブラシ回転数を１００～１０００ｒｐｍの範囲内で適宜調整することで、表面に付与されるひずみ量を制御した。なお、以下に示す２種類の重研削ブラシのうちブラシ種Ａの方が、より研削力の強いブラシである。なお、比較のために、このような重研削を施さなかった試験片も準備した。
ブラシ種 Ａ：株式会社ホタニ製 Ｄ－１００
ブラシ種 Ｂ：株式会社ホタニ製 Ｍ－３３
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、Ｎ２－５％Ｈ２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Ｎ２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、Ｎ２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４０～１２０ｇ／ｍ２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。
溶接電流：２５０Ａ、溶接電圧：２６．４Ｖ、溶接速度：１００ｃｍ／分
溶接ガス：２０％ＣＯ２＋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°
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
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：１０ｍｍ
板隙：０ｍｍ
＜地鉄のＣ濃度に関するＧＤＳ測定＞
上記のようにして得られた溶接継手の非熱影響部について、先だって説明した方法に即して、ＧＤＳにより、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｃ濃度に関して測定を行い、Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さを測定した。
＜溶接重ね部におけるめっき消失部の長さＬの測定＞
上記のようにして得られた溶接継手について、先だって説明した方法に即して、ＳＥＭにより溶接重ね部の断面観察を行い、めっき消失部の長さＬを測定した。
＜溶接重ね部の耐食性の評価＞
上記のような溶接継手に対して、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。電直塗装後のサンプルをＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に従った複合サイクル腐食試験に供して、溶接重ね部の断面における赤錆発生タイミングを評価した。評価基準は、以下の通りである。
≪評価基準≫
評点「ＡＡＡ」：赤錆発生タイミングが、１２０サイクル超
「ＡＡ」：赤錆発生タイミングが、６０サイクル超１２０サイクル以下
「Ａ」：赤錆発生タイミングが、３０サイクル超６０サイクル以下
「Ｂ」：赤錆発生タイミングが、３０サイクル以下
また、上記のような赤錆発生タイミングが３０サイクル超であれば、着目する試験片の溶接重ね部は、良好な耐食性を有していると評価することができる。
得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。
Figure 0007513946000001
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、溶接重ね部において優れた耐食性を実現できているのに対し、本発明の比較例に該当する例では、溶接重ね部における耐食性について、十分な性能を発現できていないことがわかる。
例えば、めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２６は、Ｆｅ－Ａｌ合金化が早期に終了してしまい、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織と地鉄との合金化が過剰に進行した結果、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織の表面に緻密なＭｇ酸化物を形成させることができなかったために、溶接時にＺｎが蒸発してしまい、溶接重ね部の耐食性が不十分であった。めっき層のＡｌ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２７は、Ｆｅ－Ａｌ合金化に時間が掛かったことで、めっき層と地鉄との合金化が不十分となった結果、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織の表面に緻密なＭｇ系酸化物を形成させることができなかった。これにより、溶接時にＺｎが蒸発してしまい、溶接重ね部の耐食性が不十分であった。
めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２８は、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織の表面に緻密なＭｇ系酸化物を形成させることができなかったために、溶接時にＺｎが蒸発してしまい、溶接重ね部の耐食性が不十分であった。めっき層のＭｇ含有量が本発明の範囲外であったＮｏ．２９は、Ｍｇが過剰となったために、過剰なＭｇがＦｅ－Ａｌ合金化を抑制してしまい、めっき層と地鉄との合金化が不十分となった結果、液相Ｍｇ－Ｚｎ金属組織の表面に緻密なＭｇ系酸化物を形成させることができなかった。これにより、溶接時にＺｎが蒸発してしまい、溶接重ね部の耐食性が不十分であった。
第１冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３０と、第１冷却工程の冷却媒体の流量が本発明の範囲外であったＮｏ．３１は、めっき層を構成するＺｎが溶接時に過度に燃焼してしまった結果、耐食性が不十分であった。
第２冷却工程の平均冷却速度が本発明の範囲外であったＮｏ．３２と、第２冷却工程の冷却媒体の流量が本発明の範囲外であったＮｏ．３３は、めっき層を構成するＺｎが溶接時に過度に燃焼してしまった結果、耐食性が不十分であった。
地鉄へのひずみ付与を実施しなかったＮｏ．３６は、合金化制御ができずにη相が形成されてしまった結果、耐食性が不十分であった。
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。
今回開示された実施形態は、全ての点で例示であって制限的なものではない。上記の実施形態は、添付の特許請求の範囲、後述するような本発明の技術的範囲に属する構成及びその主旨を逸脱することなく、様々な形態で省略、置換、変更されてもよい。例えば、上記実施形態の構成要件は、その効果を損なわない範囲内で、任意に組み合わせることが可能である。また、当該任意の組み合せからは、組み合わせにかかるそれぞれの構成要件についての作用及び効果が当然に得られるとともに、本明細書の記載から当業者には明らかな他の作用及び他の効果が得られる。
また、本明細書に記載された効果は、あくまで説明的又は例示的なものであって、限定的ではない。つまり、本発明に係る技術は、上記の効果とともに、又は、上記の効果に代えて、本明細書の記載から当業者には明らかな他の効果を奏しうる。
なお、以下のような構成も、本発明の技術的範囲に属する。
（１）
平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、
前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、を有し、
前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の表面とが対向する部位である溶接重ね部には、前記第１鋼板と前記第２鋼板との間に存在する隙間である、継手の隙間が存在しており、
前記第１鋼板及び前記第２鋼板のそれぞれにおいて、少なくとも表面が対向している側の面は、地鉄と、前記地鉄上のめっき層と、を有しており、
前記めっき層は、質量％で、
Ａｌ：１０．００～７０．００％
Ｍｇ：３．００～２０．００％
Ｆｅ：０．０１～１５．００％
を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、
前記溶接重ね部を、前記溶接ビード部の延伸方向からみたときに、前記延伸方向に対して直交する方向に沿って、前記継手の隙間の中心軸を前記溶接ビード部に向かって仮想的に延長し、前記中心軸上における前記溶接ビード部の端部との交点を、前記溶接重ね部の先端部と定義し、
前記延伸方向に直交する方向で切断した断面視にて、前記延伸方向及び前記第２の鋼板の表面に対する法線方向に直交する方向における、前記溶接ビード部に最も近い、前記めっき層の厚みが１μｍ未満の領域の、前記溶接ビード部から遠い側の端部と、前記溶接重ね部の先端部と、の距離は、１０００μｍ以下である、溶接継手。
［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
（２）
前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（３）
前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（４）
前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（５）
前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（６）
前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（７）
前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（８）
前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、（１）に記載の溶接継手。
（９）
前記めっき層は、Ａｌ：１８．００～５０．００質量％、Ｍｇ：６．００～１５．００質量％含有し、かつ、元素群Ａとして、Ｃａ：０．０５～４．００質量％含有する、（１）～（８）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１０）
前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、（１）～（９）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１１）
前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、（１）～（１０）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１２）
前記距離は、５００μｍ以下である、（１）～（１１）の何れか１つに記載の溶接継手。
（１３）
前記距離は、１００μｍ以下である、（１）～（１２）の何れか１つに記載の溶接継手。
１ 溶接継手
１０ 第１鋼板
２０ 第２鋼板
３０ 溶接ビード部
４０ 熱影響部
５０ 溶接重ね部
５１ 溶接重ね部の先端部
６０ 継手の隙間
１０１ 地鉄
１０３ めっき層
Ｔ 止端

Claims (17)

  1. 平面視において延伸方向を長手とする溶接ビード部に接続された第１鋼板及び第２鋼板を有しており、
    前記第１鋼板及び前記第２鋼板は、前記溶接ビード部の周囲に位置する熱影響部と、溶接による熱影響が無い非熱影響部と、を有し、
    前記第１鋼板の表面と前記第２鋼板の表面とが対向する部位である溶接重ね部には、前記第１鋼板と前記第２鋼板との間に存在する隙間である、継手の隙間が存在しており、
    前記第１鋼板及び前記第２鋼板のそれぞれにおいて、少なくとも表面が対向している側の面は、地鉄と、前記地鉄上のめっき層と、を有しており、
    前記めっき層は、質量％で、
    Ａｌ：１０．００～７０．００％
    Ｍｇ：３．００～２０．００％
    Ｆｅ：０．０１～１５．００％
    を含有し、選択的に、下記元素群Ａ、元素群Ｂ、元素群Ｃ、元素群Ｄ、元素群Ｅ、元素群Ｆ、及び、元素群Ｇからなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含有し、残部が、５．００質量％以上のＺｎと、不純物とからなる化学組成を有するめっき層であり、
    前記溶接重ね部を、前記溶接ビード部の延伸方向からみたときに、前記延伸方向に対して直交する方向に沿って、前記継手の隙間の中心軸を前記溶接ビード部に向かって仮想的に延長し、前記中心軸上における前記溶接ビード部の端部との交点を、前記溶接重ね部の先端部と定義し、
    前記延伸方向に直交する方向で切断した断面視にて、前記延伸方向及び前記第２の鋼板の表面に対する法線方向に直交する方向における、前記溶接ビード部に最も近い、前記めっき層の厚みが１μｍ未満の領域の、前記溶接ビード部から遠い側の端部と、前記溶接重ね部の先端部と、の距離は、１０００μｍ以下である、溶接継手。
    ［元素群Ａ］：Ｓｉ：０％超１０．００％以下、及び、Ｃａ：０％超４．００％以下からなる群より選択される１種又は２種
    ［元素群Ｂ］：Ｓｂ：０％超０．５０００％以下、Ｐｂ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｓｒ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｃ］：Ｃｕ：０％超１．００００％以下、Ｔｉ：０％超１．００００％以下、Ｃｒ：０％超１．００００％以下、Ｎｂ：０％超１．００００％以下、Ｎｉ：０％超１．００００％以下、Ｍｎ：０％超１．００００％以下、Ｍｏ：０％超１．００００％以下、Ｃｏ：０％超１．００００％以下、及び、Ｖ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｄ］：Ｓｎ：０％超１．００００％以下、Ｉｎ：０％超１．００００％以下、及び、Ｂｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｅ］：Ｚｒ：０％超１．００００％以下、Ａｇ：０％超１．００００％以下、及び、Ｌｉ：０％超１．００００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｆ］：Ｌａ：０％超０．５０００％以下、Ｃｅ：０％超０．５０００％以下、及び、Ｙ：０％超０．５０００％以下からなる群より選択される１種又は２種以上
    ［元素群Ｇ］：Ｂ：０％超０．５０００％以下
  2. 前記元素群Ａを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  3. 前記元素群Ｂを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  4. 前記元素群Ｃを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  5. 前記元素群Ｄを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  6. 前記元素群Ｅを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  7. 前記元素群Ｆを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  8. 前記元素群Ｇを含有する化学組成を有する、請求項１に記載の溶接継手。
  9. 前記めっき層は、Ａｌ：１８．００～５０．００質量％、Ｍｇ：６．００～１５．００質量％含有し、かつ、元素群Ａとして、Ｃａ：０．０５～４．００質量％含有する、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  10. 前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  11. 前記非熱影響部の前記地鉄における、グロー放電発光分光法による炭素分布に関する深さプロファイルに基づき算出されるＣ濃度について、当該Ｃ濃度が０．０５質量％以下となる深さが、前記地鉄と前記めっき層との界面から１０μｍ以上である、請求項９に記載の溶接継手。
  12. 前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、請求項１～８の何れか１項に記載の溶接継手。
  13. 前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、請求項９に記載の溶接継手。
  14. 前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、請求項１０に記載の溶接継手。
  15. 前記第１鋼板又は前記第２鋼板の少なくとも何れかの引張強度は、７８０ＭＰａ以上である、請求項１１に記載の溶接継手。
  16. 前記距離は、５００μｍ以下である、請求項１に記載の溶接継手。
  17. 前記距離は、１００μｍ以下である、請求項１に記載の溶接継手。

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