JP7564227B2 - ギガ級溶接部が得られる溶接用ワイヤ、これを用いて製造された溶接構造物及びその溶接方法 - Google Patents

Description

本発明は、ギガ級溶接部が得られる溶接用ワイヤ、これを用いて製造された溶接構造物及びその溶接方法に係り、より詳しくは、自動車の下体の構造用部材などに適用される引張強度１ＧＰａ以上及び厚さ６ｍｍ以下の亜鉛めっきギガスチールなどのガスシールドアーク溶接に適用され得る溶接用ワイヤ、これを用いて製造された溶接構造物及びその溶接方法に関する。

自動車分野は、地球温暖化問題など環境保護に伴う燃費規制の政策により、車体及び部品類の軽量化技術研究が大きな課題として浮上している。自動車走行性能に重要なシャーシ部品類もこのような基調により軽量化のための高強度鋼材の供給が必要な状況にある。
このような部品軽量化の達成のためには、素材の高強度化が必須であり、繰り返し疲労荷重が加わる環境における高強度鋼材で製作された部品の耐久性能の保証が重要な要素といえる。

ところで、自動車のシャーシ部品を組み立てる際に、強度確保のために主に用いられるアーク溶接の場合、溶接ワイヤの溶着によって部品間の重ね継ぎ溶接が行われるため、継ぎ部の幾何学的形状付与が不可避である。これは、繰り返し疲労応力が集中部（ノッチ効果）に作用して破断起点となり、結果的に部品の耐久性能の低下を招くため、高強度鋼材を適用する利点が失われるという問題がある。

したがって、溶接部の疲労特性向上のためには、主に応力集中部であるビードの端部の角度（トー角）を低減することが何よりも重要であり、これに加えて、トー部の材質及び応力を制御することが重要な要素といえる。また、上記のように部品類の高強度及び軽量化基調による素材の薄物化によって、貫通腐食防止のための防錆性に対する要求が増加し、めっき鋼材の採用が増加している傾向にあるが、特にアーク溶接部の溶接金属は、めっき層が存在せず、母材に対する塗装後の耐食性が低下するという問題がある。これにより、自動車の走行時に過酷な腐食環境下でめっき鋼板で製作されたシャーシ部品の溶接部に早期の腐食が発生して疲労特性の低下につながるという問題がある。一方、めっき鋼材のガスシールドアーク溶接時に亜鉛など蒸気発生により、溶接ビードにピット及びブローホール形態の気孔欠陥が多量に発生し、溶接部の強度低下の虞があり、これが溶接生産性の低下の問題となっている。また、一般の未めっき鋼材の場合もガスシールドアーク溶接時に溶接ビード状に生成されるスラグが塗装不良を引き起こして、塗装後の耐食性低下の要因となるため、部品製造時に溶接後にスラグ除去のための酸洗またはブラッシングなどの後処理工程が必要であり、これによる原価上昇が発生するという問題がある。一方、電気自動車時代に備えた効果的な軽量化のために、鋼材の引張強度が１ＧＰａ以上であるギガスチールの適用拡大が展望されており、溶接部の強度確保が重要な優先課題といえる。

このような問題を解決するための従来技術の一例として、特許文献１に記載された発明が挙げられる。上記特許文献１には、ガスシールドアーク溶接ワイヤのＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ及びＡｌ含有量の適正制御により、溶接部のブローホール及びスラグ面積率をそれぞれ１０％以内に制御することができることが開示されている。しかしながら、実際の高強度鋼材の場合、溶接部のブローホール面積率が５％を超える際に、溶接金属の引張強度及び疲労強度の顕著な低下が発生する虞があり、特に引張強度１ＧＰａ以上のギガ級鋼材の場合、ブローホールの発生に伴い、相対的に溶接部の強度低下により敏感な問題が発生する。
特許文献２には、ガスシールドアーク溶接ワイヤの炭素当量を０．８～０．９％に制御して溶接金属部の引張強度を８００ＭＰａ以上確保できることが開示されているが、溶接部のブローホール及びスラグ低減の方案は提示していない。

特許文献３には、ガスシールドアーク溶接ワイヤのＳｉ、Ｍｎの含量比を適正範囲に制御することで、溶接ビードにＳｉ系スラグ生成を抑制して、溶接部の塗装性及び耐気孔性を向上させることが開示されている。しかし、上記特許文献３は、溶接部の強度が最大５４０ＭＰａと、一般鋼材を対象としており、引張強度１ＧＰａ以上のギガスチールの溶接部強度を確保するための方案は提示しない。
特許文献４には、ガスシールドアーク溶接ワイヤのＳｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｓｂ及びＳ含有量の適正制御により溶接部のスラグ面積率を５％以内に制御できることが開示されているが、めっき鋼材の溶接部のピット及びブローホールの低減方案は提示していない。一方、ワイヤに適正量のＢ添加を行うことによって溶接部強度を向上させる方案を提示しているが、その強度は１ＧＰａ級以上には達していない。

特許文献５には、溶接ワイヤのＣｒ及びＮｉの合計量を１％～２４％に制御して、引張強度９８０ＭＰａ級以上の鋼材の溶接部強度が母材に対して９０％以上であることが開示されているが、溶接部のスラグ低減及び耐気孔性の向上のための方案を提示しない。
すなわち、特許文献１～５に開示されている発明は、引張強度１ＧＰａ以上及び片面当たりのめっき量が２０～１２０ｇ／ｍ^２の亜鉛めっき鋼板の溶接に対する十分な考慮がなされておらず、ギガスチール溶接部の十分な強度確保と共に、スラグ低減及び耐気孔性の同時確保の可否が不明であった。

韓国特許公開２０１５－０１０８９３０号公報 韓国特許公開２０１６－００８００９６号公報 韓国特許公開２０１９－００４７３８８号公報 国際公開第２０１９／１２４３０５号 韓国特許公開２０１９－０１３４７０３号公報

したがって、本発明の目的とするところは、自動車の下部の構造用部材などに適用される引張強度１ＧＰａ以上及び厚さ６ｍｍ以下の亜鉛めっきギガスチールなどのガスシールドアーク溶接に適用できる溶接用ワイヤ、これを用いて製造された溶接構造物及びその溶接方法を提供することにある。
なお、本発明の課題は、上記の内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の全般的な内容から理解することができ、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明のさらなる課題を理解するのに何ら困難がない。

本発明のガスシールドアーク溶接用ワイヤは、
ワイヤ全体に対する質量％で、Ｃ：０．０８～０．１５％、Ｓｉ：０．００１％～０．１％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：４．０～５．２％、Ｍｏ：０．４～０．６５％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、下記関係式１によって定義される値Ｘが０．７～１．１％の範囲を満たすことを特徴とする。
［関係式１］
Ｘ（％）＝［Ｃｒ］／１０＋［Ｍｏ］－４×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］
但し、関係式１において、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］は、各元素の質量％を表す。

上記溶接用ワイヤの表面には、Ｃｕめっき層が形成されていることがよい。
上記Ｃｕめっき層をなすＣｕは、めっき層を含むワイヤ全体に対する質量％で、０．４％以下（０％は除く）の含有量を有することが好ましく、より好ましくは０．１～０．３％の範囲の含有量である。

上記溶接用ワイヤは、質量％で、Ｃｒ：４．２～４．９％、Ｍｏ：０．４５～０．４８％及びＭｎ：１．６５～１．７５％をそれぞれ含有することが好ましい。
上記溶接用ワイヤは、Ｓｉ含有量を０．０４～０．０８％の範囲であることが好ましい。
上記溶接用ワイヤは、ガスシールドアーク溶接用のソリッドワイヤであることができる。

本発明の溶接構造物は、
上記溶接用ワイヤを用いて２以上の溶接母材を溶接することで得られる溶接部を有する溶接構造物であって、上記溶接部は、面積％で、マルテンサイト３０～５０％、ベイナイト５０～７０％及び残部５％以下の残留オーステナイトからなる微細組織を有し、そして上記溶接部をなす微細組織は平均有効結晶粒の大きさが１～３μｍであり、そして４７゜以上の高硬角の結晶粒分率が３５％以上であることを特徴とする。

上記溶接母材の少なくとも１つは亜鉛めっき鋼板であることができる。
上記亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板のうち一つであることがよい。
上記亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、自体質量％で、Ｃｒ：０．２～０．９％とＭｏ：０．１～０．２％のうち１種以上を含有することが好ましい。

また、本発明のガスシールドアーク溶接方法は、
上記溶接用ワイヤを用いて、溶接母材をガスシールドアーク溶接する方法として、上記溶接時の保護ガスでＡｒに５～２０％ ＣＯ_２を混合して用い、上記溶接母材厚さをｔ（ｍｍ）とするとき、下記関係式２によって定義される溶接入熱量Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）の範囲が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔを満たすようにして溶接することを特徴とする。
［関係式２］
Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
但し、関係式２において、Ｉ、Ｅ及びυはそれぞれ溶接電流（Ａ）、溶接電圧（Ｖ）、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を示す。
上記溶接用ワイヤは、直径が０．９～１．２ｍｍであるソリッドワイヤであることができる。

上記の構成の本発明によると、引張強度１ＧＰａ以上及び厚さ６ｍｍ以下のギガスチールのガスシールドアーク溶接部のスラグ面積率及びブローホール面積率をそれぞれ１％以内に低減することで、溶接部のスラグ除去のための別途の酸洗またはブラッシングなどの後処理工程を省略することができ、さらに優れた塗装性を確保することができるため、産業製造現場での原価節減及び品質向上を図ることができる。
また、めっき材溶接時には、ピット及びブローホールの欠陥を効果的に防止できるだけでなく、溶接金属または溶融線の破断なしに溶接部強度を１ＧＰａ以上確保することができる効果がある。
したがって、自動車のシャーシ部材などの部品類の高強度、薄物化に伴う防錆性及び耐久性向上のニーズを満たすことで、ギガスチールの採用を拡大できる産業的意義を有することができる。

本発明の実施例１において、表２のワイヤＮｏ．７を用いて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部の断面組織、硬度分布及び静的引張試験後の破断部の断面組織を示した写真である。 本発明の実施例１において、表２のワイヤＮｏ．３２を用いて溶接した比較例［Ｘ（％）＝０．５５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部の断面組織、硬度分布及び静的引張試験後の破断部の断面組織を示した写真である。 本発明の実施例１において、表２のワイヤＮｏ．５、７、１２、３４及び３６を用いて亜鉛めっき鋼板で重ね継ぎ溶接したり、合金化亜鉛めっき鋼板で重ね継ぎ溶接を行った後、得られた各溶接部に対するＲＴ（Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ）写真である。 本発明の実施例２において、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝３．２］から得られた溶接金属のＥＢＳＤ組織写真及び逆極点図（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）である。 本発明の実施例２において、表４のＮｏ．３２ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した比較例［Ｘ（％）＝０．５５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝３．２］から得られた溶接金属のＥＢＳＤ組織写真及び逆極点図（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）である。 本発明の実施例２において、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接ビードの外観写真と、溶接部のスラグ除去のための酸洗またはブラッシングなどの後処理工程を省略して、塗装を施した後の外観写真である。 本発明の実施例２において、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部に対して、荷重を加えて高速引張試験（引張速度がそれぞれ１ｍ／ｓ、１５ｍ／ｓ）を実施する際に、溶接母材である鋼材の荷重変化を示した図面である。 本発明の実施例２において、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部に対して、荷重を加えて高速引張試験（引張速度がそれぞれ１ｍ／ｓ、１５ｍ／ｓ）を実施する際に、溶接部の荷重変化を示した図面である。

以下、本発明を説明する。
本発明は、引張強度１ＧＰａ以上及び厚さ６ｍｍ以下のギガスチールに対するガスシールドアーク溶接時に、溶接部のスラグ面積率及びブローホール面積率をそれぞれ１％以内に低減できるだけでなく、溶接金属または溶融線の破断なしに溶接部強度１ＧＰａ以上確保が可能である特徴を有する。本発明者らは多様な実験及び検討を重ねた結果、ガスシールドアーク溶接に用いられる溶接用ワイヤの成分のうち、強度向上のための強化元素であるＣｒ、Ｍｏ及び脱酸元素であるＳｉ、Ｍｎ含有量を上記関係式１によって定義されるＸ値が０．７～１．１％の範囲を満たすように制御することが有効であることを確認した。
そして、本発明者らは、上記関係式１の値をパラメータとして用いると、Ｘ値が溶接部スラグ、ブローホール発生及び溶接部強度に大きな影響を与えることを見出した。特に、溶接用ワイヤに含まれる成分として、各元素の個別含有量を制御するだけでなく、上記のＸ値が０．７～１．１％の範囲となるように各成分量を制御することで、溶接ビードのスラグ及びブローホール発生を確実に抑制できるとともに、溶接金属または溶融線の破断なしに溶接部の強度を１ＧＰａ以上確保できることを確認して本発明を提示するに至った。

本発明の一側面である溶接用ワイヤは、自体質量％で、Ｃ：０．０８～０．１５％、Ｓｉ：０．００１％～０．１％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：４．０～５．２％、Ｍｏ：０．４～０．６５％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、上記関係式１によって定義される値Ｘが０．７～１．１％の範囲を満たす。
以下、本発明の一側面であるガスシールドアーク溶接用ワイヤの成分組成及びその制限理由について説明する。ここでの％は、他に規定するものがない限り質量％である。なお、本発明における溶接用ワイヤは、そのワイヤの特定の種類に制限されず、ソリッドワイヤやフラックス入りワイヤなどにも利用可能であり、好ましくはソリッドワイヤとして用いられるものである。そして、上記溶接用ワイヤ表面にＣｕめっき層が形成されていることが好ましい。

Ｃ：０．０８～０．１５％
Ｃは、アークを安定化して容積を微粒化する作用がある成分である。しかし、Ｃ含有量が０．０８％未満であると、容積が大きくなってアークが不安定となり、スパッタ発生量が多くなるだけでなく、引張強度１ＧＰａ以上のギガ級鋼材溶接金属の十分な強度確保が難しくなる虞がある。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、溶融金属の粘性が低くなってビード形状が不良となるだけでなく、溶接金属を過度に硬化させて脆性が増加するという問題がある。したがって、本発明では、溶接用ワイヤのＣ含有量は０．０８～０．１５％の範囲に制限することが好ましい。

Ｓｉ：０．００１～０．１％
Ｓｉは、アーク溶接時における溶融金属の脱酸を促進する元素（脱酸元素）であり、ブローホールの発生抑制に効果がある。一方、Ｓｉが過剰に含有されると、スラグの発生を顕著にして溶接部の塗装不良を引き起こす元素でもある。Ｓｉ含有量が０．００１％未満であると、脱酸不足となってブローホールが発生しやすくなり、一方、Ｓｉ含有量が０．１％を超えると、スラグが顕著に増加する。したがって、ブローホールの発生抑制及びスラグ量抑制のバランスの観点から、溶接用ソリッドワイヤのＳｉ含有量は、０．００１～０．１％の範囲とした。
また、Ｓｉ含有量を０．０４～０．０８％の範囲に制限することがブローホールの抑制及びスラグ量抑制をより有効に両立させることができるという点で好ましい。

Ｍｎ：１．６～１．９％
Ｍｎも脱酸元素であり、アーク溶接時に溶融金属の脱酸を促進し、ブローホールの発生を抑制する効果があるが、一方では、溶融金属の粘性を高める元素でもある。Ｍｎ含有量が１．６％未満であると、上記のＳｉ含有量の適正範囲内で脱酸不足となり、ブローホールが発生しやすくなる。一方、Ｍｎ含有量が１．９％を超えると、溶融金属の粘性が過度に高くなり、溶接速度が速い場合に溶接部位に適切に溶融金属が流入できず、ハンピングビードとなってビード形状の不良が発生しやすくなる。したがって、溶接用ワイヤのＭｎ含有量は、１．６～１．９％の範囲内とした。また、ブローホールの発生を確実に抑制するためには、Ｍｎ含有量は１．６５～１．７５％の範囲内に制限することが好ましい。

Ｃｒ：４．０～５．２％
Ｃｒは、フェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化性元素である。特に、引張強度１ＧＰａ級以上のギガ級鋼材溶接金属の十分な強度確保のために、Ｃｒ含有量を４．０～５．２％の範囲に制限する必要がある。Ｃｒ含有量が４．０％未満であると、ギガ級鋼材溶接金属の強度が不足する問題が発生しやすくなる。一方、Ｃｒ含有量が５．２％を超えると、δフェライト組織の生成や組織中にクロム炭化物が析出して、溶接金属の脆化、すなわち靭性が低下する虞が大きくなる。また、Ｃｒ含有量を４．２～４．９％の範囲に制限することが溶接金属の十分な強度確保及び脆化抑制をより有効に両立できるという点で好ましい。

Ｍｏ：０．４～０．６５％
Ｍｏもフェライト安定化元素であり、溶接金属の強度を向上させる硬化性元素である。特に、引張強度１ＧＰａ級以上のギガ級鋼材溶接金属の十分な強度確保のためにＭｏの含有量を０．４～０．６５％の範囲に制限する必要がある。Ｍｏ含有量が０．４％未満であると、上記の適正成分範囲内で引張強度１ＧＰａ級以上のギガ級鋼材溶接金属の十分な強度が得られにくくなり、Ｍｏ含有量が０．６５％を超えると、溶接金属の靭性が低下する虞が大きくなる。また、Ｍｏ含有量を０．４５～０．４８％の範囲に制限することが溶接金属の十分な強度確保及び脆化抑制をより有効に両立できるという点で好ましい。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、一般的に鋼内に不可避不純物に混入される元素であり、アーク溶接用ワイヤ内にも不純物として含まれることが通常的である。ここで、Ｐは溶接金属の高温割れを発生させる主要元素の一つであり、可能な限り抑制することが好ましい。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、溶接金属の高温割れが顕著になる。したがって、本発明では、溶接用ワイヤのＰ含有量を０．０１５％以下に制限することが好ましい。

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓも一般的に鋼内に不可避不純物に混入される元素であり、アーク溶接用のソリッドワイヤ内にも不純物として含まれることが通常的である。ここで、Ｓは溶接金属の靭性を阻害する元素であり、可能な限り抑制することが好ましい。Ｓ含有量が０．０１５％を超えると、溶接金属の靭性が悪化する。したがって、本発明では、溶接用ワイヤのＳ含有量を０．０１５％以下に制限することが好ましい。

［関係式１］
本発明のガスシールドアーク溶接用ワイヤにおいては、下記関係式１によって定義されるＸ値が０．７～１．１％の範囲を満たすようにＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を制御することが重要である。
［関係式１］
Ｘ（％）＝［Ｃｒ］／１０＋［Ｍｏ］－４×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］
但し、関係式１において、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］は、各元素の質量％を表す。

すなわち、本発明者らの研究結果によると、ワイヤに含有されるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ及びＭｎの含有量が溶接部の強度だけでなく、ブローホール及びスラグ発生に強く相関することを見出し、関係式１を案出した。具体的には、上記関係式１によって定義されるＸ値が０．７～１．１％の範囲を満たすようにＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ及びＭｎの含有量を制御することで、引張強度１ＧＰａ以上のギガ級鋼材溶接部の十分な強度確保ができ、耐気孔性向上及びスラグ低減を確実に得ることができた。すなわち、上記関係式１のパラメータを適用することで、溶接ビードのスラグ及びブローホールの発生を確実に抑制するとともに、溶接金属または溶融線の破断の発生なしに溶接部強度を１ＧＰａ以上確保することが可能となった。
上記Ｘ値が０．７％未満であると、上記のギガ級鋼材溶接部の耐気孔性及びスラグ低減の効果だけでなく、溶接金属の十分な強度確保が困難であり、逆に１．１％を超えると、場合によって溶接部の耐気孔性及びスラグ低減効果を満たす場合でも溶接金属が脆化しすぎて、溶接金属または溶融線破断が敏感になる虞があるため、結果的に溶接部の物性が不良となる問題がある。

［不純物］
不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であり、意図的に溶接用ワイヤに含有させたものではない成分を指す。
一方、本発明の溶接用ワイヤの表面にはＣｕめっき層が形成されていることが好ましい。Ｃｕは一般的にワイヤをなす鋼中の不純物で０．０２％程度含有されることが普通であるが、本発明のアーク溶接用ワイヤの場合、主にワイヤ表面に施した銅めっきに由来する。
アーク溶接用ワイヤにおいて、銅めっきはワイヤ送給性及び通電性を安定化させるために重要な表面処理方法であり、銅めっきを施した場合、必然的にある程度の量のＣｕが含有されることができる。

本発明では、このとき、めっき層に含まれるＣｕ含有量を、Ｃｕめっき層を含むワイヤ全体に対する質量％で、０．４％以下（０％は除く）に制御することが好ましい。Ｃｕの含有量が０．４％を超えると、溶接金属の亀裂感受性が高くなる虞がある。ワイヤの送給性及び通電性を安定化しながらも、溶接金属の割れ感受性の低減をより有効に両立させることができるより好ましいＣｕ含有量は０．１～０．３％の範囲である。上記Ｃｕ含有量が過度に少ない場合には必要なワイヤ送給性及び通電性が得られない虞がある。

次に、本発明の他の側面である上記溶接用ワイヤを用いて製造された溶接構造物を説明する。
本発明の溶接構造物は、上記溶接用ワイヤを用いて２以上の溶接母材を溶接することにより得られる溶接部を有する溶接構造物であって、上記溶接部は、面積％で、マルテンサイト３０～５０％、ベイナイト５０～７０％及び残部５％以下の残留オーステナイトからなる微細組織を有する。また、上記溶接部をなす微細組織は、平均有効結晶粒の大きさが１～３μｍであり、そして４７゜以上の高硬角の結晶粒分率が３５％以上である。

まず、本発明の溶接部は面積％で、マルテンサイト３０～５０％、ベイナイト５０～７０％及び残部５％以下の残留オーステナイトからなる微細組織を有する。本発明では、マルテンサイト分率が過多であると、溶接金属が硬質化過ぎて脆性に敏感になることがあり、逆に過小であると、溶接金属の強度が不足する問題がある。
一方、一般的に５５０℃以下の温度で低温変態して生成される溶接部をなすベイナイトは、上部ベイナイト及び下部ベイナイトのすべてを含むことができるが、特に、２５０～４００℃の範囲で変態して発達する下部ベイナイトの場合、旧オーステナイト結晶粒内に互いに絡み合っている（ｉｎｔｅｒ－ｌｏｃｋｉｎｇ）高硬角の結晶粒が多数存在する。このため、このような下部ベイナイトがマルテンサイトと混在している場合、マルテンサイト単独で存在するときと比較して靭性が向上する効果がある。

このような点を考慮して、本発明において上記溶接部をなす微細組織は、平均有効結晶粒の大きさが１～３μｍであり、そして４７゜以上の高硬角の結晶粒分率を３５％以上に制御する。上記溶接部をなす微細組織の平均有効結晶粒の大きさが１μｍ未満であると、溶接金属の靭性が不足する虞があり、逆に３μｍを超えると、ギガ級鋼材母材に対する溶接金属の強度が不足することがある問題がある。また、上記４７°以上の高硬角の結晶粒分率が３５％未満であると、溶接金属の強度及び靭性などが低下する虞がある。
更に、上記溶接部は、平均硬度が３７０～４００Ｈｖであり、そして引張強度が９４０ＭＰａ以上、好ましくは１ＧＰａ以上で溶接母材に対して９５％以上であることができる。

また、このような溶接金属の微細組織特性は、溶接部の機械的物性を向上させ、上記のように引張荷重を付加する際に、溶接金属または溶融線破断が発生しないだけでなく、前方の衝突部材であるサブフレーム類の場合、自動車が時速３．６～５４ｋｍ／ｈの範囲の高速衝突（高速引張荷重の付加）状況でも溶接金属部の破断が発生しない程度の十分な強度及び靭性を確保することができる。
本発明において、上記溶接部は、高速引張強度が引張速度３．６ｋｍ／ｈ及び５４ｋｍ／ｈで母材に対してそれぞれ９５％及び８０％以上であることができる。
一方、本発明の溶接部は、上記溶接用ワイヤを用いて２以上の溶接母材を溶接することにより得ることができる。

一方、本発明は、溶接用ワイヤを用いてガスシールドアーク溶接を行う対象となる鋼板の種類や成分組成は特に制限されない。例えば、上記溶接母材の少なくとも１つは、亜鉛めっき鋼板であることが好ましいが、これは亜鉛めっき鋼板を本発明の溶接用ワイヤを用いてガスシールドアーク溶接する場合、作用効果が顕著になるためである。具体的には、片面めっき量２０～１２０ｇ／ｍ^２を有する亜鉛または亜鉛合金めっき鋼板を母材鋼板とする場合、特に、溶接時に重ね継ぎ部のギャップが存在せずに密着している場合、多量に発生した亜鉛蒸気が溶融池の凝固前に十分に排出されない状況でも、本発明のガスシールドアーク溶接用ワイヤを用いると、確実にブローホールを低減することができる。

また、上記亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板のうち一つであることができる。
さらに、上記亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、自体質量％で、Ｃｒ：０．２～０．９％及びＭｏ：０．１～０．２％のうち１種以上を含有したものが好ましい。

次に、本発明の上記溶接用ワイヤを用いてギガスチールなどを溶接する方法について説明する。
本発明は、上記溶接用ワイヤを用いて、溶接母材をガスシールドアーク溶接する方法として、上記溶接時に保護ガスというＡｒの５～２０％にＣＯ_２を混合して用いる。上記溶接母材厚さをｔ（ｍｍ）とするとき、下記関係式２によって定義される溶接入熱量Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）の範囲が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔを満たすようにして溶接することができる。
［関係式２］
Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
但し、関係式２において、Ｉ、Ｅ及びυはそれぞれ溶接電流（Ａ）、溶接電圧（Ｖ）、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を示す。
本発明では、溶接の具体的な形態（溶接姿勢）は特に限定されず、例えば、重ね継ぎ部の形態であるラップフィレット溶接やＴ字ジョイントのフィレット溶接などに適用される。

また、使用するシールドガスの種類も特に限定されず、１００％のＣＯ_２ガス、Ａｒ＋２０％のＣＯ_２ガス、Ａｒ＋１０％のＣＯ_２ガス、Ａｒ＋５％のＣＯ_２ガス、Ａｒ＋２％のＯ_２ガスなどをシールドガスとして用いることができるが、特に、シールドガスとして、Ａｒ＋５～２０％のＣＯ_２を用いた場合に、本発明の顕著な効果を発揮することができる。すなわち、本発明において、溶接金属または溶融線の破断発生なしに溶接部の引張強度を１ＧＰａ以上確保するためには、上記溶接時の保護ガスとしてＡｒに５～２０％のＣＯ_２を混合して用いることが好ましい。
また、上記溶接母材厚さをｔ（ｍｍ）とするとき、上記関係式２で定義される溶接入熱量Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）の範囲が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔを満たすことが求められる。上記溶接入熱量Ｑ値が１．１５ｔ未満であると、ギガ級鋼材の溶接金属及び粗大化結晶粒の熱影響部（Ｃｏａｒｓｅ Ｇｒａｉｎｅｄ Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の強度及び靭性が不足する虞があり、逆に１．６ｔを超えると、溶接金属強度の不足及び溶接熱影響部の強度低下が過度になるだけでなく、溶接部にバックビード及び溶落が発生しやすくなって、不良になってしまうという問題がある。

また、本発明において、上記溶接用ワイヤは、直径が０．９～１．２ｍｍであるソリッドワイヤを利用することができ、上記溶接母材に対する説明は、上記のとおりである。
上記のとおり、本発明は、上記関係式１を満たすようにＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ及びＭｎの含有量を制御する。また、溶接用ワイヤ内のＣｒ含有量を４．０～５．２％の範囲内に比較的高く抑制するとともに、Ｓｉ含有量を０．００１～０．１％に低く抑えることで、溶接部の十分な強度確保とともにスラグ低減及び耐気孔性を同時に確保することができる。

以下、実施例によって本発明を詳細に説明する。
（実施例１）
下記表２に示す組成成分を有するインゴットを真空溶解した後、熱間圧延により室温で伸線した後、アニーリングすることでワイヤを製造した。次いで、上記ワイヤ表面にＣｕめっき層を形成し、このとき、めっき層を含むワイヤ全体に対する質量％で、銅含有量が０．１５～０．３６％の範囲になるようにめっきした。そして、上記銅めっきされたワイヤを伸線して、直径０．９～１．２ｍｍの溶接用ソリッドワイヤを製作した。
上記のように製作されたソリッドワイヤを用いて、ガスシールドアーク溶接法で下記表１の溶接母材である鋼材Ｎｏ．１を素地鋼板とする引張強度１０５０ＭＰ級の亜鉛めっき鋼板をそれぞれ重ね継ぎ溶接した。このとき、比較のために、下記表２のワイヤＮｏ．５、７、１２、３４及び３６を用いて上記亜鉛めっき鋼板を溶接母材として用いて重ね継ぎ溶接するとともに、合金化亜鉛めっき鋼板を溶接母材として用いて重ね継ぎ溶接を行った。

一方、このとき、用いた亜鉛または亜鉛合金めっき鋼板は、母材鋼板に両面亜鉛めっきを施したものであり、母材鋼板の板厚さは２．０ｍｍ、めっき量は亜鉛及び亜鉛合金めっき鋼板がそれぞれ片面当たり１００ｇ／ｍ^２及び４５ｇ／ｍ^２とした。
また、溶接を行うための標準条件は、Ａｒ＋２０％のＣＯ_２の混合シールドガス（流量２０ｌ／ｍｉｎ）を適用し、２つの同一鋼板をギャップのない状態で重ね継ぎ部としてワイヤ突出長さ１５ｍｍ、パルスＭＡＧ及び溶接速度８０ｃｍ／ｍｉｎで溶接した。このとき、上記関係式２によって定義されるＱ（ｋＪ／ｃｍ）値が１．５～３．４となるようにした。

上記重ね継ぎ溶接で得られた溶接金属の凝固後、溶接部のビード外観観察、ブローホール発生状況の調査のためのＲＴ試験、硬度測定及び静的／動的引張試験などを行い、その評価結果を下記表２、表３及び図３に示した。
このとき、溶接金属の平均硬度がビッカース硬度（Ｈｖ、荷重５００ｇｆ、０．２ｍｍ間隔で測定）で３７０～４００の場合を○（合格）とし、３３０～３７０の場合を△、そして４００超過または３３０未満を×（不合格）と評価した。また、溶接部の静的引張試験（速度１０ｍｍ／ｍｉｎ）後、引張強度が１ＧＰａ以上の場合及び破断位置が溶接金属または溶融線ではない場合を○（合格）とし、この他は×（不合格）と評価した。

また、上記の溶接部のビード外観観察及びブローホール照射のためのＲＴ試験の場合、溶接ビード１５０ｍｍのうち始終端５０ｍｍの部分を除いた中央の５０ｍｍ長さの部分のビードについて、ビード表面及びＲＴ写真撮影を行って画像を採取した。そして、スラグ及びブローホール部位をマーキングし、マーキングした部位の面積の総合計を求めて、全画像面積から下記関係式３からスラグ面積率を計算した。
［関係式３］
スラグ（またはブローホール）面積率（％）＝［スラグ（またはブローホール）部位面積の総合計／全画像面積］×１００

そして、下記表２に示したスラグ発生状況の評価時、スラグ面積率の基準値を１％とし、１％以下の場合を○（合格）とし、この他は×（不合格）と評価した。これは、部品製造時、溶接部の塗装密着性及び塗装後の耐食性向上のために溶接後に行う別途の酸洗または機械的研磨ブラッシング（必要に応じて、酸洗及びブラッシングを全て実施）などの溶接部のスラグ除去の後処理工程を完全に省略するために設定した目標基準である。

また、ブローホール発生状況の評価時に、ブローホール面積率の基準値をＩＳＯ ５８１７規格に基づいて、１％以下である場合を○（合格）とし、その他は×（不合格）と評価した。これは、引張強度５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼材の場合、通常溶接ビードのブローホール面積率が５％を超える場合、溶接部の静的強度及び疲労強度の急激な低下が懸念されており、特に引張強度１ＧＰａ級以上のギガ級鋼材の場合には、溶接ビードのブローホール面積率の増加に伴う溶接金属の強度低下がさらに敏感になるため、これを完全に防止するために設定した目標基準である。
さらに、上記ワイヤを用いて得られた溶接金属の脆性評価及び前方部品の高速衝突状況の模写評価のために、低速（３．６ｋｍ／ｈ）及び高速（５４ｋｍ／ｈ）条件、すなわち、引張速度１ｍ／ｓ及び１５ｍ／ｓの条件で溶接部の試験片に対する高速引張試験を行って破断位置を確認した。そして、この時の最大荷重値を鋼材の物性値と比較した。このとき、溶接金属で破断が発生せず、高速条件で溶接部の最大荷重値が母材に対して８０％以上である場合を○（合格）とし、その他は×（不合格）と評価した。このような基準を満たすとき、自動車の前方部品類の高速衝突状況で溶接部の頑健性を十分に確保できるものと判断した。

＊表１において、残部成分はＦｅ及び不可避不純物である。

上記表２、表３から分かるように、ソリッドワイヤ組成成分だけでなく、関係式１によって定義されるＸ値が０．７～１．１％の範囲を満たすワイヤＮｏ．１～１８は、いずれも溶接部の平均硬度、溶接部の引張強度及び破断位置が基準に符合することを確認することができる。図１は、上記表２のワイヤＮｏ．７を用いて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部の断面組織、硬度分布及び静的引張試験後の破断部の断面組織を示した写真である。

これに対して、ワイヤＮｏ．１９～２３の場合には、Ｓｉの含有量が０．００１～０．１％以下に制御され、表３に示したとおり、ブローホール及びスラグ面積率が合格レベルであるが、上記のＸの値が要求範囲を外れているため、溶接金属の平均硬度、引張強度、破断位置及び高速引張物性が良くなかった。特に、ワイヤＮｏ．２１～２３は、溶接金属部の平均硬度が４００を超え、その結果として静的または高速引張試験の際に、溶接金属で破断が発生した。これは、溶接金属のマルテンサイトの分率が５０％を超え、脆性が過度に増加した結果と判断された。
また、ワイヤＮｏ．２４～３１は、上記Ｘの値が０．７～１．１％の範囲から大きく外れており、その結果、上記表２及び表３に示したように、ワイヤＮｏ．３１の溶接金属部の平均硬度の△判定を除いた全項目で基準に符合しなかった。

また、ワイヤＮｏ．３２の場合、Ｓｉの含有量が０．００１～０．１％以下に制御され、上記表３に示したように、ブローホール及びスラグ面積率はそれぞれ優れていたが、上記表２のように、溶接金属の平均硬度がビッカース硬度３２０で鋼材の母材に対して低すぎて溶接部の引張強度が母材に対してさらに低く、破断位置も溶接金属部となり基準に符合しなかった。図２は、上記表２のワイヤＮｏ．３２を用いて溶接した比較例［Ｘ（％）＝０．５５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部の断面組織、硬度分布及び静的引張試験後の破断部の断面組織を示した写真である。
また、ワイヤＮｏ．３３～３７は、Ｘ値が上記の適正範囲を満たしておらず、溶接金属部の平均硬度値が４００を超えるだけでなく、Ｓｉの含有量もいずれも０．１％を超えている場合であって、溶接部の引張特性だけでなく、ブローホール及びスラグ面積率のすべての基準に符合しないことが分かる。特に、これらの一部は引張時に溶融線で破断される結果を示すため、溶接金属部の脆性が増加することが確認できる。

一方、図３は、上記のとおり、表２のワイヤＮｏ．５、７、１２、３４及び３６を用いて上記亜鉛めっき鋼板で重ね継ぎ溶接し、また、合金化亜鉛めっき鋼板で重ね継ぎ溶接を行った後、得られた各溶接金属部に対するＲＴ（Ｒａｄｉｏｇｒａｐｈｉｃ Ｔｅｓｔ：放射線透過試験）写真である。
図３に示したとおり、Ｓｉの含有量が０．００１～０．１％の範囲を外れ、また上記のＸ値も０．７～１．１％の範囲を外れたワイヤＮｏ．３４及び３６を用いて得られた溶接部の場合、ＲＴ結果から確認できるように、ブローホール面積率が大きく増加した。一方、Ｓｉ及びＸ値が本発明の適正範囲を満たすワイヤＮｏ．５、７及び１２を用いて得られた溶接部の場合、ブローホール面積率が１％以内を満たす非常に良好な結果が得られることが確認できる。

（実施例２）

＊表４において、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、γは残留オーステナイトを示す。そして、表４において、鋼材Ｎｏ．は表１の鋼材Ｎｏ．を示し、ワイヤＮｏ．は表２のワイヤＮｏを示す。

上記表４に示したとおり、ソリッドワイヤを用いて表４の鋼材を重ね継ぎ溶接して溶接金属を得た。このとき、上記鋼材は、表面に亜鉛がめっきされた亜鉛めっき鋼板であり、その厚さが２．０ｍｍであった。そして、本溶接時の具体的な溶接条件は実施例１と同一であり、単に溶接入熱量のみを各ワイヤ及び鋼材の組み合わせに対して上記表４のとおり相違させて適用した。そして、上記のとおり溶接入熱量を相違させて適用し、得られた各溶接金属の引張強度を測定した結果を上記表４に示し、溶接金属の微細組織の特性と共に上記表４に示した。

一方、本発明において上記引張強度は、重ね継ぎ部の溶接試験片でＪＩＳ－５号規格の引張試験片をビードの中心部で３個ずつ加工して、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ条件で延伸計を装着して引張試験を行った後、得られた各測定値の平均値を求めた。
そして、上記溶接部の微細組織は、溶接金属部にＬｅｐｅｒａエッチングを行った後、光学写真を撮影し、これに色差で区分されたそれぞれの低温変態相を分析した結果から測定され、平均有効結晶粒の大きさと４７゜以上の高硬角の結晶粒分率もＥＢＳＤ分析によって測定された。

上記表４に示したとおり、鋼板母材の厚さ２．０ｍｍを基準に、関係式２によるＱ値が２．３～３．２ｋＪ／ｃｍの範囲を満たす発明例は、溶接部の引張強度が１ＧＰａを超える結果が得られ、この時の溶接部の鋼板母材に対する引張強度比も９５～９６％であった。
これに対して、上記Ｑ値が２．３ｋＪ／ｃｍ未満である比較例は、溶接部の引張強度が１ＧＰａ未満であることを確認することができる。そして、上記Ｑ値が３．２ｋＪ／ｃｍを超える場合には、鋼板厚さに対して過度の溶接入熱量によりバックビードが形成されたり、溶落が発生するため、本分析から除外した。

一方、上記の関係式１によって定義されるＸ値が０．７～１．１％の範囲にある場合、低温変態開始温度が低くなるにつれて、約４００～２５０℃の温度範囲で上部及び下部ベイナイトの発達が可能であり、特に、マルテンサイトの単独に対して旧オーステナイト結晶粒内に絡み合う連動（ｉｎｔｅｒ－ｌｏｃｋｉｎｇ）構造で多数の高硬角の結晶粒が発達して、マルテンサイトと混在するようになるため、強度及び靭性向上に効果があると判断された。

図４は、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝３．２］から得られた溶接金属のＥＢＳＤ組織写真及び逆極点図（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）であって、このような点を詳細に説明している。これに対して、図５は、表４のＮｏ．３２ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した比較例［Ｘ（％）＝０．５５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝３．２］から得られた溶接金属のＥＢＳＤ組織写真及び逆極点図（Ｉｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ）であって、溶接入熱量は本発明の範囲内であるが、Ｘ値が本発明の範囲から外れて所望の微細組織が得られないことが分かる。

一方、図６は表４のＮｏ．７ワイヤとＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接ビードの外観写真と、溶接部のスラグ除去のための酸洗またはブラッシングなどの後処理工程を省略して、塗装を施した後の外観写真である。特に、シールドガスで２０％の炭酸ガスを混合したにも関わらず、溶接ビードのスラグ面積率が１％以内に非常に低減されていることが確認でき、これによって溶接部の塗装性及び塗装後の耐食性向上が可能であることが確認できる。

そして、図７ａ及び図７ｂは、表４のＮｏ．７ワイヤ及びＮｏ．１鋼材を組み合わせて溶接した発明例［Ｘ（％）＝０．８５、Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）＝２．６］から得られた溶接部に対して荷重を加え、高速引張試験（引張速度のそれぞれ１ｍ／ｓ、１５ｍ／ｓ）を実施する際に、溶接部の荷重変化（図７ｂ）を溶接母材である鋼材の荷重変化（図７ａ）と対比して示した図面である。具体的には、比較的に低速での衝突（３．６ｋｍ／ｈ）状況では、鋼板母材に対する溶接部の最大荷重比が９５％と非常に優れ、溶接金属または溶融線で破断が発生しない結果を確認し、高速での衝突（５４ｋｍ／ｈ）状況でも鋼板母材に対する溶接部の最大荷重比が８２％であって、このときにも溶接金属が破断せずに溶接部の荷重比を８０％以上確保できることが確認できる。これは、上記の溶接金属の微細組織の特性を裏付ける結果として、引張強度１ＧＰａ級以上のギガ級鋼材のガスシールドアーク溶接部が効果的に得られることが分かる。

以上、説明したとおり、本発明の詳細な説明では、本発明の好ましい実施例について説明したが、本発明が属する技術分野で通常の知識を有する者であれば、本発明の範囲から逸脱しない範囲内で様々な変形が可能であることはもちろんである。したがって、本発明の権利範囲は、説明された実施例に限定されてはいけず、後述する特許請求の範囲だけでなく、これと均等なものによって定められなければならない。

Claims (18)

1. ワイヤの全質量％で、Ｃ：０．０８～０．１５％、Ｓｉ：０．００１％～０．１％、Ｍｎ：１．６～１．９％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：４．０～５．２％、Ｍｏ：０．４～０．６５％、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、下記関係式１によって定義される値Ｘが０．７～１．１％の範囲を満たすことを特徴とするガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
   ［関係式１］
   Ｘ（％）＝［Ｃｒ］／１０＋［Ｍｏ］－４×［Ｓｉ］／［Ｍｎ］
   但し、関係式１において、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］は、各元素の質量％を表す。
2. 前記溶接用ワイヤの表面には、Ｃｕめっき層が形成されていることを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
3. 前記Ｃｕめっき層をなすＣｕは、めっき層を含むワイヤ全体に対する質量％で、０．４％以下（０％は除く）の含有量を有することを特徴とする請求項２に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
4. 前記Ｃｕめっき層をなすＣｕは、めっき層を含むワイヤ全体に対する質量％で、０．１～０．３％の範囲の含有量を有することを特徴とする請求項３に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
5. 前記溶接用ワイヤは、Ｃｒ：４．２～４．９％、Ｍｏ：０．４５～０．４８％及びＭｎ：１．６５～１．７５％をそれぞれ含有することを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
6. 前記溶接用ワイヤは、Ｓｉ含有量が０．０４～０．０８％の範囲であることを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
7. 前記溶接用ワイヤは、ガスシールドアーク溶接用ソリッドワイヤであることを特徴とする請求項１に記載のガスシールドアーク溶接用ワイヤ。
8. 請求項１から７のいずれか一項に記載の溶接用ワイヤを用いて２以上の溶接母材を溶接することで得られる溶接部を有する溶接構造物であって、
   前記溶接部は、面積％で、マルテンサイト３０～５０％、ベイナイト５０～７０％及び残部５％以下の残留オーステナイトからなる微細組織を有し、そして前記溶接部をなす微細組織は、平均有効結晶粒の大きさが１～３μｍであり、４７°以上の高傾角の結晶粒分率が３５％以上であることを特徴とする溶接構造物。
9. 前記溶接母材の少なくとも１つは亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項８に記載の溶接構造物。
10. 前記亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板のうち１つであることを特徴とする請求項９に記載の溶接構造物。
11. 前記亜鉛めっき鋼板をなす素地鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０．２～０．９％とＭｏ：０．１～０．２％のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１０に記載の溶接構造物。
12. 前記溶接部は、平均硬度が３７０～４００Ｈｖであり、そして引張強度１ＧＰａ以上で溶接母材に対して９５％以上であることを特徴とする請求項８に記載の溶接構造物。
13. 前記溶接部は、高速引張強度が引張速度３．６ｋｍ／ｈ及び５４ｋｍ／ｈで母材に対してそれぞれ９５％及び８０％以上であることを特徴とする請求項８に記載の溶接構造物。
14. 請求項１から７のいずれか一項に記載の溶接用ワイヤを用いて、溶接母材をガスシールドアーク溶接する方法であって、
    前記溶接時の保護ガスとしてＡｒに５～２０％ ＣＯ_２を混合して用い、
    前記溶接母材の厚さをｔ（ｍｍ）とするとき、下記関係式２によって定義される溶接入熱量Ｑ（ｋＪ／ｃｍ）の範囲が１．１５ｔ≦Ｑ≦１．６ｔを満たすようにして溶接することを特徴とするガスシールドアーク溶接方法。
    ［関係式２］
    Ｑ＝（Ｉ×Ｅ）×０．０４８／υ
    但し、関係式２において、Ｉ、Ｅ及びυはそれぞれ溶接電流［Ａ］、溶接電圧［Ｖ］、溶接速度（ｃｍ／ｍｉｎ）を示す。
15. 前記溶接用ワイヤは、直径が０．９～１．２ｍｍであるソリッドワイヤであることを特徴とする請求項１４に記載のガスシールドアーク溶接方法。
16. 前記溶接母材は、質量％で、Ｃｒ：０．２～０．９％とＭｏ：０．１～０．２％とのうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１４に記載のガスシールドアーク溶接方法。
17. 前記溶接母材は、亜鉛めっき鋼板であることを特徴とする請求項１４に記載のガスシールドアーク溶接方法。
18. 前記亜鉛めっき鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板のうち１つであることを特徴とする請求項１７に記載のガスシールドアーク溶接方法。

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