WO2025234091A1

WO2025234091A1 - Welded joint

Info

Publication number: WO2025234091A1
Application number: PCT/JP2024/017427
Authority: WO
Inventors: 卓哉光延; 完齊藤; 浩史竹林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2024-05-10
Filing date: 2024-05-10
Publication date: 2025-11-13
Anticipated expiration: 2026-11-10

Abstract

This welded joint 10 is such that a second steel plate 2 and a first steel plate 1 having a plating layer 4 on at least a portion thereof are welded. When a cross section orthogonal to an extension direction of a weld bead portion 3 is observed, and a coating start position of the plating layer 4 is defined as a start point S in a direction D that is orthogonal to the extension direction of the weld bead portion 3 and separates from a stop end E of the weld bead portion, the length of a crystal grain boundary where an Fe-Al phase exists in the crystal grain boundary is defined as La in a region from the start point S to a position of 1000 μm and in a surface layer region that is a region from the surface of the first steel plate 1 to a position of 50 μm, and the length of the crystal grain boundary where an Fe-Zn phase exists in the crystal grain boundary is defined as Lz, expression (1) is satisfied, and the areal percentage of an Mg-Zn phase in the plating layer 4 in the region from the start point S to the position of 1000 μm is 5% or greater.　(1): La/(La+Lz)×100 ≥ 20

Description

Welded joints

　本開示は、溶接継手に関する。 This disclosure relates to welded joints.

　Ａｌ及びＭｇを含有する溶融Ｚｎめっき層を有するＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき鋼板は、優れた耐赤錆性を有する。そのため、例えば建材などの耐食性を求められる構造部材の材料として、幅広く用いられている。 Zn-Al-Mg hot-dip plated steel sheets, which have a hot-dip Zn coating containing Al and Mg, have excellent red rust resistance. For this reason, they are widely used as a material for structural components that require corrosion resistance, such as building materials.

　構造部材の製造において、材料同士を接合する際にアーク溶接などの融接が行われる場合がある。Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき鋼板を融接した場合には、熱影響部にはめっき層が残存する領域と、めっき層が残存しない領域とが形成される。熱影響部においてめっき層が残存する領域では、めっき層の組成が非熱影響部のめっき層の組成とは異なるため、想定される耐赤錆性が得られない場合がある。 In the manufacture of structural components, fusion welding such as arc welding is sometimes used to join materials together. When Zn-Al-Mg hot-dip galvanized steel sheets are fusion welded, the heat-affected zone is divided into areas where the plating layer remains and areas where the plating layer does not. In the areas of the heat-affected zone where the plating layer remains, the composition of the plating layer differs from the composition of the plating layer in the non-heat-affected zone, so the expected red rust resistance may not be achieved.

　また、熱影響部ではめっき層が溶融するため、めっき中のＺｎが母材鋼板の表層領域の結晶粒界に侵入し、液体金属脆化（ＬＭＥ）を引き起こすことで、亀裂（ＬＭＥ割れ）が生じる場合がある。そのため、融接されるＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系溶融めっき鋼板は、ＬＭＥを引き起こしにくいこと、すなわち優れた耐ＬＭＥ性を有することが求められる。 Furthermore, because the coating layer melts in the heat-affected zone, the Zn in the coating can penetrate the grain boundaries in the surface region of the base steel sheet, causing liquid metal embrittlement (LME), which can lead to cracks (LME cracking). Therefore, the Zn-Al-Mg hot-dip coated steel sheet to be fusion welded must be resistant to LME, i.e., have excellent LME resistance.

　例えば、特許文献１には、板厚１．０～３．０ｍｍの溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金めっき鋼板部材同士をアーク溶接で接合した接合部を持つ部材であって、溶接前にめっき層を有していた鋼板表面は溶接ビード止端部まで連続的にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層で覆われており、そのＺｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層と鋼素地の間にはＦｅ－Ａｌ系合金層が存在し、溶接ビード止端部からの距離が２ｍｍ以内の鋼板表層部において、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ系合金層は平均Ａｌ濃度：０．２～２２．０質量％、平均Ｍｇ濃度：１．０～１０．０質量％、且つＦｅ－Ａｌ系合金層は平均Ｆｅ濃度：７０．０質量％以下である自動車シャシ部材が開示されている。特許文献１には、上記構成により、アーク溶接部のビード止端部近傍部における耐食性低下が回避され、高強度と高耐食性に優れた自動車シャシを構築できることが開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses an automobile chassis component having a joint formed by arc welding two hot-dip Zn-Al-Mg alloy-plated steel sheet members with a thickness of 1.0 to 3.0 mm, in which the steel sheet surface, which had a plating layer before welding, is continuously covered with a Zn-Al-Mg alloy layer up to the toe of the weld bead, with an Fe-Al alloy layer present between the Zn-Al-Mg alloy layer and the steel base material, and in the steel sheet surface portion within 2 mm from the toe of the weld bead, the Zn-Al-Mg alloy layer has an average Al concentration of 0.2 to 22.0 mass% and an average Mg concentration of 1.0 to 10.0 mass%, and the Fe-Al alloy layer has an average Fe concentration of 70.0 mass% or less. Patent Document 1 discloses that this configuration prevents a decrease in corrosion resistance in the vicinity of the toe of the bead of the arc weld, enabling the construction of an automobile chassis with high strength and excellent corrosion resistance.

日本国特許第５７００３９４号公報Japanese Patent No. 5700394

　しかしながら、特許文献１では熱影響部における耐ＬＭＥ性及び耐赤錆性について考慮していない。 However, Patent Document 1 does not take into consideration LME resistance and red rust resistance in the heat-affected zone.

　本開示は上記実情に鑑みてなされたものである。本開示は、熱影響部における耐ＬＭＥ性及び耐赤錆性に優れる溶接継手を提供することを目的とする。 This disclosure has been made in light of the above-mentioned circumstances. It aims to provide a welded joint that has excellent LME resistance and red rust resistance in the heat-affected zone.

　本開示の要旨は以下の通りである。
［１］第１鋼板と第２鋼板とが溶接された溶接継手であって、
　前記第１鋼板及び前記第２鋼板と、
　前記溶接により形成される溶接ビード部と、を有し、
　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、前記溶接による熱影響が無い非熱影響部と、をそれぞれ有し、
　前記第１鋼板は、前記熱影響部及び前記非熱影響部において、表面にめっき層を有しており、
　前記非熱影響部の前記めっき層の化学組成が、質量％で、
　Ａｌ：５．０～４０．０％、
　Ｍｇ：３．０～１５．０％、
　Ｆｅ：０．０１～１５．００％、
　Ｓｉ：０～１０．００％、
　Ｃａ：０～１．５０００％、
　Ｓｂ：０～０．５０００％、
　Ｐｂ：０～０．５０００％、
　Ｓｒ：０～０．５０００％、
　Ｃｕ：０～１．００００％、
　Ｔｉ：０～１．００００％、
　Ｖ　：０～１．００００％、
　Ｃｒ：０～１．００００％、
　Ｎｂ：０～１．００００％、
　Ｎｉ：０～１．００００％、
　Ｍｎ：０～１．００００％、
　Ｍｏ：０～１．００００％、
　Ｓｎ：０～１．００００％、
　Ｚｒ：０～１．００００％、
　Ｃｏ：０～１．００００％、
　Ｗ　：０～１．００００％、
　Ａｇ：０～１．００００％、
　Ｌｉ：０～１．００００％、
　Ｌａ：０～０．５０００％、
　Ｃｅ：０～０．５０００％、
　Ｙ　：０～０．５０００％、
　Ｂｉ：０～０．５０００％、
　Ｉｎ：０～０．５０００％、及び
　Ｂ　：０～０．５０００％を含有し、
　残部が、２０．０００％以上のＺｎと、不純物と、からなり、
　前記溶接ビード部の延伸方向に対して直交する断面を観察したときに、前記溶接ビード部を有する面において、
　前記溶接ビード部の延伸方向に対して直交し、且つ、前記溶接ビード部の止端から離隔する方向に向かって、前記めっき層の被覆開始位置を始点とし、前記始点から１０００μｍ位置までの領域において、且つ、前記第１鋼板の前記表面から５０μｍ位置までの領域である表層領域において、
　結晶粒界のうちＦｅ－Ａｌ相が存在する結晶粒界の長さをＬａとし、前記結晶粒界のうちＦｅ－Ｚｎ相が存在する結晶粒界の長さをＬｚとしたとき、下記式（１）を満たし、
　前記始点から前記１０００μｍ位置までの前記領域の前記めっき層中のＭｇ－Ｚｎ相の面積率が５％以上であることを特徴とする溶接継手。
　　Ｌａ／（Ｌａ＋Ｌｚ）×１００≧２０　…（１）
［２］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｉ：０．０１～１０．００％、
　Ｃａ：０．０００１～１．５０００％、
　Ｓｂ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｐｂ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｓｒ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｃｕ：０．０００１～１．００００％、
　Ｔｉ：０．０００１～１．００００％、
　Ｖ　：０．０００１～１．００００％、
　Ｃｒ：０．０００１～１．００００％、
　Ｎｂ：０．０００１～１．００００％、
　Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
　Ｍｎ：０．０００１～１．００００％、
　Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
　Ｓｎ：０．０００１～１．００００％、
　Ｚｒ：０．０００１～１．００００％、
　Ｃｏ：０．０００１～１．００００％、
　Ｗ　：０．０００１～１．００００％、
　Ａｇ：０．０００１～１．００００％、
　Ｌｉ：０．０００１～１．００００％、
　Ｌａ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｃｅ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｙ　：０．０００１～０．５０００％、
　Ｂｉ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｉｎ：０．０００１～０．５０００％、及び
　Ｂ　：０．０００１～０．５０００％からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の溶接継手。
［３］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｇ：４．５～１５．０％を含有し、
　前記領域の前記めっき層中の前記Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率が２０％以上であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の溶接継手。
［４］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ｍｇ：５．５～１５．０％を含有し、
　前記領域の前記めっき層中の前記Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率が３０％以上であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の溶接継手。
［５］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ａｌ：１０．０～４０．０％を含有し、
　前記式（１）の左辺が５０以上であることを特徴とする［１］～［４］のいずれか１項に記載の溶接継手。
［６］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ａｌ：１５．０～４０．０％を含有し、
　前記式（１）の左辺が８０以上であることを特徴とする［１］～［４］のいずれか１項に記載の溶接継手。
［７］前記非熱影響部の前記めっき層の前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｎ：０．０２００～１．００００％を含有し、
　前記非熱影響部の前記めっき層中にＭｇ_２Ｓｎ相を有することを特徴とする［１］～［６］のいずれか１項に記載の溶接継手。 The gist of the present disclosure is as follows.
[1] A welded joint in which a first steel plate and a second steel plate are welded,
The first steel plate and the second steel plate;
a weld bead portion formed by the welding,
The first steel plate and the second steel plate each have a heat-affected zone located around the weld bead portion and a non-heat-affected zone that is not affected by heat due to the welding,
The first steel plate has a plating layer on a surface in the heat-affected zone and the non-heat-affected zone,
The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 5.0-40.0%,
Mg: 3.0 to 15.0%,
Fe: 0.01-15.00%,
Si: 0 to 10.00%,
Ca: 0-1.5000%,
Sb: 0 to 0.5000%,
Pb: 0 to 0.5000%,
Sr: 0 to 0.5000%,
Cu: 0 to 1.0000%,
Ti: 0 to 1.0000%,
V: 0 to 1.0000%,
Cr: 0-1.0000%,
Nb: 0 to 1.0000%,
Ni: 0 to 1.0000%,
Mn: 0 to 1.0000%,
Mo: 0 to 1.0000%,
Sn: 0 to 1.0000%,
Zr: 0 to 1.0000%,
Co: 0 to 1.0000%,
W: 0 to 1.0000%,
Ag: 0 to 1.0000%,
Li: 0 to 1.0000%,
La: 0 to 0.5000%,
Ce: 0 to 0.5000%,
Y: 0 to 0.5000%,
Bi: 0 to 0.5000%,
Contains In: 0 to 0.5000%, and B: 0 to 0.5000%,
the balance consisting of 20.000% or more Zn and impurities;
When observing a cross section perpendicular to the extension direction of the weld bead portion, on a surface having the weld bead portion,
in a surface layer region that is a region that is perpendicular to the extension direction of the weld bead portion and that extends in a direction away from the toe of the weld bead portion, starting from a coating start position of the plating layer, up to a position 1000 μm from the starting point, and up to a position 50 μm from the surface of the first steel plate,
When the length of the grain boundary where the Fe—Al phase exists among the grain boundaries is defined as La and the length of the grain boundary where the Fe—Zn phase exists among the grain boundaries is defined as Lz, the following formula (1) is satisfied:
A welded joint characterized in that the area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer in the region from the starting point to the 1000 μm position is 5% or more.
La/(La+Lz)×100≧20…(1)
[2] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Si: 0.01-10.00%,
Ca: 0.0001-1.5000%,
Sb: 0.0001 to 0.5000%,
Pb: 0.0001 to 0.5000%,
Sr: 0.0001 to 0.5000%,
Cu: 0.0001 to 1.0000%,
Ti: 0.0001 to 1.0000%,
V: 0.0001 to 1.0000%,
Cr: 0.0001-1.0000%,
Nb: 0.0001 to 1.0000%,
Ni: 0.0001 to 1.0000%,
Mn: 0.0001 to 1.0000%,
Mo: 0.0001 to 1.0000%,
Sn: 0.0001 to 1.0000%,
Zr: 0.0001 to 1.0000%,
Co: 0.0001 to 1.0000%,
W: 0.0001-1.0000%,
Ag: 0.0001 to 1.0000%,
Li: 0.0001 to 1.0000%,
La: 0.0001 to 0.5000%,
Ce: 0.0001 to 0.5000%,
Y: 0.0001-0.5000%,
Bi: 0.0001-0.5000%,
The welded joint according to [1], characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of In: 0.0001 to 0.5000%, and B: 0.0001 to 0.5000%.
[3] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Mg: 4.5 to 15.0%;
The welded joint according to [1] or [2], characterized in that the area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer in the region is 20% or more.
[4] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Mg: contains 5.5 to 15.0%;
The welded joint according to [1] or [2], characterized in that the area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer in the region is 30% or more.
[5] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 10.0 to 40.0%;
The welded joint according to any one of [1] to [4], characterized in that the left side of the formula (1) is 50 or more.
[6] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 15.0 to 40.0%;
The welded joint according to any one of [1] to [4], characterized in that the left side of the formula (1) is 80 or more.
[7] The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to any one of [1] to [6], characterized in that the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

　本開示に係る上記態様によれば、熱影響部における耐ＬＭＥ性及び耐赤錆性に優れる溶接継手を提供することができる。 The above aspects of the present disclosure make it possible to provide a welded joint with excellent LME resistance and red rust resistance in the heat-affected zone.

溶接継手の溶接ビード部付近の断面を示す図である。FIG. 2 is a view showing a cross section of a welded joint near a weld bead portion. 溶接継手のビード面の熱影響部の拡大図である。FIG. 2 is an enlarged view of the heat-affected zone of the bead surface of the welded joint. 始点Ｓから１０００μｍまでの領域の一部分の拡大図である。FIG. 1 is an enlarged view of a portion of the region from the starting point S to 1000 μm. 重ね継手の溶接ビード部付近の断面を示す図である。FIG. 2 is a view showing a cross section near a weld bead portion of a lap joint. Ｔ継手の溶接ビード部付近の断面を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing a cross section near a weld bead portion of a T-joint.

　本開示の一実施形態に係る溶接継手（以下、本実施形態に係る溶接継手と言う場合がある。）について、説明する。ただし、本開示は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本開示の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。 A welded joint according to one embodiment of the present disclosure (hereinafter sometimes referred to as the welded joint according to this embodiment) will be described. However, this disclosure is not limited to the configuration disclosed in this embodiment, and various modifications are possible within the scope of the spirit of this disclosure.

　以下に本開示の個々の構成要件について詳細に説明する。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　また、溶接に関する用語は、ＪＩＳ　Ｚ　３００１：２０１８－１～７に準拠する。 Each of the constituent elements of the present disclosure will be described in detail below.
Below, numerical ranges defined by "to" include the lower and upper limits. Numerical values indicated as "less than" or "greater than" are not included in the numerical range. In the following description, percentages relating to chemical compositions are mass % unless otherwise specified.
In addition, terms related to welding comply with JIS Z 3001:2018-1 to 7.

　本実施形態に係る溶接継手は、図１に示すように、第１鋼板１と第２鋼板２とが溶接された溶接継手１０であって、前記第１鋼板１及び前記第２鋼板２と、前記溶接により形成される溶接ビード部３と、を有し、前記第１鋼板１及び前記第２鋼板２は、前記溶接ビード部３の周囲に位置する熱影響部ａと、前記溶接による熱影響が無い非熱影響部ｂと、をそれぞれ有し、前記第１鋼板１又は前記第２鋼板２の少なくとも何れかは、前記熱影響部ａ及び前記非熱影響部ｂにおいて、表面の少なくとも一部に位置するめっき層４（図１では不図示）を有している。
　以下、各構成について詳細に説明する。 As shown in FIG. 1 , the welded joint according to this embodiment is a welded joint 10 in which a first steel plate 1 and a second steel plate 2 are welded together, and includes the first steel plate 1, the second steel plate 2, and a weld bead portion 3 formed by the welding. The first steel plate 1 and the second steel plate 2 each have a heat-affected zone a located around the weld bead portion 3 and a non-heat-affected zone b that is not thermally affected by the welding. At least one of the first steel plate 1 or the second steel plate 2 has a plating layer 4 (not shown in FIG. 1 ) located on at least a portion of the surface of the heat-affected zone a and the non-heat-affected zone b.
Each component will be described in detail below.

　第１鋼板１及び第２鋼板２の材質は特に限定しない。例えば、一般鋼、Ａｌキルド鋼、極低炭素鋼、高炭素鋼、各種高張力鋼、一部の高合金鋼（Ｎｉ、Ｃｒ等の強化元素含有鋼等）などの各種の鋼板とすることができる。
　第１鋼板１及び第２鋼板２の製造方法（熱間圧延方法、酸洗方法、冷延方法等）についても、特に限定しない。 There are no particular limitations on the materials of the first steel plate 1 and the second steel plate 2. For example, various steel plates such as general steel, Al-killed steel, extra-low carbon steel, high carbon steel, various high-tensile steels, and some high alloy steels (steels containing strengthening elements such as Ni and Cr) can be used.
The manufacturing methods (hot rolling method, pickling method, cold rolling method, etc.) of the first steel plate 1 and the second steel plate 2 are not particularly limited.

　溶接ビード部３は、溶接により形成される溶接ビードからなる。溶接ビード部３の形状及び組成は特に限定されない。 The weld bead portion 3 consists of a weld bead formed by welding. There are no particular restrictions on the shape or composition of the weld bead portion 3.

　溶接ビード部３の周囲には、溶接による熱影響を受けた熱影響部ａと、熱影響を受けていない非熱影響部ｂとが存在する。めっき層４中のＺｎは溶接時の熱により蒸発したりするため、熱影響部ａのめっき層４の組成は非熱影響部ｂのめっき層４の組成とは異なる場合がある。また、熱影響部ａではめっき層４が溶融し、第１鋼板１の表層領域に侵入したり、溶け落ちたりすることで、めっき層４が存在しない部分が存在する。 Around the weld bead portion 3, there is a heat-affected zone a that has been thermally affected by welding, and a non-heat-affected zone b that has not been thermally affected. Because the Zn in the plating layer 4 evaporates due to the heat during welding, the composition of the plating layer 4 in the heat-affected zone a may differ from the composition of the plating layer 4 in the non-heat-affected zone b. Furthermore, in the heat-affected zone a, the plating layer 4 melts and penetrates into the surface region of the first steel plate 1, or melts off, leaving areas where the plating layer 4 is not present.

　以下に、まず、非熱影響部ｂのめっき層４の化学組成について説明する。本実施形態に係る溶接継手１０では、非熱影響部ｂのめっき層４の化学組成が後述する範囲内であれば、熱影響部ａに残存するめっき層４においても化学組成を好ましく制御することができ、熱影響部における耐ＬＭＥ性及び耐赤錆性を向上することができる。 First, the chemical composition of the plating layer 4 in the non-heat-affected zone b will be described below. In the welded joint 10 according to this embodiment, as long as the chemical composition of the plating layer 4 in the non-heat-affected zone b is within the range described below, the chemical composition of the plating layer 4 remaining in the heat-affected zone a can also be favorably controlled, thereby improving the LME resistance and red rust resistance in the heat-affected zone.

　非熱影響部ｂのめっき層４の化学組成は、質量％で、Ａｌ：５．０～４０．０％、Ｍｇ：３．０～１５．０％及びＦｅ：０．０１～１５．００％を含有し、残部が、２０．０００％以上のＺｎと、不純物と、からなる。
　以下に各元素について説明する。 The chemical composition of the plating layer 4 of the non-heat-affected zone b contains, in mass %, Al: 5.0 to 40.0%, Mg: 3.0 to 15.0%, and Fe: 0.01 to 15.00%, with the balance being 20.000% or more of Zn and impurities.
Each element will be explained below.

　Ａｌ：５．０～４０．０％
　Ａｌは、熱影響部において第１鋼板１の表層領域の結晶粒界に侵入し、Ｆｅ－Ａｌ相を形成することで耐ＬＭＥ性を高める元素である。Ａｌ含有量が５．０％未満であると、結晶粒界において十分な量のＦｅ－Ａｌ相が形成されず、耐ＬＭＥ性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は５．０％以上とする。結晶粒界においてＦｅ－Ａｌ相をより多量に形成して、耐ＬＭＥ性をより高める観点から、Ａｌ含有量は、好ましくは１０．０％以上であり、より好ましくは１５．０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が４０．０％超であると、却って耐ＬＭＥ性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は４０．０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、３５．０％以下、３０．０％以下であり、より好ましくは、２５．０％以下である。 Al: 5.0-40.0%
Al is an element that penetrates into the grain boundaries in the surface layer region of the first steel sheet 1 in the heat-affected zone and forms an Fe—Al phase, thereby improving LME resistance. If the Al content is less than 5.0%, a sufficient amount of Fe—Al phase is not formed at the grain boundaries, resulting in a deterioration of LME resistance. Therefore, the Al content is set to 5.0% or more. From the viewpoint of forming a larger amount of Fe—Al phase at the grain boundaries and further improving LME resistance, the Al content is preferably 10.0% or more, and more preferably 15.0% or more.
On the other hand, if the Al content exceeds 40.0%, the LME resistance deteriorates. Therefore, the Al content is set to 40.0% or less. The Al content is preferably 35.0% or less, 30.0% or less, and more preferably 25.0% or less.

　Ｍｇ：３．０～１５．０％
　Ｍｇは、Ｍｇ－Ｚｎ相を形成させるために必要な元素である。Ｍｇ含有量が３．０％未満であると、熱影響部において十分な量のＭｇ－Ｚｎ相を形成させることができず、耐赤錆性が劣化する。また、Ｍｇ含有量が３．０％未満であると、熱影響部の第１鋼板１の表層領域の結晶粒界にＺｎのみが侵入することで、当該結晶粒界においてＦｅ－Ａｌ相を十分に形成させることができず、耐ＬＭＥ性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量は３．０％以上とする。詳細なメカニズムは不明だが、十分な量のＭｇを含有させることで、結晶粒界におけるＡｌポテンシャルが変化する結果、結晶粒界においてＦｅ－Ａｌ相を十分に形成できると本発明者らは推測する。Ｍｇ含有量は、好ましくは、４．０％以上又は４．５％以上であり、より好ましくは５．０％以上又は５．５％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が１５．０％超であると、めっき浴にＭｇを主体とするドロスが多量に発生し、めっき原板にドロスが付着しやすくなるため、めっき層４を形成できない場合がある。そのため、Ｍｇ含有量は１５．０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは、１２．０％以下又は１０．０％以下であり、より好ましくは７．０％以下である。 Mg: 3.0-15.0%
Mg is an element necessary for forming the Mg—Zn phase. If the Mg content is less than 3.0%, a sufficient amount of Mg—Zn phase cannot be formed in the heat-affected zone, resulting in poor red rust resistance. Furthermore, if the Mg content is less than 3.0%, only Zn penetrates into the grain boundaries in the surface layer region of the first steel sheet 1 in the heat-affected zone, preventing the sufficient formation of the Fe—Al phase at the grain boundaries, resulting in poor LME resistance. Therefore, the Mg content is set to 3.0% or more. While the detailed mechanism is unknown, the inventors speculate that the inclusion of a sufficient amount of Mg changes the Al potential at the grain boundaries, resulting in the sufficient formation of the Fe—Al phase at the grain boundaries. The Mg content is preferably 4.0% or more or 4.5% or more, and more preferably 5.0% or more or 5.5% or more.
On the other hand, if the Mg content exceeds 15.0%, a large amount of dross mainly composed of Mg is generated in the coating bath, and the dross tends to adhere to the base sheet to be coated, which may prevent the formation of the coating layer 4. Therefore, the Mg content is set to 15.0% or less. The Mg content is preferably 12.0% or less or 10.0% or less, and more preferably 7.0% or less.

　Ｆｅ：０．０１～１５．００％
　Ｆｅは、めっき層４形成時に第１鋼板１からめっき層４中に混入する場合があるため、めっき層４中のＦｅ含有量を０％とすることは困難である。そのため、Ｆｅ含有量は０．０１％以上とする。Ｆｅ含有量は、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。
　また、Ｆｅ含有量が１５．００％以下であれば、めっき層４の特性に悪影響を与えないため、Ｆｅ含有量は１５．００％以下とする。Ｆｅ含有量は、１０．００％以下、５．００％以下又は３．００％以下であってもよい。 Fe:0.01~15.00%
Since Fe may be mixed into the plating layer 4 from the first steel sheet 1 during the formation of the plating layer 4, it is difficult to set the Fe content in the plating layer 4 to 0%. Therefore, the Fe content is set to 0.01% or more. The Fe content may be 0.05% or more or 0.10% or more.
Furthermore, if the Fe content is 15.00% or less, there is no adverse effect on the properties of the plating layer 4, so the Fe content is set to 15.00% or less. The Fe content may also be 10.00% or less, 5.00% or less, or 3.00% or less.

　非熱影響部ｂにおけるめっき層４は、上記の化学組成を有し、残部が、２０．０００％以上のＺｎと、不純物と、からなっていてもよい。Ｚｎ含有量が２０．０００％未満であると、所望の耐赤錆性及び耐ＬＭＥ性を得ることができない。Ｚｎ含有量は、好ましくは、４０．０００％以上又は５０．０００％以上であり、より好ましくは、５５．０００％以上、６０．０００％以上、６５．０００％以上又は７０．０００％以上である。 The plating layer 4 in the non-heat-affected zone (b) may have the above chemical composition, with the balance consisting of 20.000% or more Zn and impurities. If the Zn content is less than 20.000%, the desired red rust resistance and LME resistance cannot be obtained. The Zn content is preferably 40.000% or more or 50.000% or more, and more preferably 55.000% or more, 60.000% or more, 65.000% or more, or 70.000% or more.

　本実施形態において、不純物とは、製造環境等から混入されるもの、及び／又は本実施形態に係る溶接継手１０の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In this embodiment, impurities refer to substances that are mixed in from the manufacturing environment, etc., and/or substances that are tolerated to the extent that they do not adversely affect the characteristics of the welded joint 10 according to this embodiment.

　所望の特性を備えさせるために必須ではないが、本実施形態に係るめっき層４には、以下の任意元素を含有させてもよい。ただし、これらの元素を含有させることは必須ではないので、これらの元素の含有量の下限は０％である。 Although not required to provide the desired properties, the plating layer 4 according to this embodiment may contain the following optional elements. However, since the inclusion of these elements is not required, the lower limit of the content of these elements is 0%.

　Ｓｉ：０．０１～１０．００％
　Ｓｉは、耐赤錆性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上、０．１０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が１０．００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１０．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは、５．００％以下、３．００％以下、１．００％以下である。 Si: 0.01-10.00%
Si contributes to improving red rust resistance. To reliably obtain this effect, the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and even more preferably 0.10% or more.
On the other hand, if the Si content exceeds 10.00%, red rust resistance deteriorates. Therefore, the Si content is set to 10.00% or less, and more preferably, 5.00% or less, 3.00% or less, or 1.00% or less.

　Ｃａ：０．０００１～１．５０００％
　Ｃａは、耐赤錆性を付与するのに最適なＭｇ溶出量を調整することができる元素である。この効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．１０００％以上、０．３０００％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が過剰であると、耐赤錆性及び加工性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量は１．５０００％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは、１．００００％以下、０．８０００％以下である。 Ca: 0.0001-1.5000%
Ca is an element that can adjust the optimal amount of Mg elution to impart red rust resistance. To reliably obtain this effect, the Ca content is preferably 0.0001% or more. The Ca content is more preferably 0.1000% or more, or 0.3000% or more.
On the other hand, if the Ca content is excessive, red rust resistance and workability deteriorate. Therefore, the Ca content is set to 1.5000% or less, and more preferably, 1.0000% or less, or 0.8000% or less.

　Ｓｂ：０．０００１～０．５０００％
　Ｐｂ：０．０００１～０．５０００％
　Ｓｒ：０．０００１～０．５０００％
　Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒは、耐赤錆性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒのいずれか１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００５０％以上である。
　一方、Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒのいずれか１種でもその含有量が０．５０００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒの含有量はそれぞれ０．５０００％以下とする。Ｓｂ、Ｐｂ及びＳｒの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．３０００％以下、０．２０００％以下である。 Sb: 0.0001-0.5000%
Pb: 0.0001-0.5000%
Sr: 0.0001-0.5000%
Sb, Pb, and Sr contribute to improving red rust resistance. To reliably obtain this effect, the content of any one of Sb, Pb, and Sr is preferably 0.0001% or more. The contents of Sb, Pb, and Sr are more preferably 0.0005% or more and 0.0050% or more, respectively.
On the other hand, if the content of any one of Sb, Pb, and Sr exceeds 0.5000%, red rust resistance deteriorates. Therefore, the contents of Sb, Pb, and Sr are each set to 0.5000% or less. The contents of Sb, Pb, and Sr are more preferably set to 0.3000% or less and 0.2000% or less, respectively.

　Ｃｕ：０．０００１～１．００００％
　Ｔｉ：０．０００１～１．００００％
　Ｖ：０．０００１～１．００００％
　Ｃｒ：０．０００１～１．００００％
　Ｎｂ：０．０００１～１．００００％
　Ｎｉ：０．０００１～１．００００％
　Ｍｎ：０．０００１～１．００００％
　Ｍｏ：０．０００１～１．００００％
　Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｍｎ及びＭｏは、耐赤錆性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、上記元素のいずれか１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。上記元素の含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００５０％以上である。
　一方、上記元素のいずれか１種でもその含有量が１．００００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、上記元素の含有量はそれぞれ１．００００％以下とする。上記元素の含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．３０００％以下、０．２０００％以下である。 Cu: 0.0001-1.0000%
Ti: 0.0001-1.0000%
V:0.0001~1.0000%
Cr:0.0001~1.0000%
Nb: 0.0001-1.0000%
Ni: 0.0001-1.0000%
Mn: 0.0001-1.0000%
Mo: 0.0001-1.0000%
Cu, Ti, V, Cr, Nb, Ni, Mn, and Mo contribute to improving red rust resistance. To ensure this effect, it is preferable that the content of any one of these elements be 0.0001% or more. The contents of the above elements are more preferably 0.0005% or more and 0.0050% or more, respectively.
On the other hand, if the content of any one of the above elements exceeds 1.0000%, red rust resistance will be deteriorated. Therefore, the content of each of the above elements is set to 1.0000% or less. The content of each of the above elements is more preferably 0.3000% or less and 0.2000% or less, respectively.

　Ｓｎ：０．０００１～１．００００％
　Ｓｎは、ＭｇとＭｇ_２Ｓｎ相を形成し、耐赤錆性を向上させる元素である。この効果を確実に得る場合、Ｓｎ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。熱影響部ａのめっき層４においてＭｇ_２Ｓｎ相を形成させて、ビード面の熱影響部における耐赤錆性をより向上するために、Ｓｎ含有量は０．０２００％以上とすることがより好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が１．００００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｓｎ含有量は１．００００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは、０．５０００％以下、０．３０００％以下である。 Sn: 0.0001-1.0000%
Sn is an element that forms a Mg ₂ Sn phase with Mg and improves red rust resistance. To reliably obtain this effect, the Sn content is preferably 0.0001% or more. In order to form a Mg ₂ Sn phase in the plating layer 4 of the heat-affected zone (a) and further improve the red rust resistance in the heat-affected zone of the bead surface, the Sn content is more preferably 0.0200% or more.
On the other hand, if the Sn content exceeds 1.0000%, red rust resistance deteriorates. Therefore, the Sn content is set to 1.0000% or less, preferably 0.5000% or less, and more preferably 0.3000% or less.

　Ｚｒ：０．０００１～１．００００％
　Ｃｏ：０．０００１～１．００００％
　Ｗ：０．０００１～１．００００％
　Ａｇ：０．０００１～１．００００％
　Ｌｉ：０．０００１～１．００００％
　Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉは、耐赤錆性を向上させる元素である。この効果を確実に得る場合、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉのいずれか１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００２０％以上である。
　一方、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉは、含有量が過剰であると耐赤錆性が劣化する。Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉのいずれか１種でのその含有量が１．００００％超であると、耐赤錆性が顕著に劣化する。そのため、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉの含有量はそれぞれ１．００００％以下とする。Ｚｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ａｇ及びＬｉの含有量はそれぞれ、好ましくは、０．５０００％以下、０．１０００％以下である。 Zr: 0.0001-1.0000%
Co:0.0001~1.0000%
W: 0.0001-1.0000%
Ag: 0.0001-1.0000%
Li: 0.0001-1.0000%
Zr, Co, W, Ag, and Li are elements that improve red rust resistance. To reliably obtain this effect, it is preferable that the content of at least one of Zr, Co, W, Ag, and Li is 0.0001% or more. The contents of Zr, Co, W, Ag, and Li are more preferably 0.0005% or more and 0.0020% or more, respectively.
On the other hand, excessive contents of Zr, Co, W, Ag, and Li deteriorate red rust resistance. If the content of any one of Zr, Co, W, Ag, and Li exceeds 1.0000%, red rust resistance deteriorates significantly. Therefore, the contents of Zr, Co, W, Ag, and Li are each set to 1.0000% or less. The contents of Zr, Co, W, Ag, and Li are preferably set to 0.5000% or less and 0.1000% or less, respectively.

　Ｌａ：０．０００１～０．５０００％
　Ｃｅ：０．０００１～０．５０００％
　Ｙ：０．０００１～０．５０００％
　Ｌａ、Ｃｅ及びＹは、耐赤錆性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｌａ、Ｃｅ及びＹのいずれか１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｌａ、Ｃｅ及びＹの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００５０％以上である。
　一方、Ｌａ、Ｃｅ及びＹのいずれか１種でもその含有量が０．５０００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｌａ、Ｃｅ及びＹの含有量はそれぞれ０．５０００％以下とする。Ｌａ、Ｃｅ及びＹの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．２０００％以下、０．１０００％以下である。 La: 0.0001-0.5000%
Ce:0.0001~0.5000%
Y:0.0001~0.5000%
La, Ce, and Y contribute to improving red rust resistance. To reliably obtain this effect, the content of at least one of La, Ce, and Y is preferably 0.0001% or more. The contents of La, Ce, and Y are more preferably 0.0005% or more and 0.0050% or more, respectively.
On the other hand, if the content of any one of La, Ce, and Y exceeds 0.5000%, red rust resistance is actually deteriorated. Therefore, the contents of La, Ce, and Y are each set to 0.5000% or less. The contents of La, Ce, and Y are more preferably set to 0.2000% or less and 0.1000% or less, respectively.

　Ｂｉ：０．０００１～０．５０００％
　Ｉｎ：０．０００１～０．５０００％
　Ｂ：０．０００１～０．５０００％
　Ｂｉ、Ｉｎ及びＢは、耐赤錆性の向上に寄与する。この効果を確実に得る場合、Ｂｉ、Ｉｎ及びＢのいずれか１種でもその含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ、Ｉｎ及びＢの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．０００５％以上、０．００５０％以上である。
　一方、Ｂｉ、Ｉｎ及びＢのいずれか１種でもその含有量が０．５０００％超であると、却って耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｂｉ、Ｉｎ及びＢの含有量はそれぞれ０．５０００％以下とする。Ｂｉ、Ｉｎ及びＢの含有量はそれぞれ、より好ましくは、０．２０００％以下、０．１０００％以下である。 Bi:0.0001~0.5000%
In: 0.0001-0.5000%
B: 0.0001-0.5000%
Bi, In, and B contribute to improving red rust resistance. To reliably obtain this effect, the content of at least one of Bi, In, and B is preferably 0.0001% or more. The contents of Bi, In, and B are more preferably 0.0005% or more and 0.0050% or more, respectively.
On the other hand, if the content of any one of Bi, In, and B exceeds 0.5000%, red rust resistance deteriorates. Therefore, the contents of Bi, In, and B are each set to 0.5000% or less. The contents of Bi, In, and B are more preferably set to 0.2000% or less and 0.1000% or less, respectively.

　めっき層４の化学組成は、次の方法により測定する。
　第１鋼板１の非熱影響部ｂ（溶接ビード部３から１００ｍｍ以上離れた位置）から、２０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。第１鋼板１の腐食を抑制するインヒビターを含有した１０体積％のＨＣｌを用いて、めっき層４を剥離溶解した酸液を得る。次に、得られた酸液をＩＣＰ分析する。これにより、めっき層４の化学組成を得る。
　溶接継手１０が表面に塗装を備える場合には、株式会社ネオス製のデスコート１１０Ｂにより塗装を除去してから、上述の測定を行う。 The chemical composition of the plating layer 4 is measured by the following method.
A test piece measuring 20 mm × 20 mm × plate thickness was taken from the non-heat-affected zone b of the first steel sheet 1 (at a position at least 100 mm away from the weld bead 3). The plating layer 4 was stripped and dissolved using 10% by volume of HCl containing an inhibitor that suppresses corrosion of the first steel sheet 1, to obtain an acid solution. The obtained acid solution was then subjected to ICP analysis, thereby determining the chemical composition of the plating layer 4.
If the welded joint 10 has a painted surface, the paint is removed using Descoat 110B manufactured by Neos Corporation before the above measurement is carried out.

　次に、本実施形態に係る溶接継手１０の溶接ビード部３を有する面（図１の面Ａ）について、図１～３を参照しつつ説明する。
　本実施形態に係る溶接継手１０は、溶接ビード部３の延伸方向に対して直交する断面を観察したときに、前記溶接ビード部３を有する面において、前記溶接ビード部３の延伸方向に対して直交し、且つ、前記溶接ビード部３の止端から離隔する方向に向かって、前記めっき層４の被覆開始位置を始点とし、前記始点から１０００μｍ位置までの領域において、且つ、前記第１鋼板１前記表面から５０μｍ位置までの領域である表層領域において、結晶粒界のうちＦｅ－Ａｌ相が存在する結晶粒界の長さをＬａとし、前記結晶粒界のうちＦｅ－Ｚｎ相が存在する結晶粒界の長さをＬｚとしたとき、下記式（１）を満たし、前記始点から前記１０００μｍ位置までの前記領域の前記めっき層４中のＭｇ－Ｚｎ相の面積率が５％以上である。
　　Ｌａ／（Ｌａ＋Ｌｚ）×１００≧２０　…（１） Next, the surface (surface A in FIG. 1) having the weld bead portion 3 of the weld joint 10 according to this embodiment will be described with reference to FIGS.
In the welded joint 10 according to the present embodiment, when a cross section perpendicular to the extension direction of the weld bead 3 is observed, on a surface having the weld bead 3, in a region that is perpendicular to the extension direction of the weld bead 3 and that extends in a direction away from the toe of the weld bead 3, starting from a coverage start position of the plating layer 4 to a position 1000 μm from the starting point, and in a surface layer region that is a region that is a region that is up to a position 50 μm from the surface of the first steel sheet 1, where the length of the grain boundaries where an Fe—Al phase exists is defined as La and the length of the grain boundaries where an Fe—Zn phase exists is defined as Lz, the following formula (1) is satisfied, and the area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer 4 in the region from the starting point to the 1000 μm position is 5% or more:
La/(La+Lz)×100≧20…(1)

　なお、本実施形態において表層領域とは、第１鋼板１の表面から５０μｍ位置までの領域のことである。換言すると、表層領域とは、第１鋼板１及び第２鋼板２の表面を始点として、表面から板厚方向に５０μｍ位置を終点とする領域のことである。ここでいう表面とは、めっき層４と第１鋼板１との界面のことである。 In this embodiment, the surface region refers to the region extending from the surface of the first steel sheet 1 to a position 50 μm away. In other words, the surface region refers to the region that begins at the surface of the first steel sheet 1 and the second steel sheet 2 and ends at a position 50 μm away from the surface in the sheet thickness direction. The surface here refers to the interface between the plating layer 4 and the first steel sheet 1.

　図１は、溶接継手１０における、溶接ビード部３の延伸方向に対して直交する断面を示す図である。溶接ビード部３を有する面Ａ（以下、ビード面Ａと記載する場合がある）には、溶接による熱影響を受けた熱影響部ａと、熱影響を受けていない非熱影響部ｂとが存在する。図２は、図１の第１鋼板１側のビード面Ａの熱影響部ａの拡大図である。図２に示す通り、ビード面Ａの熱影響部ａでは、めっき層４が存在せず、第１鋼板１が露出した部分と、めっき層４が被覆している部分とが存在する。 Figure 1 is a diagram showing a cross section of a welded joint 10 perpendicular to the extension direction of the weld bead portion 3. Surface A having the weld bead portion 3 (hereinafter sometimes referred to as bead surface A) has a heat-affected zone a that has been thermally affected by welding, and a non-heat-affected zone b that has not been thermally affected. Figure 2 is an enlarged view of the heat-affected zone a of bead surface A on the first steel plate 1 side of Figure 1. As shown in Figure 2, in the heat-affected zone a of bead surface A, there is no plating layer 4, and there are areas where the first steel plate 1 is exposed and areas covered with the plating layer 4.

　本実施形態では、溶接ビード部３の延伸方向に対して直交し、且つ、溶接ビード部３の止端から離隔する方向に向かって、めっき層４の被覆開始位置を始点とし、前記始点から１０００μｍ位置までの領域において、前記第１鋼板の表面から５０μｍ位置までの領域である表層領域において、結晶粒界のうち前記Ｆｅ－Ａｌ相が存在する結晶粒界の長さをＬａとし、前記結晶粒界のうちＦｅ－Ｚｎ相が存在する結晶粒界の長さをＬｚとしたとき、上記式（１）を満たす。 In this embodiment, in a region perpendicular to the extension direction of the weld bead portion 3 and extending away from the toe of the weld bead portion 3, starting from the coating start position of the plating layer 4 to a position 1000 μm from the starting point, in a surface region that is a region extending from the surface of the first steel plate to a position 50 μm from the surface of the first steel plate, when the length of the grain boundaries where the Fe-Al phase exists is defined as La and the length of the grain boundaries where the Fe-Zn phase exists is defined as Lz, the above formula (1) is satisfied.

　なお、溶接ビード部３の止端とは、溶接ビード部３と第１鋼板１との境界のことであり、図１で示す点Ｅである。また、溶接ビード部３の止端（図１の点Ｅ）から離隔する方向とは、止端Ｅから見たときの溶接ビード部３とは逆の方向のことであり、図２で示す方向Ｄである。また、めっき層４の被覆開始位置（始点）とは、熱影響部ａにおける第１鋼板１の表面における、第１鋼板１が露出している部分と、めっき層４が被覆している部分との境界であり、図１及び図２で示す点Ｓである。 The toe of the weld bead 3 refers to the boundary between the weld bead 3 and the first steel plate 1, and is point E shown in Figure 1. The direction away from the toe of the weld bead 3 (point E in Figure 1) refers to the direction opposite the weld bead 3 when viewed from the toe E, and is direction D shown in Figure 2. The coating start position (starting point) of the plating layer 4 refers to the boundary between the exposed portion of the first steel plate 1 and the portion covered by the plating layer 4 on the surface of the first steel plate 1 in the heat-affected zone a, and is point S shown in Figures 1 and 2.

　始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域では、溶接により熱影響を受けた熱影響部ａが存在する。溶接時の入熱量や第１鋼板１の板厚などによって熱影響部ａの大きさは変化するが、始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域であれば、熱影響部ａが少なくとも一部（特に、始点Ｓ側）に存在する。本実施形態では、熱影響部ａにおける第１鋼板１の表層領域を好ましく制御することで、熱影響部ａにおける耐ＬＭＥ性を向上させる。
　なお、熱影響部ａにおけるめっき層４の化学組成は、例えば、質量％で、Ｚｎ＋Ｍｇ：５０％以上、Ｆｅ：５％以下、残部がＡｌ及び不純物であってもよい。 A heat-affected zone a that has been thermally affected by welding is present in the region from the start point S to a position 1000 μm away. The size of the heat-affected zone a varies depending on the amount of heat input during welding and the thickness of the first steel plate 1, but the heat-affected zone a is present in at least a portion (particularly on the side of the start point S) in the region from the start point S to a position 1000 μm away. In this embodiment, the LME resistance of the heat-affected zone a is improved by preferably controlling the surface layer region of the first steel plate 1 in the heat-affected zone a.
The chemical composition of the plating layer 4 in the heat-affected zone a may be, for example, in mass %, Zn+Mg: 50% or more, Fe: 5% or less, and the balance being Al and impurities.

　めっき層４中のＺｎは溶接時の熱によりその一部が表層領域の結晶粒界に侵入する。結晶粒界に侵入したＺｎは、第１鋼板１中のＦｅと結合し、Ｆｅ－Ｚｎ相を形成する。また、Ｚｎと同様、めっき層４中のＡｌは結晶粒界に侵入し、Ｆｅ－Ａｌ相を形成する。Ｆｅ－Ａｌ相はＦｅ－Ｚｎ相に比べて融点が高いため、溶接時の熱により溶融することがない。そのため、結晶粒界に所望量のＦｅ－Ａｌ相を形成させることで耐ＬＭＥ性を高めることができる。 The heat generated during welding causes some of the Zn in the plating layer 4 to penetrate into the grain boundaries in the surface region. The Zn that penetrates into the grain boundaries bonds with the Fe in the first steel sheet 1 to form an Fe-Zn phase. Similarly to Zn, the Al in the plating layer 4 also penetrates into the grain boundaries to form an Fe-Al phase. Because the Fe-Al phase has a higher melting point than the Fe-Zn phase, it does not melt due to the heat generated during welding. Therefore, by forming the desired amount of Fe-Al phase in the grain boundaries, LME resistance can be improved.

　図３は、図２における始点Ｓから１０００μｍまでの領域の一部分の拡大図である。図３に示すように、熱影響部ａの表層領域の結晶粒界Ｇには、結晶粒界Ｇに沿ってＦｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚと、結晶粒界Ｇに沿ってＦｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａとが存在する。なお、Ｆｅ－Ａｌ相は図３に示すように凹凸形状を有し、舌状組織と呼ばれる。本実施形態では、Ｆｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚの長さに対して、Ｆｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａの長さを長くすることで、耐ＬＭＥ性を高めることができる。 Figure 3 is an enlarged view of a portion of the region extending 1000 μm from the starting point S in Figure 2. As shown in Figure 3, the grain boundaries G in the surface region of the heat-affected zone a contain portions Gz where the Fe-Zn phase is formed along the grain boundaries G, and portions Ga where the Fe-Al phase is formed along the grain boundaries G. The Fe-Al phase has an uneven shape as shown in Figure 3, and is called a tongue-shaped structure. In this embodiment, LME resistance can be improved by increasing the length of the portions Ga where the Fe-Al phase is formed relative to the length of the portions Gz where the Fe-Zn phase is formed.

　上記式（１）の左辺の値が２０未満であると、Ｆｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚの長さに対して、Ｆｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａの長さが短いため、耐ＬＭＥ性が劣化する。そのため、上記式（１）の左辺の値は２０以上とする。Ｆｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚの長さに対して、Ｆｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａの長さをより長くして耐ＬＭＥ性を高めるためには、めっき層４中のＡｌ含有量を高めた上で、上記式（１）の左辺の値を５０以上とすることが好ましく、８０以上とすることがより好ましい。
　上記式（１）の左辺の値は高いほど好ましいため、１００としてもよい。 If the value of the left side of the above formula (1) is less than 20, the length of the portion Ga where the Fe—Al phase is formed will be shorter than the length of the portion Gz where the Fe—Zn phase is formed, resulting in poor LME resistance. Therefore, the value of the left side of the above formula (1) is set to be 20 or greater. In order to increase the length of the portion Ga where the Fe—Al phase is formed relative to the length of the portion Gz where the Fe—Zn phase is formed, thereby improving LME resistance, it is preferable to increase the Al content in the plating layer 4 and then set the value of the left side of the above formula (1) to be 50 or greater, and more preferably 80 or greater.
The higher the value of the left side of the above formula (1), the better, so it may be set to 100.

　Ｆｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚの長さと、Ｆｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａの長さとは以下の方法により測定する。
　走査型電子顕微鏡を用いて、図３に示すように第１鋼板の板厚方向に沿った断面を観察し、第１鋼板１の表層領域（表面から５０μｍ位置までの領域）において、結晶粒界を観察する。なお、結晶粒界は後述する方法で特定された結晶粒界とする。
　始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域において、結晶粒界についてＳＥＭ－ＥＰＭＡ（ＪＥＯＬ製、ＪＸＡ－８５００Ｆ）を用いて、点分析により元素（Ｆｅ、Ｚｎ、Ａｌ）の定量分析を行う。なお、加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍、測定間隔を１．０μｍとして結晶粒界における分布像を測定する。 The length of the portion Gz where the Fe—Zn phase is formed and the length of the portion Ga where the Fe—Al phase is formed are measured by the following method.
A cross section of the first steel plate along the plate thickness direction is observed using a scanning electron microscope as shown in Fig. 3, and grain boundaries are observed in the surface layer region (region up to 50 µm from the surface) of the first steel plate 1. The grain boundaries are those identified by the method described below.
Quantitative analysis of elements (Fe, Zn, Al) is performed by point analysis on the grain boundaries in the region from the starting point S to a position 1000 μm away using SEM-EPMA (JXA-8500F, manufactured by JEOL). The distribution image at the grain boundaries is measured at an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000 times, and a measurement interval of 1.0 μm.

　結晶粒界のうち、Ｆｅ：５～９０％、Ｚｎ：２０～９５％、Ａｌ：０．５％以下である測定点をＦｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚとみなし、Ｆｅ：５～９０％、Ｚｎ：１０～８０％、Ａｌ：５～７０％である測定点をＦｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａとみなす。それぞれの部分の長さを算出することで、Ｆｅ－Ｚｎ相が形成された部分Ｇｚの長さと、Ｆｅ－Ａｌ相が形成された部分Ｇａの長さとを得る。
　なお、始点Ｓが複数個存在する場合は、溶接ビード部３の止端Ｅに最も近い始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域について、上述の測定を行う。 Among the grain boundaries, measurement points where the Fe: 5 to 90%, Zn: 20 to 95%, and Al: 0.5% or less are regarded as portions Gz where the Fe—Zn phase is formed, and measurement points where the Fe: 5 to 90%, Zn: 10 to 80%, and Al: 5 to 70% are regarded as portions Ga where the Fe—Al phase is formed. By calculating the length of each portion, the length of the portion Gz where the Fe—Zn phase is formed and the length of the portion Ga where the Fe—Al phase is formed are obtained.
If there are multiple start points S, the above measurement is performed on the region extending from the start point S closest to the toe E of the weld bead 3 to a position 1000 μm away.

　なお、採取する試料については、上記断面が観察できるように、２０ｍｍ×１５ｍｍ×板厚の試料を溶接継手１０から採取し、樹脂埋込後、鏡面研磨して断面を仕上げてから測定を行う。
　また、断面について反射電子像を撮影し、輝度の違いから、最も板厚中心に位置する領域を第１鋼板１と判別し、それ以外の層をめっき層４と判別する。溶接継手１０が表面に塗装を備える場合には、反射電子像において、中間に存在する層について後述のＳＥＭ－ＥＰＭＡ分析を行い、得られた化学組成が上述の熱影響部ａにおけるめっき層４の化学組成（質量％で、Ｚｎ＋Ｍｇ：５０％以上、Ｆｅ：５％以下、残部がＡｌ及び不純物）を満足すれば、その層を熱影響部ａにおけるめっき層４と判別する。 Regarding the sample to be collected, a sample of 20 mm x 15 mm x plate thickness is collected from the weld joint 10 so that the cross section can be observed, and after embedding in resin, the cross section is mirror-polished to finish it before measurement.
In addition, a backscattered electron image is taken of the cross section, and based on differences in brightness, the region located closest to the center of the plate thickness is identified as the first steel plate 1, and the other layers are identified as the plating layer 4. If the welded joint 10 has a coating on the surface, the SEM-EPMA analysis described below is performed on the intermediate layer in the backscattered electron image, and if the resulting chemical composition satisfies the chemical composition of the plating layer 4 in the heat-affected zone a described above (in mass %, Zn+Mg: 50% or more, Fe: 5% or less, the balance being Al and impurities), that layer is identified as the plating layer 4 in the heat-affected zone a.

　結晶粒界は、以下の方法により表層領域における結晶方位差を求めることで、判別する。
　溶接継手１０から、第１鋼板１の始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域を観察できるようにサンプルを採取する。サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液または純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。この試料を用いて、第１鋼板１の表層領域において、測定間隔を０．２μｍとし、電子後方散乱回折法により結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用い、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０^－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３とする。 The grain boundaries are identified by determining the crystal orientation difference in the surface layer region by the following method.
A sample is taken from the weld joint 10 so that the region from the starting point S of the first steel plate 1 to a position 1000 μm away can be observed. The cross section of the sample is polished using #600 to #1500 silicon carbide paper, and then mirror-finished using a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 μm is dispersed in pure water. The observation surface is then polished by electrolytic polishing. Using this sample, crystal orientation information is obtained by electron backscatter diffraction (EBSD) in the surface region of the first steel plate 1, with a measurement interval of 0.2 μm. For the measurement, an EBSD analyzer consisting of a thermal field emission scanning electron microscope and an EBSD detector is used, for example, an EBSD analyzer consisting of a JEOL JSM-7001F and a TSL DVC5 detector. The vacuum level within the EBSD analyzer is 9.6 × 10 ⁻⁵ Pa or less, the acceleration voltage is 15 kV, and the probe current level is 13.

　得られた結晶方位情報とＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能とを用いて、結晶方位差が５°以上の境界を特定する。特定された境界を結晶粒界と判別する。 The obtained crystal orientation information and the "Grain Average Misorientation" function included in the "OIM Analysis (registered trademark)" software that comes with the EBSD analyzer are used to identify boundaries with a crystal orientation difference of 5° or more. The identified boundaries are then determined to be grain boundaries.

　Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率：５％以上
　Ｍｇ－Ｚｎ相は耐赤錆性を高める作用を有する。始点Ｓから１０００μｍまでの領域のめっき層４中のＭｇ－Ｚｎ相の面積率が５％未満であると、熱影響部ａにおける耐赤錆性が劣化する。そのため、Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率は５％以上とする。耐赤錆性をより向上するためには、めっき層４中のＭｇ含有量を高めた上で、Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率は、２０％以上とすることが好ましく、３０％以上とすることがより好ましい。
　Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率は、８０％以下としてもよい。 Area ratio of Mg—Zn phase: 5% or more The Mg—Zn phase has the effect of enhancing red rust resistance. If the area ratio of the Mg—Zn phase in the coating layer 4 in the region from the starting point S to 1000 μm is less than 5%, the red rust resistance in the heat-affected zone a will deteriorate. Therefore, the area ratio of the Mg—Zn phase is set to 5% or more. To further improve red rust resistance, the Mg content in the coating layer 4 is increased, and the area ratio of the Mg—Zn phase is preferably set to 20% or more, and more preferably 30% or more.
The area ratio of the Mg—Zn phase may be 80% or less.

　めっき層４中のＭｇ－Ｚｎ相の面積率は以下の方法により測定する。
　図３に示すように第一鋼鈑の板厚方向に沿った断面を観察できるように、２０ｍｍ×１５ｍｍ×板厚の試料を溶接継手１０から採取し、樹脂埋込後、鏡面研磨して断面を仕上げる。次に、ＳＥＭ－ＥＰＭＡを用いて、断面について点分析により元素（Ｍｇ、Ｚｎ、Ｆｅ）の定量分析を行う。Ｍｇ含有量が２０～６０％であり、Ｚｎ含有量が４０～８０％であり、残部が５％以下である相をＭｇ－Ｚｎ相と判別する。始点Ｓから１０００μｍ位置までの領域におけるめっき層４について上述の分析を行うことで、Ｍｇ－Ｚｎ相の面積率を得る。
　なお、加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍、測定間隔を１．０μｍとしてめっき層厚×１０００μｍの範囲の分布像を測定する。なお、画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」の「Ａｎａｌｙｚｅ」機能を用いて面積率を算出する。 The area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer 4 is measured by the following method.
As shown in Figure 3, a 20 mm x 15 mm x thickness sample was taken from the welded joint 10 so that a cross section along the thickness direction of the first steel plate could be observed. After embedding in resin, the cross section was mirror-polished to a finished surface. Next, quantitative analysis of elements (Mg, Zn, Fe) was performed by point analysis using SEM-EPMA on the cross section. A phase with a Mg content of 20 to 60%, a Zn content of 40 to 80%, and the remainder of 5% or less was identified as the Mg-Zn phase. The above analysis was performed on the plating layer 4 in the region from the starting point S to a position 1000 μm away, thereby obtaining the area ratio of the Mg-Zn phase.
The distribution image is measured over a range of 1000 μm × the plating layer thickness at an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000, and a measurement interval of 1.0 μm. The area ratio is calculated using the "Analyze" function of the image analysis software "ImageJ."

　Ｍｇ_２Ｓｎ相
　本実施形態に係る溶接継手１０では、非熱影響部ｂのめっき層４中にＭｇ_２Ｓｎ相を有することが好ましい。非熱影響部ｂのめっき層４中にＭｇ_２Ｓｎ相を有することで、非熱影響部における耐赤錆性を高めることができる。 Mg ₂ Sn Phase In the welded joint 10 according to this embodiment, it is preferable that the plating layer 4 of the non-heat-affected zone b has an Mg ₂ Sn phase. By having an Mg ₂ Sn phase in the plating layer 4 of the non-heat-affected zone b, it is possible to improve the red rust resistance of the non-heat-affected zone.

　非熱影響部ｂのめっき層４がＭｇ_２Ｓｎ相を有するか否かは、以下の方法により判別する。
　Ｍｇ_２Ｓｎ相は少量であるため、θ－２θ法によるＸ線回折測定によってその存在が検出・確認される。Ｍｇ_２Ｓｎ相を検出する場合のＸ線回折測定は、θ－２θ測定法によって行う。また、Ｘ線回折測定は、非熱影響部ｂ（溶接ビード部３から１００ｍｍ以上離れた位置）から採取した２０ｍｍ角の試料におけるめっき層４について、Ｃｕ管球のＫα線を用い、２３．４±０．３°にピークが検出された場合、Ｍｇ_２Ｓｎ相が存在すると判断する。 Whether or not the plating layer 4 in the non-heat-affected zone b has an Mg ₂ Sn phase is determined by the following method.
Because the Mg ₂ Sn phase is present in small amounts, its presence is detected and confirmed by X-ray diffraction measurement using the θ-2θ method. X-ray diffraction measurement for detecting the _{Mg 2} Sn phase is performed using the θ-2θ measurement method. In addition, X-ray diffraction measurement is performed on the plating layer 4 of a 20 mm square sample taken from the non-heat-affected zone b (a position 100 mm or more away from the weld bead portion 3) using Kα rays from a Cu tube. If a peak is detected at 23.4±0.3°, it is determined that the Mg ₂ Sn phase is present.

　めっき層４の片面当たりの付着量は、例えば２０～２５０ｇ／ｍ^２の範囲内とすればよい。片面当たりの付着量を２０ｇ／ｍ^２以上とすることにより、耐赤錆性を一層高めることができる。一方、片面当たりの付着量を２５０ｇ／ｍ^２以下とすることにより、加工性を一層高めることができる。 The coating weight of the plating layer 4 per side may be, for example, within the range of 20 to 250 g/ ^m2 . By setting the coating weight per side to 20 g/ ^m2 or more, red rust resistance can be further improved. On the other hand, by setting the coating weight per side to 250 g/ ^m2 or less, workability can be further improved.

　また、以上説明した溶接継手１０は重ね継手であるが、本実施形態に係る溶接継手１０はこれに限定されない。本実施形態に係る溶接継手１０は、例えば、図４に示すような断面を有する突合せ継手であってもよく、図５に示すような断面を有するＴ継手であってもよく、その他の継手であってもよい。溶接継手１０が突合せ継手である場合には、図４に示す面Ｂをビード面とみなす。溶接継手１０がＴ継手である場合には、図５に示す面Ｃをビード面とみなす。 Furthermore, while the welded joint 10 described above is a lap joint, the welded joint 10 according to this embodiment is not limited to this. The welded joint 10 according to this embodiment may be, for example, a butt joint having a cross section as shown in FIG. 4, a T-joint having a cross section as shown in FIG. 5, or some other type of joint. When the welded joint 10 is a butt joint, surface B shown in FIG. 4 is considered to be the bead surface. When the welded joint 10 is a T-joint, surface C shown in FIG. 5 is considered to be the bead surface.

　図４に示す突合せ継手では、溶接ビード部３がビード裏面（図４のビード面Ｂと反対の面）まで到達していないが、溶接ビード部３がビード裏面まで到達している形状であってもよい。また、両面に溶接ビード部３が形成されていてもよい。溶接ビード部３がビード裏面まで到達している場合、溶接ビード部３が大きい方の面を、ビード面Ｂとみなす。両面に溶接ビード部３が形成されている場合、溶接ビード部３が大きい方の面を、ビード面Ｂとみなし、両方の面の溶接ビード部３の大きさが等しい場合には、いずれか一方の面を、ビード面Ｂとみなす。
　なお、説明の便宜上、第１鋼鈑について説明したが、第１鋼鈑と第２鋼板を入れ替えても同様である。 In the butt joint shown in Figure 4, the weld bead 3 does not reach the back surface of the bead (the surface opposite to bead surface B in Figure 4), but the weld bead 3 may reach the back surface of the bead. Also, the weld bead 3 may be formed on both sides. When the weld bead 3 reaches the back surface of the bead, the surface on which the weld bead 3 is larger is considered to be bead surface B. When the weld bead 3 is formed on both sides, the surface on which the weld bead 3 is larger is considered to be bead surface B, and when the size of the weld bead 3 on both surfaces is the same, either one of the surfaces is considered to be bead surface B.
For the sake of convenience, the first steel plate has been described, but the same applies even if the first steel plate and the second steel plate are interchanged.

　次に、本実施形態に係る溶接継手１０の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係る溶接継手１０の好ましい製造方法は、
　第１鋼板１に対してショットブラストを行う工程と、
　焼鈍を行う工程と、
　めっきを付与する工程と、
　冷却する工程と、
　第１鋼板１及び第２鋼板２を溶接する工程と、を備える。
　なお、第２鋼板について特に製造方法は限定されないが、第１鋼板と同様の方法により製造しても良い。
　以下に各工程について説明する。 Next, a preferred method for manufacturing the welded joint 10 according to this embodiment will be described.
A preferred method for manufacturing the welded joint 10 according to this embodiment is as follows:
a step of shot blasting the first steel plate;
annealing;
a step of applying plating;
cooling;
and a step of welding the first steel plate 1 and the second steel plate 2 together.
The manufacturing method for the second steel plate is not particularly limited, but it may be manufactured by the same method as that for the first steel plate.
Each step will be explained below.

　ショットブラスト
　第１鋼板１に対してショットブラストを行うことで、めっき付与の前にひずみを付与する。好ましい条件でショットブラストを行うことで、第１鋼板１に好ましくひずみが付与され、後述するめっき付与後の冷却と相まって、めっき層４における合金化を促進でき、且つ、Ｚｎと共にＡｌの結晶粒界への侵入を促進することができる。その結果、第１鋼板１の表層領域、並びに、めっき層４の形態を好ましく制御することができる。 Shot blasting The first steel sheet 1 is subjected to shot blasting to impart strain before plating. Shot blasting under preferred conditions imparts preferred strain to the first steel sheet 1, which, combined with cooling after plating (described below), can promote alloying in the plating layer 4 and can also promote the penetration of Al into the grain boundaries together with Zn. As a result, the morphology of the surface region of the first steel sheet 1 and the plating layer 4 can be preferably controlled.

　ショットブラストは、中心粒径が４０～４５０μｍである鋼球を用いることができる。装置としては、例えば、ＩＫＫショット株式会社製のＴＳＨ３０が挙げられる。ショットブラストの投射量は１０～５００ｋｇ／ｍ^２とすることが好ましい。ショットブラストの投射量が１０ｋｇ／ｍ^２未満であると、第１鋼板１にひずみを好ましく付与することができず、結果的に第１鋼板１の表層領域を好ましく制御することができない場合がある。
　また、表面研削によりひずみを付与することもできるが、表面研削では、ショットブラストと比較してひずみ量が少ないため、所望量のひずみを付与することができない。 For shot blasting, steel balls with a median particle size of 40 to 450 μm can be used. An example of the equipment is the TSH30 manufactured by IKK Shot Co., Ltd. The shot blasting amount is preferably 10 to 500 kg/ ^m² . If the shot blasting amount is less than 10 kg/ ^m² , it may be difficult to impart a desired strain to the first steel plate 1, and as a result, it may be difficult to control the surface layer region of the first steel plate 1 in a desired manner.
Although strain can also be imparted by surface grinding, the amount of strain imparted by surface grinding is smaller than that imparted by shot blasting, and therefore the desired amount of strain cannot be imparted.

　焼鈍
　ショットブラストを行った後は、第１鋼板１に対して焼鈍を行う。焼鈍時の焼鈍温度は４００～６００℃の温度域とし、当該温度域での保持時間（焼鈍時間）は０秒超、１００秒以下とする。焼鈍温度が６００℃超であると、あるいは焼鈍時間が１００秒超であると、第１鋼板１中のひずみが解放されてしまい、結果的に第１鋼板１の表層領域を好ましく制御することができない場合がある。焼鈍温度が４００℃未満であると、あるいは焼鈍を行わないと、めっきを好ましく付与することができない場合がある。
　なお、ここでいう温度とは第１鋼板１の板面中心部における表面温度のことであり、スポット溶接により接合した熱電対を用いるなどして測定することができる。 Annealing After shot blasting, the first steel sheet 1 is annealed. The annealing temperature during annealing is in the temperature range of 400 to 600°C, and the holding time in this temperature range (annealing time) is more than 0 seconds and not more than 100 seconds. If the annealing temperature exceeds 600°C or the annealing time exceeds 100 seconds, strain in the first steel sheet 1 is released, and as a result, it may not be possible to preferably control the surface layer region of the first steel sheet 1. If the annealing temperature is less than 400°C, or if annealing is not performed, it may not be possible to preferably apply plating.
The temperature referred to here is the surface temperature at the center of the plate surface of the first steel plate 1, and can be measured using a thermocouple joined by spot welding, for example.

　めっき
　焼鈍後、第１鋼板１をめっき浴に浸漬する。めっき浴の組成は、めっき層４が、上述しためっき層４の化学組成となるように制御する。めっき浴の浴温は、６００℃以下とすることが好ましい。めっき浴の浴温が６００℃超であると、第１鋼板１中のひずみが解放されてしまい、結果的に第１鋼板１の表層領域を好ましく制御することができない場合がある。
　めっき浴から第１鋼板１を引き上げた後は、ガスワイピングなどによりめっき付着量を調整してもよい。 After annealing, the first steel sheet 1 is immersed in a coating bath. The composition of the coating bath is controlled so that the coating layer 4 has the chemical composition of the coating layer 4 described above. The temperature of the coating bath is preferably 600°C or lower. If the temperature of the coating bath exceeds 600°C, strain in the first steel sheet 1 is released, and as a result, the surface region of the first steel sheet 1 may not be controlled in a favorable manner.
After the first steel sheet 1 is pulled out of the coating bath, the coating weight may be adjusted by gas wiping or the like.

　冷却
　めっき付与後は、露点が－２０℃以下の冷却ガスを用いて、浴温～２５０℃の温度域の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上となるように冷却することが好ましい。次いで、露点が０℃以上の冷却ガスを用いて、２５０～５０℃の温度域の平均冷却速度が５℃／ｓ以下となるように冷却することが好ましい。
　浴温～２５０℃の温度域の冷却において、冷却ガスの露点が－２０℃超であると、Ｚｎが蒸発してしまい、めっき層４を好ましく制御することができない場合がある。浴温～２５０℃の温度域の冷却において、平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であると、Ｚｎが蒸発してしまい、めっき層４を好ましく制御することができない場合がある。
　２５０～５０℃の温度域の冷却において、冷却ガスの露点が０℃未満であると、めっき層４においてＡｌやＭｇの酸化物を十分に形成することができず、結果としてめっき層４中のＺｎが蒸発し過ぎてしまい、めっき層４を好ましく制御することができない場合がある。また、２５０～５０℃の温度域における平均冷却速度が５℃／ｓ超であると、Ｚｎが蒸発してしまい、めっき層４を好ましく制御することができない場合がある。 After plating, it is preferable to cool the material using a cooling gas with a dew point of -20°C or lower at an average cooling rate of 15°C/s or higher in the temperature range from the bath temperature to 250°C. Then, it is preferable to cool the material using a cooling gas with a dew point of 0°C or higher at an average cooling rate of 5°C/s or lower in the temperature range from 250 to 50°C.
When cooling in a temperature range of from the bath temperature to 250°C, if the dew point of the cooling gas is higher than -20°C, Zn will evaporate, and it may be impossible to preferably control the plating layer 4. When cooling in a temperature range of from the bath temperature to 250°C, if the average cooling rate is less than 15°C/s, Zn will evaporate, and it may be impossible to preferably control the plating layer 4.
When cooling in the temperature range of 250 to 50°C, if the dew point of the cooling gas is below 0°C, it may be impossible to form sufficient oxides of Al and Mg in the plating layer 4, resulting in excessive evaporation of Zn in the plating layer 4 and making it impossible to suitably control the plating layer 4. Furthermore, if the average cooling rate in the temperature range of 250 to 50°C exceeds 5°C/s, Zn may evaporate and make it impossible to suitably control the plating layer 4.

　溶接
　冷却後は、第１鋼板１及び第２鋼板２を溶接することで、溶接継手１０を得る。溶接方法は溶接ビード部３が形成される溶接方法であれば特に限定されない。例えばアーク溶接及びレーザ溶接を行う場合には、それぞれ以下の条件とすることができる。 After cooling, the first steel plate 1 and the second steel plate 2 are welded together to obtain a welded joint 10. The welding method is not particularly limited as long as it can form a weld bead 3. For example, when arc welding or laser welding is performed, the following conditions can be used, respectively.

　アーク溶接
　　溶接電流：２５０Ａ
　　溶接電圧：２６．４Ｖ
　　溶接速度：１００ｃｍ／分
　　溶接ガス：２０％ＣＯ_２＋Ａｒ
　　ガス流量：２０Ｌ／分
　　溶接ワイヤー：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° Arc welding Welding current: 250A
Welding voltage: 26.4V
Welding speed: 100 cm/min Welding gas: 20% CO ₂ + Ar
Gas flow rate: 20 L/min Welding wire: YGW16 manufactured by Nippon Steel Welding Co., Ltd., φ1.2 mm (C: 0.1 mass%, Si: 0.80 mass%, Mn: 1.5 mass%, P: 0.015 mass%, S: 0.008 mass%, Cu: 0.36 mass%)
Welding torch tilt angle: 45°

　レーザ溶接
　　出力：７ｋＷ
　　溶接速度：４００ｃｍ／分
　　前進・後進角：０° Laser welding output: 7kW
Welding speed: 400 cm/min. Forward/reverse angle: 0°

　以上説明した方法により、本実施形態に係る溶接継手１０を安定的に製造することができる。本実施形態に係る溶接継手１０は塗装密着性に優れるため、溶接継手１０の耐食性向上等を目的として、表面に塗装を施してもよい。 The method described above allows for the stable production of the welded joint 10 according to this embodiment. Because the welded joint 10 according to this embodiment has excellent paint adhesion, the surface may be painted to improve the corrosion resistance of the welded joint 10, for example.

　ＪＩＳ　Ｇ　３１０１：２０２０のＳＳ４００の機械的性質を有する第１鋼板及び第２鋼板に対し、表２Ａ及び表２Ｂに記載の条件によりショットブラスト、焼鈍、めっき付与及び冷却を行い、表３Ａ及び表３Ｂに示す溶接方法で溶接することで、重ね継手（溶接継手）を得た。
　なお、第１鋼板及び第２鋼板は２００ｍｍ×１００ｍｍ×３．２ｍｍの鋼板とした。めっき浴からの引上速度は２０～２００ｍｍ／秒とした。引き上げ時には、Ｎ_２ガスを用いたガスワイピングによりめっき付着量を調整した。
　なお、表中に記載の無い条件については上述の条件と同様とした。 The first steel plate and the second steel plate having the mechanical properties of SS400 of JIS G 3101:2020 were subjected to shot blasting, annealing, plating and cooling under the conditions described in Tables 2A and 2B, and then welded by the welding methods shown in Tables 3A and 3B to obtain lap joints (welded joints).
The first and second steel sheets were 200 mm x 100 mm x 3.2 mm in size. The lifting speed from the plating bath was 20 to 200 mm/sec. During lifting, the coating weight was adjusted by gas wiping using _N2 gas.
Conditions not listed in the table were the same as those described above.

　溶接方法がアーク溶接であった場合、鋼板サイズは、上板側（第１鋼板）は１５０×５０ｍｍとし、下板側（第２鋼板）は１５０×３０ｍｍとし、重ね代は１０ｍｍとし、板隙は０ｍｍとした。
　溶接方法がレーザ溶接であった場合、鋼板サイズは、上板側（第１鋼板）は１５０×５０ｍｍとし、下板側（第２鋼板）は１５０×３０ｍｍとし、重ね代は５０ｍｍとし、板隙は０ｍｍとした。 When the welding method was arc welding, the steel plate size was 150 x 50 mm for the upper plate (first steel plate) and 150 x 30 mm for the lower plate (second steel plate), with an overlap of 10 mm and a plate gap of 0 mm.
When the welding method was laser welding, the steel plate size was 150 x 50 mm for the upper plate side (first steel plate) and 150 x 30 mm for the lower plate side (second steel plate), with an overlap of 50 mm and a plate gap of 0 mm.

　得られた溶接継手について、上述の方法により、非熱影響部のめっき層の化学組成の測定、始点から１０００μｍ位置までの領域における表層領域の結晶粒界の評価、及び前記領域におけるＭｇ－Ｚｎ相の面積率の測定を行い、更に、Ｍｇ_２Ｓｎ相の有無を判断した。めっき層の化学組成の測定結果を表１Ａ及び表１Ｂに、その他の測定結果を表３Ａ及び表３Ｂに示す。 For the obtained welded joints, the chemical composition of the coating layer in the non-heat-affected zone was measured, the grain boundaries in the surface layer region from the starting point to a position 1000 μm were evaluated, and the area ratio of the Mg—Zn phase in the above region was measured, and further, the presence or absence of an Mg ₂ Sn phase was determined using the above-mentioned methods. The measurement results of the chemical composition of the coating layer are shown in Tables 1A and 1B, and the other measurement results are shown in Tables 3A and 3B.

　次に、溶接継手に対して、建材用リン酸化成処理Ｐ－０１（日本ペイント・インダストリアルコーディングス株式会社規格）、及び、ポリエステル系塗料ＮＳＣ３００ＨＱ（日本ペイント・インダストリアルコーディングス株式会社規格）を用いて、最高到達温度を２１０℃として４０秒焼付けることで、乾燥塗装厚みが１５μｍとなるように塗装を付与した。 Next, the welded joints were coated with P-01 phosphate conversion coating for building materials (Nippon Paint Industrial Coatings Co., Ltd. standard) and NSC300HQ polyester paint (Nippon Paint Industrial Coatings Co., Ltd. standard), baking for 40 seconds at a maximum temperature of 210°C to achieve a dry coating thickness of 15μm.

　耐ＬＭＥ性評価
　溶接継手のビード面における、始点から１０００μｍ位置までの領域について、ＪＩＳ　Ｚ　２３４３－１：２０１７に準拠して、浸透探傷試験（カラーチェック）を行い、ＬＭＥ割れにより生じた亀裂の数に応じて、耐ＬＭＥ性を評価した。評価基準は、以下の通りである。
　なお、亀裂の有無は染色部位の有無により判断した。ＬＭＥ割れにより生じた亀裂であるのか判断し難かった場合には、亀裂箇所を切断して、断面をＳＥＭ－ＥＰＭＡを用いて解析し、亀裂内部にＺｎが含有されているか否かを分析した。亀裂内部にＺｎが含有されていた場合には、ＬＭＥ割れにより生じた亀裂であると判断した。評価がＡ以上であった場合を熱影響部における耐ＬＭＥ性に優れると判断し、合格と判定した。一方、評価がＢであった場合を熱影響部における耐ＬＭＥ性に劣ると判断し、不合格と判定した。
　　ＡＡＡ：亀裂無し
　　ＡＡ　：亀裂が１か所以上、４か所未満
　　Ａ　　：亀裂が４か所以上、８か所未満
　　Ｂ　　：亀裂が８か所以上 Evaluation of LME Resistance A penetrant test (color check) was performed on the bead surface of the welded joint in a region from the starting point to a position 1000 μm away in accordance with JIS Z 2343-1: 2017, and the LME resistance was evaluated according to the number of cracks caused by LME cracking. The evaluation criteria are as follows:
The presence or absence of cracks was determined by the presence or absence of dyed areas. When it was difficult to determine whether a crack had been caused by LME cracking, the cracked area was cut and the cross section was analyzed using SEM-EPMA to determine whether Zn was contained inside the crack. When Zn was contained inside the crack, it was determined that the crack had been caused by LME cracking. When the evaluation was A or higher, it was determined that the LME resistance in the heat-affected zone was excellent and the sample was judged to have passed. On the other hand, when the evaluation was B, it was determined that the LME resistance in the heat-affected zone was poor and the sample was judged to have failed.
AAA: No cracks AA: 1 or more but less than 4 cracks A: 4 or more but less than 8 cracks B: 8 or more cracks

　耐赤錆性評価
　塗装後の溶接継手について、ＪＡＳＯ（Ｍ６０９－９１）に準拠した複合サイクル腐食試験を行った。溶接継手のビード面における、始点から１０００μｍ位置までの領域について、ブリスターの発生タイミングに応じて耐赤錆性を評価した。上記領域を光学顕微鏡で観察し、塗膜の盛り上がりが確認された場合、ブリスターが発生したと判断した。評価基準は、以下の通りとした。評価がＡ以上であった場合を熱影響部における耐赤錆性に優れると判断し、合格と判定した。一方、評価がＢであった場合を熱影響部における耐赤錆性に劣ると判断し、不合格と判定した。
　　ＡＡＡ：２４０サイクルで赤錆発生無し
　　ＡＡ　：１２０サイクル以上、２４０サイクル未満で赤錆発生
　　Ａ　　：６０サイクル以上、１２０サイクル未満で赤錆発生
　　Ｂ　　：６０サイクル未満で赤錆発生 Evaluation of Red Rust Resistance A combined cyclic corrosion test was performed on the welded joints after painting in accordance with JASO (M609-91). Red rust resistance was evaluated for the region from the starting point to a position 1000 μm from the bead surface of the welded joint according to the timing of blister occurrence. The region was observed with an optical microscope, and if a bulge in the coating film was confirmed, it was determined that a blister had occurred. The evaluation criteria were as follows. A rating of A or higher was determined to have excellent red rust resistance in the heat-affected zone and was judged to have passed. On the other hand, a rating of B was determined to have poor red rust resistance in the heat-affected zone and was judged to have failed.
AAA: No red rust occurs after 240 cycles. AA: Red rust occurs after 120 or more cycles but less than 240 cycles. A: Red rust occurs after 60 or more cycles but less than 120 cycles. B: Red rust occurs after less than 60 cycles.

　また、同様の方法により、溶接継手の非熱影響部における耐赤錆性を評価した。評価領域は、溶接ビードを有する面における、溶接ビード部から１００ｍｍ以上離れた位置における、５０ｍｍ×５０ｍｍの領域とした。評価基準は、以下の通りとし、評価がＡＡ以上であった場合を非熱影響部における耐赤錆性に優れると判断した。
　　ＡＡＡ：２４０サイクルで赤錆発生無し
　　ＡＡ　：１２０サイクル以上、２４０サイクル未満で赤錆発生
　　Ａ　　：６０サイクル以上、１２０サイクル未満で赤錆発生
　　Ｂ　　：６０サイクル未満で赤錆発生 The red rust resistance of the non-heat-affected zone of the welded joint was also evaluated using the same method. The evaluation area was a 50 mm x 50 mm area on the surface having the weld bead, located at a position 100 mm or more away from the weld bead. The evaluation criteria were as follows, and a rating of AA or higher was considered to be excellent in red rust resistance in the non-heat-affected zone.
AAA: No red rust occurs after 240 cycles. AA: Red rust occurs after 120 or more cycles but less than 240 cycles. A: Red rust occurs after 60 or more cycles but less than 120 cycles. B: Red rust occurs after less than 60 cycles.

　表３Ａ及び表３Ｂに示す通り、本開示に係る実施例では、熱影響部における耐ＬＭＥ性及び耐赤錆性に優れる溶接継手が得られたことが分かる。一方、比較例では、１種以上の特性が劣化していることが分かる。
　なお、Ｎｏ．３０～３３では、Ｚｎが蒸発してＬＭＥが発生しなかったため、耐ＬＭＥ性の評価が「Ａ」となった。また、ショットブラストの代わりに表面研削を行うことでひずみを付与したＮｏ．４０では、所望量のひずみ量を付与することができず、ビード面の表層領域を好ましく制御することができなかった。 As shown in Tables 3A and 3B, the examples according to the present disclosure provided welded joints with excellent LME resistance and red rust resistance in the heat-affected zone. On the other hand, the comparative examples showed deterioration in one or more properties.
In Nos. 30 to 33, Zn evaporated and LME did not occur, so the LME resistance was evaluated as "A." In addition, in No. 40, in which strain was imparted by surface grinding instead of shot blasting, the desired amount of strain could not be imparted, and the surface layer region of the bead surface could not be favorably controlled.

１　…第１鋼板
２　…第２鋼板
３　…溶接ビード部
４　…めっき層
１０…溶接継手
ａ　…熱影響部
ｂ　…非熱影響部
Ａ、Ｂ、Ｃ…ビード面
Ｓ　…始点（めっき層の被覆開始位置）
Ｅ　…溶接ビード部の止端
Ｄ　…溶接ビード部の止端から離隔する方向 1 ... First steel plate 2 ... Second steel plate 3 ... Weld bead portion 4 ... Plating layer 10 ... Weld joint a ... Heat-affected zone b ... Non-heat-affected zone A, B, C ... Bead surface S ... Start point (coating start position of plating layer)
E: Toe of the weld bead D: Direction away from the toe of the weld bead

Claims

A welded joint in which a first steel plate and a second steel plate are welded,
The first steel plate and the second steel plate;
a weld bead portion formed by the welding,
The first steel plate and the second steel plate each have a heat-affected zone located around the weld bead portion and a non-heat-affected zone that is not affected by heat due to the welding,
The first steel plate has a plating layer on a surface in the heat-affected zone and the non-heat-affected zone,
The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 5.0-40.0%,
Mg: 3.0 to 15.0%,
Fe: 0.01-15.00%,
Si: 0 to 10.00%,
Ca: 0-1.5000%,
Sb: 0 to 0.5000%,
Pb: 0 to 0.5000%,
Sr: 0 to 0.5000%,
Cu: 0 to 1.0000%,
Ti: 0 to 1.0000%,
V: 0 to 1.0000%,
Cr: 0-1.0000%,
Nb: 0 to 1.0000%,
Ni: 0 to 1.0000%,
Mn: 0 to 1.0000%,
Mo: 0 to 1.0000%,
Sn: 0 to 1.0000%,
Zr: 0 to 1.0000%,
Co: 0 to 1.0000%,
W: 0 to 1.0000%,
Ag: 0 to 1.0000%,
Li: 0 to 1.0000%,
La: 0 to 0.5000%,
Ce: 0 to 0.5000%,
Y: 0 to 0.5000%,
Bi: 0 to 0.5000%,
Contains In: 0 to 0.5000%, and B: 0 to 0.5000%,
the balance consisting of 20.000% or more Zn and impurities;
When observing a cross section perpendicular to the extension direction of the weld bead portion, on a surface having the weld bead portion,
in a surface layer region that is a region that is perpendicular to the extension direction of the weld bead portion and that extends in a direction away from the toe of the weld bead portion, starting from a coating start position of the plating layer, up to a position 1000 μm from the starting point, and up to a position 50 μm from the surface of the first steel plate,
When the length of the grain boundary where the Fe—Al phase exists among the grain boundaries is defined as La and the length of the grain boundary where the Fe—Zn phase exists among the grain boundaries is defined as Lz, the following formula (1) is satisfied:
A welded joint characterized in that the area ratio of the Mg—Zn phase in the plating layer in the region from the starting point to the 1000 μm position is 5% or more.
La/(La+Lz)×100≧20…(1)

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Si: 0.01-10.00%,
Ca: 0.0001-1.5000%,
Sb: 0.0001 to 0.5000%,
Pb: 0.0001 to 0.5000%,
Sr: 0.0001 to 0.5000%,
Cu: 0.0001 to 1.0000%,
Ti: 0.0001 to 1.0000%,
V: 0.0001 to 1.0000%,
Cr: 0.0001-1.0000%,
Nb: 0.0001 to 1.0000%,
Ni: 0.0001 to 1.0000%,
Mn: 0.0001 to 1.0000%,
Mo: 0.0001 to 1.0000%,
Sn: 0.0001 to 1.0000%,
Zr: 0.0001 to 1.0000%,
Co: 0.0001 to 1.0000%,
W: 0.0001-1.0000%,
Ag: 0.0001 to 1.0000%,
Li: 0.0001 to 1.0000%,
La: 0.0001 to 0.5000%,
Ce: 0.0001 to 0.5000%,
Y: 0.0001 to 0.5000%,
Bi: 0.0001-0.5000%,
The welded joint according to claim 1, characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of In: 0.0001 to 0.5000%, and B: 0.0001 to 0.5000%.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Mg: 4.5 to 15.0%;
The welded joint according to claim 1 or 2, characterized in that the area ratio of the Mg-Zn phase in the plating layer in the region is 20% or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Mg: contains 5.5 to 15.0%;
The welded joint according to claim 1 or 2, characterized in that the area ratio of the Mg-Zn phase in the plating layer in the region is 30% or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 10.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 1 or 2, characterized in that the left side of the formula (1) is 50 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 10.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 3, characterized in that the left side of the formula (1) is 50 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 10.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 4, characterized in that the left side of the formula (1) is 50 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 15.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 1 or 2, characterized in that the left side of the formula (1) is 80 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 15.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 3, characterized in that the left side of the formula (1) is 80 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Al: 15.0 to 40.0%;
The welded joint according to claim 4, characterized in that the left side of the formula (1) is 80 or more.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 1 or 2, characterized in that the non-heat-affected zone contains an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 3, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 4, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 5, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 6, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 7, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 8, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 9, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.

The chemical composition of the plating layer in the non-heat-affected zone is, in mass%,
Sn: 0.0200 to 1.0000%;
The welded joint according to claim 10, wherein the non-heat-affected zone has an Mg ₂ Sn phase in the plating layer.