JP2005319481A - 鋼／アルミニウム接合構造体の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 脆弱なＡｌ-Ｆｅ二元合金層が接合界面全域に広がることを抑え、継手強度の高い鋼／アルミニウム接合構造体を製造する。
【解決手段】 Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％を含むＡｌめっき層４が形成された溶融アルミニウムめっき鋼板１にアルミニウム材料２を重ね合わせ、先端Ｒのついた電極３で溶融アルミニウムめっき鋼板及びアルミニウム又はアルミニウム合金を加圧し、スポット溶接する。溶融アルミニウムめっき鋼板は、好ましくは厚さ０.１μｍ以上のＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層をめっき層／下地鋼の界面に形成している。電極３の先端Ｒは５〜３００ｍｍが好適である。
【選択図】 図２

Description

本発明は、アルミニウム材料の優れた軽量性，耐食性と鋼材の優れた機械強度を兼ね備えた鋼／アルミニウムの接合構造体を製造する方法に関する。

アルミニウム，アルミニウム合金等のアルミニウム材料は、軽量で耐食性に優れていることを活用し種々の分野で使用されているが、強度が要求される用途では厚肉化によって要求強度を満足させている。しかし、厚肉化はアルミニウム材料の長所である軽量性が損ない、コンパクトな設計に対応する構造部材としても適当でない。機械強度の良好な鋼材をアルミニウム材料と積層するとき、厚肉化の要なく必要強度が得られる。

アルミニウム材料と鋼材との積層には、ボルトナット，リベット，嵌め合せ等の機械的結合法が採用されてきたが、機械的結合法では優れた継手が得られがたく、生産性も低い。アルミニウム材料／鋼材の溶接接合が可能になると、機械的結合法に比較して生産性が格段に高く、良好な特性をもつ鋼／アルミニウムの接合構造体が得られる。ところが、通常の溶融接合法で鋼材，アルミニウム材料を接合すると、非常に脆弱な金属間化合物が接合界面に多量生成し継手強度が著しく低下する。

金属間化合物は、鋼材，アルミニウム材料の原子が界面で相互拡散反応することにより生成する。特許文献１では、拡散反応を律則する反応温度，時間等を摩擦溶接時に適正管理することにより金属間化合物の生成を抑えている。しかし、摩擦溶接による接合であることから、継手設計に工夫を要し、接合工程を簡略化する上では改善の余地がある。スポット溶接の適用も検討されており、特許文献２では溶融アルミニウムめっき鋼板をアルミニウム材料に抵抗溶接する方法を紹介している。

溶融アルミニウムめっき鋼板は、表層に溶融アルミニウムめっき層があることから接合時にアルミニウム材料と同様な挙動を示すと考えられがちである。しかし、接合界面は、スポット溶接時にＡｌの融点（６６０℃）を超える高温に加熱される。高温加熱で生成した溶融Ａｌに下地鋼／めっき層界面のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層からＦｅ，Ｓｉ等が拡散するが、溶接時の冷却過程でＦｅが再析出し、拡散係数の大きなＳｉは溶融Ａｌに分散される。その結果、冷却後の接合界面を観察すると接合界面全域に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成したナゲットが検出され、継手強度も著しく低い。

継手強度に及ぼすＡｌ−Ｆｅ二元合金層の悪影響を抑制するため、特許文献３では接合界面に占める金属間化合物の割合を規制している。金属間化合物の生成抑制には、溶融アルミニウムめっき鋼板を正極側，アルミニウム材料を負極側にしてスポット溶接時の発熱を溶融アルミニウムめっき鋼板に偏らせる方法を採用しているが、依然として金属間化合物の多量生成が避けられない。
特開2003−33885号公報 特開平6−39558号公報 特開2003−145278号公報

本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、スポット溶接時の高温加熱で溶融したＡｌに拡散し再析出するＦｅ，Ｓｉの挙動を調査・検討した結果、ナゲット中心部から半径方向に沿った入熱分布を調整することにより、継手強度に有害なＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成・成長を抑え、継手強度の高い鋼／アルミニウムの接合構造体を提供することを目的とする。

本発明の製造方法は、Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％，残部：実質的にＡｌのめっき層が形成された溶融アルミニウムめっき鋼板にアルミニウム又はアルミニウム合金を重ね合わせ、アールを先端につけた電極で溶融アルミニウムめっき鋼板及びアルミニウム又はアルミニウム合金を加圧し、スポット溶接することを特徴とする。

溶融アルミニウムめっき鋼板としては、めっき層／下地鋼の界面に厚さ０.１μｍ以上のＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層が形成されている溶融アルミニウムめっき鋼板が好ましい。Ｎ：０.００２〜０.０２０質量％を含む鋼材を下地鋼とし、下地鋼と溶融アルミニウムめっき層の界面にＮ：３.０原子％以上のＮ濃縮層が形成されているめっき鋼板も好適な被接合材である。相手材のアルミニウム材料は好ましくはＦｅ含有量が０.１質量％以下に規制され、必要に応じてＭｇ：０.１〜.６.０質量％，Ｓｉ：３.０質量％以下を含むアルミニウム合金が使用される。

先端にアールをつけた電極を用いて溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム材料を通電加熱するとき、電極中心部が最も高い温度に加熱され、電極周辺に向かうほど温度が低くなる。この温度勾配に応じ、電極中心部に相当する部分ではＡｌ-Ｆｅ二元合金層が生成するが、電極中心部から遠ざかるほどＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成が少なくなり、合金層消失域をもつナゲットが形成される。好適な温度勾配を与える電極としては、たとえばアール：５〜３００ｍｍを先端につけた電極が使用される。

溶融アルミニウムめっき鋼板／アルミニウム板のスポット溶接に際しては、溶融アルミニウムめっき鋼板１，アルミニウム材料２を重ね合わせて電極３で押さえ込み、たとえば３ｋＮ程度の加圧条件下、溶接電流：１５〜２５ｋＡ，通電時間：３〜４０サイクルで通電する。通電による発熱で接合部のアルミニウム材料２，溶融アルミニウムめっき層４が溶融し、相互拡散反応によって融合する。

下地鋼５／めっき層４の界面に生成しているＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層６から溶融ＡｌにＦｅ，Ｓｉが溶け込み、接合界面ではＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層６が消失する。下地鋼５から溶融Ａｌに溶け込むＦｅもある。溶け込んだＦｅは溶接時の冷却過程で再析出し、脆弱なＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が接合界面に生成されがちである。このとき、鋼板／アルミニウム材料２の接合にみられるように、接合界面全域にＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が生成すると、継手強度が極端に低下したナゲット８が形成される（図１a）。他方、Ａｌ-Ｆｅ二元合金層７がナゲット８の全域まで成長しておらず、めっき層４が下地鋼５に直接密着した合金層消失域９が存在すると、この部分で接合状態が保たれる（図１b）。合金層消失域９が広がるほど、継手強度が高くなる。

本発明者等は、図１bの接合界面が得られる条件を種々調査・検討した結果、被接合材である溶融アルミニウムめっき鋼板のめっき層組成及び溶接時の通電条件が接合界面のＡｌ-Ｆｅ二元合金層生成に大きな影響を及ぼしていることを見出した。
Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％を含む溶融アルミニウムめっき層が形成されている溶融アルミニウムめっき鋼板をアルミニウム材料とスポット溶接で接合する場合、合金層消失域９のある接合界面が形成される。溶融アルミニウムめっき層のＳｉ，Ｆｅ濃度がＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成に及ぼす影響は、次のように推察される。

Ａｌ-Ｆｅ二元合金層７は、スポット溶接時の高温加熱で生成した溶融Ａｌに溶け込んだＦｅが冷却過程で再析出した結果である。溶融Ａｌに対するＦｅの溶込み量は、下地鋼／めっき層のＦｅの濃度勾配に影響され、濃度勾配が大きいほど（換言すれば、めっき層のＦｅ濃度が低いほど）多くなる。溶出したＦｅは、拡散係数が比較的小さいことから下地鋼の近傍に存在し、冷却過程で多量のＡｌ−Ｆｅ二元合金層７となって接合界面に再析出する。そこで、めっき層４のＦｅ濃度を予め高くしておくと、下地鋼５からめっき層４に溶け込むＦｅが少なくなり、結果としてＡｌ-Ｆｅ二元合金層７の生成が抑えられる。

めっき層４に含まれるＳｉは、Ｆｅに比較して拡散係数が大きく、スポット溶接時の高温加熱でＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層６から溶融Ａｌに容易に移行し、ナゲット８に分散される。そこで、めっき層４のＳｉ濃度を３〜１２質量％と高めに設定することにより、Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層６から溶融ＡｌへのＳｉ拡散を遅延させる。
溶融ＡｌへのＦｅ，Ｓｉの拡散は、一般的に高温になるほど活発に進行する。実際、過剰電力を投入した溶接部では接合界面全域にＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が厚く生成・成長するが、投入電力の低減に伴ってＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が薄くなる。したがって、溶接時の最高到達温度が電極中心部で高く、電極周辺に向けて低くなる温度勾配をつけることができれば、接合界面の中心ではＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が生成するものの、周辺ではＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が薄く、更には合金層消失域９のある接合界面となることが予想される。

本発明では、先端にアールをつけた電極を使用することにより、Ａｌ-Ｆｅ二元合金層７の生成抑制に有効な温度勾配を実現している。アールを付けた電極３をアルミニウム材料２に押し付けると、電極３の中心部はアルミニウム材料２に密着するが、周辺に向かうほどアルミニウム材料２／電極３の接触圧が低下する（図２）。アルミニウム材料２に対する電極３の接触状態に応じて、スポット溶接時の電流も電極３の中央部で多く、周辺部で少なく流れる。その結果、電極３の中心に当る部分でアルミニウム材料２が最も高温になり、周辺に向かって最高到達温度が低い温度分布が得られる。

電極３の周辺に当る接合部の最高到達温度が低下しているので、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層７の生成・成長が抑制され、合金層消失域９が生成する。最高到達温度が低い周辺部では、めっき層／下地鋼の界面にあるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６から溶融ＡｌへのＦｅ，Ｓｉ拡散が少なくなるので、溶接後にもＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６の一部が接合界面に残存する。これによっても、継手強度の向上が図られる。

下地鋼５から溶融ＡｌへのＦｅ拡散は、下地鋼／めっき層界面にＦｅ拡散防止層を形成することによっても抑えられる。Ｆｅ拡散防止層としては、本出願人が開発したブレージング用アルミニウムめっき鋼板（特許文献４）として本出願人が開発したＮ濃縮層が有効である。Ｎ濃縮層によって下地鋼５から溶融Ａｌに溶け込むＦｅが少なくなるので、接合界面に生成する脆弱なＡｌ-Ｆｅ二元合金層７が一層減少し、継手強度の高い接合構造体が得られる。
特開平9−228018号公報

めっき原板には、低炭素鋼，中炭素鋼，低合金鋼，ステンレス鋼等があり、用途に応じてＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ等を添加した鋼種が使用される。なかでも、Ａｌ-Ｆｅの相互拡散を抑制するＮを０.００２〜０.０２０質量％添加しためっき原板が好ましい。
めっき原板を溶融アルミニウムめっき浴に浸漬して引き上げると、めっき原板に随伴して溶融めっき浴から持ち上げられた溶融めっき金属が凝固して溶融アルミニウムめっき層を形成する。溶融アルミニウムめっき層の厚みは、引上げ直後の鋼帯に対するワイピングガス吹付け等の付着量制御によって調整されるが、厚膜にするほどＡｌ-Ｆｅ二元合金層の成長が遅延するので５μｍ以上にすることが好ましい。

接合強度の高い鋼／アルミニウムの接合構造体を得るため、溶融アルミニウムめっき層に含まれるＳｉ，Ｆｅ濃度を、下地鋼／溶融アルミニウムめっき層の界面に形成される合金層を含まない値としてそれぞれＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％に規制する。過剰量のＳｉを含むめっき層では溶融アルミニウムめっき鋼板の加工性が損なわれるので、Ｓｉ濃度の上限を１２質量％に規制している。溶接以外の特性向上が必要な場合、Ａｌ-Ｆｅの相互拡散反応に大きな影響を及ぼさないＴｉ，Ｓｒ，Ｂ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ等の元素を溶融アルミニウムめっき層に適宜含ませることができる。

Ｎ：０.００２〜０.０２０質量％を含む鋼板をめっき原板として溶融アルミニウムめっきした後、特定条件下で加熱処理すると溶融めっき時に生成した合金層と下地鋼の界面にＮ濃縮層が生成する。濃縮層のＮ含有量が３.０原子％以上になるとＡｌ-Ｆｅの相互拡散が著しく抑制され、鋼／アルミニウム接合構造体として好適な溶融アルミニウムめっき鋼板が得られる。Ｎ濃縮層によるＡｌ-Ｆｅの相互拡散抑制作用は、溶融めっき後の加熱処理条件を一定にすると下地鋼のＮ含有量が多くなるほど向上する。しかし、０.０２質量％を超える過剰量のＮを含む場合、めっき原板自体の製造性が低下する。

相手材のアルミニウム材料は、材質に特段の制約が加わるものではないが、展伸材である限り大半のアルミニウム又はアルミニウム合金を使用できる。アルミニウム材料に含まれるＦｅも、溶融アルミニウムめっき層と同様にＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成・成長を抑制する作用を呈するが、下地鋼／溶融アルミニウムめっき層の界面反応であるＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成・成長に関しては溶融アルミニウムめっき層中のＦｅに比較して遥かに影響が小さい。したがって、アルミニウム材料自体の耐食性，加工性等を考慮してアルミニウム材料のＦｅ濃度を１.０質量％以下に規制することが好ましい。

アルミニウム合金は、３.０質量％以下，特に１質量％前後のＳｉ及び０.１〜１.５質量％のＭｇを添加し、時効処理等の熱処理で微細なＭｇ₂Ｓｉを析出させると必要強度が付与される。Ｍｇ₂Ｓｉ析出による強度向上を図る上では、Ｓｉ含有量の下限を０.１質量％に設定することが好ましい。１.５〜６.０質量％のＭｇを添加すると、固溶強化によっても高い強度が得られる。このような効果は０.１〜６.０質量％のＭｇ，３.０質量％以下のＳｉでみられ、要求強度に応じてＭｇ，Ｓｉ含有量が定められる。しかし、６.０質量％を超える過剰量のＭｇが含まれるとスポット溶接時に欠陥が発生しやすくなり、３.０質量％を超える過剰量のＳｉが含まれるとアルミニウムマトリックスに粗大な析出物又は晶出物が生成して接合強度が低下する場合がある。

接合構造体は、所定サイズに裁断された溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム材料を重ね合わせ、所定ピッチでスポット溶接することにより製造される。溶接電流，通電時間の組合せにより溶接条件が定められるが、適正な溶融アルミニウムめっき層組成の場合、溶接電流の増加に応じて接合強度が高くなる傾向を示す。電極先端Ｒが７５ｍｍの銅合金チップを用いて溶接電流：２５ｋＡ，通電時間：１２サイクルの条件でスポット溶接すると、４ｋＮを超える良好な引張剪断強度が得られる。

スポット溶接時に接合界面の温度を直接測定することは困難であるが、アルミニウム合金板側に形成されるナゲット（アルミニウム合金の溶融部）と溶融アルミニウムめっき鋼板母材の熱影響部を観察することで接合界面の溶接中温度を推定できる。ナゲットの断面を観察すると、溶融部はナゲットの中心部で最も大きく外周になるほど小さくなっている。溶融アルミニウムめっき鋼板側でも、熱影響を受けた領域はナゲットの中心で最も大きく、外周になるほど小さくなっている。

アルミニウム合金板の溶融部，溶融アルミニウムめっき鋼板の熱影響部のナゲットの半径方向に沿った量的変化は、ナゲットの中心部ほど高温に長時間保持されていることを意味する。ナゲット中心部の加熱状態は、スポット溶接に用いる電極の先端アールによって大きな影響を受ける。そこで、先端アールが種々異なる電極を用いたスポット溶接で形成されたナゲットについて、ナゲット中心からの距離と最高到達温度との関係を調査した。

調査結果は、先端アールの小さな電極を使用するほどナゲット中心から離れるに従って最高到達温度が急激に低下することを示している（図３上）。Ａｌ-Ｆｅ二元合金層の生成量も、ナゲットの半径方向に関する温度分布に対応し、先端アールの小さな電極を使用するほどＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成量がナゲットの半径方向に沿って急激に減少する傾向が示された（図３下）。Ａｌ-Ｆｅ二元合金層の生成量に及ぼすナゲットの先端アールの影響から、適正な先端アールをもつ電極を用いてスポット溶接することにより、ナゲット中心部からナゲット外周部にかけて合金層消失域が形成されることが判る。

Ｃ：０.０４質量％，Ｓｉ：０.０１質量％，Ｍｎ：０.２０質量％，Ｐ：０.０１質量％，Ｓ：０.００７質量％，Ａｌ：０.０１０質量％，Ｎ：１２０ｐｐｍを含む板厚１.０ｍｍの冷延鋼板にＳｉ：９.２質量％，Ｆｅ：１.８質量％を含む膜厚：２０μｍの溶融アルミニウムめっき層を形成した後、４５０℃×１５時間のポスト加熱で下地鋼／めっき層界面にＮを５原子％濃化させた溶融アルミニウムめっき鋼板を一方の被接合材に使用した。該溶融アルミニウムめっき鋼板では、Ａｌ−１０.９質量％Ｓｉ−３５.８質量％ＦｅのＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層が下地鋼／めっき層界面に生成していた。

相手材には、Ｓｉ：０.１１質量％，Ｆｅ：０.２５質量％，Ｍｇ：５.５２質量％，Ｃｕ：０.３５質量％，Ｃｒ：０.０２質量％，Ｚｎ：０.０１質量％，残部Ａｌで板厚１.０ｍｍのアルミニウム合金板を使用した。
溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム合金板から切り出した試験片を脱脂・洗浄した後、重ね合わせてスポット溶接用の電極間に挟み込み、３ｋＮの圧力を加えた。先端アールが４，１０，７５，２００ｍｍと異なる４種類の銅合金チップ（径：１６ｍｍ）を電極３に使用し、最大溶接電流２５ｋＡ，周波数６０Ｈｚ，サイクル数１２でスポット溶接した。

スポット溶接で形成された接合界面を観察し、Ａｌ-Ｆｅ二元合金層，Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層の生成状況を調査した。接合界面の観察結果を画像処理し、ナゲット中心から１ｍｍごとの同心円を横切るＡｌ-Ｆｅ二元合金層からＡｌ-Ｆｅ二元合金層の線分比を算出した。算出した線分比でＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成量を評価した。
図３に示すように、電極先端のアールが小さくなるほど最高到達温度の低いナゲット外周部が幅広くなり、それに伴ってＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成域がナゲット中心部に限られた。先端アールが４ｍｍと小さな電極を用いてスポット溶接した場合、ナゲット中心から２ｍｍ以上のナゲット外周側にＡｌ-Ｆｅ二元合金層がほとんど生成しておらず、一部にＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層が検出される合金層消失域となっていた。

他方、先端アールが２００ｍｍと大きな電極を使用した場合、溶接電流の電極中心への集中が少ないため、Ａｌ-Ｆｅ二元合金層の線分比が９８％と高い値を示した。
次いで、各接合構造体から試験片を切り出し、剪断試験によって継手強度を測定した。先端アール：２００ｍｍの電極を用いたスポット溶接で得られた接合構造体では、２.２ｋＮの剪断力で溶融アルミニウムめっき鋼板からアルミニウム材料に分離し、溶融アルミニウムめっき鋼板の接合部にアルミニウム材料の痕跡が検出されなかった。他方、先端アールが小さい電極を用いたスポット溶接で得られた接合構造体では、２.６ｋＮ以上の高い剪断強度を呈し、母材破断するものもあった。（表１）

Ｃ：０.０５質量％，Ｓｉ：０.１質量％，Ｍｎ：０.２５質量％，Ｐ：０.０１２質量％，Ｓ：０.００６質量％，Ａｌ：０.００６質量％を含む冷延鋼板を溶融アルミニウムめっきした。溶融アルミニウムめっきでは、溶融アルミニウムめっき層のＳｉ含有量が１.８質量%，５.５質量%，９.２質量%の三水準、Ｆｅ含有量が０.２〜０.３質量%，０.８〜０.９質量%，１.８〜２.２質量%，４.２〜４.６質量%，５.７〜６.１質量%の五水準、厚みが２５〜３０μｍとなるように溶融アルミニウム浴の組成，溶融めっき条件を調整した。

相手材には、Ｓｉ：１.２１質量％，Ｆｅ：０.３７質量％，Ｍｇ：０.７質量％，Ｃｕ：０.０２質量％，Ｚｎ：０.０１質量％，Ａｌ：残部で板厚１.０ｍｍのアルミニウム合金板を使用した。
溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム合金板から切り出した試験片を脱脂・洗浄した後、交流スポット溶接機（６０Ｈｚ）でスポット溶接した。溶接条件としては、先端アール：７５ｍｍの銅合金チップを電極に用い、溶接電流を２１ｋＡ，通電時間を１２サイクルに設定した。

作製された接合構造体の接合強度を引張り剪断試験及び十字引張試験で測定した。
表２の試験結果にみられるように、溶融アルミニウムめっき層のＳｉ，Ｆｅ濃度が適正範囲（Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％）に維持されると、引張り剪断強度：２.４ｋＮ以上，十字引張り強度：１.３ｋＮ以上と高い接合強度をもつ接合構造体が得られた。

他方、溶融アルミニウムめっき層のＳｉ，Ｆｅ濃度が低いとＡｌ-Ｆｅ二元合金層の線分率が高くなり、引張り剪断強度：２.４ｋＮ以下，十字引張り強度：０.９ｋＮと接合強度が低下した。引張試験で破断した接合界面を観察すると、連続的な割れが中心部まで合金層間に発生しており、接合界面全域にあるＡｌ-Ｆｅ二元合金層によって接合強度が低下することが確認された。

また、溶融アルミニウムめっき層と下地鋼との界面にあるＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層の厚さの影響を調査するため、Ｓｉ：９.２質量％，Ｆｅ：２.２質量％の溶融アルミニウムめっき浴を用いて製造された溶融アルミニウムめっき鋼板について、溶融めっき後の冷却速度を-４０℃／秒以上と大きくすることによりＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層の厚みを０.０８μｍに調整した。この場合、Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層の厚みが目標値０.１μｍに達していないので、スポット溶接時にＡｌ-Ｆｅ二元合金層が生成しやすく、結果として引張り剪断強度：２.６ｋＮ，十字引張り強度：１.１ｋＮと接合強度が低下する傾向にあった。

以上に説明したように、先端にアールをつけた電極を用いて溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム材料をスポット溶接するとき、電極中心から周辺に向けた接合部の温度分布がＡｌ-Ｆｅ二元合金層の生成抑制に効果的な温度勾配をもち、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層のない合金層消失域をもつ接合界面が形成される。合金層消失域の一部に、継手強度の向上に有効なＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層が残存・生成することもある。そのため、鋼材，アルミニウム材料が強固に接合され、アルミニウム材料，鋼材の長所を活かした接合構造体として、車輌構造体，熱交換器等、種々の構造部材に使用される。

スポット溶接した普通鋼鋼板／アルミニウム合金板（a）と溶融アルミニウムめっき鋼板／アルミニウム合金板（b）の接合界面に生成するＡｌ−Ｆｅ二元合金層を対比した模式図 先端アールをもつ電極を用いて溶融アルミニウムめっき鋼板，アルミニウム材料をスポット溶接する概念図及び接合部の温度分布を示すグラフ 接合部の最高到達温度，Ａｌ-Ｆｅ二元合金層生成量が電極の先端アールに応じて異なることを示すグラフ

符号の説明

１：溶融アルミニウムめっき鋼板 ２：アルミニウム材料 ３：電極 ４：溶融アルミニウムめっき層 ５：下地鋼 ６：Ａｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層 ７：Ａｌ-Ｆｅ二元合金層 ８：ナゲット ９：合金層消失域

Claims (3)

1. Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０.５〜５質量％，残部：実質的にＡｌのめっき層が形成された溶融アルミニウムめっき鋼板にアルミニウム又はアルミニウム合金を重ね合わせ、アールを先端につけた電極で溶融アルミニウムめっき鋼板及びアルミニウム又はアルミニウム合金を加圧し、スポット溶接することを特徴とする鋼／アルミニウム接合構造体の製造方法。
2. めっき層／下地鋼の界面に厚さ０.１μｍ以上のＡｌ-Ｆｅ-Ｓｉ三元合金層が形成されている溶融アルミニウムめっき鋼板を使用する請求項１記載の製造方法。
3. ナゲット中心部からナゲット外周部にかけて合金層消失域が形成される条件下でスポット溶接する請求項１又は２記載の製造方法。

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