JP2007275981A

JP2007275981A - 接合構造体

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Publication number: JP2007275981A
Application number: JP2006109220A
Authority: JP
Inventors: Seiji Sasabe; 誠二笹部; Satoru Iwase; 哲岩瀬
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd; Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 2006-04-11
Filing date: 2006-04-11
Publication date: 2007-10-25
Anticipated expiration: 2026-04-11
Also published as: JP4857013B2

Abstract

【課題】ミグ溶接時に、冷却後の接合界面に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成することを抑制し、接合強度を向上させた鋼／アルミニウムの接合構造体を提供する。
【解決手段】
下地鋼板５の表面に溶融アルミニウムめっき層４が形成された溶融アルミニウムめっき鋼板１に、アルミニウム又はアルミニウム合金材２をミグ溶接にて重ね隅肉溶接した接合構造体である。溶融アルミニウムめっき層４がＳｉ：３乃至１２質量％、Ｆｅ：０．５乃至５質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物の組成を有する。また、鋼板と溶接金属部との接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層７の割合が面積比９５％以下であり、下地鋼板５と溶融アルミニウムめっき層４との界面に生じているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６と前記接合界面のＦｅ−Ａｌ二元合金層７との間に合金層消失域９が存在している。
【選択図】図１

Description

本発明は、溶融アルミニウムめっきされた鋼材にアルミニウム又はアルミニウム合金材（以下、アルミニウム材という）をミグ溶接にて重ね隅肉溶接した接合構造体に関し、特に、アルミニウム材料の優れた軽量性及び耐食性と鋼材の優れた機械強度とを兼ね備えた鋼／アルミニウムの接合構造体に関する。

アルミニウム又は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われ、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接合するとき、厚肉化の要なく必要強度がえられる。

従前、アルミニウム材と鋼材との接合には、ボルトナット、リベット、嵌め合わせなどの機械的接合法が採用されてきたが、機械的接合法では優れた強度の継手を得にくく、生産性も低い。これに対し、アルミニウム材／鋼材の溶接接合が可能になると、機械的接合法に比較して生産性が格段に高く、良好な特性を持つ鋼材／アルミニウム材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とアルミニウム材とを接合すると、非常に脆弱な金属間化合物が接合界面に多量生成し接合強度が著しく低下する。

金属間化合物は、鋼材と、アルミニウム材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及び時間等を摩擦溶接時に適正管理することによりその生成を抑制している。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。

そこで、スポット溶接及びミグ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に抵抗溶接する方法を、特許文献３ではミグ溶接する方法を提案している。

特開２００３−３３８８５号公報特開平６−３９５８８号公報特開２００３−２１１２７０号公報特開２００３−１４５２７８号公報ＷＯ２００５／０３０４２４号公報

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、接合界面はミグ溶接時のアーク熱により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などが拡散するが、溶接時の冷却過程でＦｅが再析出し、拡散係数の大きなＳｉはめっき層全体に分散される。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溶接金属が検出され、接合強度も著しく低い。

接合強度に及ぼすＡｌ−Ｆｅ二元合金層の悪影響を抑制するため、特許文献４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めっき鋼板に偏らせる方法を採用しており、また特許文献３ではパルスミグ溶接を用いて鋼材側への溶け込みを抑制したりするなどがあるが、依然として金属間化合物の多量生成が避けられない。

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、ミグ溶接時に、冷却後の接合界面に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成することを抑制し、接合強度を向上させた鋼／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。

本発明に係る接合構造体は、溶融アルミニウムめっきされた鋼材にアルミニウム又はアルミニウム合金材をミグ溶接にて重ね隅肉溶接した接合構造体であり、前記鋼材の溶融アルミニウムめっき層がＳｉ：３乃至１２質量％、Ｆｅ：０．５乃至５質量％、残部が実質的にＡｌ及び不可避的不純物の組成を有し、鋼材と溶接金属部との接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の割合が面積比９５％以下であり、下地鋼材と溶融アルミニウムめっき層との界面に生じているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層と前記接合界面のＦｅ−Ａｌ二元合金層との間に合金層消失域が存在していることを特徴とする。

この接合構造体において、前記溶融アルミニウムめっき鋼材がＮ：０．００２乃至０．０２０質量％を含む鋼材を下地鋼材とし、下地鋼材と溶融アルミニウムめっき層との界面にＮ：３．０原子％以上のＮ濃縮層が形成されていることが好ましい。

更に、前記アルミニウム又はアルミニウム合金材のＦｅ含有量が１．０質量％以下であることが好ましい。

更にまた、前記アルミニウム又はアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．１乃至６．０質量％、Ｓｉ：３．０％以下を含有するアルミニウム合金であることが好ましい。

本願発明者等が、ミグ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、溶融アルミニウムめっき層のＦｅ，Ｓｉ濃度を適正に管理することにより、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の悪影響を抑制し、接合強度が高い鋼／アルミニウムの接合構造体を得ることができることを見出した。本発明は、このような観点にたって完成されたものである。

本発明によれば、鋼材とアルミニウム材との接合界面全域に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成してしまうことを防止でき、脚長方向中央部の接合界面に局部的に生成するＡｌ−Ｆｅ二元合金層の脚長方向両側には合金層消失域を形成することができ、この合金層消失域にてアルミニウム材と鋼材とを直接接合することができる。例えば、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の割合を面積比で９５％以下に抑制することができる。このため、鋼材とアルミニウム材とをＡｌ−Ｆｅ二元合金層を介することなく直接接合されるので、鋼材とアルミニウム材とを強固に接合することができる。

以下、本発明の実施形態について添付の図面を参照して説明する。図１（ｂ）は、本実施形態において、鋼板５の表面に溶融アルミニウムめっき層４が形成された溶融アルミニウムめっき鋼板１とアルミニウム板２とをＭＩＧ（ミグ）溶接により重ね隅肉溶接した場合の溶接部近傍を示す断面図、図１（ａ）は鋼板５とアルミニウム板２とをミグ溶接した場合の溶接部近傍を示す断面図である。溶融アルミニウムめっき鋼板１とアルミニウム板とのミグ溶接に際しては、溶融アルミニウムめっき鋼板１と、アルミニウム板２とをある重ね代をもって重ね合わせ、その隅肉開先部を、例えば、溶接電流５０Ａ、溶接電圧１０Ｖ、溶接速度５０ｃｍ／分の条件で連続的に線接合する。これにより、アーク熱で、接合部のアルミニウム板２及び溶融アルミニウムめっき層４が溶融し、相互拡散によって融合した後、固化して接合される。

下地鋼板５とめっき層４と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。そして、下地鋼版５から溶融Ａｌに溶け込むＦｅもある。この溶け込んだ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５とアルミニウム材２との接合にみられるように、接合強度が極端に低下する脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が形成される（図１（ａ））。他方、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層７が脚長８の全域まで成長しておらず、溶接金属部３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１（ｂ））。合金層消失域９が広がるほど、接合強度が高くなる。

本発明者等は、図１（ｂ）のような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１のめっき層４の組成が接合界面のＡｌ−Ｆｅ二元合金層７の生成に大きな影響を及ぼしていることを見出した。即ち、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にミグ溶接する場合、合金層消失域９のある接合界面が生成され、接合強度が向上する。

溶融アルミニウムめっき層４のＳｉ，Ｆｅ濃度がＡｌ−Ｆｅ二元合金層７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、ミグ溶接時の高温のアーク熱で生成した溶融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の溶け込み量は、下地鋼板５とめっき層４における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、下地鋼板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の生成が抑制される。

実際、めっき層４のＦｅ濃度が０．５質量％以上になると、後述の実施例でも見られるように、脚長方向の接合界面中心部ではＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成するものの、中心部に比較して温度の低い周辺部ではＦｅの溶け込みが抑えられ、合金層消失域９が形成される。しかし、Ｆｅ濃度が５質量％を超えると、かえって接合強度が低下し、耐食性及び加工性等の溶融アルミニウムめっき層４の本来の特性にも悪影響を及ぼすので好ましくない。

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、ミグ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、めっき層４の全体に分散される。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、接合界面を除く箇所で下地鋼板５に対するめっき層４の密着性を確保する。また、Ｓｉ濃度の増加に応じてＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が減少する傾向が現れ、結果として接合強度も向上する。

下地鋼板５から溶融ＡｌへのＦｅ拡散は、下地鋼板５とめっき層４との界面に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、本出願人が出願（特許文献５）した抵抗スポット溶接構造体としてのアルミニウムめっき鋼板のＮ濃縮層が有効である。Ｎ濃縮層によって下地鋼板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、接合強度が高い接合構造体が得られる。

次に、溶融アルミニウムめっきについて説明する。めっき原板には低炭素鋼、中炭素鋼、低合金鋼等があり、用途に応じてＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｌ等を添加した鋼種が使用される。なかでも、Ａｌ−Ｆｅの相互拡散作用を抑制するＮを０．００２〜０．０２０質量％添加しためっき原板が好ましい。Ｎ添加鋼をめっき原板に使用する場合、有効Ｎ量を確保するため、Ａｌ含有量を０．０３質量％以下に規制する。

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めっき浴から持ち上げられた溶融めっき金属が凝固し、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さは、引き上げ直後の鋼帯に対するワイピングガスの吹き付け等の付着量制御によって調整され、厚膜にするほどＡｌ−Ｆｅ二元合金層の成長が遅延されるが、良好な加工性を確保する上で、溶融アルミニム合金めっき層の厚さは５〜５０μｍの範囲で選定することが好ましい。接合強度が高い鋼板とアルミニウム材との接合構造体を得るためには、溶融アルミニウムめっき層４に含まれるＳｉ，Ｆｅの含有量を夫々Ｓｉ：３乃至１２質量％、Ｆｅ：０．５乃至５質量％に規制する。ここでいうＳｉ及びＦｅの含有量は、下地鋼板５と溶融アルミニウムめっき層４の界面に形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６を含まない部分の含有量である。

Ｎ：０．００２乃至０．０２０質量％を含む鋼板５をめっき原板として溶融アルミニウムめっき層４を形成した後、特定条件下で加熱処理すると、溶融めっき時に生成したＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ合金層６と下地鋼板５との界面に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／アルミニウムの接合構造体として好適な溶融アルミニウムめっき鋼板１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、下地鋼板５のＮ含有量が多くなるほど向上する。しかし、鋼板５が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２及び適用するアルミニウム溶加材は、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２に含まれるＦｅも、溶融アルミニウムめっき層４と同様にＡｌ−Ｆｅ二元合金層７の生成・成長を抑制する作用を呈するが、下地鋼板５と溶融アルミニウムめっき層４との界面反応であるＡｌ−Ｆｅ二元合金層７の生成・成長に関しては溶融アルミニウムめっき層４中のＦｅに比較して遥かに少ない。従って、アルミニウム材自体の耐食性及び加工性等を考慮してアルミニウム材のＦｅ濃度を１．０質量％以下に規制することが好ましい。また、溶加材の影響はＡｌ−Ｆｅ２元合金層７の生成・成長に影響無しとしないが、その影響はめっき層自体と比較すると、少ない。

被接合材であるアルミニウム合金材２は、３．０質量％以下、特に１質量％前後のＳｉ及び０．１乃至１．５質量％のＭｇを添加し、時効処理等の熱処理で微細なＭｇ_２Ｓｉを析出させると、必要強度が付与されるため好ましい。Ｍｇ_２Ｓｉ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。また、１．５乃至６質量％のＭｇを添加すると、固溶体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乃至６．０質量％のＭｇ、及び３．０質量％以下のＳｉを含有するアルミニウム合金材２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質量％を超える過剰量のＭｇが含まれると、ミグ溶接時に欠陥が発生しやすくなり、３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１及びアルミニウム材２を重ね、その端部の隅肉開先をミグ溶接することにより製造される。溶接電流、アーク電圧及び溶接速度等により溶接条件が定められるが、例えば、直径が１．２ｍｍの溶加材で、溶接電流５０Ａ，溶接電圧１０Ｖ，及び溶接速度５０ｃｍ／分で溶接すると、概略２００Ｎ／ｍｍ以上の良好な引張せん断強度が得られる。

次に、本発明の効果を実証するための実施例・比較例について説明する。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を含み、板厚が１．０ｍｍの冷延鋼板に、Ｓｉ：９．２質量％、Ｆｅ：１．８質量％を含み、板厚が２０μｍの溶融アルミニウムめっき層を形成した後、４５０℃に１５時間のポスト加熱で、下地鋼板５とめっき層４との界面に、Ｎを５原子％濃化させた溶融アルミニウムめっき鋼板１を一方の被接合材に使用した。溶融アルミニウムめっき鋼板１では、Ａｌ−１０．９質量％Ｓｉ−３５．８質量％ＦｅのＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６が下地鋼板５とめっき層４との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及び不可避的不純物で、板厚が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１及びアルミニウム合金板２から切出した試験片を、脱脂・洗浄した後、重ねてその隅肉開先部をＡ５５５４ＷＹ−１．２ｍｍ直径の溶加材を用いて、溶接電流５０Ａ，溶接電圧１０Ｖ，溶接速度５０ｃｍ／分でミグ溶接した。

鋼板５とアルミニウム材２との接合界面部の脚長方向の端部及び中央部に観察点をとって観察し、接合界面にある合金層をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）・ＥＤＸ（８４０Ａ、日本電子株式会社製）で定量した。

図２及び図３の観察結果に見られるように、溶接入熱量の少ない溶接速度が１００ｃｍ／分の場合の断面には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６は、脚長中央部及び端部のいずれにおいてもその一部が溶融Ａｌに拡散していた。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６のＳｉ濃度は脚長端部で３．２質量％、中央部で１．４質量％に低下し、Ｆｅ濃度は端部では殆ど変わらず、中央部で若干増加していた。

通常、一般の溶接入熱量となる溶接速度５０ｃｍ／分の場合の断面には、端部のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６がほぼ完全に消失しており、溶融ＡｌにＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６が溶出したことがわかる。他方、中央部では、Ａｌ−Ｆｅ二元系合金層７が検出された。このＡｌ−Ｆｅ二元系合金層７は、Ｓｉ濃度が０．７質量％と低く、Ｆｅ濃度が４２．０質量％と高いことから、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６が消失した後に、新たに生成したＡｌ−Ｆｅ二元合金層７である。

通常よりやや多目の溶接入熱量となる溶接速度２５ｃｍ／分の場合では、脚長方向端部の接合界面に合金層は殆ど検出されなかったが、中央部の接合界面にはＳｉ濃度０．５質量％、Ｆｅ濃度４７質量％のＡｌ−Ｆｅ二元合金層が厚く成長していた。

ミグ溶接で形成された接合部は、その接合界面の端部にＡｌ−Ｆｅ二元合金層７がないため、ミグ溶接で形成された接合部は、中央部のＡｌ−Ｆｅ二元合金層７を合金層消失域で挟み込み、更にその外側をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６で挟み込んだ接合界面を持つ継手となる。

接合界面における脚長量、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の幅、合金層消失域の幅は、高速度溶接による極端な低入熱条件でない通常の条件では、入熱の増加にともなって、脚長量、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層ともに増加するので、合金層消失域はほぼ安定的に存在することになる。従って、引張せん断試験で評価した接合強度も、２００Ｎ／ｍｍ^２以上の高い引張せん断強度であり、アルミニウム材同士の継手強度と同等又はそれ以上の満足できる値が得られた。

継手の接合評価には引張せん断強度が通常用いられるが、剥離方向に弱い金属間化合物が接合界面に発生しやすい異種金属接合継手では、剥離方向に沿った接合強度を測定することにより継手としての工業的な適用可能性を判断できる。図４に示すピール剥離試験により剥離方向に沿った接合強度を調査すると、２０Ｎ／ｍｍ以上の剥離強度がられ、アルミニウム材料同士を接合した継手と同等以上の値が得られた。

比較のため、Ｆｅ濃度が０．３質量％と少ないめっき層を形成した溶融アルミニウムめっき鋼板を同様な条件下でアルミニウム材にミグ溶接したところ、接合界面全域にわたってＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成した。そのため、引張せん断強度が１００Ｎ／ｍｍと著しく低く、ピール強度も５Ｎ／ｍｍ程度の低い値しか得られず、実用に供し得ない接合構造体であった。Ｆｅ濃度が６．１質量％と多いめっき層を形成した溶融アルミニウムめっき鋼板１を被接合材に使用した場合でも、引張せん断強度２００Ｎ／ｍｍ以上、ピール剥離強度２０Ｎ／ｍｍ以上の接合界面を形成できなかった。

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％の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、めっき層のＳｉ含有量が：１．８質量％、３．５質量％、９．２質量％、１５．６質量％の４水準、Ｆｅ含有量が０．２〜０．３質量％、０．７〜０．９質量％、１．８〜２．３質量％、３．９〜４．５質量％，５．５〜６．１質量％の５水準となるように溶融めっき浴の組成及びめっき条件を調整した。

相手材のアルミニウム材には、Ｓｉ：０．１０質量％、Ｆｅ：０．２２質量％、Ｍｇ：２．６７質量％、Ｃｕ：０．０１質量％、Ｃｒ：０．１９質量％、Ｍｎ：０．０２質量％、Ｚｎ：０．０１質量％、残部Ａｌ及び不可避的不純物で、板厚１．０ｍｍのアルミニウム合金板と、Ｓｉ：０．９質量％、Ｆｅ：０．０８質量％、Ｍｇ：０．５５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％、Ｃｒ：０．０１質量％、Ｍｎ：０．０２質量％、Ｚｎ：０．０１質量％、残部Ａｌ及び不可避的不純物で板厚１．０ｍｍのアルミニウム合金板の２種類を使用した。

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出した試験片を脱脂・洗浄した後、重ねてその隅肉開先部をＡ５５５４ＷＹ−１．２ｍｍ直径及びＡ４０４３ＷＹ−１．２ｍｍ直径の２種類の溶加材を用いて、溶接電流５０Ａ，溶接電圧１０Ｖ，溶接速度５０ｃｍ／分でミグ溶接した。

ミグ溶接で作製された鋼／アルミニウムの接合構造体を引張せん断試験、ピール剥離試験に供し、接合強度を測定した。

下記表１は測定結果を示す。表１に示すように、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％）に維持されていると引張せん断強度：２００Ｎ／ｍｍ以上、ピール剥離強度：２０Ｎ／ｍｍ以上の高い接合強度が得られた。

これに対し、Ｓｉ，Ｆｅ濃度が低いと、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の占有面積率が大きくなり、引張せん断強度：２００Ｎ／ｍｍ以上、ピール剥離強度：２０Ｎ／ｍｍに達しなかった。引張試験で破断した接合界面を観察すると、合金層間に連続的な割れが発生しており、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層が接合強度を低下させていることがわかった。

他方、Ｓｉ，Ｆｅ濃度が高すぎると、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の占有面積率は小さいものの、接合強度は低い値を示した。この場合の接合強度の低下は、溶接部のＳｉ，Ｆｅ濃度が高すぎることにより脆性的な破壊が生じた結果と推定される。

相手材として、Ｍｇ，Ｓｉ，Ａｌ含有量が種々異なるアルミニウム合金板を使用する以外は、実施例１と同じ条件下でＳｉ：９．２質量％、Ｆｅ：４．１質量％の溶融アルミニウムめっき層が形成されためっき鋼板とミグ溶接した。得られた鋼板とアルミニウム材との接合構造体を引張せん断試験、ピール剥離試験に供し、接合強度を測定した。

下記表２は測定結果を示す。表２にみられるように、Ｍｇ，Ｓｉ含有量を夫々０．１〜６．０質量％，３．０質量％以下の範囲に維持したアルミニウム合金板を使用したとき、引張せん断強度、ピール剥離強度が一層高い接合構造体であった。接合構造体の接合強度はアルミニウム合金板のＦｅ含有量にも影響され、Ｆｅ含有量を１．０質量％以下に規制することによって、引張せん断強度：２００Ｎ／ｍｍ以上、ピール剥離強度：２０Ｎ／ｍｍ以上が確保された。

以上に説明したように、本発明の接合構造体は、鋼材とアルミニウム材とが強固に接合され、アルミニウム材と鋼材の長所を活かした接合構造体として、車両構造体及び熱交換器等、種々の構造部材に使用される。

（ａ）はミグ溶接した普通鋼鋼板／アルミニウム合金板、（ｂ）は溶融アルミニウムめっき鋼板とアルミニウム合金板と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である。脚長と、合金層消失域の長さと、Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の長さとの溶接速度による変化を示すグラフ図である。下地鋼板とめっき層との界面にＮ濃縮層がある溶融アルミニウムめっき鋼板をアルミニウム合金板にミグ溶接したときに形成される接合界面における溶接金属部断面を溶接速度との関係で模式的に示した図である。ピール剥離試験方法を示す図である。

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
３：溶接金属部
４：溶融アルミニウムめっき層
５：下地鋼板
６：Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層
７：Ａｌ−Ｆｅ二元合金層
８：脚長
９：合金層消失域

Claims

溶融アルミニウムめっきされた鋼材にアルミニウム又はアルミニウム合金材をミグ溶接にて重ね隅肉溶接した接合構造体であり、前記鋼材の溶融アルミニウムめっき層がＳｉ：３乃至１２質量％、Ｆｅ：０．５乃至５質量％、残部がＡｌ及び不可避的不純物の組成を有し、鋼材と溶接金属部との接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の割合が面積比９５％以下であり、下地鋼材と溶融アルミニウムめっき層との界面に生じているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層と前記接合界面のＦｅ−Ａｌ二元合金層との間に合金層消失域が存在していることを特徴とする接合構造体。
溶融アルミニウムめっき鋼材がＮ：０．００２乃至０．０２０質量％を含む鋼材を下地鋼材とし、下地鋼材と溶融アルミニウムめっき層との界面にＮ：３．０原子％以上のＮ濃縮層が形成されていることを特徴とする請求項１に記載の接合構造体。
前記アルミニウム又はアルミニウム合金材のＦｅ含有量が１．０質量％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の接合構造体。
前記アルミニウム又はアルミニウム合金材は、Ｍｇ：０．１乃至６．０質量％、Ｓｉ：３．０％以下を含有するアルミニウム合金であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の接合構造体。