JP2009269071A - マグネシウム合金と鋼の異種金属接合方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｆｅ−Ｍｇ二元状態図が二相分離型を示し、直接的な接合が冶金的なには困難なマグネシウム合金と鋼との組合せにおいても、強固な接合が可能な異種金属接合方法を提供すること。
【解決手段】マグネシウム合金材と鋼材を接合するに当たり、鋼材として亜鉛（金属Ｍ）めっきを施した亜鉛めっき鋼板２を、マグネシウム合金材としてＡｌ含有マグネシウム合金材１を使用すると共に、接合に際して、ＭｇとＺｎの共晶溶融を生じさせて酸化皮膜１ｆや不純物などを接合界面から排出すると共に、Ａｌ−Ｍｇ系とＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物を生成させ、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３とが混在する複合組織を備えた化合物層３を介して両材料１，２の新生面同士を接合する。
【選択図】図３

Description

本発明は、接合面に酸化皮膜が存在し、しかも直接的な接合が冶金的に困難な異種金属材料であるマグネシウム合金と鋼との接合方法に関するものである。

異種金属材料、例えばマグネシウム合金材と鋼材とを組合せて接合する場合、マグネシウム合金材の表面には酸化皮膜が存在し、さらに接合時の加熱過程で鋼表面の酸化皮膜が成長することから、大気中での接合が困難となる。
また、Ｆｅ−Ｍｇ二元状態図は二相分離型を示し、互いの固溶限も非常に小さいことから、これら金属を主成分とする上記材料同士を直接接合することは、冶金的に極めて困難である。

そこで、従来、このようなマグネシウム系材料と鋼の異種金属材料を組合せて使用する場合には、ボルトやリベット等による機械的締結によっていた（例えば、特許文献１参照）。
特開２０００−２７２５４１号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載の方法においては、接合に用いる部品点数が増加することから、接合部材の重量やコストが増加する点に問題があった。

本発明は、このようなマグネシウム系材料と鋼との接合における上記課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、冶金的な接合が直接的には困難なマグネシウム合金と鋼との組合せにおいても、強固な接合が可能な異種金属接合方法を提供することにある。

本発明者らは、上記目的の達成に向けて、鋭意検討を重ねた結果、被接合材であるマグネシウム合金材と鋼材の間に第３の材料を介在させ、両材料の少なくとも一方との間に共晶反応を生じさせることによって、比較的低温度で酸化皮膜を接合界面から除去することができることを見出した。また、被接合材の構成元素であるＭｇ及びＦｅとの間にそれぞれ金属間化合物を形成する金属元素としてＡｌを添加しておき、接合界面にこれら金属間化合物を含む複合層を介在させることによって、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに到った。

すなわち、本発明は上記知見に基づくものであって、本発明のマグネシウム合金と鋼との異種金属接合方法においては、マグネシウム合金材と鋼材との間に、Ｍｇ及びＦｅの少なくとも一方と共晶溶融を生じる金属Ｍを含有する第３の材料を介在させ、共晶溶融による反応生成物を接合界面から排出して上記マグネシウム合金材と鋼材を接合するに際して、マグネシウム合金材にＡｌを含有させておき、両材料に含まれるＭｇ及びＦｅそれぞれとＡｌとの金属間化合物を接合界面に形成させ、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３を含む複合組織を備えた化合物層を介して接合することを特徴とする。

本発明によれば、マグネシウム合金材と鋼材から成る被接合材の間に第３の材料を介在させ、Ｍｇ及び／又はＦｅと第３の材料に含まれる金属Ｍとの間で共晶溶融を生じさせることによって、酸化皮膜が低温で容易に接合界面から排出され、被接合材の新生面同士を接触させることができる。加えて、Ｍｇ及びＦｅのそれぞれとＡｌとの金属間化合物が混在する複合組織を備えた化合物層が接合界面に介在することにより、冶金的に直接接合が困難な材料の組合せであっても相互拡散が可能となり、強固な接合が達成されることになる。

以下に、本発明の異種金属の接合方法や、これによって得られる接合構造について、さらに詳細、かつ具体的に説明する。なお、本明細書において、「％」は特記しない限り、質量百分率を表すものとする。

本発明の異種金属の接合方法においては、上記したように、マグネシウム合金材（Ｍｇが主成分）と鋼材（Ｆｅが主成分）を接合するに際して、まず、両材料の間にＭｇ及びＦｅの一方又は双方と共晶溶融を生じる金属Ｍを含有する第３の材料を介在させる。一方、マグネシウム合金材には、両材料の主成分であるＭｇ及びＦｅのそれぞれと金属間化合物を形成するＡｌを予め添加しておく。
そして、接合に際しては、加熱及び加圧によって共晶溶融を生じさせ、その反応生成物を接合界面から排出すると共に、Ａｌ−Ｍｇ系及びＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物を生成させ、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３を含む複合組織を備えた化合物層を介して両材料を接合するようにしている。

したがって、両材料の融点よりも低い温度で、接合の阻害要因である酸化皮膜が共晶溶融生成物と共に接合界面から容易に除去されることになる。また、接合界面に少なくとも上記２種の金属間化合物が混在した複合型の化合物層が介在することによって、冶金的に直接接合が困難なマグネシウム合金と鋼の組合せであっても相互拡散が可能となり、接合強度が向上することになる。

このとき、金属Ｍとしては、ＭｇやＦｅと共晶溶融を生じる金属でありさえすれば、特に限定されず、例えばＺｎ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＮｉを単独で、あるいはこれらの２種以上を含むものを第３の材料として用いることができる。
すなわち、Ｍｇ−Ｚｎ系合金は３４１℃及び３６４℃に２点、Ｍｇ−Ｃｕ系合金は４８５℃及び５５２℃に２点の共晶点をそれぞれ有している。また、Ｍｇ−Ｓｎ系合金及びＭｇ−Ｎｉ系合金にはそれぞれ５６１℃及び５０６℃の共晶点があることが知られている。

このとき、金属Ｍを含む第３の材料は、鋼材の接合面に予め付着させておくことが望ましく、そのための具体的手段としては、めっき、溶射、蒸着、皮膜コーティングなどの被覆手段を採用することができる。
すなわち、洗浄後の清浄面に対して上記のような被覆手段により付着させることによって、共晶反応により溶融された被覆層が、表面の酸化皮膜や不純物と共に接合部周囲に排出された後は、被覆層の下から極めて清浄な新生面が現れるため強固な接合を可能とすることができる。

この場合、鋼板としては、マグネシウムと低融点共晶を形成する亜鉛を含む合金がその表面に予めめっきされている材料、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３３０２やＧ ３３１３に規定されている亜鉛めっき鋼板を用いることができる。
これによって、新たにめっきを施したり、特別な準備を要したりすることもなく、防錆目的でめっきを施した通常の市販鋼材をそのまま使用することができ、極めて簡便かつ安価に、異種金属の強固な接合を行なうことができるようになる。

ここで、共晶溶融について、Ｍｇ−Ｚｎ系合金の例について説明する。
図１は、Ｍｇ−Ｚｎ系２元状態図を示すものであって、図に示すようにＭｇ−Ｚｎ系には、共晶点が２点（Ｔｅ１及びＴｅ２）あり、それぞれ３４１℃及び３６４℃であり、マグネシウムの融点６５０℃よりも遙かに低い温度で共晶反応を生じる。
したがって、図に示した共晶点を利用してＭｇとＺｎの共晶溶融を作り出し、接合時の酸化皮膜除去に利用することによって、接合性を阻害するマグネシウムの酸化皮膜を低温で確実に除去できると共に、接合時の界面温度をより均一に保持できるようになり、安定した接合が実施できる。

なお、共晶溶融とは共晶反応を利用した溶融を意味し、２つの金属（又は合金）が相互拡散して生じた相互拡散域の組成が共晶組成となった場合に、保持温度が共晶温度以上であれば共晶反応により液相が形成される。
したがって、両金属の清浄面を接触させ、共晶温度以上に加熱保持すると反応が生じ、これを共晶溶融といい、共晶組成は相互拡散によって自発的達成されるため、組成のコントロールは必要ない。

図２（Ａ）〜（Ｅ）は、本発明によるマグネシウム合金材と鋼材（亜鉛めっき鋼板）との接合過程を示す概略工程図である。
まず、図２（Ａ）に示すように、少なくとも接合界面側の表面に、Ｍｇと共晶を形成する金属Ｍとして機能する亜鉛を含む亜鉛めっき層（第３の材料）２ｐが施された亜鉛めっき鋼板２と、マグネシウム合金材１を用意する。そして、図２（Ｂ）に示すように、これら亜鉛めっき鋼板２とマグネシウム合金材１を亜鉛めっき層２ｐが内側になるように重ねる。なお、マグネシウム合金材１には、予め適量のＡｌ（例えば、６％程度）が添加されており、表面には酸化皮膜１ｆが生成している。

次に、これらに、図２（Ｂ）に矢印で示すように、相対的な押圧や、熱的な衝撃の負荷や加熱による塑性変形などが加えられ、これによって、酸化皮膜１ｆが局部的に破壊される。
このように酸化皮膜１ｆが破壊されると、ＭｇとＺｎの局部的な接触が起こり、所定の温度状態に保持されると、図２（Ｃ）に示すように、ＭｇとＺｎの共晶溶融Ｅが生じ、マグネシウム合金材１の表面の酸化皮膜１ｆが順次効果的に除去される。

そして、図２（Ｄ）に示すように、押圧によって共晶溶融生成物Ｅと共に酸化皮膜１ｆや接合界面の不純物（図示せず）が接合部周囲に排出される。この時、接合界面では共晶溶融によりＺｎと共にＭｇが優先的に溶融して、排出される。その結果、マグネシウム合金中に添加されたＡｌ成分が取り残され、接合界面だけ相対的にＡｌリッチな相ができ、さらにこのＡｌ原子がＦｅ及びＭｇと反応し、Ａｌ−Ｍｇ系及びＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物を含む化合物層３が形成される。

さらに、接合時間が経過すると、図２（Ｅ）に示すように、界面に形成したＭｇ−Ｚｎ共晶溶融生成物が完全に排出され、接合界面には上記のような金属間化合物を含む化合物層３を介してマグネシウム合金材１と鋼板２との強固な接合が完了する。
この例では、接合後の接合界面には亜鉛層が残存せず、これがマグネシウム合金材１と鋼板２の強固な接合が得られる要因であるが、これには所定の押圧や、反応や排出に要する温度や時間、さらには亜鉛めっき鋼板２の亜鉛めっき層２ｐの厚さが共晶反応に消費される量に見合ったものであることが必要となる。

図３は、上記した方法を適用した実用的な点接合による接合継手の接合部構造を示すものであって、少なくとも接合界面側の表面には金属Ｍとしての亜鉛めっき層２ｐが施された亜鉛めっき鋼板２に、マグネシウム合金材１がその表面に酸化皮膜１ｆが生成された状態で重ねられている。
そして、接合面には前述したように、少なくともＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物（Ａｌ_３Ｍｇ_２）とＦｅ−Ａｌ系金属間化合物（ＦｅＡｌ_３）を含み、これらが混在した複合組織を備えた化合物層３が形成され、これを介してマグネシウム合金材１と鋼板２が接合されている。さらに、この接合部を囲むように、亜鉛めっき鋼板２の亜鉛２ｐを含む共晶溶融物と共に酸化皮膜１ｆに由来する酸化物や接合界面の不純物などが排出され、両板材１，２の間に排出物Ｗとなって介在している。

また、本発明の異種金属接合方法に適用する接合手段（加熱手段）としては、接合界面の温度を精密にコントロールできる接合方法であれば特に限定はない。例えば、抵抗溶接、レーザ溶接、高周波溶接などの溶融接合から、摩擦攪拌接合、超音波接合、拡散接合などの固相接合まで、通常用いられている装置や設備を用いることができ、このための新たな熱源を準備することなく、既存の設備で済むことから経済的である。

これらの接合手段のうち、抵抗溶接によるスポット溶接やシーム溶接、拡散接合、さらにはレーザビームや電子ビームなどの高エネルギービームを用いることが望ましい。
特に、抵抗溶接を適用する場合には、マグネシウム合金材に含まれるＡｌ含有量を２％以上１０％未満とすることが好ましく、さらに３〜９％の範囲内であることがより好ましい。

また、拡散接合の場合には、マグネシウム合金材中のＡｌ含有量が４％以上１０％未満であること、さらには６〜９％の範囲であることが望ましい。
そして、高エネルギービームを用いた接合の場合には、Ａｌ含有量を３％以上１０％未満とすることが好ましく、さらには６〜９％の範囲内とすることがより好ましい。

なお、このようなマグネシウム合金材として、例えばＡＳＴＭ（アメリカ材料試験協会）には、ＡＺ３１（約３％Ａｌ）、ＡＺ６１（約６％Ａｌ）、ＡＺ８１（約８％Ａｌ）、ＡＺ９１（約９％Ａｌ）、ＡＺ１０１（約１０％Ａｌ）などのＡｌ−Ｚｎ系マグネシウム合金や、ＡＭ６０（約６％Ａｌ）、ＡＭ１００（約１０％Ａｌ）などのＡｌ−Ｍｎ系マグネシウム合金が規定されている。
したがって、これらの合金を利用することによって、改めて合金調合することなく、Ａｌ含有のマグネシウム合金材安価に入手し、活用することができる。

本発明により得られる異種金属の接合構造は、マグネシウム合金材１と鋼材２の新生面同士が、少なくともＡｌ−Ｍｇ系金属間化合物（Ａｌ_３Ｍｇ_２）とＦｅ−Ａｌ系金属間化合物（ＦｅＡｌ_３）が混在して成る複合組織を備えた化合物層３を介して接合されたものである。

このとき、重ね接合においては、図３に示したように、Ｍｇ及びＦｅの少なくとも一方と金属Ｍの間に形成された共晶溶融反応生成物や、酸化皮膜に由来する酸化物などを含む排出物Ｗが接合部、すなわち化合物層３の周囲に排出され、両板材１，２間に介在することになる。なお、上記排出物Ｗには、接合界面の不純物や、被接合材に含まれる成分、余剰の金属Ｍなども含まれることがある。
一方、突き合わせ接合においては、排出物Ｗを接合界面から周囲に排出して、接合部材から完全に除去することも可能である。

以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。当該実施例においては、代表的な施工方法として、抵抗スポット溶接、拡散接合及びレーザ接合の適用例を示す。

すなわち、マグネシウム合金材と鋼材との異種金属接合を行うに際して、鋼材としては、Ｚｎ（金属Ｍ）めっきを施した亜鉛めっき鋼板を用いた。一方、マグネシウム合金材としては、純マグネシウムと、Ａｌの添加量の異なる５種のマグネシウム合金を用意し、これらを抵抗スポット溶接、拡散接合及びレーザ接合により種々の条件で接合し、Ａｌ添加量と接合強度の関係について調査した。また、接合部界面の化合物層の組成、厚さなどを走査型電子顕微鏡、エネルギー分散型Ｘ線分光法、Ｘ線回折装置により調査した。
なお、亜鉛めっき鋼板としては、ＪＩＳ Ｇ ３３０２に規定されているめっきの種類、すなわち非合金化めっき鋼板（ＧＩ）と合金化めっき鋼板（ＧＡ）とを適宜用いた。

（１）抵抗スポット溶接
図４は、当該実施例に用いた接合装置として抵抗スポット溶接装置の構造を示す概略図である。図に示す接合装置１０は、１対の電極１１により被接合材であるマグネシウム合金材１と亜鉛めっき鋼板２を所定の加圧力で加圧しながら、交流電源１２により所定時間だけ通電し、接合界面の電気抵抗発熱を利用して接合するものである。
このとき、マグネシウム合金材１の板厚は１．０ｍｍ、亜鉛めっき鋼板２は、非合金化めっき鋼板（ＧＩ）、合金化めっき鋼板（ＧＡ）ともに板厚０．５５ｍｍのものを用いた。

接合条件としては、加圧力を３ｋＮ又は５．９ｋＮとし、接合時間を０．２４ｍｓｅｃ、溶接電流を２８０００Ａとした。接合後は継手強度を測定するため、引張りせん断試験を行い、接合強度を測定した。その結果を表１に示す。また、マグネシウム合金材のＡｌ含有量と引張りせん断強度の関係を図５に示す。

これらの結果から明らかなように、Ａｌを含有しない純マグネシウム材では、Ａｌ−Ｍｇ系やＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物を含む化合物層が接合界面に形成されないため、接合強度が低くなることが確認された。
一方、マグネシウム合金材のＡｌ含有量が２％以上に増加すると、接合強度が向上し、特に３％〜９％までは安定して高い接合強度が得られた。そして、Ａｌ含有量９．８％では、接合強度は相対的にやや低下したが、まだ高いレベルの接合強度が得らることが判った。

しかし、マグネシウム合金材のＡｌ含有量が１０％以上になると、接合強度が低下傾向にある。また、延性や加工性などのマグネシウム合金自体の特性が低下することも知られていることから、マグネシウム合金材中のＡｌ添加量は、２％以上１０％未満、望ましくは３％以上９％以下とすると良好な接合強度が得られることが判明した。

図６（Ａ）及び（Ｂ）は、上記実施例により得られた接合構造の代表例として、非合金化めっき鋼板と３％Ａｌ含有マグネシウム合金材の接合例（実施例１）と、同じく非合金化めっき鋼板と９％Ａｌ含有マグネシウム合金材の接合例（実施例４）の走査型電子顕微鏡による断面写真をそれぞれ示すものである。
いずれの場合も、マグネシウム合金材と鋼板とが金属間化合物を含む化合物層を介して接合され、当該化合物層は、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３の混在する複合組織であることが確認された。また、その厚さは、図６（Ａ）に示す実施例１（３％Ａｌ）の場合、０．０８〜０．２μｍ、図６（Ｂ）に示す実施例４（９％Ａｌ）の場合には、０．３〜０．５μｍであって、このような組識と厚さを備えた界面構造とすることにより高い接合強度が得られることが判明した。

抵抗スポット溶接は、急熱・急冷プロセスであるため、Ｍｇの拡散によるＡｌ_３Ｍｇ_２の減少が抑制されることから、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３の混在する複合組織を得るためのＡｌ添加量範囲が後述する他の接合工法と比較して広くなっているものと考えられる。
なお、この実施例では抵抗スポット溶接を適用した例を示したが、同様の原理に基づいて連続的に線接合を行う抵抗シーム接合においても同様の効果が得られることが確認されている。

また、一般に亜鉛めっき鋼板は、非合金化めっき鋼板（ＧＩ）に比べて、合金化めっき鋼板（ＧＡ）の溶接性が大幅に劣るとされており、ＧＡ鋼板を用いた異種金属との接合例はほとんど実績がない。しかし、本発明によれば、上記したように、ＧＡ鋼板においても、加圧力や溶接電流等の接合条件を適正に設定することで、ＧＩ鋼板とほぼ同等の接合が可能であることが確認された。

（２）拡散接合
図７は、当該実施例に用いた拡散接合装置の構造を示す概略図であって、図に示す拡散接合装置２０は、加熱炉２１と、この加熱炉２１内の雰囲気温度を調整する温度制御装置２２と、加圧装置２３を備えている。
そして、加熱炉２１内にセットした円柱形のマグネシウム材１と逆Ｕ字状に成形した鋼材２を所定の加圧力で加圧しながら、温度制御装置２２により各温度に制御し、それぞれの時間だけ保持した後、加熱を中止して空冷した。

接合条件としては、加圧力を５ＭＰａとし、接合温度を４２５〜４７５℃、接合時間を５〜３０分の範囲内で変化させ、接合後は継手強度を測定するため、Ｔ字引張試験を行い、単位面積当りの引張強度を測定した。なお、当該実施例においては、鋼材として非合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を用いた。
これらの結果を表２に示す。また、マグネシウム合金材のＡｌ含有量と引張り強度の関係を図８に示す。

表２及び図８から明らかなように、Ａｌを含有しない純マグネシウム材では、Ａｌを含有する化合物層が同様に形成されないため、接合強度が低くなることが判明した。
これに対し、マグネシウム合金材中におけるＡｌ含有量の増加と共に接合強度が向上し、４％以上、とりわけ６％〜９％までは安定して高い接合強度が得られることが確認された。

一方、Ａｌ含有量が９．８％ではまだ高いレベルの接合強度が得られるものの、低下傾向が認められる。このことから、マグネシウム合金中のＡｌ添加量が４％以上１０％未満、望ましくは６％以上９％以下とすると良好な接合強度が得られることが判明した。

図９（Ａ）及び（Ｂ）は、拡散接合による接合構造の代表例として、３％Ａｌ含有マグネシウム合金材を用いた接合例（比較例４）と、９％Ａｌ含有マグネシウム合金材を用いた接合例（実施例１３）の走査型電子顕微鏡による断面写真をそれぞれ示すものである。
３％Ａｌ含有マグネシウム合金材を用いた比較例４（図９（Ａ））では、接合界面に化合物層が形成されるものの、その組成はＦｅＡｌ_３が主体で、Ａｌ_３Ｍｇ_２は形成されず、これら金属間化合物の混在組織とはなっておらず、その平均厚さも０．５μmに満たない不連続なものであった。

これに対し、図９（Ｂ）に示す９％Ａｌ含有マグネシウム合金材を用いた実施例１３では、Ａｌ量が十分であるため、化合物層はＡｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３が混在する複合組織を呈し、その厚さは０．５〜５．０μｍで、しかも均一に形成されており、高い接合強度を得ることができた。
すなわち、拡散接合においては、Ａｌ含有量が４％以上１０％未満、望ましくは６％〜９％の範囲のマグネシウム合金材を用いることによって、接合界面にＡｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３の混在する複合組織を備えた化合物層が得られ、高い接合強度を得ることができる。そして、この時の化合物層の厚さが０．５〜５．０μｍとなることが確認された。

一般に、拡散接合は接合時間が比較的長いため、化合物層全体の厚さが厚くなると共に、時間の経過と共にＭｇの拡散が進むことから、一旦形成されたＡｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３から成る複合型の化合物層からＡｌ_３Ｍｇ_２が減少していく。このため、より多くのＡｌが必要となり、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３の混在する複合組織が得られるＡｌ含有量の範囲も、先に述べた抵抗スポット溶接の場合と比較して狭くなっているものと考えられる。

（３）レーザ接合
図１０は、当該実施例に用いたＹＡＧレーザによるレーザ接合の要領を示す概略図であって、使用するレーザ接合装置は、マグネシウム合金材１の上に重ねた鋼材２の表面にレーザビームＢを照射するＹＡＧレーザヘッドと、その照射直後位置を加圧する加圧ローラ３１から主に構成されている。

加圧ローラ３１は、図示しないエアシリンダによって上下動し、エア圧力の調節によって加圧力を調整できると共に、ＹＡＧレーザヘッドに連結され、レーザビームＢに追随して移動し、ビーム照射位置から一定距離を隔てた所定位置で両材料を加圧する仕組みとなっている。
そして、一体的に連結されたこれらレーザヘッドと加圧ローラ３１を上記合金材１と鋼材２に対して、図示する移動方向に相対移動させることによって、これらを連続的又は断続的な線状に接合することができる。

ここで、マグネシウム合金材１としては、前述の抵抗溶接の場合と同様に、板厚１．０ｍｍの純マグネシウム及びＡｌの添加量の異なる５種のマグネシウム合金を用い、鋼材２としても同様に、板厚０．５５ｍｍの非合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）及び合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を使用した。

まず、マグネシウム合金材１の上に、亜鉛めっき鋼板２を通常発生し得るわずかな隙間をもって重ね、この状態で、融点が高い方の亜鉛めっき鋼板２の側に、焦点を鋼板表面の手前で結んでデフォーカスさせたレーザビームＢを約１．５ｋＷの出力で照射した。
次いで、加圧ローラ３１により１２０ＭＰａの加圧力を加え、マグネシウム合金材１と亜鉛めっき鋼板２を塑性変形させながら相対的に密着させ、ビーム照射により加熱された鋼板側からの伝熱によりマグネシウム合金材１の接合界面を加熱して、両材料１，２を接合した。

このとき、レーザビームＢ及び加圧ローラ３１の移動速度は０．７〜１．０ｍ／ｍｉｎの範囲とした。また、レーザ照射中は、シールドガスとして、レーザビームＢと同軸に配設したノズルによりアルゴンガスを２５Ｌ／ｍｉｎの流量で流した。
接合後、継手強度を測定するため、幅２０ｍｍの試験片を採取して、引張せん断試験を行い、せん断強度を測定した。これらの結果を表３に示す。また、マグネシウム合金材のＡｌ含有量と引張り強度の関係を図１１に示す。

これらの結果から明らかなように、Ａｌを含有しない純マグネシウム材では、前述の抵抗溶接や拡散接合の場合と同様に、接合界面に、Ａｌ−Ｍｇ系やＦｅ−Ａｌ系の金属間化合物を含む化合物層が形成されないことから、接合強度が低くなった。
一方、マグネシウム合金材のＡｌ含有量が３％以上になると、特に非合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）において接合強度が向上し、Ａｌ含有量が６％〜９％の範囲では、非合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）共に、安定して高い接合強度が得られることが確認された。

そして、Ａｌ含有量が９．８％になると、まだ高レベルの接合強度が得られるものの、Ａｌ含有量の増加に伴って接合強度の低下傾向が認められた。
このことから、マグネシウム合金中のアルミニウム添加量を３％以上１０％未満、望ましくは６％以上９％以下とすることにより、良好な接合強度が得られることが判明した。

図１２（Ａ）及び（Ｂ）は、レーザ接合による接合構造の代表例として、非合金化亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）と６％Ａｌ含有マグネシウム合金材の接合例（実施例１６）と、同鋼板と９％Ａｌ含有合金材の接合例（実施例１８）の走査型電子顕微鏡による断面写真をそれぞれ示すものである。
いずれの場合も、マグネシウム合金材と鋼板とがＡｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３との２種類の金属間化合物を含み、これらが混在する複合型の化合物層を介して接合されていることが確認された。また、その厚さは、いずれの場合でも０．５〜１０．０μｍ程度であって、このような組識と厚さを備えた界面構造とすることにより高い接合強度が得られることが判明した。

すなわち、レーザ接合においては、Ａｌ含有量が３％以上１０％未満、望ましくは６％〜９％の範囲のマグネシウム合金材を用いることによって、接合界面にＡｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３とが混在する複合組織を備えた化合物層が得られ、高い接合強度を得ることができる。

Ｍｇ−Ｚｎ系２元状態図における共晶点を示すグラフである。 （Ａ）〜（Ｅ）は本発明のマグネシウム合金と鋼材との異種金属接合方法における接合過程を概略的に示す工程図である。 本発明の接合方法を適用した点接合による重ね継手の接合構造を示す概略断面図である。 本発明の実施例に用いた抵抗スポット溶接装置の構造を示す概略図である。 本発明の実施例で得られた抵抗スポット溶接継手の強度に及ぼすマグネシウム合金中のＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 （Ａ）及び（Ｂ）は抵抗スポット溶接によって得られた接合界面構造の代表例を示すそれぞれ電子顕微鏡写真である。 本発明の実施例に用いた拡散接合装置の構造を示す概略図である。 本発明の実施例で得られた拡散接合継手の強度に及ぼすマグネシウム合金中のＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 （Ａ）及び（Ｂ）は拡散接合によって得られた接合界面構造の代表例を示すそれぞれ電子顕微鏡写真である。 本発明の実施例に用いたレーザ接合の要領を示す概略図である。 本発明の実施例で得られたレーザ接合継手の強度に及ぼすマグネシウム合金中のＡｌ含有量の影響を示すグラフである。 （Ａ）及び（Ｂ）はレーザ接合によって得られた接合界面構造の代表例を示すそれぞれ電子顕微鏡写真である。

符号の説明

１ マグネシウム合金材
１ｆ 酸化皮膜
２ 亜鉛めっき鋼板（鋼材）
２ｃ 亜鉛めっき層（第３の材料）
３ 化合物層

Claims (6)

1. マグネシウム合金材と鋼材との間に、Ｍｇ及びＦｅの少なくとも一方と共晶溶融を生じる金属Ｍを含有する第３の材料を介在させ、共晶溶融による反応生成物を接合界面から排出して上記マグネシウム合金材と鋼材を接合するに際して、
   上記マグネシウム合金材にＡｌを含有させ、当該Ａｌと上記両材料に含まれるＭｇ及びＦｅとの金属間化合物を接合界面に形成させ、Ａｌ_３Ｍｇ_２とＦｅＡｌ_３を含む複合組織を備えた化合物層を介して接合することを特徴とするマグネシウム合金と鋼との異種金属接合方法。
2. 上記金属ＭがＺｎ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＮｉから成る群より選ばれた少なくとも１種の金属であることを特徴とする請求項１に記載の異種金属接合方法。
3. 上記第３の材料がめっき、溶射、蒸着、コーティング等の被覆手段によって鋼材の接合面に付着させてあることを特徴とする請求項１又は２に記載の異種金属接合方法。
4. 上記マグネシウム合金材のＡｌ含有量が質量比で２％以上１０％未満であって、抵抗接合によって接合することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の異種金属接合方法。
5. 上記マグネシウム合金材のＡｌ含有量が質量比で４％以上１０％未満であって、拡散接合によって接合することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の異種金属接合方法。
6. 上記マグネシウム合金材のＡｌ含有量が質量比で３％以上１０％未満であって、高エネルギービームの照射によって接合することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つの項に記載の異種金属接合方法。

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