WO2012036070A1

WO2012036070A1 - 異材接合方法

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Publication number: WO2012036070A1
Application number: PCT/JP2011/070508
Authority: WO
Inventors: 杵渕　雅男; 英雄畠
Original assignee: 株式会社神戸製鋼所
Priority date: 2010-09-13
Filing date: 2011-09-08
Publication date: 2012-03-22
Also published as: US20130168366A1; KR101419191B1; CN103097070B; JP5572046B2; EP2617510B1; JP2012055962A; EP2617510A1; KR20130041328A; CN103097070A; EP2617510A4

Abstract

本発明では、冷延鋼板とアルミニウム合金板とをスポット溶接する際に、接合する冷延鋼板の板厚ｔｓやアルミニウム合金板の板厚ｔａを特定の範囲とするとともに、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させない条件にて予め前通電を行い、その後スポット本溶接を行い、かつ、これらスポット本溶接と前通電との溶接条件が、各通電条件と各板厚とで決まる関係式を更に満足するようにする。

Description

異材接合方法

　本発明は、鋼板とアルミニウム合金板とのスポット溶接による異材接合方法に関する。

　近年、排気ガス等による地球環境問題に対して、自動車などの輸送機の車体の軽量化による燃費の向上が追求されている。また、この軽量化をできるだけ阻害せずに、自動車の車体衝突時の安全性を高めることも追求されている。このため、特に、自動車の車体構造に対し、軽量でエネルギー吸収性にも優れたアルミニウム合金板の適用が種々検討されている。ここで、本発明で言う、アルミニウム合金板とは、アルミニウム合金の熱延板、冷延板などの圧延板の総称である。また、鋼板とは冷延鋼板を意味するが、以下、単に鋼板とも言う。

　例えば、自動車のフード、フェンダー、ドア、ルーフ、トランクリッドなどのパネル構造体の、アウタパネル (外板) やインナパネル（内板) 等のパネルには、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ６０００系 (以下、単に６０００系と言う) やＡｌ－Ｍｇ系のＡＡ乃至ＪＩＳ５０００系 (以下、単に５０００系と言う) などのアルミニウム合金板の使用が検討されている。

　ただ、アルミニウム合金の車体への適用時には、アルミニウム合金の特性を生かした構造設計が必要であり、ハイテン鋼板やアルミニウム合金板の適材適所への使用が求められている。このためには、鋼とアルミニウム合金とが混在した車体構造を成立させる必要があり、互いに組み合わせる鋼とアルミニウム合金との接合技術が必須となる。すなわち、鋼板とアルミニウム合金板とを組み合わせる場合にも、必然的に、Ｆｅ－Ａｌの異材接合（鉄ーアルミの異種金属部材同士の接合）の必要性がある。

　しかし、このＦｅ－Ａｌ異材接合を溶接により行う際の問題点として、互いの接合界面における、高硬度で非常に脆いＦｅとＡｌとの金属間化合物層（以下、反応層とも言う）の生成がある。このため、見かけ上互いに接合されてはいても、本化合物層の生成が原因となって、溶接によるＦｅ－Ａｌ異材接合では、異材接合体に、十分な接合強度が得られないことが多い。

　これを反映して、従来から、これら異材接合体（異種金属部材同士の接合体）の接合には、溶接だけでなく、セルフピアスリベットやボルトといった機械的接合や、接着剤を用いた接合が実用化されている。しかし、接合作業の煩雑さや接合コスト上昇等の実用上の問題がある。

　そこで、通常の自動車の車体の接合に汎用されている、効率的なスポット溶接による異材接合が、従来より検討されている。例えば、アルミニウム合金板と鋼板の間に、アルミニウム－鋼クラッド材をインサートする方法が提案されている。また、鋼板側に融点の低い金属をめっきしたり、インサートしたりする方法が提案されている。更に、アルミニウム合金板と鋼板の間に絶縁体粒子を挟む方法や、部材に予め凹凸を付ける方法なども提案されている。更に、アルミニウム合金板の不均一な酸化膜を除去した後、大気中で加熱して均一な酸化膜を形成し、アルミニウム表面の接触抵抗が高められた状態で、アルミニウム－鋼の２層の複層鋼板をインサート材に用いてスポット溶接する方法も提案されている。

　一方、素材の鋼板側でも、鋼板の高強度化のために添加されるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの元素によって、鋼板表面に生成するＳｉ、Ｍｎ、Ａｌなどを含む酸化物の厚みを制御して、亜鉛めっきなどの表面被覆と鋼板との密着性および鋼板同士のスポット溶接性が向上されることも知られている（特許文献１参照）。

　しかし、これらの従来技術では、通常の自動車の車体の接合に汎用されている、効率的なスポット溶接による接合条件では、十分な接合強度が得られない。言い換えると、接合強度を得るためのスポット溶接条件が煩雑にならざるを得ず、実用的では無い。

　これに対して、特に、自動車車体用として汎用される、６０００系アルミニウム合金板などと、引張強度が４５０ＭＰａ以上の高強度鋼板（ハイテン材）との、異材接合体のスポット溶接を意図した技術も種々提案されている。

　例えば、特許文献２、３では、板厚を３ｍｍ以下に制限した鋼板とアルミニウム合金板とを、鋼板を２枚以上重ね合わせるか、鋼板をアルミニウム合金板間に挟み込んだ形でスポット溶接することが提案されている。特許文献４では、スポット溶接部におけるナゲット面積や界面反応層の厚さを規定して接合強度を向上させることが提案されている。また、特許文献５、６では、溶接界面における、鋼板側とアルミニウム合金板側の、各生成化合物の組成や厚さ、面積などを各々細かく規定して、接合強度を向上させることが提案されている。

　また、特許文献７～９では、特定組成の高強度鋼板において、鋼板表面に、Ｍｎ、Ｓｉの特定組成の新たな外部酸化物層や内部酸化物を生成させて、異材接合体の高い接合強度を狙うことが提案されている。

　更に、スポット溶接条件の側からは、電極形状（特許文献１０、１１参照）や大電流短時間条件（特許文献１２参照）、溶接電流のパルス制御（特許文献１３、１４参照）なども種々提案されている。

日本国特開２００２－２９４４８７号公報日本国特開２００７－１４４４７３号公報日本国特開２００７－２８３３１３号公報日本国特開２００６－１６７８０１号公報日本国特開２００６－２８９４５２号公報日本国特開２００７－２６０７７７号公報日本国特開２００６－３３６０７０号公報日本国特開２００９－２９９１３８号公報日本国特開２００９－２９９１３９号公報日本国特開平１１－３４２４７７号公報日本国特開２００８－２００６７８号公報日本国特許第３９４１００１号公報日本国特許第４４２５１５９号公報日本国特開２００６－２２４１２７号公報

　因みに、これら従来技術で開示されているスポット溶接条件のうち、冷延鋼板とアルミニウム合金板との溶接における、溶接電流に着目すると、鋼板同士のスポット溶接に比較して高い溶接電流を用いている場合が多い。これは、アルミニウム合金同士のスポット溶接で必要とされる（用いられる）溶接電流が元々高いからである。したがって、６０００系アルミニウム合金板などと高強度鋼板との異材接合体では、接合強度を得るために、アルミニウム合金同士のスポット溶接で用いられるような高い溶接電流を用いざるを得ないのが実状である。

　ただ、このようにスポット溶接時の溶接電流が高いと、鋼板－アルミニウム合金板界面でのアルミニウムのチリ発生だけでなく、鋼板表面と電極との間でも、チリが発生する場合がある。

　鋼板－アルミニウム合金板のスポット溶接では、好適な溶接条件により脆弱な金属間化合物の生成を抑制すること、およびその面積を広く確保することで接合強度を確保している。このため、鋼板表面からのチリ発生が起こると、チリ発生に入熱を取られ、十分な接合強度が得られなくなる。また、溶接中にチリ（火花）が飛ぶため、施工環境も良くない。

　このようなチリ発生は、鋼板表面と電極との間の接触抵抗による発熱が原因である。このため、これを抑制する方法として、次の３つの方法が考えられるが、各々記載する問題がある。
（１）溶接電流を下げる：
　前記高い溶接電流条件（好適溶接条件）を外れて、接合強度が得られない可能性が大きくなる。
（２）加圧力を上げる：
　鋼板－アルミニウム合金板の界面からのアルミニウムのチリ発生が増大する。
（３）電極の先端Ｒを小さくし、接触面積を抑制する（接触面圧が上がり接触抵抗が下がる）：
　ナゲット径が小さくなるため、スポット打点の１点あたりの強度が低下する。

　もし、鋼板表面からのチリ発生を抑制し、かつ溶接電流もできるだけ小さくできれば、電極寿命が延びることが期待され、生産性向上にも寄与することが期待される。しかし、鋼板表面からのチリ発生を抑制し、かつ溶接電流もできるだけ小さくできるのに有効なスポット溶接方法の提案は、前記した通り、これまであまり無かったのが実状である。

　本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、スポット溶接条件を改善して、鋼板表面からのチリ発生を抑制するとともに、溶接電流もできるだけ小さくでき、高い接合強度を有する異材接合部が得られる、スポット溶接方法を提供することにある。

　この目的を達成するための本発明の要旨は、冷延鋼板とアルミニウム合金板とをスポット溶接にて異材接合する方法であって、接合する冷延鋼板の板厚ｔｓを０.３～３.０ｍｍ、接合するアルミニウム合金板の板厚ｔａを０.３～４.０ｍｍとした上で、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｗ：１４～２６ｋＡ、通電時間Ｔｗ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の各条件にて、スポット溶接を行ってナゲットを形成する前に、互いの板に接触させた電極に対して、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｂ：６～１２ｋＡ、通電時間Ｔb：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させない条件にて、予め前通電を行い、その後１秒以内に前記スポット溶接を行うに際し、これらスポット溶接と前通電との条件が、前記各通電条件と前記各板厚とで決まる下記関係式を更に満足することを特徴とする異材接合方法。
関係式：２０≦（Ｉｂ^２×Ｔｂ＋Ｉｗ^２×Ｔｗ）×ｔｓ／ｔａ≦５５（ｋＡ^２・ｓｅｃ）

　本発明者らは、鋼板－アルミニウム合金板のスポット溶接の際の、鋼板表面からのチリ発生を抑制する方法につき検討した。この結果、スポット溶接の本溶接の前に、この本溶接のためにセットした電極によって、予め比較的低い電流を鋼板に通電する「前通電」を行うことが、チリ発生の抑制に有効であることを知見した。

　この前通電によって、鋼板の温度を上げて変形抵抗を低減させた上で、電極の加圧力により、鋼板の電極との接触部の凹凸を小さくでき、鋼板と電極の接触状態が改善される。そして、これによって、鋼板と電極との接触面積を実質的に増大させ、鋼板表面と電極との間の接触抵抗を抑制して、鋼板－電極間の発熱を低減でき、鋼板表面からのチリ発生を抑制することができる。また、この前通電を用いると、前記した鋼板表面－電極間のチリ発生を抑制できるだけでなく、鋼板を予熱することができるため、スポット本溶接の方の電流を小さくする効果も期待できる。

　すなわち、本発明によれば、高い接合強度の異材接合部（溶接継手）が得られるとともに、スポット本溶接状態（溶接効率）を向上できる。

　以下に、本発明の実施形態を説明する。

前通電：
　本発明では、スポット本溶接の前に、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させない条件にて、予め前通電を行う。この前通電条件は、互いの板に接触させた電極に対して、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｂ：６～１２ｋＡ、通電時間Ｔｂ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の条件とする。

　鋼板表面からのチリ発生を抑制するためには、電極と鋼板の接触抵抗を小さくすることが効果的である。この接触抵抗を決める因子は、加圧力、表面性状、接触面積である。電極により、鋼板に対して加圧を行うと、電極と鋼板の間にミクロ的な接触部と非接触部が存在し、実質的に接触した部分にのみ電流が流れ、発熱が発生する。

　この実質的な接触面積を大きくできれば、接触抵抗が相対的に小さくなり、発熱を抑制することができ、鋼板表面からのチリ発生を抑制できる。この逆に、非接触部が大きくなれば、接触抵抗が相対的に大きくなり、発熱が増大して、鋼板表面からのチリ発生量が多くなる。電極の加圧力を大きくすると鋼板表面からのチリ発生が抑制されるのは、このメカニズムによる。

　ただ、電極の加圧力を大きくすると、今度は、鋼板－アルミ板の界面からのチリ発生が大きくなるなどのデメリットがあるため、この加圧力を大きくするのは限界がある。また、鋼板表面と電極の表面を平滑にして、接触面積を大きくする方法も考えられるが、圧延鋼板を用いる限り、表面粗さを一定以上に良くすることは困難である。また、電極は形状不良や金属の融着が発生するとドレッシングを行うが、効率のよいドレッシングを行うためには、ドレッシング時の仕上げ粗さを必要以上に小さくすることは得策ではない。

　これに対して、前記した通り、前通電によれば、鋼板が予熱され、鋼板温度が上がり、変形抵抗が低減される。このため、電極の加圧により、鋼板の電極との接触部の凹凸を小さくでき、鋼板と電極の接触状態が改善される。したがって、前記した鋼板と電極との実質的な接触面積を大きくでき、鋼板表面と電極との間の接触抵抗を小さくでき、鋼板－電極間の発熱量を低減でき、鋼板表面からのチリ発生を抑制することができる。また、この前通電による鋼板の予熱によって、スポット本溶接の方の電流を小さくする効果もある。

　なお、この前通電時に鋼板－アルミ板間でも発熱が発生する。ただ、この発熱によりアルミが溶融してしまうと、スポットの本溶接時には、鋼板－アルミ板間の接触抵抗による発熱が期待できず、鋼板の持つ電気抵抗だけで発熱するため、温度が上がらず効率が悪くなる。また、溶融したアルミと鋼板との接触時間が長くなるため、脆い金属間化合物相の形成が促進されやすくなる。更には、電極の加圧力によりアルミ板のチリ発生が大きくなる。

前通電における電極間電流Ｉｂ：
　このため、前通電によりアルミが溶融しないための電流範囲（上限）があり、前通電における電極間電流Ｉｂは１２ｋＡ以下とする。一方、前通電時の電流が小さすぎると、鋼板を効果的に加熱できないため、変形抵抗が低減せず、鋼板と電極の接触状態を改善できない。また、一般的なスポット溶接機の電流制御範囲も考慮して、前通電の電極間電流Ｉｂは６ｋＡ以上とする。したがって、前通電の電極間電流Ｉｂの範囲は６～１２ｋＡとする。

前通電の通電時間Ｔｂ：
　前通電の時間は、鋼板表面－電極間のチリ発生には大きな影響を及ぼさず、通電は瞬間的で良く、通電時間の下限は設けない。ただ、通電時間が長いと、鋼板／アルミを予熱しすぎてしまい、脆い金属間化合物相を必要以上に厚く形成してしまう可能性があり、また溶接時間が長くなり、効率が悪くなる。したがって、通電時間Ｔｂは、鋼板板厚ｔｓとの関係で、鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の条件とする。

前通電の電極間加圧力：
　前通電の電極間加圧力は、スポットの本溶接時と同じく２．５～４．５ｋＮの範囲とする。この電極間加圧力が小さすぎると、前通電によっても、鋼板の電極との接触部の凹凸を小さくできず、鋼板と電極の接触状態を改善できない。したがって、前記した鋼板と電極との実質的な接触面積を大きくできず、鋼板表面と電極との間の接触抵抗を小さくできず、鋼板－電極間の発熱量を低減できず、鋼板表面からのチリ発生を抑制することができない。一方、電極間加圧力が高すぎると、溶接時の鋼板－アルミ板の界面からのチリ発生が大きくなるため適切ではない。また一般的なスポット溶接機の加圧力の範囲（加圧能力）を考慮する必要もある。

スポット溶接条件：
　スポット本溶接は、この前通電後に時間的な遅滞無く（連続して）行う。また、前通電とスポット本溶接との間隔があいたとしても、その時間は１秒間以下とする。前通電とスポット本溶接との間隔があくと、鋼板が冷却されて、鋼板を予熱する前通電の効果が損なわれる。また、溶接時間が長くなりすぎ、効率的ではない。

　本発明における、ナゲット形成のための、スポット本溶接（本通電）条件は、冷延鋼板とアルミニウム合金板の薄板の、異材接合継手の高い接合強度を得るために設定する。すなわち、スポット本溶接において、冶金的接合に必要最小限の厚さのＦｅとＡｌの反応層を接合部に適切に形成させて、高い接合強度を得るために設定されたものである。

　このための、スポット溶接の溶接箇所毎の必要な条件としては、先ず、接合する冷延鋼板の板厚ｔｓを０.３～３.０ｍｍ、接合するアルミニウム合金板の板厚ｔａを０.３～４.０ｍｍとする。これらの板厚が各々厚すぎたり、薄すぎる場合には、規定するスポット溶接条件が合わなくなり、また、スポット溶接の適用自体も困難で不適となる。

　この板厚範囲を前提に、スポット溶接の電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｗ：１４～２６ｋＡ、通電時間Ｔｗ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の各条件にて、スポット溶接を行ってナゲットを形成する。これらの条件を外れた場合、前記前通電との関係でも、スポット溶接が不適切であり、高い接合強度が得られない。因みに、前記板厚条件は、自明ではあるが、前通電の板厚条件でもある。

　因みに、本発明条件のスポット溶接には、前記前通電も含めて、同じ汎用のスポット溶接装置が使用でき、前記前通電とで、溶接装置を換える、あるいは、違う溶接装置を組み合わせる必要はない。また、前記前通電とスポット本溶接とは、同じ電極位置で実施する。なお、フラックスの使用は不要であるが、必要により用いても良い。

　ここで、前記冶金的接合に必要かつ最小限のＦｅとＡｌの反応層の厚さの目安は、接合界面における反応層のナゲット深さ方向 (鋼板の板厚方向) の平均厚さとして、好ましくは０．１～２０μｍ、より好ましくは１～２０μｍの範囲に制御する。尚、以降の説明では、このような厚さの反応層を「最適厚反応層」という。鋼板とアルミニウム合金板との溶接接合界面では、反応層として、鋼板側には層状のＡｌ－Ｆｅ系化合物層、アルミニウム合金板側には粒状または針状のＡｌ－Ｆｅ系化合物とＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ－Ｍｎ系化合物とが混在した層を各々有する。これらの脆い反応層のナゲット深さ方向の平均厚さが厚すぎると接合強度は著しく低下する。一方、反応層のナゲット深さ方向の平均厚さが薄すぎると、冶金的接合が不充分となり、十分な接合強度が得られない。したがって、ＦｅとＡｌの反応層の厚さは、前記した平均厚さの範囲にすることが好ましい。

　前記した電極間加圧力、電極間電流、通電時間などのスポット溶接条件を外れた場合、スポット溶接が不適切であり、これらの冶金的接合に必要最小限の厚さのＦｅとＡｌの反応層を接合部に適切に形成させることができずに、高い接合強度が得られない。

　例えば、前記電極間加圧力が低すぎると、鋼板とアルミニウム合金板との接触点が少ないため、スポット溶接時の界面反応が不均一になり、上記最適厚反応層が得られない。一方、前記電極間加圧力が高すぎると、スポット溶接時に溶解部がナゲットから飛散するため、接合強度が不足する。

　前記溶接電流が低すぎたり、溶接時間が短すぎたりしても、スポット溶接時の界面反応が不足して、ナゲットが十分に形成されたとしても、上記最適厚反応層とはできないため、やはり接合強度が不足する。

　一方、前記溶接電流が高すぎたり、長すぎたりする大電流、長時間のスポット溶接では、界面反応が進みすぎて、却って上記最適厚反応層とはできないため、接合強度が不足する。

スポット溶接と前通電との関係：
　本発明では、前通電により接合部が予め加熱されることから、スポットの本溶接条件の選定は、この前通電条件を考慮して決定する必要がある。溶接条件の選定には、溶接時の入熱を考慮することが一般的であるが、スポット溶接では溶接時の電圧が変動するため、入熱を正確に把握することは困難である。また、鋼とアルミでは比抵抗および熱伝導が異なるため、実質的に溶接に寄与する入熱を考慮する必要がある。

　材料および加圧力が一定の場合、スポット本溶接時の入熱は、（溶接電流）^２×通電時間に比例することが知られている。また、スポット本溶接の、先ず初期には接触抵抗により発熱し、次に材料の電気抵抗により発熱することも知られている。ただ、アルミの比抵抗は鋼の１／５以下であり、アルミの熱伝導率は鋼の５倍程度であるため、これらの異材接合の場合、アルミは抵抗発熱にほとんど寄与せず、むしろ鋼に発生した熱を熱伝導により奪う作用がある。

　したがって、スポット本溶接時の溶接条件の設定時には、発熱に寄与する鋼の板厚と、発熱を奪うアルミの板厚とを考慮すべきである。そこで、Ｉ^２×Ｔ×ｔｓ／ｔａ（Ｉ：溶接電流、Ｔ：通電時間、ｔｓ：鋼板厚、ｔａ：アルミ板厚）による入熱の考慮を行ったところ、前通電＋スポット本溶接を合わせた最適条件として、以下の関係式が成り立つことが必要であることがわかった。

スポット溶接と前通電との関係式：
　この関係式は、２０≦（Ｉｂ^２×Ｔｂ＋Ｉｗ^２×Ｔｗ）×ｔｓ／ｔａ≦５５（ｋＡ^２・ｓｅｃ）である。
　但し、ここで、Ｉｂ：前通電電流、Ｔｂ：前通電通電時間、Ｉｗ：スポット溶接電流、Ｔｗ：スポット溶接通電時間、ｔｓ：鋼板板厚、ｔａ：アルミニウム合金板の板厚である。

　したがって、本発明では、高い接合強度と溶接効率とを達成するために、前記した、スポット本溶接と前通電との各々の個別の条件だけでなく、互いの各通電条件が、前記各板厚との関係で、上記関係式を更に満足するようにする。言い換えると、スポット本溶接と前通電との各々の個別の条件を満足しても、互いの各通電条件が上記関係式を更に満足するようにしないと、高い接合強度と溶接効率とを達成できない。

　本発明によれば、溶接素材である鋼板側やアルミニウム合金板側を予め改善することなく、スポット溶接側の前通電の付加（採用）のみによる最小の改善で、チリ発生を防止して、高い接合強度を有する、異材接合部を得ることができる。したがって、鋼板やアルミニウム合金板側の性質（特性）への影響が無く、鋼板やアルミニウム合金板の製造コストを上昇させずに、スポット溶接による高い接合強度を有する、異材接合部を得ることができる。

鋼板の化学成分組成：
　本発明が接合の対象とする冷延鋼板の成分組成について以下に説明する。本発明では、好ましくは、Ｓｉ、Ｍｎなどを含む引張強度が４５０ＭＰａ以上の高強度鋼板（ハイテン）を主たる対象とする。

　このため、冷延鋼板の成分組成については、好ましくは、Ｓｉ、Ｍｎなどを所定量含むことを前提に、質量％で、Ｃ：０．０１～０．３０％、Ｓｉ：０．１～３．００％、Ｍｎ：０．１～３．００％を各々含有し、好ましくは残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とする。また、これに加えて、更に、Ａｌ：０．００２～０．１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成としても良い。また、更に、このＡｌに加えて、あるいはＡｌの代わりに、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｚｒ：０．００５～０．１０％、Ｃｒ：０．０５～３．００％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％、の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成としても良い。

　ここで、鋼板の不純物としてのＰ、Ｓ、Ｎなどは、鋼板の靱性や延性、あるいは接合強度などの諸特性を低下させるので、Ｐ：０．１０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｎ：３００ｐｐｍ以下（０％を含む）に、各々規制する。なお、本発明における化学成分の単位（各元素の含有量）は、アルミニウム合金を含めて、すべて質量％である。鋼板の各成分元素の限定理由は以下の通りである。

Ｃ：
　Ｃは強度上昇に必要な元素であるが、含有量が０．０１％未満では鋼板の強度確保ができず、また０．３０％を超えると冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１～０．３０％の範囲とする。

Ｓｉ：
　Ｓｉは、鋼板の延性を劣化させずに、必要な強度確保が可能な元素としても重要であり、そのためには０．１％以上の含有量が必要である。一方、３．００％を超えて含有すると延性が劣化してくる。したがって、Ｓｉ含有量は、この理由からも０．１～３．００％の範囲とする。

Ｍｎ：
　Ｍｎも、鋼板の強度と靱性を確保するための元素としても必要不可欠で、含有量が０．１％未満ではその効果は得られない。一方、含有量が３．００％を超えると著しく強度が上昇し冷間加工が困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は、この理由からも０．１～３．００％の範囲とする。

Ａｌ：
　Ａｌは、溶鋼の脱酸元素として、固溶酸素を捕捉するとともに、ブローホールの発生を防止して、鋼の靭性向上の為にも有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００２％未満ではこれらの十分な効果が得られず、一方で、０．１％を超えると、逆に溶接性を劣化させたり、アルミナ系介在物の増加により鋼の靭性を劣化させる。したがって、Al含有量は０．００２～０．１％の範囲とする。

Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上：
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上の含有は、共通して、鋼の高強度化や高靭性化に寄与する。この内、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは、鋼中に炭窒化物として析出して強度を高め、鋼のミクロ組織を微細化して強度、靭性等を向上させる。但し、多量に含有させると、靭性を大幅に劣化させる。したがって、これらを選択的に含有させる場合は、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．１０％、Ｚｒ：０．００５～０．１０％の各範囲とする。

　また、この内、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉは鋼の焼き入れ性を向上させて、強度を向上させる。但し、多量に含有させると、鋼の靭性を大幅に劣化させる。したがって、含有させる場合は、Ｃｒ：０．０５～３．００％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～３．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％の範囲とする。

鋼板の強度：
　本発明においては、自動車部材などの用途から、引張強度が４５０ＭＰａ以上の高強度鋼板（ハイテン）を主たる対象とする。これより低強度鋼では、一般に低合金鋼が多く、酸化皮膜がほぼ鉄酸化物であるため、ＦｅとＡｌの拡散が容易となり、脆い反応層が形成しやすい。また、鋼板の強度が不足するために、スポット溶接時の電極チップによる加圧によって、鋼板の変形が大きくなり、酸化皮膜が容易に破壊されるため、アルミニウムとの反応が異常に促進され、脆い金属間化合物が形成しやすくなる。

アルミニウム合金板：
　本発明で接合の対象とするアルミニウム合金板は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のＡＡ乃至ＪＩＳ規格における６０００系アルミニウム合金板とする。この合金材は、自動車車体の各部用途に応じて、形状を特に限定するものではなく、前記した、汎用されている板材、形材、鍛造材、鋳造材などが適宜選択される。ただ、アルミニウム合金板の強度についても、上記鋼板の場合と同様に、スポット溶接時の加圧による変形を抑えるために高い方が望ましい。

　自動車車体パネル用などとしては、優れたプレス成形性やＢＨ性（ベークハード性）、強度、溶接性、耐食性などの諸特性が要求される。このような要求を満足するために、６０００系アルミニウム合金板としての組成は、質量％で、Ｍｇ：０．１～１．２％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｃｕ：０．００１～１．０％、Ｆｅ：０．０１～０．４、Ｍｎ：０．０１～１．０を各々含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる６０００系アルミニウム合金とすることが好ましい。また、ＢＨ性をより優れさせるためには、ＳｉとＭｇとの質量比Ｓｉ／Ｍｇが1 以上であるような過剰Ｓｉ型の６０００系アルミニウム合金板とされることが好ましい。

　更に、前記した各好ましい組成に加えて、Ｃｒ：０．００１～０．２％、Ｚｒ：０．００１～０．２％の一種または二種を合計量で０．３０％以下、あるいはＺｎ：０．００１～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．１０％の一種または二種を選択的に含ませても良い。Ｌｉを０．０１～０．５％の範囲で含有させても良い。

　これ以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った各不純物レベルの含有量 (許容量) とする。しかし、リサイクルの観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として多量に使用した場合には、不純物元素が混入される可能性が高い。そして、これら不純物元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、その他の元素は、各々ＡＡ乃至ＪＩＳ規格などに沿った許容量の範囲での含有を許容する。

　上記６０００系アルミニウム合金における、各元素の含有意義は以下の通りである。
　Ｓｉ：ＳｉはＭｇとともに、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記低温での人工時効処理時に、強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、例えば１８０ＭＰａ以上の必要強度（耐力）を得るための必須の元素である。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎるとプレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく低下し、更に溶接性も大きく阻害される。

　Ｍｇ：Ｍｇも、固溶強化と、塗装焼き付け処理などの前記人工時効処理時に、Ｓｉとともに強度向上に寄与する時効析出物を形成して、時効硬化能を発揮し、パネルとして、前記必要耐力を得るための必須の元素である。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎるとプレス成形性や曲げ加工性等の成形性が著しく低下する。

　Ｃｕ：Ｃｕは、比較的低温短時間の人工時効処理の条件で、アルミニウム合金板組織の結晶粒内への強度向上に寄与する時効析出物の形成を促進させる効果がある。また、固溶したＣｕは成形性を向上させる効果もある。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると耐食性や溶接性を著しく劣化させる。

　Ｆｅ：Ｆｅは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒなどと同じ働きをして、分散粒子 (分散相) を生成し、再結晶後の粒界移動を妨げ、結晶粒の粗大化を防止するとともに、結晶粒を微細化させる効果がある。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると粗大な晶出物を生成しやすくなり、破壊靱性および疲労特性などを劣化させる。

　Ｍｎ：Ｍｎは、均熱化熱処理時に分散粒子（分散相）を生成し、再結晶後の粒界移動を妨げる効果があるため、微細な結晶粒を得ることができる効果がある。プレス成形性やヘム加工性はアルミニウム合金組織の結晶粒が微細なほど向上する。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると機械的性質を低下させる。また曲げ加工性などの成形性が低下する。

　Ｚｎ：Ｚｎは固溶強化にて強度の向上に寄与する他、時効処理に際して、最終製品の時効硬化を著しく促進する効果も有する。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると、応力腐食割れや粒界腐食の感受性を著しく高め、耐食性や耐久性を低下させる。

　Ｔｉ：Ｔｉは、鋳塊の結晶粒を微細化し、押出材組織を微細な結晶粒とする効果がある。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると、粗大な晶析出物を形成し、補強材としての前記曲げ圧壊性や耐食性などの要求特性や、押出材の曲げ加工性などを低下させる原因となる。

　Ｃｒ、Ｚｒ：Ｃｒ、Ｚｒの遷移元素は、Ｍｎと同じく、Ａｌ－Ｃｒ系、Ａｌ－Ｚｒ系などの金属間化合物からなる分散粒子 (分散相) を生成して、結晶粒の粗大化を防止するために有効である。含有量が不足するとこのような効果が得られず、含有量が多すぎると、粗大な晶析出物を形成し、含有量が多すぎると、補強材としての前記曲げ圧壊性や耐食性などの要求特性や、機械的性質を低下させる。また曲げ加工性などの成形性が低下する。

(鋼板やアルミニウム合金板の厚さ)
　鋼板やアルミニウム合金板の溶接される部分の厚さ（板厚）は、前記スポット溶接からの設計だけからではなく、自動車部材などの適用部材の必要強度や剛性などの設計条件からも選択乃至決定される。

　自動車部材などを想定すると、実用的には冷延鋼板の（溶接される部分の）厚さｔは０．３～３．０ｍｍから選択される。鋼板の厚さが薄すぎる場合、自動車部材としての必要な強度や剛性を確保できず不適正である。また、それに加えて、例えば、スポット溶接による場合には、その電極チップによる加圧によって、鋼板の変形が大きく、酸化皮膜が容易に破壊されるため、アルミニウムとの反応が促進される。その結果、脆い金属間化合物が形成しやすくなる。一方、鋼板の厚さが厚すぎる場合、スポット溶接接合自体が難しくなる。

　アルミニウム合金板の（溶接される部分の）厚さｔは、同様に自動車部材などを想定すると、０．３～４．０ｍｍの範囲から選択される。アルミニウム合金板の厚さが薄すぎる場合、自動車部材としての強度が不足して不適切であるのに加え、ナゲット径が得られず、アルミニウム合金板両表面まで溶融が達しやすくチリができやすいため、高い接合強度が得られない可能性がある。一方、アルミニウム合金板の厚さが厚すぎる場合、前記した鋼板の板厚の場合と同様に、溶接接合自体が難しくなる。

　以下に本発明の実施例を記載する。

前通電試験：
　先ず、前記した前通電の、鋼板からのチリ発生と鋼板－アルミ板間でのアルミの溶融が無い、特に、通電電流の有効範囲について検証した。この結果を表３に示す。

　溶接試験は、表１に示す成分組成の、板厚ｔｓが１．４ｍｍである９８０ＭＰａ級ハイテン冷延鋼板と、表２に示す各成分組成の、板厚ｔａが１．２ｍｍで０．２％耐力が２５０ＭＰａの６０００系アルミニウム合金冷延板とを重ね合わせた。そして、表３に示す溶接条件にて、前通電を模擬して、フラックスを用いない１段通電のスポット溶接を行い、鋼板からのチリ発生と鋼板－アルミ板間でのアルミの溶融有無について確認した。電極はＣｕ－Ｃｒ合金からなるＲタイプのドーム型の電極を用い、正極をアルミニウム合金板、負極を鋼板とした。

　表３から、前通電の電極間電流につき、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、通電時間Ｔｂ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下を前提に、電極間電流Ｉｂは１２ｋＡ以下が有効な範囲であることが分かる。すなわち、電極間電流Ｉｂが規定する上限値の１２ｋＡでは、どの加圧力でも（加圧力によらず）、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させていない。しかし、これよりも電極間電流Ｉｂが１４～１８ｋＡなどと大きくなると、加圧力によって、鋼板と電極間でのチリが発生したり、アルミニウム合金板側が溶融したりしている。例えば、加圧力４.５ｋＮなどと大きくしてチリ発生を抑制した場合でも、１６ｋＡでは鋼板－アルミ板界面でのアルミ板の溶融が認められる。鋼板の種類や表面性状によって差はあると考えられるが、これらを抑制する効果の再現性や確実性が損なわれている。したがって、前通電の電極間電流Ｉｂの上限を１２ｋＡと規定する意義が裏付けられる。

　一方、表３から、前通電時の電流Ｉｂが８ｋＡまでは、どの加圧力でも（加圧力によらず）、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させていない。前記した通り、前通電時の電流Ｉｂが小さすぎると、鋼板を効果的に加熱できないため、変形抵抗が低減せず、鋼板と電極の接触状態を改善できない。したがって、この前通電時の電流Ｉｂ８ｋＡのデータから、一般的なスポット溶接機の電流制御範囲も考慮して、前通電の電極間電流Ｉｂの下限は６ｋＡと規定するが、この意義が裏付けられる。

スポット溶接試験：
　前通電と本溶接の条件を種々変更して、スポット溶接を行い、鋼板－電極間のチリ発生、電極の消耗、および接合強度について確認した。この結果を表４に示す。

　鋼板とアルミニウム合金板は前通電に用いたのと同じ、表１、２の成分組成と、同じ強度レベルのものを用い、互いの板厚を種々変えた。これらをＪＩＳ　Ａ３１３７記載の十字引張試験片形状に加工して重ね合わせ、フラックスを用いずに、同じ溶接機を用い、前通電、スポット溶接して、ナゲットを形成して異材接合し、溶接継手（異材接合継手）を製作した。

　ここで各例の共通する溶接条件を以下に記載する。鋼板とアルミニウム合金板とは、共に前記十字引張試験片形状（５０ｍｍ幅×１５０ｍｍ長さの大きさ）に加工し、互いに重ね合わせた上で、重ね合わせた中央部に電極をセットして加圧し、前通電した後、そのままの状態で、時間的な遅滞無く（連続して）スポット本溶接を行った。これら前通電とスポット溶接には、同じ単層整流式抵抗スポット溶接機（容量９０ＫＶＡ)を用い、表４に示す加圧力、溶接電流、溶接時間の条件にて、各５点の前通電およびスポット溶接を行った。電極も、前通電とスポット溶接ともに、同じＣｕ－Ｃｒ合金からなる電極先端が曲率半径Ｒをもったドーム型の電極を用い、正極をアルミニウム合金板、負極を鋼板とした。

チリ発生あるいは電極の消耗評価：
　鋼板－電極間のチリ発生あるいは電極の消耗の評価は、各々目視で行った。前記スポット溶接の５点とも各々鋼板－電極間のチリが発生しなかった例を○、１、２点にチリが発生したが溶接条件の変更で改善できるものを△、ほぼ全ての例で激しくチリが発生し、溶接条件の変更では改善できそうにないものを×と評価した。また、電極の消耗だけは、倍の１０点、前通電とスポット溶接とを行い、スポット溶接後に電極の消耗が生じていないものを○、消耗の始まりである「かじり」が出だしているものを△、明らかに消耗が生じているものを×と評価した。

剥離強度（接合強度）：
　これら製作した各異材接合継手を引張り試験機で十字引張試験し、剥離強度（最大荷重）を求めた。これらの結果も表４に示す。剥離強度は、Ａ６０２２アルミニウム合金板同士のスポット溶接による継手の接合強度（実績）＝１．０ｋＮを参考にして、１．５ｋＮ以上であれば◎、１．０ｋＮ以上であれば○、０．７～１．０ｋＮのものを△、０．７ｋＮ未満であれば×とした。

　表４から明らかな通り、発明例の異材接合継手は、各々適切な条件にて、前通電や本通電のスポット溶接がなされている。すなわち、スポット本溶接と前通電との個別の条件を各々満足するだけでなく、これら互いの各通電条件が上記関係式を更に満足している。この結果、発明例は鋼板－電極間のチリ発生あるいは電極の消耗なしに溶接できており、発明例の異材接合継手は、優れた接合強度（剥離強度）を有する。

　一方、表４から明らかな通り、比較例の異材接合継手は、本通電や前通電の条件が不適切である。この結果、電極間のチリ発生あるいは電極の消耗が生じてスポット本溶接状態（溶接効率）が低下するか、異材接合継手の接合強度が劣るか、この両方が生じている。

　比較例１、２は前通電しておらず、いわば従来のスポット溶接である。このため、スポット本溶接状態が低下し、異材接合継手の接合強度も劣る。
　比較例３、１２は本通電（スポット本溶接）の電流が小さすぎる。このため、スポット本溶接状態は良いものの、異材接合継手の接合強度が劣る。
　比較例５、１１は前通電の通電時間が長すぎる。このため、スポット本溶接状態は良いものの、異材接合継手の接合強度が劣る。
　比較例１５、２０は本通電（スポット本溶接）の電流が高すぎる。このため、スポット本溶接状態が低下し、異材接合継手の接合強度もこの電流の大きさによって劣る。

　比較例７、８、１０、１９、２２は、スポット本溶接と前通電との各々の個別の条件を満足しているが、互いの各通電条件が上記関係式を満たさない。このため、スポット本溶接状態は良いものの、異材接合継手の接合強度が劣る。したがって、前記発明例の場合と併せてみると、スポット本溶接と前通電との各々の個別の条件を満足しても、互いの各通電条件が上記関係式を更に満足するようにしないと、高い接合強度と良好な溶接状態とを両立できないことが裏付けられる。

　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。

　本出願は、２０１０年９月１３日出願の日本特許出願（特願２０１０－２０４３９３）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

　本発明によれば、スポット溶接の側を改善して、鋼板表面からのチリ発生を抑制するとともに、溶接電流もできるだけ小さくでき、高い接合強度を有する異材接合部が得られる、スポット溶接方法を提供できる。このような異材接合方法は、自動車、鉄道車両などの輸送分野、機械部品、建築構造物等における各種構造部材の溶接方法として有用に適用できる。

Claims

　冷延鋼板とアルミニウム合金板とをスポット溶接にて異材接合する方法であって、接合する冷延鋼板の板厚ｔｓを０.３～３.０ｍｍ、接合するアルミニウム合金板の板厚ｔａを０.３～４.０ｍｍとした上で、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｗ：１４～２６ｋＡ、通電時間Ｔｗ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の各条件にて、スポット溶接を行ってナゲットを形成する前に、互いの板に接触させた電極に対して、電極間加圧力：２．５～４．５ｋＮ、電極間電流Ｉｂ：６～１２ｋＡ、通電時間Ｔｂ：鋼板板厚（ｔｓ）１ｍｍ当たり２００ｍｓｅｃ以下の、鋼板と電極間でチリを発生させず、かつアルミニウム合金板側を溶融させない条件にて、予め前通電を行い、その後１秒以内に前記スポット溶接を行うに際し、これらスポット溶接と前通電との条件が、前記各通電条件と前記各板厚とで決まる下記関係式を更に満足することを特徴とする異材接合方法。
関係式：２０≦（Ｉｂ^２×Ｔｂ＋Ｉｗ^２×Ｔｗ）×ｔｓ／ｔａ≦５５（ｋＡ^２・ｓｅｃ）