鋼／アルミニウムの接合構造体
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２をスポット溶接で積層した接合構造体である。めっき層４がＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％を含み、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層７の面積比率が９０％以下に抑えられ、下地鋼５／めっき層４の界面に生じているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６と接合界面のＡｌ−Ｆｅ二元合金層７との間に合金層消失域９が存在している。Ｎ：０．００２〜０．０２０質量％を含む鋼材５を下地鋼とし、溶融アルミニウムめっき層４に接する表面に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１を使用すると、脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が接合界面に広がることなく、鋼／アルミニウムの接合構造体の接合強度が向上する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
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に関する。
【背景技術】
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おり、強度が要求される用途では厚肉化により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を損ない、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、厚肉化しなくても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いる。しかし、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をアルミニウム材料と接合すると、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，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。特開２００３−３３８８５号公報では、拡散反応を律速する反応温度，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ので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、特開平６−３９５８８号公報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等が拡散すると、溶接時の冷却過程でＦｅが再析出し、拡散係数の大きなＳｉが溶融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、接合強度が著しく低い継手となる。
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、特開２００３−１４５２７８号公報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を抑制するため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。
【発明の開示】
本発明は、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・検討した結果として完成されたものであり、溶融アルミニウムめっき層のＦｅ，Ｓｉ濃度を適正管理することによりＡｌ−Ｆｅ二元合金層の悪影響を抑え、接合強度の高い鋼／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。
本発明の鋼／アルミニウムの接合構造体は、Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％，残部が実質的にＡｌの組成をもつ溶融アルミニウムめっき層が設けられためっき鋼板にアルミニウム又はアルミニウム合金をスポット溶接で積層している。接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の面積比率が９０％以下に抑えられ、下地鋼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三元合金層と接合界面のＡｌ−Ｆｅ二元合金層との間に合金層消失域が存在している。
【図面の簡単な説明】
図１Ａは、スポット溶接した普通鋼鋼板／アルミニウム合金板の接合界面を示す模式図
図１Ｂは、溶融アルミニウムめっき鋼板／アルミニウム合金板の接合界面を示す模式図
図２は、下地鋼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スポット溶接したときに形成されるナゲットの断面を溶接サイクルごとに模写した図
図３は、溶接サイクルに応じたナゲット径，合金層消失域の幅，Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の幅の変化を示すグラフ
【発明を実施するための最良の形態】
次いで、図面を参照しながら本発明を具体的に説明する。
溶融アルミニウムめっき鋼板とアルミニウム板と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：３〜４０サイクル／６０Ｈｚ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。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。接合界面全域にＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成すると、接合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、合金層消失域９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、接合強度が高くなる。
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。すなわち、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、接合強度が向上する。
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ので下地鋼５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。
実際、めっき層４のＦｅ濃度が０．５質量％以上になると、後述の実施例でもみられるように、電極３の中心部ではＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成するものの、中心部に比較して投入熱量の少ない電極３の周辺部ではＦｅの溶込みが抑えられ、合金層消失域９が形成される。しかし、めっき層４のＦｅ濃度が５質量％を超えると、却って接合強度が低下し、耐食性，加工性等、溶融アルミニウムめっき層本来の特性にも悪影響を及ぼすので好ましくない。
下地鋼５から溶融ＡｌへのＦｅ拡散は、下地鋼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、ブレージング用アルミニウムめっき鋼板（特開平９−２２８０１８号公報）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、接合強度の高い接合構造体が得られる。
Ｆｅに比較して拡散係数が大きなＳｉが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に拡散すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６が消失する。めっき層４のＳｉ濃度を３〜１２質量％と高めに設定しておくことにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６から溶融ＡｌへのＳｉ拡散が遅延してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６の消失が抑制され、接合界面を除く個所で下地鋼５に対するめっき層４の密着性が確保される。Ｓｉ濃度の増加に応じてＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が減少する傾向も窺われ、結果として接合強度が向上する。
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，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、引上げ直後の鋼帯に対するワイピングガスの吹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５〜７０μｍの範囲で選定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に、溶融アルミニウムめっき層に含まれるＳｉ，Ｆｅの含有量をそれぞれＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％に規制する。ここでいうＳｉ，Ｆｅの含有量は、下地鋼５と溶融アルミニウムめっき層４との界面に形成される合金層を含まない値である。Ａｌ−Ｆｅの相互拡散反応に大きな影響を及ぼさないＴｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃｒ，Ｍｎ等の元素は、溶接性以外の特性向上が必要な場合に適宜含有させることができる。
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、下地鋼と溶融アルミニウムめっき層との界面反応である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、溶接電流の増加に応じて接合強度が高くなる。通電：１２サイクル／６０Ｈｚでは、溶接電流を１２ｋＡ以上に設定することにより３ｋＮ以上の良好な引張剪断強度が得られる。溶接電流２５ｋＡでは、５サイクル／６０Ｈｚ以上で３ｋＮ以上の引張剪断強度が得られる。
【実施例１】
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とめっき層との界面に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とめっき層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機の電極間に挟み込み、３ｋＮの圧力を加えた。電極に径：１６ｍｍ，先端アール：４０ｍｍの銅合金チップを用い、最大溶接電流：２５ｋＡ，周波数：６０Ｈｚ，通電サイクル：１２でスポット溶接した。
ナゲットの中心及び周縁から１．５ｍｍ内側のナゲット外周部に観察点をとり、サイクルごとに接合界面を観察し、接合界面にある合金層をＳＥＭ−ＥＤＸ（８４０Ａ，日本電子株式会社製）で定量した。
図２の観察結果にみられるように、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層は、ナゲット中心部，ナゲット外周部共に通電：１サイクルで一部が溶融Ａｌに拡散していた。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層のＳｉ濃度はナゲット外周部で３．１質量％，ナゲット中心部で１．７質量％に低下し、Ｆｅ濃度はナゲット外周部でほとんど変わらず、ナゲット中心部で若干増加していた。
３サイクル通電したとき、ナゲット外周部のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層がほぼ完全に消失しており、溶融Ａｌに，Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層が溶出したことが判る。他方、ナゲット中心部では、合金層が検出された。該合金層は、Ｓｉ濃度が０．９質量％と低く、Ｆｅ濃度が４０．８質量％と高いことから、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層消失後の新たに生成したＡｌ−Ｆｅ二元合金層である。
通電を更に６サイクル繰り返した状態では、ナゲット外周部の接合界面に合金層はほとんど検出されなかったが、ナゲット中心部の接合界面にはＳｉ濃度０．８質量％，Ｆｅ濃度４６．０質量％のＡｌ−Ｆｅ二元合金層が厚く成長していた。
ナゲット外周部に合金層がないため、スポット溶接で形成された接合部は、ナゲット中心部のＡｌ−Ｆｅ二元合金層を合金層消失域９（図１Ｂ）で取り囲み、更にその周囲をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層で取り囲んだ接合界面をもつ継手となる。
ナゲット径，合金層消失域の幅，Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の幅は、通電のサイクル数に応じて変わるが、通電５サイクル以上でＡｌ−Ｆｅ二元合金層の幅がほぼ一定となり、ナゲット径，合金層消失域の幅も増加率が大幅に低下した（図３）。ＪＩＳＺ３１３６で規定されている引張剪断試験で評価した接合強度も、通電５サイクル以上で３．５ｋＮ以上の高い引張剪断強度（ＴＳＳ）であり、アルミニウム材料相互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剪断強度が通常使用されるが、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材接合継手では、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。ＪＩＳＺ３１３７に規定されている十字引張試験により剥離方向に沿った接合強度を調査すると、剥離強度として１．５ｋＮ以上の十字引張強度（ＣＴＳ）が得られ、アルミニウム材料相互を接合した継手と同等又はそれ以上の値であった。
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料にスポット溶接したところ、接合界面全域にわたってＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成した。そのため、引張剪断強度が２．５ｋＮと著しく低く、十字引張強度も１．０ｋＮ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を被溶接材に使用した場合でも、引張剪断強度：３．０ｋＮ以上，十字引張強度：１．０ｋＮ以上の接合界面を形成できなかった。
【実施例２】
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，めっき条件を調整した。
相手材のアルミニウム材料には、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された試験片を脱脂・洗浄した後、重ね合わせて交流式スポット溶接機（６０Ｈｚ）で溶接した。スポット溶接では、径：１６ｍｍ，先端アール：７５ｍｍの銅合金チップを電極に用い、溶接電流：１９ｋＡ，周波数：６０Ｈｚ，通電サイクル：１２の溶接条件を採用した。
スポット溶接で作製された鋼／アルミニウムの接合構造体を実施例１と同じ引張剪断試験，十字引張試験に供し、接合強度を測定した。
測定結果を示す表１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％）に維持されていると引張剪断強度：３ｋＮ以上，十字引張強度：１．５ｋＮ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、引張剪断強度：３ｋＮ，十字引張強度：１．０ｋＮ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確認された。
逆に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察される。
【実施例３】
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スポット溶接した。得られた鋼／アルミニウムの接合構造体を引張剪断試験，十字引張試験に供し、接合強度を測定した。
表２の測定結果にみられるように、Ｍｇ，Ｓｉ含有量をそれぞれＭｇ：０．１〜６．０質量％，Ｓｉ：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、引張剪断強度，十字引張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剪断強度：４．０ｋＮ以上，十字引張強度：１．６ｋＮ以上が確保された（Ｎｏｓ．２，４）。
【産業上の利用可能性】
以上に説明したように、本発明の接合構造体は、鋼／アルミニウムの接合界面全域に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が接合界面全域に生成することなく、ナゲット中心部の接合界面に生成するＡｌ−Ｆｅ二元合金層の周囲を合金層消失域で取り囲み、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の割合を面積比９０％以下に抑えている。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。
【図２】
【図３】
【技術分野】
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に関する。
【背景技術】
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おり、強度が要求される用途では厚肉化により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を損ない、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、厚肉化しなくても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いる。しかし、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をアルミニウム材料と接合すると、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，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。特開２００３−３３８８５号公報では、拡散反応を律速する反応温度，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ので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、特開平６−３９５８８号公報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等が拡散すると、溶接時の冷却過程でＦｅが再析出し、拡散係数の大きなＳｉが溶融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、接合強度が著しく低い継手となる。
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、特開２００３−１４５２７８号公報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を抑制するため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。
【発明の開示】
本発明は、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・検討した結果として完成されたものであり、溶融アルミニウムめっき層のＦｅ，Ｓｉ濃度を適正管理することによりＡｌ−Ｆｅ二元合金層の悪影響を抑え、接合強度の高い鋼／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。
本発明の鋼／アルミニウムの接合構造体は、Ｓｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％，残部が実質的にＡｌの組成をもつ溶融アルミニウムめっき層が設けられためっき鋼板にアルミニウム又はアルミニウム合金をスポット溶接で積層している。接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の面積比率が９０％以下に抑えられ、下地鋼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三元合金層と接合界面のＡｌ−Ｆｅ二元合金層との間に合金層消失域が存在している。
【図面の簡単な説明】
図１Ａは、スポット溶接した普通鋼鋼板／アルミニウム合金板の接合界面を示す模式図
図１Ｂは、溶融アルミニウムめっき鋼板／アルミニウム合金板の接合界面を示す模式図
図２は、下地鋼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スポット溶接したときに形成されるナゲットの断面を溶接サイクルごとに模写した図
図３は、溶接サイクルに応じたナゲット径，合金層消失域の幅，Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の幅の変化を示すグラフ
【発明を実施するための最良の形態】
次いで、図面を参照しながら本発明を具体的に説明する。
溶融アルミニウムめっき鋼板とアルミニウム板と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：３〜４０サイクル／６０Ｈｚ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。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。接合界面全域にＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成すると、接合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、合金層消失域９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、接合強度が高くなる。
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。すなわち、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、接合強度が向上する。
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ので下地鋼５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。
実際、めっき層４のＦｅ濃度が０．５質量％以上になると、後述の実施例でもみられるように、電極３の中心部ではＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が生成するものの、中心部に比較して投入熱量の少ない電極３の周辺部ではＦｅの溶込みが抑えられ、合金層消失域９が形成される。しかし、めっき層４のＦｅ濃度が５質量％を超えると、却って接合強度が低下し、耐食性，加工性等、溶融アルミニウムめっき層本来の特性にも悪影響を及ぼすので好ましくない。
下地鋼５から溶融ＡｌへのＦｅ拡散は、下地鋼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、ブレージング用アルミニウムめっき鋼板（特開平９−２２８０１８号公報）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、接合強度の高い接合構造体が得られる。
Ｆｅに比較して拡散係数が大きなＳｉが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に拡散すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６が消失する。めっき層４のＳｉ濃度を３〜１２質量％と高めに設定しておくことにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６から溶融ＡｌへのＳｉ拡散が遅延してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層６の消失が抑制され、接合界面を除く個所で下地鋼５に対するめっき層４の密着性が確保される。Ｓｉ濃度の増加に応じてＡｌ−Ｆｅ二元合金層７が減少する傾向も窺われ、結果として接合強度が向上する。
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，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、引上げ直後の鋼帯に対するワイピングガスの吹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５〜７０μｍの範囲で選定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に、溶融アルミニウムめっき層に含まれるＳｉ，Ｆｅの含有量をそれぞれＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％に規制する。ここでいうＳｉ，Ｆｅの含有量は、下地鋼５と溶融アルミニウムめっき層４との界面に形成される合金層を含まない値である。Ａｌ−Ｆｅの相互拡散反応に大きな影響を及ぼさないＴｉ，Ｚｒ，Ｂ，Ｃｒ，Ｍｎ等の元素は、溶接性以外の特性向上が必要な場合に適宜含有させることができる。
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、下地鋼と溶融アルミニウムめっき層との界面反応である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、溶接電流の増加に応じて接合強度が高くなる。通電：１２サイクル／６０Ｈｚでは、溶接電流を１２ｋＡ以上に設定することにより３ｋＮ以上の良好な引張剪断強度が得られる。溶接電流２５ｋＡでは、５サイクル／６０Ｈｚ以上で３ｋＮ以上の引張剪断強度が得られる。
【実施例１】
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とめっき層との界面に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とめっき層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機の電極間に挟み込み、３ｋＮの圧力を加えた。電極に径：１６ｍｍ，先端アール：４０ｍｍの銅合金チップを用い、最大溶接電流：２５ｋＡ，周波数：６０Ｈｚ，通電サイクル：１２でスポット溶接した。
ナゲットの中心及び周縁から１．５ｍｍ内側のナゲット外周部に観察点をとり、サイクルごとに接合界面を観察し、接合界面にある合金層をＳＥＭ−ＥＤＸ（８４０Ａ，日本電子株式会社製）で定量した。
図２の観察結果にみられるように、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層は、ナゲット中心部，ナゲット外周部共に通電：１サイクルで一部が溶融Ａｌに拡散していた。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層のＳｉ濃度はナゲット外周部で３．１質量％，ナゲット中心部で１．７質量％に低下し、Ｆｅ濃度はナゲット外周部でほとんど変わらず、ナゲット中心部で若干増加していた。
３サイクル通電したとき、ナゲット外周部のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層がほぼ完全に消失しており、溶融Ａｌに，Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層が溶出したことが判る。他方、ナゲット中心部では、合金層が検出された。該合金層は、Ｓｉ濃度が０．９質量％と低く、Ｆｅ濃度が４０．８質量％と高いことから、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層消失後の新たに生成したＡｌ−Ｆｅ二元合金層である。
通電を更に６サイクル繰り返した状態では、ナゲット外周部の接合界面に合金層はほとんど検出されなかったが、ナゲット中心部の接合界面にはＳｉ濃度０．８質量％，Ｆｅ濃度４６．０質量％のＡｌ−Ｆｅ二元合金層が厚く成長していた。
ナゲット外周部に合金層がないため、スポット溶接で形成された接合部は、ナゲット中心部のＡｌ−Ｆｅ二元合金層を合金層消失域９（図１Ｂ）で取り囲み、更にその周囲をＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ三元合金層で取り囲んだ接合界面をもつ継手となる。
ナゲット径，合金層消失域の幅，Ａｌ−Ｆｅ二元合金層の幅は、通電のサイクル数に応じて変わるが、通電５サイクル以上でＡｌ−Ｆｅ二元合金層の幅がほぼ一定となり、ナゲット径，合金層消失域の幅も増加率が大幅に低下した（図３）。ＪＩＳＺ３１３６で規定されている引張剪断試験で評価した接合強度も、通電５サイクル以上で３．５ｋＮ以上の高い引張剪断強度（ＴＳＳ）であり、アルミニウム材料相互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剪断強度が通常使用されるが、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材接合継手では、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。ＪＩＳＺ３１３７に規定されている十字引張試験により剥離方向に沿った接合強度を調査すると、剥離強度として１．５ｋＮ以上の十字引張強度（ＣＴＳ）が得られ、アルミニウム材料相互を接合した継手と同等又はそれ以上の値であった。
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料にスポット溶接したところ、接合界面全域にわたってＡｌ−Ｆｅ二元合金層が生成した。そのため、引張剪断強度が２．５ｋＮと著しく低く、十字引張強度も１．０ｋＮ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を被溶接材に使用した場合でも、引張剪断強度：３．０ｋＮ以上，十字引張強度：１．０ｋＮ以上の接合界面を形成できなかった。
【実施例２】
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，めっき条件を調整した。
相手材のアルミニウム材料には、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された試験片を脱脂・洗浄した後、重ね合わせて交流式スポット溶接機（６０Ｈｚ）で溶接した。スポット溶接では、径：１６ｍｍ，先端アール：７５ｍｍの銅合金チップを電極に用い、溶接電流：１９ｋＡ，周波数：６０Ｈｚ，通電サイクル：１２の溶接条件を採用した。
スポット溶接で作製された鋼／アルミニウムの接合構造体を実施例１と同じ引張剪断試験，十字引張試験に供し、接合強度を測定した。
測定結果を示す表１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％）に維持されていると引張剪断強度：３ｋＮ以上，十字引張強度：１．５ｋＮ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、引張剪断強度：３ｋＮ，十字引張強度：１．０ｋＮ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確認された。
逆に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察される。
【実施例３】
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スポット溶接した。得られた鋼／アルミニウムの接合構造体を引張剪断試験，十字引張試験に供し、接合強度を測定した。
表２の測定結果にみられるように、Ｍｇ，Ｓｉ含有量をそれぞれＭｇ：０．１〜６．０質量％，Ｓｉ：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、引張剪断強度，十字引張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剪断強度：４．０ｋＮ以上，十字引張強度：１．６ｋＮ以上が確保された（Ｎｏｓ．２，４）。
【産業上の利用可能性】
以上に説明したように、本発明の接合構造体は、鋼／アルミニウムの接合界面全域に脆弱なＡｌ−Ｆｅ二元合金層が接合界面全域に生成することなく、ナゲット中心部の接合界面に生成するＡｌ−Ｆｅ二元合金層の周囲を合金層消失域で取り囲み、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の割合を面積比９０％以下に抑えている。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。
【図２】
【図３】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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スポット溶接で積層した接合構造体であり、溶融アルミニウムめっき層がＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％，Ａｌ：実質的に残部の組成をもち、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の面積比率が９０％以下に抑えられ、下地鋼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三元合金層と接合界面のＡｌ−Ｆｅ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鋼／アルミニウムの接合構造体。
【請求項２】
溶融アルミニウムめっき鋼板が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請求項１記載の接合構造体。
【請求項３】
アルミニウム又はアルミニウム合金のＦｅ含有量が１．０質量％以下に規制されている請求項１又は２記載の接合構造体。
【請求項４】
請求項１〜３何れかに記載のアルミニウム合金が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である接合構造体。
【請求項１】
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スポット溶接で積層した接合構造体であり、溶融アルミニウムめっき層がＳｉ：３〜１２質量％，Ｆｅ：０．５〜５質量％，Ａｌ：実質的に残部の組成をもち、接合界面に占めるＡｌ−Ｆｅ二元合金層の面積比率が９０％以下に抑えられ、下地鋼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三元合金層と接合界面のＡｌ−Ｆｅ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鋼／アルミニウムの接合構造体。
【請求項２】
溶融アルミニウムめっき鋼板が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請求項１記載の接合構造体。
【請求項３】
アルミニウム又はアルミニウム合金のＦｅ含有量が１．０質量％以下に規制されている請求項１又は２記載の接合構造体。
【請求項４】
請求項１〜３何れかに記載のアルミニウム合金が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である接合構造体。
【国際公開番号】ＷＯ２００５／０３０４２４
【国際公開日】平成１７年４月７日（２００５．４．７）
【発行日】平成１８年１２月７日（２００６．１２．７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−５１４３０２（Ｐ２００５−５１４３０２）
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＪＰ２００４／０１４５４５
【国際出願日】平成１６年９月２７日（２００４．９．２７）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【国際公開日】平成１７年４月７日（２００５．４．７）
【発行日】平成１８年１２月７日（２００６．１２．７）
【国際特許分類】
【国際出願番号】ＰＣＴ／ＪＰ２００４／０１４５４５
【国際出願日】平成１６年９月２７日（２００４．９．２７）
【出願人】（０００００４５８１）日新製鋼株式会社 (1,178)
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
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