異種材料接合用鋼材、異種材料接合體及異種材料接合方法

專利名稱：異種材料接合用鋼材、異種材料接合體及異種材料接合方法
技術領域：
本發明涉及一種可以得到高接合強度的與鋁合金材接合的異種材料接合(dissimilar joint)用鋼材、將鋼材和招合金材焊接接合而成的異種材料接合體、以及將鋼材和鋁材接合而成的異種材料接合體及異種材料接合方法。
背景技術：
近年來，針對由廢氣等引起的地球環境問題，正在追求通過汽車等運輸機的車身的輕量化而提高燃料消耗量。另外，也正在追求盡量不阻礙該輕量化地提高汽車的車身碰撞時的安全性。因此，特別是對汽車的車身結構，正逐漸代替目前使用的鋼材而使用更輕量且能量吸收性也優異的鋁合金材。在此所謂的鋁合金材為鋁合金的壓延板材、擠壓材料、鍛造材料等的總稱。例如，正在研究在汽車的發動機罩、擋泥板、門、車頂、行李箱蓋等車身板結構體的外板(out panel)及內板(inner panel)等車身板中使用Al-Mg-Si系的AA或JIS6000系(以下，簡稱為6000系)及Al-Mg系的AA或JIS5000系(以下，簡稱為5000系)等鋁合金板。另外，作為用于確保汽車的車身碰撞時的安全性的保險扛增強材料(也稱為保險杠加固材料(bumper reinforcement)、保險杠加強材料(bumper armature))及門增強材料(也稱為門護欄、車門防撞梁)等能量吸收構件或增強材料，使用Al-Zn-Mg系AA或JIS7000系(以下，簡稱為7000系)及所述6000系合金等鋁合金擠壓型材料。進而，懸架等汽車行走零件使用所述6000系合金的鋁合金鍛造材料。只要不是全鋁的汽車車身，這些鋁合金材在通常的汽車車身中必然與原本常用的鋼板及型鋼等鋼材(鋼構件)接合使用。因此，在汽車車身使用鋁合金材時(組合有鋼材和鋁合金材的構件)，這也必然存在Fe-Al的異種材料接合(鐵鋁的異種金屬構件之間的接合)的必要性。但是，作為通過焊接進行該Fe-Al異種材料接合時的問題點，有在相互的接合界面(joint interface)生成高硬度且非常脆的Fe和Al的金屬間化合物層(以下，也稱為反應層)。因此，即使表觀上互相接合，由于生成該化合物層，在通過焊接進行的Fe-Al異種材料接合中，也多不能得到異種材料接合體中的充分的接合強度。針對上述情況，一直以來，在這些異種材料接合體(異種金屬構件之間的接合體)的接合中，不僅進行焊接，而且組合使用螺栓及鉚釘等或粘合劑進行接合，但存在接合作業復雜及接合成本上升等問題。因此，目前，對Fe-Al異種材料接合的焊接法，正在研究通常的汽車車身的接合中常用的利用有效的點焊進行的接合。例如，提出了一種在鋁材和鋼材之間嵌入鋁包鋼材料(aluminum-clad steel)的方法。另外，還提出了一種在鋼材側鍍敷或嵌入熔點低的金屬的方法。進而，還提出了一種在鋁材和鋼材之間夾持絕緣體粒子的方法或對構件預先賦予凹凸的方法等。進而，也提出了一種除去鋁材的不均一的氧化膜后，在大氣中加熱形成均一的氧化膜，以鋁表面的接觸電阻高的狀態，將鋁-鋼的2層多層鋼板用于嵌入材料進行點焊的方法。另一方面，已知在鋼材側，為了鋼板的高強度化而添加Si、Mn、Al等容易形成氧化物的元素時，在母材(base material)表面生成包含這些Si、Mn、Al等的氧化物。而且已知包含這些Si、Mn、Al等的氧化物阻礙鍍鋅等表面被覆與鋼板的密合性。進而，還已知只要通過酸洗(pickle)鋼板等將包含這些Si、Mn、Al等的氧化物層的厚度設定為O. 05 I μ m的范圍，就可以提高鍍鋅等表面被覆與鋼板的密合性及鋼板之間的點焊性(參照專利文獻I)。但是，在這些現有技術中，在通常的汽車車身的接合中常用的利用有效的點焊進行的接合條件下，焊接接合后的Fe-Al的異種材料接合體不能得到充分的接合強度。換言 之，用于得到接合強度的點焊條件很復雜而不現實。相對于此，提出了多種意圖在于特別是常用作汽車車身用的6000系鋁合金材等和抗張強度為450MPa以上的高強度鋼板(高強度鋼材(high-strength steels))的異種材料接合體的點焊的技術。例如，在專利文獻2、3中，提出了將板厚限制在3mm以下的鋼材和鋁合金材以重疊2張以上鋼材或將鋼材夾持在鋁合金材間的形式進行點焊。在專利文獻4中，提出了規定點焊部的熔核(nugget)面積及界面反應層(boundary reaction layer)的厚度而提高接合強度。另外，在專利文獻5、6中，提出了分別詳細規定焊接界面中的鋼材側和鋁合金材側的各生成化合物的組成及厚度、面積等而提高接合強度。進而，在專利文獻7中，提出了在指定組成的高強度鋼板中，將暫時除去鋼板表面上的既存的氧化物層后新生成的外部氧化物層設定為指定比例的Mn、Si組成的氧化物，進而規定該從鋼材的鋼坯料表面到深度IOym以下的鋼區域中存在的包含合計量lat%以上Mn、Si的內部氧化物所占的比例，在適宜的點焊條件下，得到異種材料接合體的高接合強度。該專利文獻7中，通過新生成的包含Si、Mn等的外部氧化物層和鋼坯料表面正下方的內部氧化物層，抑制點焊時的Fe、Al的擴散，抑制接合界面中Al-Fe系的脆的金屬間化合物層的過剩生成。并且，在專利文獻7中，焊接手法沒有限定，實施例I通過點焊進行異種材料接合，實施例2通過激光焊接進行異種材料接合，實施例3通過MIG焊接進行異種材料接合，制備異種材料接合體。專利文獻I :日本特開2002-294487號公報專利文獻2 :日本特開2007-144473號公報專利文獻3 :日本特開2007-283313號公報專利文獻4 :日本特開2006-167801號公報專利文獻5 :日本特開2006-289452號公報專利文獻6 日本特開2007-260777號公報專利文獻7 :日本特開2006-336070號公報

發明內容
上述專利文獻2 7的意圖都在于鋁合金材和高強度鋼板的異種材料接合體的點焊，目的在于，適用條件等的限制少且通用性優異、抑制在接合部生成脆弱的金屬間化合物、提高接合強度。但是，這些專利文獻2 7中，關于鋁合金材及高強度鋼板的異種材料接合體的點焊，從還要提高接合強度等的方面考慮，仍存在改良的余地。特別是專利文獻7，從通過在鋼材表面新生成的包含Si、Mn等的外部氧化物層和鋼材的坯料表面正下方的內部氧化物層來抑制點焊時的Fe、Al的擴散、抑制接合界面中Al-Fe系的脆金屬間化合物層的過剩生成方面考慮是有效的。但是，該異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度即使高也不足2kN，為了得到2kN以上的接合強度還有改良的余地。本發明是鑒于上述問題點而完成的，其目的在于提供一種點焊的適用條件等的限制少、通用性優異，同時，不會在接合部生成脆弱的金屬間化合物等而阻礙接合的可靠性， 可以得到具有高接合強度的接合部的異種材料接合用鋼材、異種材料接合體及異種材料接合方法。第一解決方式(異種材料接合用鋼材的要點)用于達成該目的的本發明異種材料接合用鋼材的要點在于，其為要和6000系鋁合金材接合的異種材料接合用鋼材，其中，將該鋼材的組成設定為以質量％計分別包含C 0. 01 O. 30%,Si 0. I 3. 00%,Mn 0. I 3. 00%，同時，分別規定 P 0. 10% 以下(包含0% )、S :0.05%以下(包含0% )、N:300ppm以下(包含0% )，作為在該鋼材的從鋼坯料表面到深度20 μ m的鋼區域中存在的氧化物，晶粒界面(grain boundary)中存在的氧化物和包含合計量lat%以上Mn、Si的在晶粒內存在的氧化物所占的比例以在該鋼區域中所占的平均面積比例計，為5%以上且不足20%，該鋼材表面上存在的包含合計量lat%以上Mn、Si的外部氧化物所占的比例以相對于鋼坯料和外部氧化物層之間的界面的大致水平方向的長度I μ m該氧化物所占的合計長度的平均比例計，為O. I %以上且不足50%。。(異種材料接合體的要點)另外，用于達成上述目的的本發明異種材料接合體的要點在于，其為上述要點的異種材料接合用鋼材和鋁合金材的異種材料接合體，其中，上述鋁合金材由以質量％計分別包含Mg :0. I 3. 0%、Si :0. I 2. 5%、Cu :0. 001 I. 0%的6000系鋁合金構成，異種材料接合體的在所述鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量為2. O質量％以下，同時，在上述接合界面形成有Fe和Al的反應層。(異種材料接合方法的要點)另外，用于達成上述目的的本發明異種材料接合方法的要點在于，其為鋼材和鋁合金材的異種材料接合方法，為互相焊接的鋼材和鋁合金材的異種材料接合方法，其中，將上述要點的異種材料接合用鋼材和由以質量％比計分別包含Mg :0. I 3. O %、Si :0. I
2.5%, Cu :0. 001 I. 0%的6000系鋁合金構成的鋁合金材點焊或摩擦點接合(frictionspot joining,摩擦攪拌接合)。(外部氧化物層的構成)
在此，本發明的上述外部氧化物層中，除包含合計量Iat %以上的Mn、Si的氧化物以外的剩余部分為Mn、Si的含量以合計量計不足lat%的氧化物和空隙，本發明中的外部氧化物層由包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物、Mn、Si的含量以合計量計不足lat%的氧化物和空隙構成。(本發明的優選方式)所述異種材料接合體為點焊而成的異種材料接合體，作為每個點焊處的條件，優選在所述鋼材和鋁合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的金屬間化合物層的在熔核深度方向的平均厚度為O. I 3μ m的范圍的同時，所述Fe和Al的金屬間化合物層的形成范圍為點焊接合面積的70%以上的面積。另外，所述異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度優選為2kN以上。另外，所述異種材料接合體優選為汽車的車身結構用。進而，作為所述鋼材和鋁合金材的每個接合處的條件，優選以電極間壓力2. O 3. OkN，根據和焊接的招合金材部分的厚度t nim的關系，以10 35kA的電極間電流通電200Xtmsec 以下的時間，將鋼材和鋁合金材點焊。第二解決方式(異種材料接合用鋼材的要點)用于達成該目的的本發明鋼材的要點在于，其為要和5000系或7000系鋁合金材形成的異種材料接合用鋼材，其中，將該鋼材的組成設定為以質量％計分別包含C :
0.01 O. 30%,Si 0. I 3. 00%,Mn 0. I 3. 00%，同時，分別規定 P 0. 10% 以下(包含0% ),S 0. 05%以下(包含0%)、N:300ppm以下(包含0% )，該鋼材表面上存在的包含合計量lat%以上Mn、Si的外部氧化物所占的比例，以與鋼坯料和外部氧化物層之間的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計為80 100%異種材料接合用鋼材。(異種材料接合體的要點)用于達成上述目的的本發明異種材料接合體的要點在于，其為上述要點的異種材料接合用鋼材和鋁合金材的異種材料接合體，其中，上述鋁合金材由以質量％計包含Mg:
1.0%以上的5000系或7000系鋁合金構成，異種材料接合體的在所述鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量為2. O質量％以下，同時，在上述接合界面上形成有Fe和Al的反應層。
(異種材料接合方法的要點)用于達成上述目的的本發明異種材料接合方法的要點在于，其為鋼材和鋁合金材的異種材料接合方法，其中，將上述要點所述的鋼材和由以質量％計包含Mg :1.0%以上的5000系或7000系鋁合金構成的鋁合金材點焊或摩擦點接合(摩擦攪拌接合)。(外部氧化物層的構成)在此，本發明的上述外部氧化物層中，除包含合計量Iat %以上的Mn、Si的氧化物以外的剩余部分為Mn、Si的含量以合計量計不足lat%的氧化物和空隙，本發明中的外部氧化物層由包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物、Mn、Si的含量以合計量不足1&七％的氧化物和空隙構成。(本發明的優選方式)所述異種材料接合體為點焊而成的異種材料接合體，作為每個點焊處的條件，優選在所述鋼材和鋁合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反應層的在熔核深度方向的平均厚度為O. I 3μπι的范圍的同時，所述Fe和Al的反應層的形成范圍為點焊面積的70%以上的面積。另外，所述異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度優選為2kN以上。另外，所述異種材料接合體優選為汽車的車身結構用。另外，作為所述每個點焊處的條件，優選以電極間壓力2. O 3. OkN，根據和接合的鋁合金材部分的厚度t_的關系，以10 35kA的電極間電流通電200 Xtmsec以下的時間。另外,作為所述鋼材和鋁合金材的每個接合處的條件，優選以電極間壓力2. O 3. OkN，根據和焊接的鋁合金材部分的厚度tmm的關系，以10 35kA的電極間電流通電200Xtmsec以下的時間，將鋼材和招合金材點焊。第三解決方式(異種材料接合體的要點)用于達成該目的的本發明異種材料接合體的要點在于，其為鋼材和鋁合金材的異種材料接合體，其中，將接合的鋼材設定為以質量％計分別包含C :0. 01 O. 30%, Si O. I 3. 00%,Mn 0. I 3. 00%且分別規定P 0. 10%以下(包含0%)、S :0. 05%以下(包含0%)、N:300ppm以下(包含0%)的鋼材，同時，將接合的鋁合金材設定為以質量％計分別包含 Mg 0. I 3. 0%,Si 0. I 2. 5%,Cu 0. 001 I. 0%并還包含 Li 0. 01 O. 5%,Mn :0. I O. 5%的I種或2種的6000系鋁合金，異種材料接合體的在所述鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量為2. O質量％以下，而且，在異種材料接合體的接合界面上形成有Fe1和Al的反應層。(異種材料接合方法的要點)另外，用于達成上述目的的本發明異種材料接合方法的要點在于，其為鋼材和鋁合金材的異種材料接合方法，其中，將互相焊接處的厚度設定為3_以下，將接合的鋼材設定為以質量％計分別包含C :0. 01 O. 30%,Si :0. I 3. 00%,Mn :0. I 3. 00%且分別規定P 0. 10%以下(包含0%)、S 0. 05%以下(包含0%)、N:300ppm以下(包含0% )的鋼材，同時，將該鋼材表面上存在的外部氧化物層預先設定為以下組成包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例，以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計為50 80%，另一方面，將接合的鋁合金材設定為以質量％計分別包含Mg :0. I 3. 0%,Si 0. I 2. 5%,Cu :0. 001 I. 0%并還包含Li :0. 01 O. 5%, Mn :0. I O. 5%的I種或2種的6000系鋁合金，將這些鋼材和鋁合金材以異種材料接合體的在所述鋁合金材側的接合界面的Fe的含量為2. O質量％以下的方式點焊，在異種材料接合體的接合界面形成有Fe和Al的反應層，使鋼材和鋁合金材互相接合，使該異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度為2kN以上。(外部氧化物層的構成)由于和第I實施方式相同，省略說明。(本發明的優選方式)在此，本發明的所述異種材料接合體為點焊而成的異種材料接合體，作為每個點焊處的條件，優選在所述鋼材和鋁合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反應層的在熔核深度方向的平均厚度為O. I 3μπι的范圍，同時，所述Fe和Al的反應層的形成范圍為點焊接合面積的70%以上的面積。另外，優選在接合前預先將所述接合的鋼材表面上存在的外部氧化物層設定為以下組成包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，為50 80%。另外，優選在所述接合的鋼材的從鋼坯料表面到10 μ m深度的鋼區域存在的，在晶粒界面中存在的氧化物和包含合計量Iat %以上Mn、Si的在晶粒內存在的氧化物所占的比例以在該鋼區域中所占的平均面積比例計，為3%以上且不足10%。另外，所述異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度優選為2kN以上。另外，所述異種材料接合體優選為汽車的車身結構用。另外，本發明的所述異種材料接合方法中，作為所述每個點焊處的條件，優選以電極間壓力2. O 3. OkN,根據和接合的招合金材部分的厚度tmm的關系，以10 35kA的電極間電流通電200Xtmsec以下的時間。另外，作為所述每個點焊處的條件，優選將在所述鋼材和鋁合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反應層的在熔核深度方向的平均厚度設定為O. I 3 μ m的范圍的同時，將所述Fe和Al的反應層的形成范圍設定為點焊接合面積的70%以上的面積。另外，優選在所述鋁合金材中預先包含Li :0. 01 O. 5%, Mn :0. I O. 5%的I種或2種。另外，所述接合的鋼材的從鋼坯料表面到10 μ m深度的鋼區域存在的，
在晶粒界面中存在的氧化物和包含合計量lat%以上Mn、Si的在晶粒內存在的氧化物所占的比例以在該鋼區域中所占的平均面積比例計，優選設定為3%以上且不足10%。發明效果第一解決方式的效果本發明在通過鋼材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物層和鋼材的坯料表面正下方的包含Mn、Si的內部氧化物層兩者來抑制點焊時Fe、Al的擴散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆金屬間化合物層的過剩生成方面和所述專利文獻7相同。但是，和所述專利文獻7大不同的是，如上述要點所述，使所述外部氧化物層中包含Mn、Si的外部氧化物(層)所占的比例比所述專利文獻7少，同時，使更多的所述包含Mn、Si的內部氧化物層存在于距鋼坯料表面更深的地方。特別是在6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊中，以鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的條件進行焊接。本發明發現，通過在此時平衡外部氧化物層和內部氧化物層的量的組成，能夠很大程度地左右點焊時的Fe、Al的擴散。即，根據接合的鋁合金材的合金組成(種類)的不同，該外部氧化物層和內部氧化物層的適當的組成平衡條件不同，通過使外部氧化物層和內部氧化物層的平衡恰當化，開始可以有效地抑制點焊時的Fe、Al的擴散。而且，抑制接合界面中Al-Fe系的脆反應層(金屬間化合物層)的過剩生成的效果變得更高。 相對于此，在所述專利文獻7中，雖然將6000系鋁合金材作為實施例，但焊接手法及焊接的鋁合金材和鋼材的材料的組合沒有限制。換言之，所述專利文獻7中，即使焊接手法及焊接的鋁合金材和鋼材的材料的組合不同，也欲通過相同的外部氧化物層和內部氧化物層的條件[后述圖1(b)的條件]進行接合。其結果，在專利文獻7中規定的外部氧化物層和內部氧化物層的條件下，特別是通過6000系鋁合金材和鋼材的點焊所得的異種材料接合體的情況，如后所述，該外部氧化物層和內部氧化物層的平衡變差。因此，在專利文獻7中，如其實施例所述，特別是通過6000系鋁合金材和鋼材的點焊所得的異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度即使高也不得不低于2kN。相對于此，如果適當地[后述的圖1(c)的條件]控制該外部氧化物層和內部氧化物層的量的組成平衡，則特別是6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊可以得到2kN以上的高接合強度。需要說明的是，本發明和所述專利文獻7相同，將鋼材表面上既存的氧化物層通過酸洗等暫時除去后，進而，在控制氧分壓的氛圍氣下進行退火等，將新生成的在鋼材的鋼坯料表面上存在的外部氧化物層作為對象。在這一點上，與通過酸洗等暫時除去鋼材表面上的氧化物層的所述專利文獻I也是相同的。但是，在所述專利文獻I中，如本發明所述，進而在控制氧分壓的氛圍氣下進行退火，沒有積極地控制外部氧化層的形成比例及內部氧化層的深度。因此，在所述專利文獻I的外部氧化物層中，本發明中規定的包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的所占的該氧化物的合計長度的平均比例計很容易超過80%。其結果，所述專利文獻I中，特別是在6000系鋁 合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊中，不能充分形成反應層(Fe和Al的金屬間化合物層)，相反地，不能進行異種材料接合體的冶金接合。與鋼材之間的點焊不同，特別是將6000系鋁合金材和鋼材點焊的異種材料接合的情況，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接。在這樣的條件下進行焊接時，如前所述，可以形成在接合界面上形成的高硬度且非常脆的Fe和Al的金屬間化合物層。因此，焊接機理與所述專利文獻I中設為課題的鋼材之間的點焊性等完全不同，異種金屬之間的焊接接合顯著變難。更具體而言，接合鋼材和鋁材的異種材料時，鋼材和鋁材相比，熔點、電阻高，熱傳導率小，因此，鋼側的放熱變大，低熔點的鋁首先熔融。在如鋁合金材和鋼材的點焊那樣在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行的焊接中，鋼材側不熔解，Fe從該鋼材側開始擴散，在界面形成Al-Fe系的脆的反應層。因此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行的焊接中，為了得到高接合強度，需要將Al-Fe系的反應層抑制到必需的最小限度。但是，即使不破壞鋼材側的外部氧化物層地過度抑制從鋼材側開始的Fe的擴散及Al-Fe系的反應層生成，使相對于接合部的總面積反應層的形成面積過小，也不能進行冶金接合，因此，不能得到高接合強度。因此，為了實現高接合強度，需要在接合部盡可能廣范圍地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層。這樣，特別是將6000系鋁合金材和鋼材點焊的異種材料接合的情況，焊接機理與鋼材之間的點焊完全不同，實現異種金屬之間的高接合強度顯著變難。相對于此，如本發明所述，使所述新生成的包含Mn、Si等的外部氧化物層和內部氧化物層如上述要點所述，在謀求相互的組成平衡的基礎上，相互以一定比例式存在時，特別是對于將6000系鋁合金材和鋼材點焊的異種材料接合的情況，發揮抑制上述反應層的過剩生成、使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層在接合部大范圍形成的效果。其結果，如點焊6000系鋁合金材和鋼材那樣在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接異種材料接合的情況下，可以實現2kN以上的高接合強度。第二解決方式的效果本發明在通過鋼材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物層抑制點焊時的Fe、Al的擴散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆金屬間化合物層的過剩生成方面和所述專利文獻7相同。但是，和所述專利文獻7大不同的是，將鋼材的所述外部氧化物層設定為更難以破壞的組成，同時，將鋁合金材側設定為包含很多Mg作為具有還原在所述鋼材表面上存在的外部氧化物層的功能的元素的合金種，即5000系或7000系的鋁合金。在鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊中，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接。此時，根據外部氧化物層的組成，可以很大程度地左右點焊時Fe、Al的擴散。即，根據接合的鋁合金材的合金組成(種類)的不同，該外部氧化物層的適當的組成條件不同，通過使外部氧化物層的組成和接合的鋁合金材的合金組成的組合(相容性)恰當化，開始可以有效地抑制點焊時的Fe、Al的擴散。而且，抑制接合界面中Al-Fe系的脆反應層(金屬間化合物層)的過剩生成的效果變得更高。
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相對于此，在所述專利文獻7中，雖然將6000系鋁合金材作為實施例，但對于焊接手法及焊接的鋁合金材和鋼材的材料的組合沒有限制。換言之，所述專利文獻7中，即使焊接手法及焊接的鋁合金材和鋼材的材料的組合不同，也欲通過相同的外部氧化物層[后述圖1(b)的條件]進行接合。其結果，在專利文獻7中規定的外部氧化物層的條件下，特別·是通過將5000系及7000系鋁合金材和鋼材點焊所得的異種材料接合體的情況，如后所述，該外部氧化物層的組成和接合的鋁合金材的合金組成的相容性(組合)變差。因此，在專利文獻7中，如其實施例所述，即使為6000系鋁合金材，和鋼材點焊所得的異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度即使再高也不得不低于2kN。相對于此，如果適當地[后述圖1(c)的條件]控制接合的鋁合金材的合金組成和外部氧化物層的組成，則鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊可以得到2kN以上的高接合強度。但是，根據來自異種材料接合體的條件或鋼材的制造條件及使用的鋼材的限制等各條件的不同，也存在不能使鋼材側的外部氧化物層和內部氧化物層的組成平衡適當[后述圖I (C)的條件]的情況。另外，還存在不能使用可以這樣恰當化的鋼材的情況。包含這些情況在內，在實際的異種材料接合中，根據比所述專利文獻7那樣的外部氧化物層更難以破壞的組成[后述圖1(a)的條件]，也產生不得不使鋼材側接合的必要性。本發明是設想這些情況而完成的。這樣，本發明的目的在于，即使在選擇具有比如所述專利文獻7那樣的外部氧化物層更難以破壞的組成[后述圖1(a)的條件]的外部氧化物層的鋼材而不得不接合的情況下，也得到高接合強度。因此，在本發明中，對于具有這樣難以破壞的組成的外部氧化物層的鋼材，將接合的鋁合金材的合金組成設定為包含很多Mg作為具有還原所述外部氧化物層的功能的元素的5000系及7000系鋁合金材。由此，通過Mg的還原作用破壞鋼材的難以破壞的外部氧化物層，以必需且不過剩地抑制的方式有效地對點焊時的Fe、Al的擴散進行控制。其結果，抑制了接合界面中Al-Fe系的脆金屬間化合物層的過剩生成，另一方面，確保用于得到高接合強度的必需的最小限度的Al-Fe系的反應層得到高接合強度。在此，接合鋼材和鋁材的異種材料時，鋼材和鋁材相比，熔點、電阻高，熱傳導率小，因此，鋼側的放熱變大，低熔點的鋁首先開始熔融。在如鋁合金材和鋼材的點焊那樣在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行的焊接中，鋼材側不熔解，Fe從該鋼材側開始擴散，在界面上形成Al-Fe系的脆金屬間化合物層(反應層)。因此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的條件下進行的焊接中，為了得到高接合強度，需要將Al-Fe系的反應層抑制在必需的最小限度。但是，即使不破壞鋼材側的外部氧化物層地過度抑制從鋼材側開始的Fe的擴散及Al-Fe系的反應層生成，使相對于接合部的總面積反應層的形成面積過小，也不能進行冶金接合，因此，不能得到高接合強度。因此，為了實現高接合強度，需要在接合部盡可能廣范圍地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層。這樣，對于將鋁合金材和鋼材點焊的異種材料接合的情況，焊接機理與鋼材之間的點焊完全不同，實現異種金屬之間的高接合強度顯著變難。在這一點上，將鋼材側以比如所述專利文獻7那樣的外部氧化物層更難以破壞的組成[后述圖1(a)的條件]的外部氧化物層的條件進行焊接接合時，所述鋼材表面上存在的外部氧化物層過度發揮作為不容易破壞的障壁的作用，在焊接時，難以促進Fe從鋼材側擴散。即，這樣的外部氧化物層在圖1(b)中如后面所述，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例計，為80%以上。此時，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接接合時，所述外部氧化物層作為不容易破壞的障壁發揮作用，過于抑制Al-Fe系的反應層，相對于接合部的總面積反應層的形成面積變得過小。在所述專利文獻7的6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊例中的接合強度即使再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合強度的主要的理由之一正是如此。所 述專利文獻7的所述外部氧化物層對不包含作為強力的還原劑的合金元素的6000系鋁合金材，過度發揮作為不容易破壞的障壁的作用，在焊接時，難以促進Fe從鋼材側擴散。相對于此，在本發明中，將接合的鋁合金材的合金組成設定為包含很多Mg作為具有還原所述外部氧化物層功能的元素的5000系及7000系鋁合金材。通過該Mg的作用，如前所述，通過還原而破壞難以損壞的外部氧化物層，以必需且不過剩地抑制的方式有效地對點焊時的Fe、Al的擴散進行控制。其結果，如將鋁合金材和鋼材點焊那樣，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接異種材料接合時，可以實現2kN以上的高接合強度。第三解決方式的效果本發明在通過鋼材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物層和鋼材的坯料表面正下方的包含Mn、Si的內部氧化物層(以下，有時將在晶界存在的氧化物及在粒內存在的氧化物統稱為內部氧化物)兩者，抑制點焊時的Fe、Al的擴散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆反應層的過剩生成方面和所述專利文獻7相同。但是，和所述專利文獻7大不同的是，預先使鋁合金材與所述鋼材的接合面側存在作為具有還原在所述鋼材表面上存在的外部氧化物層功能的元素的Li、Mn的I種或2種。但是，根據來自異種材料接合體的條件或鋼材的制造條件及使用的鋼材的限制等各條件的不同，也存在不能使鋼材側的外部氧化物層和內部氧化物層的組成平衡適當[后述圖I (C)的條件]的情況。另外，還存在不能使用可以這樣恰當化的鋼材的情況。包含這些情況在內，在實際的異種材料接合中，根據所述專利文獻7那樣的外部氧化物和內部氧化層的條件[后述圖1(b)的條件]，也產生不得不使鋼材側接合的必要性。本發明是設想這些情況而完成的。這樣，本發明的目的在于，即使在選擇作為鋁合金材的6000系鋁合金材、或選擇專利文獻7那樣的外部氧化物層和內部氧化物層的條件的鋼材而不得不接合的情況下，也得到高接合強度。因此，在本發明中，預先使6000系鋁合金材和所述鋼材的接合面側存在作為具有還原所述鋼材表面上存在的外部氧化物層功能的元素的Li、Mn的I種或2種。由此，通過Li、Mn的還原作用而破壞鋼材的難以破壞的外部氧化物層，以必需且不過剩抑制的方式有效地對點焊時的Fe、Al的擴散進行控制。其結果，抑制接合界面中的Al-Fe系的脆反應層(金屬間化合物層)的過剩生成，另一方面，確保用于得到高接合強度的必需的最小限度的Al-Fe系的反應層(金屬間化合物層)得到高接合強度。接合的一方的6000系鋁合金材不含具有還原原本存在于所述鋼材表面上的外部氧化物層功能的元素作為合金元素，即使包含也多包含不足以進行還原的量。在此，接合鋼材和鋁材的異種材料時，鋼材和鋁材相比，熔點、電阻高，熱傳導率小，因此，鋼側的放熱變大，低熔點的鋁首先開始熔融。如鋁合金材和鋼材的點焊那樣，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的這樣的條件下進行的焊接中，鋼材側不熔解，Fe從該鋼材側開始擴散，在界面形成Al-Fe系的脆反應層。因此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行的焊接中，為了得到高接合強度，需要將Al-Fe系的反應層抑制到必需的最小限度。但是，即使不破壞鋼材側的外部氧化物層地過度抑制從鋼材側開始的Fe的擴散及Al-Fe系的反應層生成，使相對于接合部的總面積反應層的形成面積過小，也不能進行冶金接合，因此，不能得到高接合強度。因此， 為了實現高接合強度，需要在接合部盡可能廣范圍地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層。這樣，特別是對于將6000系鋁合金材和鋼材點焊的異種材料接合的情況，焊接機理與鋼材之間的點焊完全不同，實現異種金屬之間的高接合強度顯著變難。在這一點上，將鋼材側以所述專利文獻7那樣的外部氧化物層的條件進行焊接接合時，所述鋼材表面上存在的外部氧化物層過度發揮作為不容易破壞的障壁的作用，在焊接時，難以促進Fe從鋼材側擴散。即，如專利文獻7那樣的外部氧化物層在圖1(b)中如后面所述，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例計為50%以上。此時，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接接合時，所述外部氧化物層作為不容易破壞的障壁發揮作用，過于抑制Al-Fe系的反應層，相對于接合部的全面積，反應層的形成面積變得過小。所述專利文獻7的6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊例中的接合強度即使再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合強度的主要的理由之一正是如此。所述專利文獻7的所述外部氧化物層對不包含作為強力的還原劑的合金元素的6000系鋁合金材，過度發揮作為不容易破壞的障壁的作用，在焊接時，難以促進Fe從鋼材側擴散。相對于此，在本發明中，預先使鋁合金材的與所述鋼材的接合面側存在作為具有還原、破壞所述鋼材表面上存在的外部氧化物層的功能的元素的Li、Mn的I種或2種。由此，如前所述，通過還原而破壞難以破壞的外部氧化物層，以必需且不過剩地方式有效地抑制點焊時的Fe、Al的擴散。其結果，如將6000系鋁合金材和鋼材點焊那樣，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的條件下進行焊接異種材料接合時，可以實現2kN以上的高接合強度。


圖I是表示本發明的異種材料接合用的鋼板剖面的示意圖。
具體實施例方式第I實施方式
(鋼材的氧化物構成)以下，對本發明中設定為特征的外部氧化物層和內部氧化物層的具體的量的組成平衡進行說明。圖I (a) 圖I (C)分別示意性地表示酸洗后在控制為不同的氧分壓的氛圍氣下退火所得的包含Mn、Si的鋼材表面的氧化物(鋼材剖面構造)。圖1(a)表示在低氧分壓(低露點)氛圍氣下退火的情況。圖1(b)表示在中氧分壓(比較高的露點)氛圍氣下退火的情況。圖1(c)表示在高氧分壓(高露點)氛圍氣下退火的情況。其中，圖1(c)表示本發明的特征的外部氧化物層和內部氧化物層的具體的量的組成平衡。圖I (a)圖1(a)的在低氧分壓氛圍氣下退火的情況，酸洗除去了既存的外部氧化物層的 包含Mn、Si的鋼材中，鋼材的鋼坯料表面被50nm左右的薄外部氧化物層被覆。但是，由于氧分壓低，氧不侵入(擴散)到鋼材內部，在鋼坯料表面以下的鋼材內部不形成包含晶界氧化物的內部氧化物。包含后述的圖1(b)、圖1(c)在內，該外部氧化物層均為除去既存的氧化物層后通過上述退火而新生成的氧化物層，其由Mn、Si含量增大而包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物，Mn、Si的含量以合計量計不足lat%的Fe氧化物構成的氧化物及空隙構成。包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物代表性的是，例如由包含Mn2Si04、SiO2等的氧化物構成。另外，Mn、Si的含量以合計量計不足lat%的氧化物代表性的是，例如由包含Fe3O4等的氧化物構成。上述圖I (a)的情況，由于鋼材的鋼坯料表面全部被外部氧化物被覆，因此，在外部氧化物層中，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例變高，以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，為80 100%。因此，這樣的外部氧化物層與后述的圖1(b)、圖1(c)的外部氧化物層相比，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例大，更容易被破壞。需要說明的是，為這樣的圖1(a)的外部氧化物層時，內部氧化物必然變少。因此，例如，從鋼坯料表面至深度20 μ m的鋼區域存在的內部氧化物以晶界存在的氧化物及包含合計量lat%以上Mn、Si的粒內氧化物所占的平均面積比例計，為0%或即使存在也不足5%。圖I(b)相對于此，圖1(b)的在氧分壓比圖1(a)的稍高的中氧分壓的氛圍氣下退火的情況，氧侵入(擴散)到鋼材內部。因此，在酸洗除去了既存的外部氧化物層的包含Mn、Si的鋼材上，形成上述外部氧化物層，同時，在鋼坯料表面下面的鋼材內部的比較淺的鋼區域、例如鋼材的從鋼坯料表面至深度為IOym以下的鋼區域形成內部氧化物。在所述專利文獻7中，即使焊接手法及焊接的鋁合金材和鋼材的材料的組合不同，相同的外部氧化物層和內部氧化物層的條件也為該圖1(b)的條件。包含后述的圖1(c)在內，該內部氧化物中在粒內生成的氧化物均為包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物、由SiO2及Mn2SiO4構成的球狀或粒狀的氧化物和Mn、Si以合計量計不足Iat%的Fe3O4等氧化物。另外，此時，包含后述的圖I (C)在內，在鋼的晶界上也形成晶界氧化物，但這些晶界氧化物為大概包含合計量lat%以上Mn、Si的粒狀的氧化物。隨著氛圍氣退火的氧分壓變高，氧進一步侵入(擴散)到鋼材內部或更多的氧侵Λ(擴散)，這些內部氧化物存在的區域擴大或這些內部氧化物量變多。另一方面，與這些內部氧化物相反，隨著氛圍氣退火的氧分壓變高，外部氧化物層中的包含Mn、Si的氧化物所占的比例減少。即，在圖1(b)中的外部氧化物層中，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計為50 80%，比所述圖I (a)的情況低。圖I(c):該圖1(c)表示在氧分壓比圖1(b)更高的高氧分壓的氛圍氣下退火的情況，表示本發明中的特征的外部氧化物層和內部氧化物層的具體的量的組成平衡。對于該圖1(c)的情況，與圖1(b)相比，氧更進一步侵入(擴散)到鋼材內部。因此，在酸洗除去了既存的外部氧化物層的包含Mn、Si的鋼材上，形成所述外部氧化物層，同時，在鋼坯料表面下面的鋼材內部的比較深的區域、更深入鋼材內部地形成上述內部氧化物。這些內部氧化物主要 形成于從該鋼材的鋼坯料表面至20 μ m深度的鋼區域。相對于此，對于外部氧化物層中包含Mn、Si的氧化物所占的比例，該圖1(c)的情況比所述圖1(b)的情況進一步減少。即，圖1(c)的情況，外部氧化物層中，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最低，以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度Iym相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，為O. 1%以上且不足50%。這樣的外部氧化物層與所述圖I (a)、圖I (C)的外部氧化物層相比，包含合計量Iat %以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，更容易被破壞。在此，普通的軟鋼材等鋼材的表面上的外部氧化層通常由(1 600!1、￥ 600!1、無定形羥基氧化物、Fe3O4等氧化物構成。相對于此，為本發明這樣的包含Mn、Si的高強度鋼且酸洗后在如上所述控制了氧分壓的氛圍氣下退火的鋼材表面上的外部氧化層由包含合計量lat%以上Mn、Si的上述氧化物、和作為剩余部分的Mn、Si的合計量計不足Iat %的Fe3O4等氧化物及空隙構成。(外部氧化層的作用)在圖I的鋼材和鋁合金材焊接接合時，破壞鋼材表面上的上述外部氧化層，在鋼材和鋁合金材的接合面上形成Al-Fe反應層。在這一點上，具有抑制鋼材表面上的上述外部氧化層上接合時的Fe和Al的擴散、抑制Al-Fe系的脆金屬間化合物層(反應層)生成的效果。但是，特別是在將6000系鋁合金材和鋼材點焊這樣的異種材料接合時，這樣的效果并不是只要在鋼材表面上具有上述組成的外部氧化層就可以發揮的，而是限定在僅存在一定量以下的較少量的包含一定比例的Mn、Si的氧化物相的情況。即，如圖1(c)的情況所示，只有外部氧化物層中包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計為50%以下的情況才可以發揮如上所述的效果。其理由是，在通常的6000系鋁合金材中，不包含僅通過還原即可破壞鋼材表面上的上述外部氧化層的作為強力還原劑的合金元素，在和鋼材的界面上不存在這些合金元素。因此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，即使鋁合金側熔解，在和鋼材的界面中，通過還原破壞鋼材表面上的外部氧化層，難以促進Fe從鋼材側擴散。其結果，難以在接合部盡可能廣范圍地形成冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層。所述專利文獻7的6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊例中的接合強度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合強度的主要理由之一正是如此。在所述專利文獻7中，將高強度鋼板表面上新生成的外部氧化物層和本發明相同，設定為特定比例的Mn、Si組成的氧化物。但是，其比例和所述圖1(b)中的外部氧化物層相同，所述平均比例過大，為50%以上(50 80%)。其結果，相對于不包含作為強力還原劑的合金元素的6000系鋁合金材，所述外部氧化物層過度發揮作為不容易破壞的障壁的作用，焊接時，難以促進Fe從鋼材側擴散。因此，在為將6000系鋁合金材和鋼材點焊這樣的異種材料接合、且鋼材側不熔 解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊中，將外部氧化物層中包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，設定為不足50%。另一方面，外部氧化物層中包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的所述平均比例過少時，與所述普通的軟鋼材等鋼材表面上的外部氧化層沒有大的差別。因此，即使在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下、或即使在不包含作為強力還原劑的合金元素的6000系鋁合金材那樣的情況下，外部氧化物層也容易被破壞。其結果，過剩地促進Fe從鋼材側向熔解的鋁合金側擴散，不能抑制接合界面中Al-Fe系的脆反應層的過剩生成，異種材料接合體的接合強度顯著降低。因此，首先，在本發明中，在鋼材的鋼坯料表面上存在的外部氧化物層中，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度Iym相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，設定為O. 1%以上且不足50%，優選O. I %以上且不足30%，更優選O. I %以上且不足5%。為了得到這種外部氧化物層，如圖1(c)的情況所示，進一步增大氛圍氣退火的氧分壓，更深入鋼材內部地形成所述內部氧化物，另一方面，設定為在外部氧化物層中包含Mn、Si的氧化物所占的比例大幅減少的高氧分壓的氛圍氣下退火的情況。由此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，抑制接合時的Fe和Al的擴散、抑制Al-Fe系的脆金屬間化合物層(反應層)的生成的效果變得更大。由此，點焊接合界面中的反應層的平均厚度如后所述，控制在O. I 10 μ m的最佳范圍。其結果，特別是6000系鋁合金材和鋼材點焊所得的異種材料接合體，可以得到所述2kN以上的高接合強度。(內部氧化物的作用)鋼坯料表面正下方的內部氧化物層和鋼材表面上的上述外部氧化層相同，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，具有抑制接合時的Fe的擴散、抑制Al-Fe系的脆金屬間化合物層(反應層)生成的效果。S卩，在將鋼材和鋁合金材焊接接合時，鋼材的內部氧化物固溶在破壞鋼材表面上的所述外部氧化物層而形成的Al-Fe反應層中，抑制Fe、Al的擴散，抑制反應層過剩地生成。具有這些功能的內部氧化物由SiO2及Mn2SiO4等球狀氧化物構成,包含合計量Iat%以上 Mn、Si。
但是，特別是在將6000系鋁合金材和鋼材點焊這樣的異種材料接合的情況下，這樣的效果并不是只要在鋼坯料表面正下方具有內部氧化物層就可以發揮的，而是限定在包含一定比例的Mn、Si的氧化物相在一定量以上且存在于鋼坯料表面正下方的一定以上深度處的情況。即，如圖1(c)的情況，以規定比例包含這些內部氧化物的內部氧化物層只有在形成于距該鋼材的鋼坯料表面深度方向20 μ m以上處的情況才發揮這樣的效果。其理由是，如前所述，通常的6000系鋁合金材中不包含通過還原即可破壞鋼材表面上的上述外部氧化層的作為強力還原劑的合金元素，在和鋼材的界面不存在這些合金元素。因此，在本發明中，如前所述，相對于不含作為強力還原劑的合金元素的6000系鋁合金材，將所述外部氧化物層制成比較容易被破壞的障壁。但是，這樣， 在所述外部氧化物層比較容易被破壞的情況下，對所述外部氧化物層的Fe、Al的擴散的障壁效果較低，因此，為了有效地抑制Fe、Al的擴散，所述內部氧化物的作用變得更為重要。S卩，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，需要使內部氧化物在焊接過程中持續地更多地固溶在破壞鋼材表面上的所述外部氧化物層而連續不斷地形成的Al-Fe反應層中，抑制Fe、Al的擴散，抑制反應層的過剩生成。因此，如圖1(c)的情況所示，為了確保該內部氧化物量，需要在確保內部氧化物的密度的同時，從鋼材的鋼坯料表面向下形成至少20 μ m以上以規定的比例包含該內部氧化物的內部氧化物層。在所述專利文獻7的6000系鋁合金材和鋼材的異種材料接合體的點焊例中的接合強度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合強度的主要理由之一正是如此。在所述專利文獻7中，和本發明相同，使內部氧化物層以特定比例的Mn、Si組成的氧化物存在。但是，所述內部氧化物層的存在區域和在所述圖1(b)中的內部氧化物層相同，只形成于鋼材的從鋼坯料表面至距鋼坯料表面ΙΟμπι以下的比較淺的鋼區域。因此，內部氧化物固溶在破壞鋼材表面上的所述外部氧化物層而連續不斷地形成的Al-Fe反應層中這一點是相同的，但在焊接過程中并不能持續且更多地固溶。換言之，抑制Fe、Al的擴散、抑制反應層過剩地生成的效果相對于形成的Al-Fe反應層變少。其結果，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，特別是難以在接合部盡可能廣范圍地形成冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反應層。但是，在具有這樣的表面組織的鋼材中，包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物大量存在于鋼材內部較深的位置時，根據焊接條件的不同，可能會相反地過于抑制接合時的Fe和Al的擴散，不能充分地確保反應層的厚度、或難以均一地生成反應層，不能得到高接合強度。因此，不需要將該內部氧化物層設置在必要以上的深度。因此，在為將6000系鋁合金材和鋼材點焊這樣的異種材料接合、且鋼材側不熔解僅鋁合金材側熔解這樣的點焊中，使以規定的比例含有包含合計量lat%以上Mn、Si的內部氧化物的內部氧化物層存在于該鋼材的從鋼坯料表面到至少20 μ m的深度的鋼區域。更具體地定義其時，將存在于鋼材的從鋼坯料表面至深度20 μ m的鋼區域的晶界氧化物和包含合計量lat%以上Mn、Si的粒內氧化物所占的比例以在該鋼區域的視野面積IOym2內所占的平均面積比例計，設定為5%以上且不足20%。需要說明的是，在內部氧化物中，在粒內生成的氧化物如前所述，有包含合計量lat%以上Mn、Si的球狀或粒狀的氧化物和Mn、Si以合計量及不足Iat%的Fe3O4等氧化物，另一方面，在鋼的晶界上形成的氧化物為大概包含合計量lat%以上Mn、Si的粒狀的氧化物。因此，在本發明中，在內部氧化物的規定中，將晶界存在的氧化物及包含合計量lat%以上Mn、Si的晶粒內存在的氧化物所占的比例設定為5%以上且不足20%。由此，在鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的點焊的情況下，抑制接合時的Fe和Al的擴散、抑制Al-Fe系的脆金屬間化合物層(反應層)生成的效果變得更大。由此，點焊接合界面中的反應層的平均厚度如后所述，控制在O. I ΙΟμπι的最佳范圍。其結果，特別是6000系鋁合金材和鋼材點焊所得的異種材料接合體，可以得到所述2kN以上的高接
合強度。包含合計量lat%&iMn、Si的內部氧化物的密度以所述平均面積比例計不足5%時，即使滿足該內部氧化物存在的鋼材的深度區域，內部氧化物的密度也過少，用于發揮所述效果的內部氧化物的量不足。另一方面，包含合計量Iat %以上Mn、Si的內部氧化物的密度以所述平均面積比例計為20%以上時，相反地，鋼材和鋁材的接合界面的反應層
局部成長而不是均一成長，即使是適當的焊接條件，冶金接合變得不可能的可能性也高。(鋼材內部組織)如前所述，在鋼材中，不需要將該內部氧化物層設置在大大超過20μπι的深度。因此，優選將存在于鋼材的從鋼坯料表面至超過20 μ m且在30 μ m以下的鋼區域的晶界氧化物和包含合計量lat%以上Mn、Si的粒內氧化物所占的比例以在該鋼區域的視野面積IOum2內所占的平均面積比例計，設定為10%以下。(氧化物的測定方法) 本發明中的氧化物的測定通過組合使用EDX (能量分散型X射線分光法)的I萬 3萬倍倍率的TEM(透射型電子顯微鏡)進行。即，外部氧化物利用EDX，在大致水平方向對鋼材的厚度方向剖面中鋼坯料和外部氧化物層的界面進行分析，由此求得界面附近的外部氧化物層中的Mn、Si的合計量，將包含合計量lat%&iMn、Si的界面附近的氧化物的相(多個氧化物)和其以外的相分開特定。接著，利用TEM，求出在和該EDX分析相同的界面區域中該包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的長度。然后，求出相對于界面的大致水平方向的長度I μ m該氧化物所占相的合計長度的比例。在多處進行上述操作并平均化。內部氧化物利用EDX，將上述鋼材的從鋼坯料表面至深度20 μ m的規定的鋼區域的多處的包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物與其以外的相區別特定。然后，利用TEM，分別求得和該EDX相同的界面區域中該包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物相在視野面積IOym2內所占的面積比例。在此，在該鋼區域中晶界氧化物所占的面積也如前所述，作為在該鋼區域中的包含合計量lat%以上Mn、Si的內部氧化物，再加上內部氧化物所占的面積比例。在多處進行上述操作并平均化。需要說明的是，存在于鋼材的從鋼坯料表面至深度超過20 μ m且在30 μ m以下的鋼區域的，晶界氧化物和包含合計量lat% WiMn、Si的粒內氧化物所占的比例也用相同的方法進行測定。(氧化物層控制)這些鋼材的外部氧化物及內部氧化物的控制如前所述，可以通過控制鋼材的退火條件(氧分壓)來進行。更具體而言，可以改變鋼材的退火氛圍氣中的氧分壓(露點)進行控制。對于任意的鋼種，氧分壓(露點)高時，鋼材表面上的外部氧化物層中的Mn、Si含量增大的氧化物量變少。另外，氧化到鋼內部，進行內部氧化、晶界氧化，在鋼內形成Si02、Mn2SiO4等，包含Mn、Si的氧化物在鋼內所占的面積比例提高。另一方面，對于任一高強度鋼的鋼種，氧分壓(露點)低時，形成鋼材表面上的外部氧化物層中的Mn2Si04、SiO2等Mn、Si含量增大的氧化物，但其量乃至面積比例變多。其另一方面，鋼內部的氧化難以進行，鋼內的Si02、Mn2SiO4等的形成量變少，包含Mn、Si的氧化物在鋼內所占的面積比例變少。(異種材料接合體的接合界面中的反應層)對于通過焊接將如上所述控制了表面的氧化物層的鋼材和鋁材接合而成的異種材料接合體，通過設定為適當的焊接條件，可以得到高接合強度。但是，根據焊接施工條件(焊接條件)的不同，即使調整焊接原料側的條件，有時也不能實現高接合強度。因此，從異種材料接合體側來看，規定用于得到高接合強度的條件，并且焊接條件也需要以符合該異種材料接合體側條件的方式進行控制而最佳化。因此，在本發明中，優選規定用于得到作為異種材料接合體的高接合強度的點焊條件。 如前所述，從異種材料接合體側來看，需要使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Fe和Al的反應層在接合部盡可能廣范圍地形成。即，首先，作為冶金接合所必需的最小限度的厚度，需要將和鋁材的接合界面中的反應層的在熔核深度方向(鋼材的板厚方向)的平均厚度控制在O. I 10 μ m的范圍。在鋼材和鋁材的焊接接合界面中，作為反應層，在鋼材側具有層狀的Al5Fe2系化合物層、在鋁材側具有混雜有粒狀或針狀的Al3Fe系化合物和Al19Fe4Si2Mn系化合物的層。這些脆的反應層的在熔核深度方向的厚度超過10 μ m時，接合強度顯著降低。另一方面，反應層的在熔核深度方向的厚度比O. I μ m薄時，冶金接合變得不充分，不能得到充分的接合強度。因此，將控制了上述表面的氧化物層的鋼材和鋁材的接合界面中的反應層的平均厚度設定為O. I IOym的范圍。(反應層的形成范圍)接著，需要使異種材料接合體中的上述Fe和Al的反應層在接合部中盡可能廣范圍地形成。即，對于接合后的所述反應層的形成范圍，在點焊及FSW(摩擦攪拌接合)等點焊中，優選為接合面積(鋼材的大致水平方向、與熔核深度方向呈直角的方向)的70%以上的面積。反應層在上述適當的厚度范圍的基礎上，不能盡可能廣范圍地均一形成該適當的厚度范圍時，可能不能可靠地進行冶金接合。相對于此，上述適當的厚度范圍的反應層只要形成上述70%以上就可以可靠地得到充分的接合強度。(異種材料接合體的接合界面中的反應層的測定)上述本發明中的反應層的測定如后述的實施例所述，切斷和鋼材-鋁材的接合部，從剖面利用SEM(掃描型電子顯微鏡)觀察接合界面，進行反應層的上述測定。(鋼材的化學成分組成)首先，對本發明中設定為對象的鋼材的成分組成進行以下說明。本發明中，將包含Si、Mn等的抗張強度為450MPa以上的高強度鋼材(高強度鋼)設定為主要對象。進而，將在通過酸洗等暫時除去表面上既存的氧化物層的基礎上，進而，在控制氧分壓的氛圍氣下進行退火等時，可以重新生成包含規定量的Si、Mn等的外部氧化物層的鋼材設定為對象。因此，關于鋼材的成分組成，設定為以下組成以包含規定量Si、Mn等為前提，以質量％計分別包含c 0. Ol O. 30%, Si 0. I 3. 00%, Mn 0. I 3. 00%，且優選剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成。另外，在此基礎上，可以設定為進而包含Al :0. 002 O. 1%、且剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。另外，還可以設定為以下組成在該Al的基礎上或代替Al包含I種或2種以上Nb :0. 005 O. 10%,Ti :0. 005 O. 10%,Zr O. 005 O. 10%, Cr :0. 05 3. 00%,Mo :0. 01 3. 00%, Cu :0. 01 3. 00%, Ni :0. 01 3. 00%,且剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成。在此，作為鋼材的雜質的P、S、N等使鋼材的韌性及延性或接合強度等各特性降低，因此，分別規定P :0· 10%以下(包含0%)、S:0. 05%以下(包含0% )、N :300ppm以下(包含0%)。需要說明的是，本發明中的化學成分的單位(各元素的含量)包括鋁合金在內，全部為質量％。鋼材的各成分元素的限定理由如下。C C為強度上升所必需的元素，但含量不足O. 01%時不能確保鋼材的強度，另外，超過O. 30%時，冷加工性降低。因此，C含量設定為0.01 O. 30%的范圍。Si、Mn:Si,Mn在鋼材的表面形成包含規定量的Si或Mn的上述外部氧化物層。該外部氧化物層在Fe和Al的異種材料接合時，阻礙Fe和Al從相互的母材側擴散，可以將脆的金屬間化合物的形成抑制在最小限度。另外，也有助于改善金屬間化合物的脆性。進而，Si、Mn在鋼材的內部形成包含規定量的Si或Mn的所述內部氧化物層。該內部氧化物層固溶在破壞鋼材表面上的外部氧化物層而形成的Al-Fe反應層中，防止Fe、Al從相互的母材側擴散，抑制反應層過剩生成。因此，鋼材中Si、Mn的含量過少時，上述外部氧化物層及內部氧化物層不足，如后所述，不能提高異種材料接合體的接合強度。另一方面，鋼材中Si、Mn的含量過多時，如后所述，相反地，使異種材料接合體的接合強度降低。因此，為了形成適當的上述外部氧化物層及內部氧化物層，鋼材中的Si、Mn需要在本發明中規定的含量的范圍內。Si Si作為不使鋼材的延性變差、可以確保必要的強度的元素也是很重要的，因此，需要使含量為O. 1%以上。另一方面，含量超過3. 00%時，延性開始變差。因此，Si含量設定為O. I 3. 00%的范圍。Mn Mn作為用于確保鋼材的強度和韌性的元素也是必要而不可缺少的，含量不足O. 1%時不能得到其效果。另一方面，含量超過3. 00%時強度顯著上升，冷加工變難。因此，Mn含量設定為O. I 3. 00%的范圍。Al Al作為溶鋼的脫氧元素，捕捉固溶氧，同時，防止氣孔的產生，對鋼的韌性提高也有效。Al含量不足O. 002%時，不能得到這些充分的效果，另一方面，超過O. 1%時，反而使焊接性變差，或由于氧化鋁系夾雜物的增加使鋼的韌性變差。因此，Al含量設定為O. 002 O. I %的范圍。Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni 的 I 種或 2 種以上
含有I種或2種以上Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni同樣有助于鋼的高強度化及高韌性化。其中，Ti、Nb、Zr在鋼中作為碳氮化物析出而提高強度，使鋼的顯微組織微細化而提高強度、韌性等。但是，大量含有時，使韌性大幅變差。因此，含有時，分別設定為Nb:O. 005 O. 10%,Ti 0. 005 O. 10%,Zr 0. 005 O. 10%的范圍。另外，其中，Cr、Mo、Cu、Ni使鋼的淬硬性提高，使強度提高。但是，大量含有時，使鋼的韌性大幅變差。因此，含有時，設定為Cr :0. 05 3. 00%, Mo :0. 01 3. 00%, Cu O. 01 3. 00%,Ni 0. 01 3. 00%的范圍。(鋼材的強度)本發明中，從汽車構件等用途考慮，將抗張強度為450MPa以上的高強度鋼材(高強度鋼)設定為主要對象。由此，低強度鋼一般多為低合金鋼，氧化皮膜幾乎都為鐵氧化物，因此，Fe和Al的擴散變得容易，容易形成脆的反應層。另外，由于Si、Mn量少，在鋼材的表面及內部，難以形成包含本發明中的母材的Fe和Al的擴散抑制所需的所述Si、Mn的氧化物，不能控制包含Si、Mn的外部和內部的氧化物(層)的組成及厚度，焊接時的反應層的控制變難。進而，由于鋼材的強度不足，通過在點焊時用電極片(electrode chip)進行加壓，鋼材的變形變大，氧化皮膜容易被破壞，因此，異常地促進和鋁的反應，可以容易地形成脆的金屬間化合物。(鋁合金材)在本發明中使用的鋁合金材設定為以質量％計分別包含Mg :0. 1 3. O %、Si :O. 1 2. 5%,Cu :0. 001 I. 0%的Al-Mg-Si系的AA或JIS規格中的6000系鋁合金。該合金材根據汽車車身的各部分用途，不特別限定形狀，可以適當選擇上述常用的板材、型材、鍛造材料、鑄造材料等。其中，關于鋁材的強度，也和上述鋼材的情況相同，為了抑制點焊時的加壓引起的變形，優選強度較高。作為所述汽車車身板用等用途，要求優異的加壓成形性及BH性(烘烤硬化性)、強度、焊接性、耐蝕性等各特性。為了滿足這樣的要求，6000系鋁合金板優選設定為以質量％計包含 Mg 0. 1 1. 0%、Si 0. 1 1. 5%、Mn 0. 01 1. 0%, Cu 0. 001 1. 0%、且剩余部分由Al及不可避免的雜質構成的Al-Mg-Si系鋁合金。另外，為了使BH性更優異，優選設定為Si和Mg的質量比Si/Mg為I以上這樣的過剩Si型的6000系鋁合金板。另外，作為所述汽車車身增強材料用的擠壓材料等，要求優異的彎曲變形性及耐蝕性等各特性。為了滿足這樣的要求，6000系鋁合金擠壓材料優選設定為以質量％計分別包含 Mg 0. 30 1. 0%, Si 0. 30 1. 0%, Fe 0. 01 O. 40%, Mn 0. 001 O. 30%, Cu O. 001 O. 65%、且剩余部分由Al及不可避免的雜質構成的Al-Mg-Si系鋁合金。進而，在上述各優選組成的基礎上，可以選擇地包含Cr :0. 001 O. 2%、Zr :0. 001 O. 2%的一種或二種以合計量計為O. 30%以下或Zn :0. 001 O. 25%, Ti :0. 001 O. 10%的一種或二種。這以外的其它元素基本上為雜質，設定為遵循AA或JIS規格等的各雜質水平的含量(容許量)。但是，從再循環的觀點考慮，作為熔解材料，不僅使用高純度鋁錠，而且使用大量6000系合金及其它的鋁合金廢料、低純度鋁錠等作為熔解原料時，混入雜質元素的可能性高。而且，將這些雜質元素例如降低到檢測限以下本身成本增加，需要容許包含一定程度雜質元素。因此，容許含有分別遵循AA或JIS規格等的容許量的范圍的其它元素。上述6000系鋁合金中的各元素的含有意義如下。Si :Si在和Mg—同，進行固溶強化和涂裝燒結處理等在上述低溫下進行的人工時效處理時，形成有助于強度提高的時效析出物，發揮時效固化能力，例如為用于得到ISOMPa以上的必要強度(耐力)的必需元素。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，力口壓成形性及彎曲加工性等成形性顯著降低，進而更大地阻礙焊接性。Mg :Mg在進行固溶強化和涂裝燒結處理等上述人工時效處理時，和Si —同，也形成有助于強度提高的時效析出物，發揮時效固化能力，是用于得到作為車身板的上述必要耐力的必需元素。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，加壓成形性及彎曲加工性等成形性顯著降低。Cu =Cu在較低溫且短時間的人工時效處理的條件下，具有促進有助于鋁合金材組織在晶粒內的強度提高的時效析出物的形成的效果。另外，固溶的Cu也具有提高成形性的 效果。含量不足時，得不到這樣的效果，含量過多時，耐蝕性及焊接性顯著變差。Mn :Mn在均質化熱處理時生成分散粒子(分散相)，這些分散粒子具有阻礙再結晶后的晶界移動的效果，因此具有可以得到微細的晶粒的效果。鋁合金組織的晶粒越細，加壓成形性及邊緣加工性越高。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，使機械性質降低。另外，彎曲加工性等成形性降低。Fe =Fe和Mn、Cr、Zr等發揮相同的作用，具有生成分散粒子(分散相)，阻礙再結晶后的晶界移動，防止晶粒粗大化，同時，使晶粒微細化的效果。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，容易生成粗大的晶出物，使破壞韌性及疲勞特性等變差。Zn :Zn除了有助于通過固溶強化提高強度以外，在時效處理時，還具有顯著促進最終制品的時效固化的效果。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，顯著提高應力腐蝕裂紋及晶界腐蝕的敏感性，使耐蝕性及耐久性降低。Ti =Ti具有將鑄塊的晶粒微細化、使擠壓材料組織為微細的晶粒的效果。含量不足時，得不到這樣的效果，含量過多時，形成粗大的晶析出物，成為使作為增強材料的所述彎曲變形性及耐蝕性等要求特性及擠壓材料的彎曲加工性等降低的原因。Cr、Zr :Cr、Zr過渡元素和Mn相同，生成由Al-Cr系、Al-Zr系等金屬間化合物構成的分散粒子(分散相)，對防止晶粒的粗大化是有效的。含量不足時，不能得到這樣的效果，含量過多時，形成粗大的晶析出物，含量過多時，使作為增強材料的所述彎曲變形性及耐蝕性等要求特性及機械性質降低。另外，彎曲加工性等成形性降低。(鋼材及鋁合金材的厚度)另外，鋼材及鋁合金材的焊接部分的厚度(板厚等)沒有特別的限定，可以根據汽車構件等適用構件的必要強度及剛性等設計條件適當選擇或決定。其中，假定為汽車構件等時，實際應用中鋼材的(焊接部分的)厚度t從0.3 3. Omm中選擇。鋼材的厚度過薄時，不能確保作為汽車構件的必要的強度及剛性，因此不合適。另外，在此基礎上，例如進行點焊時，通過利用其電極片進行加壓，鋼材的變形大、氧化皮膜容易被破壞，因此，促進和鋁的反應。其結果，容易形成金屬間化合物。另一方面，鋼材的厚度過厚時，點焊接合本身變難。另外，對于鋁合金材的(焊接部分的)厚度t，同樣假定為汽車構件等時，從O. 3 5.Omm的范圍中選擇。鋁合金材的厚度過薄時，不僅作為汽車構件的強度不足而不適合，而且不能得到熔核直徑，熔融容易到達鋁材料表面而容易有塵埃，因此，存在不能得到高接合強度的可能性。另一方面，鋁合金材的厚度過厚時，和上述鋼材的板厚的情況相同，焊接接合本身變難。(接合方法)需要說明的是，在本發明中，接合方法作為前提選擇鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解這樣的焊接。在這一點上，接合方法限定為點焊或摩擦點接合(也稱為摩擦攪拌接合、FSW、點FSW)。即，鋼材側和鋁合金材側兩者均熔解這樣的MIG焊接、激光焊接為對象外，兩者都不熔解的超聲接合、擴散接合、摩擦壓接、釬焊等焊接手法也為對象外。需要說明的是，從生產性及采用適當的條件的難易度等觀點考慮，比起摩擦點接合更優選通過點焊進行的接合。另外，作為用于使鋼材側不熔解、僅鋁合金材側熔解的點焊的每個接合處的優選 的條件，以電極間壓力2. O 3. OkN,根據和接合的鋁合金材部分的厚度tmm的關系，以10 35kA的電極間電流通電200Xtmsec以下的時間。在上述條件范圍外的如后述表4中所示的a d這樣的不適當的點焊條件下，不能得到異種材料接合體的高接合強度。實施例I以下，作為實施例，分別通過點焊進行異種材料接合，制作異種材料接合體。然后，測定并評價這些各異種材料接合體的接合強度。具體而言，將以表I所示的各成分組成熔煉并壓延至I. 2mm厚度的鋼板通過酸洗暫時除去既存的表面氧化層后，在表3所示的A、B、C、D、E、F、G的各條件下多次改變退火氛圍氣中的氧分壓(露點)，其中，退火溫度為880°C、退火時間為200seC，均為定值，制作表面及表面層的氧化結構不同的鋼板。在此，表I所示的各成分組成的鋼板全部為本發明中設為對象的高強度鋼板，各鋼板的抗張強度全部在450MPa以上的780 1280MPa的范圍。這些退火后的各鋼板的外部氧化物層組成、內部氧化物層組成等各氧化結構也分別示于表3。表3所示的退火條件中，氧分壓(露點)依次變高的D、E、F、G為氧分壓(露點)優選的退火條件。因此，如表3所示，在退火條件D、E、F、G下，退火后的鋼板的外部氧化物層和內部氧化物滿足本發明條件。即，外部氧化物層中包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以與鋼坯料和外部氧化物層的界面的大致水平方向的長度I μ m相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計，為O. I %以上且不足50 %的范圍內。另外，在退火條件D、E、F、G下，內部氧化物I (從鋼板的鋼坯料表面至深度20 μ m的鋼區域存在的晶界氧化物和包含合計量lat%以上的Mn、Si的粒內氧化物)所占的比例以在該鋼區域的視野面積IOym2內所占的平均面積比例計，為5%以上且不足20%的范圍內。進而，內部氧化物2 (在鋼板的從鋼坯料表面至深度超過20 μ m且在30 μ m以下的鋼區域存在的晶界氧化物和包含合計量lat%以上Mn、Si的粒內氧化物)所占的比例以在該鋼區域的視野面積IOym2內所占的平均面積比例計，為10%以下。但是，這些退火條件中，G為氧分壓(露點)比限度程度高的例子。因此，退火后的鋼板的外部氧化物層中上述氧化物的合計長度的平均比例在范圍內，但接近于下限，顯著減少O. 5%左右。另一方面，內部氧化物I、2所占的比例在范圍內，但接近于上限，顯著變聞。
相對于此，表3所示的退火條件中，A、B、C和所述退火條件D、E、F、G相比，為氧分壓(露點)過低的比較例。因此，如表3所述，導致退火后的鋼板的外部氧化物層中上述氧化物的合計長度的平均比例超過50%。因此，可明確，在表3所示的退火條件中，在上述A、B、C的退火條件下，各鋼板的外部氧化物層組成、內部氧化物層組成等各氧化結構偏離最佳條件，異種材料接合體的接合強度降低。因此，在上述A、B、C的退火條件下退火所得的各鋼板不通過點焊制作異種材料接合體。需要說明的是，各鋼板的接合相當部中的各氧化結構分別利用下述測定方法進行測定。(外部氧化物形成范圍)對于外部氧化物,利用聚焦式離子束加工裝置(FIB :Focused Ion Beam Process、日立制作所制FB-2000A)制作剖面樣品，利用所述EDX(型號N0RAN_VANTAGE)，在大致水平方向分析鋼板的厚度方向剖面中鋼坯料和外部氧化物層的界面，求得界面附近的外部氧化物層中的Mn、Si的合計量，將包含合計量lat%以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多 個氧化物)和其以外的相區別特定。接著，利用10萬倍的倍率的TEMCJE0L制電場放射型透射電子顯微鏡JEM-2010F、加速電壓200kv)進行剖面觀察，求得在和所述EDX相同的界面區域中該包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的長度。然后，求得與界面的大致水平方向的長度Iym相對的該氧化物相所占的合計長度的比例。分別在3個視野中進行上述操作，求得它們的平均值。(內部氧化物占有面積率)對于內部氧化物，距鋼板的鋼坯料表面的深度如圖1(c)的情況所示，將該鋼材的從鋼坯料表面至20 μ m深度的鋼區域中的內部氧化物作為內部氧化物1，及將鋼板的從鋼坯料表面至深度超過20 μ m且在30 μ m以下的鋼區域中的內部氧化物作為內部氧化物2，分析它們的組成。組成分析以在這些各鋼區域中包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物的平均面積比例進行。首先，將這些各鋼區域中的包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物利用上述EDX，和其以外的相區別特定。而且，利用3萬倍的倍率的TEMCJE0L制電場放射型透射電子顯微鏡JEM-2010F、加速電壓200kv)進行剖面觀察，分別求得在和所述EDX相同的界面區域中該包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物相在每10 μ m2視野面積(地鐵面積(body iron area))中所占的面積比例。在此，晶界氧化物所占的面積也加上包含合計量1&丨％以上的胞、31的氧化物。分別在3個視野進行上述操作，求得它們的平均值。將這些氧化結構不同的各鋼板和各例同樣，以表2所示的組成與板厚I I. 6mm的6000系鋁合金板加工成JIS A 3137記載的十字拉伸試驗片形狀并使其重合，在表4所示的a、b、c、d、e、f的各條件下進行點焊，進行異種材料接合。在此，如根據后述表5所示的剝離強度所評價的，表4所示的a d為不合適的點焊條件、e、f為合適的點焊條件。需要說明的是，表4所示的點焊同樣，使用直流電阻焊接試驗機，以表4所示的焊接壓力、焊接電流、焊接時間進行每I點的點焊。另外，同樣，使用由Cu-Cr合金構成的穹型電極，使正極為鋁材、使負極為鋼材。(界面反應層的厚度和形成范圍)測定這樣制作的各異種材料接合體的界面反應層的厚度和形成范圍。將其結果示于表5。界面反應層的厚度測定在各點焊部的中央進行切斷，埋入樹脂中進行研磨，對整個接合部，以O. 5mm間隔進行SEM觀察。反應層的厚度為I μ m以上時，以2000倍的視野進行測定，不足I μ m時以10000倍的視野進行測定，求得各點焊部的平均值，將30點的點焊部的平均值作為界面反應層的平均厚度。另外，對于界面反應層的形成范圍，求得在各點焊部中反應層形成面積與點焊總面積的比例，求得30點的點焊部的平均值。(鋁合金材側的接合界面中的元素量)同樣操作，測定制作的各異種材料接合體的鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量(質量％ :在表5中表不界面的Al中的Fe濃度)。將這些結果不于表5。分析使用EPMA 日本電子制X射線微量分析器(JXA-8800RL)，使加速電壓為定值15kv、使照射電流為定值O. 3 μ A進行測定。分析對象設為在所述各點焊部的中央切斷所得的剖面，以鋁合金材和鋼材的接合界面為中心，分析至進入到鋁合金材側和鋼材側各O. 5mm的內部。然后，減去鋁合金材內部側的鋁合金材原本包含的Fe的含量，測定為鋁合金材側
的接合界面中的Fe的含量(質量％ :在表5中表示界面的Al中的Fe濃度)。進行上述制作的各異種材料接合體的十字拉伸試驗，求得剝離強度。將這些結果也示于表5。剝離強度以A6022鋁材之間的點焊接合強度=I. OkN為參考，為2. OkN以上時為〇、不足2. OkN時為X。由表5可明確，使用表1、2所示的適當成分組成的鋼板和6000系鋁合金板、在優選表3所示的氧分壓(露點)的退火條件D、E、F、G下處理的各發明例I 23，退火后的鋼板的外部氧化物層和內部氧化物滿足本發明條件。特別是作為外部氧化物層的包含合計量lat%以上的Mn、Si的氧化物所占的所述比例，退火條件F滿足優選的范圍即O. 1%以上且不足30%，退火條件G滿足更優選的范圍即O. 1%以上且不足5%。另外，使用滿足這些氧化物條件的鋼板、將焊接條件設為e、f的合適的點焊條件的各發明例中，異種材料接合體接合界面的鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量為2. O質量％以下。而且，進而，在鋼材和鋁合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反應層的形成面積(形成比例)為點焊接合面積的70%以上，該反應層的厚度也合適。其結果，由表5可明確，各發明例中，異種接合體的接合強度(剝離強度)變高為2kN以上。另一方面，由表5可明確，使用表1、2所示的適當成分組成的鋼板和6000系鋁合金板、在優選表3所示的氧分壓(露點)的D、E、F、G的退火條件下進行處理的各比較例24 31，當然，退火后的鋼板的外部氧化物層和內部氧化物在本發明條件內。但是，設為表4中的a d的不合適的點焊條件的這些各比較例24 31，鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量及鋼材和鋁合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反應層的形成面積(形成比例)或該反應層的厚度等也不合適。其結果，由表5可明確，異種材料接合體的界面反應層的厚度和形成范圍不滿足本發明條件，異種接合體的接合強度顯著降低。另外，比較例32 38使用成分組成適當的6000系鋁合金板，在優選表3所示的氧分壓(露點)的E的退火條件下進行處理，將焊接條件設為e、f的合適的點焊條件，退火后的鋼板的外部氧化物層和內部氧化物大概在本發明條件內。另外，鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量也大概在本發明條件內。但是,表I所不的鋼板成分組成19 25由于偏離本發明范圍而不適當，因此，由表5可知，異種接合體的接合強度顯著變低。比較例32的C過高，在點焊部產生過冷組織，產生裂紋。比較例33的Si過高，在接合界面沒有形成最適的Fe和Al的反應層。比較例34的Mn過高，在點焊部產生過冷組織，產生裂紋。比較例35的Al過高，鋼材的延性下降，在十字拉伸試驗中脆而破斷，剝離強度低。比較例36的N過高，鋼材的延性降低，在十字拉伸試驗中脆而破斷，剝離強度低。比較例37的Cr過高，在點焊部產生過冷組織，在十字拉伸試驗中脆而破斷，剝離強度低。比較例38的Nb過高，鋼材的延性降低，在十字拉伸試驗中脆而破斷，剝離強度低。因此，由這些事實可證明本發明的鋼材側的成分組成及氧化物條件的臨界的意義。另外，可知異種材料接合體的界面反應層的厚度和形成范圍的本發明條件的意義。另外可知，異種材料接合體的界面反應層的厚度和形成范圍滿足本發明條件，為了提高異種材料接合體的接合強度，不僅需要使用滿足氧化物條件的鋼板，而且需要設定適當的焊接 條件。
權利要求
1.一種異種材料接合用鋼材，其為要與5000系或7000系鋁合金材接合的異種材料接合用鋼材，其特征在于，將該鋼材的組成設定為以質量％計分別包含C :0. 01 O. 30%,Si 0. I 3. 00%,Mn 0. I 3. 00%，同時，分別規定 P 0. 10% 以下且包括 0%、S 0. 05%以下且包括0%、N :300ppm以下且包括0%， 該鋼材表面上存在的包含合計量Iat %以上的Mn、Si的外部氧化物所占的比例，以與鋼坯料和外部氧化物層之間的界面的大致水平方向的I μ m長度相對的該氧化物所占的合計長度的平均比例計為80 100%。
2.一種異種材料接合體，其為權利要求I所述的鋼材和鋁合金材的異種材料接合體，其特征在于，所述鋁合金材由以質量％計包含Mg :1. 0%以上的5000系或7000系鋁合金構成，異種材料接合體的在所述鋁合金材側的接合界面中的Fe的含量為2. O質量％以下，同時，在所述接合界面形成有Fe和Al的反應層。
3.根據權利要求2所述的異種材料接合體，其中，所述異種材料接合體為點焊而成的異種材料接合體，作為每個點焊處的條件，在所述鋼材和鋁合金材之間的接合界面形成的所述Fe和Al的反應層的在熔核深度方向的平均厚度為O. I 3μπι的范圍，同時，所述Fe和Al的反應層的形成范圍為點焊面積的70%以上的面積。
4.根據權利要求2所述的異種材料接合體，其中，所述異種材料接合體的利用十字拉伸試驗片測得的剝離強度為2kN以上。
5.根據權利要求2所述的異種材料接合體，其中，所述異種材料接合體為汽車的車身結構用。
6.一種異種材料接合方法，其為鋼材和鋁合金材的異種材料接合方法，其特征在于，將權利要求I所述的鋼材和由以質量％計包含Mg :1. 0%以上的5000系或7000系鋁合金構成的招合金材點焊或摩擦點接合， 并且，作為所述鋼材和鋁合金材的每個接合處的條件，以電極間壓力2. O 3. OkN，根據和焊接的招合金材部分的厚度t mm的關系，以10 35kA的電極間電流通電200Xt msec以下的時間，將鋼材和鋁合金材點焊。
全文摘要
本發明提供一種鋼材和鋁合金材的異種材料接合體，其中，將接合的特定組成的鋼材的表面的外部氧化物層和內部的氧化物分別設定為特定的組成，另一方面，將接合的鋁合金材設定為特定組成的Al-Mg-Si系鋁合金，在異種材料接合體的鋁合金材側的接合界面中，在規定Fe的含量的基礎上，形成在異種材料接合體的接合界面上形成有Fe和Al的反應層的異種材料接合體，得到高接合強度。
文檔編號B23K11/20GK102888555SQ201210339308
公開日2013年1月23日 申請日期2009年4月24日 優先權日2008年6月13日
發明者武田實佳子, 長尾護, 杵淵雅男 申請人:株式會社神戶制鋼所