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鋼／アルミニウムの突合せレーザ接合材の鋼／アルミニウムの突合せレーザ接合材の接合界面の微小構造と成形性
接合界面の微小構造と成形性
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飯塚*
飯塚高志
高志

T. Iizuka
１．まえがき輸送機器の軽量化が二酸化炭素排出量の削減や燃費向上のために求められており，マルチマテリアル化やテーラ

２．鋼／アルミニウム突合せレーザ接合材の強度および界面の状態  加圧突合せレーザ接合方法

ードブランク成形技術の適用などが実際に進められてい炭酸ガスレーザ加工機に図 1(a)に示す加圧突合せ装置

る．アルミニウム合金は軽量かつ高強度であるため，鋼/を併用することで，鋼板／アルミニウム（合金）板のレーアルミニウム合金のテーラードブランク成形の技術開発ザ接合を行った．図 1(b)に示すように，鋼板を試験片がが進められているが，未だ実用化には至っていない．

1.5mm 突き出した状態となるように固定ホルダに固定し，鋼/アルミニウム合金のテーラードブランク成形技術の対向する可動ホルダに，同様に 1.5mm 突き出した状態で開発においては，主に三つの課題がある．まず，「鉄／アアルミニウム板を固定する．可動ホルダはエアシリンダにルミニウムの系が脆弱な金属間化合物を生成しやすいこ

よって固定ホルダに所定の荷重となるように押し付け，加と」が第一の課題である 1)．このような場合，溶接は困難

圧した状態でレーザを鋼側に照射する．となり，摩擦撹拌接合のような固相接合 2), 3)やリベットなレーザ照射位置は接合において最も重要なパラメータどの機械的な接合 4)が有効となる．実際に摩擦攪拌接合をの一つである．炭酸ガスレーザはアルミニウム側でほぼ反用いた突合せ鋼/アルミニウム合金の接合に関しては，高射されてしまうため，図 1(c)のように基本的に鋼側にレーい接合強度が得られており，テーラードブランク成形技術

ザを照射し，熱伝導によって接合界面を加熱し，固相接合の発展が期待できる状況に来ている．一方，レーザ溶接にに近い状態で接合を行う．

関しても，沓名ら 1)および西本ら 5)がロール圧接を利用して高強度な重合せ接合を可能にするなど，さらなる発展が期待できる状況にある．しかしながら，テーラードブラン
ク成形に適した突合せレーザ接合に関しては，Sepold ら6)によるブレイジングに関する報告を除いてほとんど見られない．そのような状況で，本研究室では加圧装置を併用して鋼／アルミニウムの突合せレーザ接合を試み，直接素材同士を突合せ接合する技術が開発できている 7)．
二つ目の課題は，板材成形において非常に重要な因子と考えられている「変形抵抗や加工硬化挙動，集合組織の大きな違い」にある．これまでは接合法自体の開発が中心であったため，成形性に関する研究例 8)はまだ非常に少ない状況にあり，基本的な特性から把握していく必要がある．
三つ目の課題は「電食」の問題である．仮に上記二つの課題が解決できても，耐食性を向上させることは難しいと考えられる．現状では，実際の接合材に関する電食性に関する報告はほとんど見られず，耐食性の向上の前にまずは電食特性を把握することが必要な状況である．
 そこで本研究では，鋼/アルミニウムの突合せレーザ接合材に関して，上述の三つの課題についてそれぞれ接合界面の微小構造の観点も含めて研究・調査を行った．ここではこれまでに得られた結果の一部を簡単に紹介する．

* 京都工芸繊維大学

機械工学系准教授- 80 - 図 2 に得られた接合材の外観を示す．接合材は鋼側にレ

ーザ照射痕が見られ，溶接材に似た外観となっていることがわかる．接合強度の評価には，図 1(d)に示すような接合界面に垂直な方向への引張試験を用いた．
  加圧突合せレーザ接合特性   ここでは，SPCC と A1050-O の加圧突合せレーザ接合特性を紹介する．表 1 に主なレーザ接合条件を示す．平均レーザ出力やパルス周波数，レーザ移動速度といった通常の炭酸ガスレーザの加工条件に加えて，レーザ照射位置と加圧力が重要と考えられる．また，その他にも接合に影響をで高い接合強度が得られることが確認できる．

与える重要なパラメータはあるが，非常に多岐に渡るため，

図 4 には，パルス周波数を 200Hz に固定し，3 種類の平ここでは表 1 に示した条件に固定した結果を示す．
 平均レーザ出力，パルス周波数，レーザ移動速度は互い均レーザ出力で加圧力を変化させてピーク接合強度を求に影響を及ぼし，またレーザの加工条件としては最も重要めた結果を示す．図より，無負荷の状態に比べて 20MPaと考えられる．そこで，レーザ移動速度を 600mm/min に程度で一度極大を迎えた後，加圧力を大きくするとやや減固定し，平均レーザ出力およびパルス周波数を変化させて，少する傾向を示すことがわかる．出力不足（200W）の場

各条件でレーザ照射位置について最大となる接合材の接合を除いて，加圧力 60MPa 程度から再び上昇傾向へ転じ，合強度（ピーク接合強度）を等高線（マップ）として表し最終的に母材強度を上回る 90MPa 程度まで達することがた結果を図 3 に示す．ただし，加圧力は 31MPa としてい確認できた．

る．接合強度は最大で 80MPa 以上で，A1050-O 母材の引  接合部の微細構造  

張強度に匹敵するものとなった．接合強度は平均レーザ出 鋼/アルミニウム合金のレーザ圧接では，接合界面に薄力で 400W～600W，パルス周波数で 200Hz～300Hz の領域い金属間化合物層が形成されることが知られており，その厚さが接合材の強度に大きく影響すると言われている．金

属間化合物の中でも，FeAl3 と Fe2Al5 といった Al リッチの

金属間化合物が特に脆性的で脆弱と考えられている．

 ここでは，80MPa 程度の接合強度を有する接合材の接

合界面について，FE-SEM と EDS を用いて観察・分析した結果を示す．まず図 5 に×80～×1500 の 3 つの倍率で観察した様子を示す．低倍率（×80）の観察結果では，この倍率で明瞭な金属間化合物層が確認できないことがわかる．ただし，接合界面から鋼側 0.5mm 程度範囲でやや灰色の領域が存在することが確認できる．この領域はレー

ザ照射による影響範囲（加熱・溶融が生じる範囲）である．

中倍率（×500）では，接合界面の一部に濃い灰色の薄層があること，および界面構造が複雑な場所の存在を確認

できる．この領域を拡大した高倍率（×1500）の観察では，

数μm 程度の金属間化合物層とその周りにデンドライド

状の化合物が存在することが確認できる．デンドライト状



組織の存在は溶融したことを示すものであるが，界面が入

り組んだ状態の限られた箇所でのみ観察されたことから，

固相接合に近い接合が達成されていると考えられる．
図 6 および表 2 に複雑な界面構造の場所および平坦な界

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90mm，長さ 44.5mm，板厚 1mm の鋼板とアルミニウム板を加圧突合せレーザ接合し，90mm×89mm の接合材を作製した．接合材について，入り口側および出口側から 5mm幅の領域を除外し，残った 80mm の板について 10mm 幅の試験片を作製し，接合強度および全伸びの分布を調べた
結果を図 7(b)に示す．図より，レーザ入射側からおよそ30mm の領域までは強度が低いものの，それ以降はほぼ一定で 80MPa 程度の強度を持っていることが確認できる．
一方，全伸びについては，80MPa 以上の強度上昇に対して非常に敏感に変化し，今回の条件ではせいぜい数%程度であることが確認できる．
 接合板に対して，深絞り試験，エリクセン試験および接合ビードに平行な引張試験を実施した．深絞り試験に関しては，レーザ照射出口側の板端から 10mm の位置に円板の端が来るように試験片を切り出した．エリクセン試験には面の場所のそれぞれで EDS 分析を行った結果を示す．図接合板をそのまま用い，引張試験には接合ビード部を中心6 に示した点に対して，その対応する EDS 分析結果が表 3とした幅 10mm の短冊状試験片を用いた．にまとめられている．これらの結果から，Al 側のデンド

 深絞り試験で得られた容器，エリクセン試験後の試験片

ライト状の組織は FeAl3 で，界面に沿って薄い Fe2Al5 の数および引張試験による破断試験片の様子を図 8 に示す．深μm 程度の薄い層が存在していることがわかる．鋼側は絞り容器は鋼側の絞り量が小さくなるため，アルミニウムFeAl や Fe3Al の混相が，10μm～20μm の範囲で存在して側で側壁が高くなった．エリクセン試験では，パンチ中央いるようである．さらに鋼側になると Al の mol 分率が 20%の界面に沿った割れが生じた．引張試験では，図 9 に示す以下の広い領域が存在しており，これが低倍率で観察されように，ビード部で点状の破断がいくつか生じた後，そのたレーザ照射の影響領域の組織と考えられる．この領域は中の一つを起点にして，アルミニウム側でくびれから破断金属間化合物を形成しているのではなく，Al が Fe 内に拡が生じた．その後，鋼側で伸びが継続するものの，やがて散・固溶した状態となっていると考えられる．

くびれから破断を生じるという結果となった．
 成形性試験の結果をまとめると表 4 のようになった．深３．鋼／アルミニウム突合せレーザ接合材の成形性および破断部の状態
  加圧突合せレーザ接合材の成形性試験  
ここでは，SPCC と A1100-O を対象に引張試験および代表的な成形性試験を行った結果を紹介する．レーザ接合は
表 3 に示した条件で実施した．図 7(a)に示すように，幅- 82 -

絞り試験では，パンチ肩部破断は生じず，全て接合界面での破断となった．そのため，接合強度が高ければ，より大きな絞り比で容器成形が可能になると考えられる．エリク
セン値は，図 7(b)の結果から予測できるように，非常に小さいものとなった．引張強さは両素材のおよそ平均の値であり，また全伸びはアルミニウムの半分程度となった．これは，ビード上で破断した点の周りの領域に変形やくびれが集中するためと考えられる．
 また，図 10 のように接合用素材の相対方向を 4 種類に変化させて深絞りを行い，耳のでき方を観察した．通常はSPCC では圧延方向から 0°および 90°の方向に 4 つ耳が，アルミニウムでは 45°と同等の方向に 4 つ耳が生じる．
結果として，鋼側の界面近傍ではアルミニウム側からの抵抗が低いため，本来耳が生じる場合にも耳は生じなかった．
一方，耳が生じる付近が鋼である場合，従来通り耳が生じる．そのため，耳の数が 3 個～5 個に変化するといった面白い結果も得られている．
  成形性試験による破断部の微細構造  
 成形性試験によって破断したエリクセン試験片および引張試験片の破断部の微細構造がどのようになっているかは興味深い．エリクセン試験片は，界面に沿った破断であり，接合強度不足が破断の原因と考えられる．一方，ビードに平行な引張試験では，まずビード部が破断することからビード部の低延性に起因したものと考えられる．
 図 11 にエリクセン試験で破断した試験片の破断部につ近傍と裏面近傍の様子を示している．Fe リッチの金属間いて，アルミニウム側および鋼側でそれぞれ FE-SEM 観察化合物層も含めると，両者の化合物層の厚さに大きな違い

および EDS 分析を行った結果を示す．図 11(a)に示した，はないようであるが，Al リッチの金属間化合物層についアルミニウム側では，デンドライト状の組織が確認でき，ては，レーザ入射面近傍で厚くなっているように見える．

また，EDS 分析からもこのデンドライト状の組織はおそ

また，レーザ入射面近傍では，亀裂の存在が確認できる．

らく FeAl3 であると推測できる．一方，鋼側では Al mol

この亀裂に関しては，Fe2Al5 層から界面に沿って生じて，濃度が 65%以下の Fe リッチの薄い金属間化合物層のみがそれが最終的に Fe リッチな金属間化合物層に横断してい残っている．このことから，破断は図 6 で見られた薄いるように見える．破断形態などを参考にすると，おそらくFe2Al5 層に沿って生じたものと考えられる．

この亀裂は引張とともにビード方向に伝播するのではな

 図 12 には，引張試験で破断した試験片の破断していな

く，板厚を貫通する方向に進展するものと考えられる．

い箇所を観察・分析した結果を示す．図ではレーザ入射面- 83 -

４．鋼／アルミニウム突合せレーザ接合材の耐電食性および界面の状態  接合材の複合サイクル試験  
鋼/アルミニウム合金のレーザ接合材の複合サイクル試
験に関する報告はほとんどない．そこで，表 5 に示すような JASO に定められた複合サイクル試験法に則って SPCCと A6061-T6 の加圧突合せレーザ接合材の複合サイクル試
験を実施した．ただし，レーザ入射面を塩水噴霧側に配置している．
サイクルの進行に伴う試験片の外観の様子を図 13 に示す．図において，右側が鋼側となっている．図を見ると，まず鋼側の腐食が大きく進行しているように見える．これは，20 サイクルまでおよそ直線的に強度低下が見られ，は赤さびで鋼表面が覆われていく様子が目に付くからで

20 サイクル以降は 60 サイクルまで緩やかな強度低下となある．しかしながら，電食では一般にイオン化傾向が高い

り，最終的に 70～80 サイクルで分離する結果となった．

側で腐食が促進されるので，アルミニウム側の腐食に注目

一方，参考で示した固相接合材に関しては，30 サイクルする必要がある．アルミニウム側を見ると，サイクルの進程度までは当初の強度を保っているが，その後急激に強度行に伴って表面がうっすらと白くなっている様子が確認が低下し，40 サイクルで分離してしまうという結果であでき，最終的に 66 サイクルで全面が白色に覆われている．

り，試験による強度低下の様子に違いが見られた．

図 14 には，複合サイクル試験を行った試験片の引張試

  複合サイクル試験片の界面の微細構造  

験後の破断面の様子を示す．まず，0 サイクルではアルミ これまでの研究成果として摩擦攪拌接合材に関する接ニウム側，鋼側ともに金属様の光沢が確認できる．この金合界面の FE-SEM 観察および EDS 分析結果 11)，12)から，接属光沢は主に金属間化合物層の存在に起因するものであ合部表面がアルミニウムでおおわれている場合，まず表面る．21 サイクルまでは，およそ前面に金属光沢が見られ腐食とともに表面を覆っているアルミニウムが腐食され，るが，さらにサイクル数が増加すると，この金属光沢部が板厚方向に分断される．その後，界面をほぼサイクル数に上側（レーザ入射側）から徐々に消失していく様子が観察

比例するように腐食が進み，分離に至る傾向が確認されてされる．最終的に 66 サイクルでは，全く金属光沢がなくいる．そのため，表面のアルミニウム層が分断されるまでなってしまう．

は，強度低下が生じずに腐食が遅れるために図 15 のよう 引張試験で得られたサイクル数と接合強度の関係を図な結果となったと言える．

15 に示す．図には参考に摩擦圧接および摩擦攪拌接合を 一方，このような固相接合材と全くことなる傾向を示し

用いて得られた接合材の複合サイクル試験結果を合わせた加圧突合せレーザ接合材について，腐食進行のメカニズて示している．図から，加圧突合せレーザ接合材に関してムを明らかにするために同様に接合材の接合界面のFE-SEM 観察および EDS 分析を行った．結果を図 16 に示す．図にはサイクルの進行に伴う接合界面近傍の SEM 観察像，Al mol 濃度および O mol 濃度分布を示している．
まず，サイクル数 0（複合サイクル試験前）の SEM 観察像を見ると，レーザ照射部と考えられる箇所に大きなくぼみが生じていることが確認できる．21 サイクルの段階
では，接合界面を挟んだアルミニウム側にこのくぼみ深さと同程度のくぼみが腐食によって形成されていることが確認できる．この 2 つのくぼみの間にはアルミニウム濃度が高い領域があることから，界面自体はあまり腐食されていないことがわかる．33 サイクルになるとアルミニウム側の腐食によるくぼみがアルミニウム表面上に広がっている．この状況でも界面自体は残っているように見える．
48 サイクルでは，界面近傍を残して腐食が板厚方向に大きく進展していく様子が確認できる．最終的に 66 サイクルで分離しているが，鋼側にアルミニウム濃度が高い領域が存在しており，結局接合界面自体は腐食されずアルミニウムの腐食によって分離が生じたものと考えられる．

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５．おわりに 本研究では，鋼/アルミニウムの突合せレーザ接合材に関して，テーラードブランク成形利用のための現状における主な三つの課題について，それぞれ接合界面の微小構造の観点も含めてこれまでの研究成果を紹介した．
接合強度の向上に関しては，多岐に渡る接合条件について，今後より詳細に検討していく必要がある．成形性の問題に関しては，現状では接合強度の向上によって改善されるところが強いが，組織や特性の大きな違いに起因するテーラードブランクに特徴的な現象について検討する必要がある．電界腐食に関しては，まだ十分な研究が行われていないものの摩擦攪拌接合材のような完全な固相接合材とは異なる現象が見られている．これは異材テーラードブランクの実現に対する電食という大きな壁を超えるヒントを与えるものかも知れない．

謝 辞
本研究の一部は，公益財団法人天田財団からの一般研究助成（$)）により実施した研究に基づいていることを付記するとともに，同財団に感謝いたします．

参考文献
1) M.J. Rathod・M. Kutsuna,：Welding Research, 83 (2004),
16s.
2) T. Tanaka・T. Morishige・T. Hirata：Scripta Materialia, 61(2009), 756.
3) 森田辰郎・坂本光・馬渕信太・飯塚 高志：材料, 58 (2009),
317.

 摩擦攪拌接合材では，金属間化合物層はサブμm もしくはそれ以下であり，Fe と Al がほぼ直接接触している状態

4) Y. Abe・T. Kato・K. Mori：Journal of Materials Processingである．そのため，接合材表面から界面に沿って Al が腐食されていき，ほぼ直線的に接合強度が低下するといえる．

Technology, 177 (2006), 417.
5) K. Nishimoto ・ H. Fujii ・ S. Katayama ： Science andTechnology of Welding and Joining, 11 (2006), 224.

一方，レーザ接合材の場合，数μm 程度の金属間化合物層が Fe と Al の間に存在しており，これがある程度腐食を妨

6) G. Sepold・M. Kreimeyer：Proceedings of SPIE, 4831 (2003),
526.

げる効果を付与していると考えられる．電界腐食では，一7) 飯塚高志・瓜田二朗・高倉章雄：第 56 回塑加連講論，

般にプール状のピットがまず形成され，このピット内でCl イオン濃度が高まり，腐食が促進されると考えられて(2005)，543.

いる．今回の試験片では，レーザ照射痕が当初からプール

8) T. Iizuka・S. Kajikawa・N. Hatanaka・N. Takakura：Steelの役割を果たすため，金属間化合物層を挟んだアルミニウ

Research International Special Ed. (ICTP 2011), (2011), 651.

ム側で同程度の大きさまで初期的に急激な腐食が生じた

9) T. Iizuka ・ R. Itani ： Key Engineering Materials,
504-506(2012), 405.

ものと考えられる．しかしながら，金属間化合物層は腐食されないため，表面上をアルミニウム側に腐食が進行する

10) 飯塚高志・阪本大夢・奥田泰丈・小野裕之・森田辰郎：平 28 年塑加春講論，(2016)，337.

モードに移ることによって，一度強度低下が抑えられる結果となったと考えられる．一方，腐食はアルミニウム側の11) 飯塚高志・奥田泰丈・小野裕之・森田辰郎：第 66 回

プールで表面方向とともに次第に板厚方向にも進行し，三角形状の腐食プールとなっていく．さらに板厚方向に腐食塑加連講論，(2015)，115.
12)阪本大夢・飯塚高志：平 29 年塑加春講論，(2017)，133.

が進行することで，強度低下が進み，最終的に分離したものと考えられる．今後，レーザ照射痕を小さくすることで，初期的な腐食を抑制できれば，図 15 に見られた強度低下は生じず，摩擦攪拌接合材に対する耐腐食性に関する優位性が示せるかもしれない．

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