（社）溶接学会

東海支部

第６７回溶接研究会資料「アルミと鋼のレーザロール溶接」
沓名宗春１）、ラトウド・マノージュ２）、アズール・アンマール３）、山上直樹４）、尾崎仁志５）

１）

名古屋大学

工学研究科（現：光産業創成大学院大学教授）、２）（現：インド、プーネ大学教授、

３）（現：ヨルダン、ロイヤル科学協会）、４）（現：日本ガイシ）、５）（現：三重大学工学部）＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊れてきた。その結果、接合界面に生成するぜい性
１．緒言

な金属間化合物ＦｅＡｌ ３ または Ｆｅ ２ Ａｌ ５

近年、輸送機器などの軽量化、高速化、低振動の厚さを８ないし１０μm 以下に制御することに化などのために、軽金属のアルミニウム合金の適より A6061 板と SPCC 鋼板を接合し、自動車のボ用が広く検討されてきた。しかし、自動車産業をンネットまたはルーフの軽量化を実現しようとし例にとるまでもなく、全面的な採用には至っていている１８）１９）。

ない。大きな要因は鋼材に比べ、コストが高く、そこで、著者ら２０）〜２４）はこれら金属間化合物

溶接性が悪いことなどによる。そこで、アルミニの厚みのみならず、これら化合物の種類および組ウム合金と鋼材をハイブリッド構造部材として利成を制御し、より延性および強度の高いＦｅＡｌ

用できないか、いろいろな観点から信頼性のあるまたはＦｅ３Ａｌ を生成させるため、それらの生異種金属継手の研究開発がなされてきた。このア成条件をレーザ加熱およびロール加圧により急熱

ルミニウム合金と鋼材を溶接する研究は、すでに・急冷することにより得ようと１９９９年ころよ

５０年以上の歴史がある。英国溶接研究所（現：り研究してきた。

TWI）では鋼やアルミニウムなど各種金属の同材同士および異材をいかに鍛接できるか、特殊な工本報告はこれらの研究成果の一部をまとめたものである。

具を用いて、鍛造比が何％になったら鍛接できるか、また、それに熱処理を加えたら、接合強度がどのように向上するか確認している

１）。 その後、
１）,2)

２．レーザロール溶接法
従来より困難とされてきたアルミニウム合金と、圧鋼材との異種金属継手を信頼性の高いものにする

延/ロール圧接 3）〜５）、押出し）、熱間圧接（鍛接）には、その接合界面に生成する金属間化合物の組

６）,7)

成状況を把握し、望ましい延性のある金属間化合多くの研究者により冷間圧接（常温圧接
、爆発圧接

１４）

8),9)

、拡散接合

１５）,１６）１０）〜１３）、抵抗溶１７）１８）

な物の生成を促進する必要がある。Fig.1 に Al-Fe２

どが試みられてきた。しかし、どの方法も金属間元系合金の平衡状態図を示す。多種の金属間化合

化合物や酸化皮膜の生成により十分な信頼性を得物が存在する。泰山ら１４）はこの金属間化合物のることは困難であった。現在、実用化されている

機械的性質を圧縮試験において調査し、Fig.2 の方法はわずかで、熱間圧延（家庭用器物）、冷間

ように報告している。すなわち、アルミニウムリ

圧延（自動車軸受け部品、移行継手、アルミ被覆

ッチな金属間化合物（ＦｅＡｌ３または Ｆｅ２Ａ

鋼線）、押出し（鋼線補強アルミ材）、爆発圧接ｌ５）は非常にぜい性であり、硬度が非常に高い。

（舶用移行継手、極低温用配管）、抵抗

他方、鉄リッチな化合物（ＦｅＡｌまたはＦｅ ３

接

、摩擦溶接

、レーザ接合溶接（トラック車両パネル）などに限られている。
７年前より、ドイツのＢＩＡＳ研究所でレーザ溶接によりこの異材継手を接合する研究が進めら-1-Ａｌ）は延性があり、強度も高い。

そこで、著者らは後者の解決方法について研究を続けてきた。すなわち、Fig.1 の平衡状態図で１２００℃以上の高温に急速加熱し、液相にした後、急冷すれば、液相は鉄側から凝固が始まり、α鉄が晶出し、さらに FeAl が晶出し、次に FeAl
２が晶出してくると考えられる。アルミニウム側

は FeAl３と金属アルミニウムが共晶反応により生じると考えられる。実際には急冷のため、準安定

Fig.1

Al-Fe２元系合金の平衡状態図

な相（FeAl６や FeAlｘ）なども生じ、変化するものと思われる。いずれにしても、高温に加熱し、急冷することにより、延性のある化合物の生成が期待できる。
また、著者らは鉄ーアルミニウムの相互拡散係数を金属データブックなどからのデータをもとに計算した。その結果をそれぞれの温度でどのように変化するか Fig.4 に示す２４）。この図より分かる
ことは４００℃〜６６０℃の温度範囲で接合する

Fig.2 Fe-Al 系金属間化合物の圧縮試験結果１４）と、アルミニウム側に鉄元素が拡散する速度が著

よって、溶接時に接合界面に生じるぜい性な金

しく速くなり、そこにぜい性なアルミニウムリッ

属間化合物層の厚さを極小または完無にする方法

チの金属間化合物が多く生成すると言うことであやより延性のある金属間化合物の生成を促進してる。もし、１０００℃以上の温度で溶接すれば、界面層の中の延性な化合物の比率を増大させる方

液相のアルミニウムが鉄側にも早く拡散し、鉄側法がある。前者の方法である脆性なＦｅ２Ａｌ５及に鉄リッチの化合物が生成することは分かる。

び FeAl3 の生成を避ける条件について検討した結この考え方をもとに、鉄リッチの延性のある金果、Fig.3 に示すように４５０℃以上に加熱する

属間化合物層の生成を目指して、当研究室にあると非常に短時間にこれらの化合物が生成すること

２．４ｋＷ炭酸ガスレーザ装置を利用し,Fig.5 にが確認された２３）。このように、良好な継手を作示すようなレーザロール溶接装置を試作し、アル成することが非常に困難であり、過去約５０年間、ミニウムと低炭素鋼および高張力鋼のレーザロー

多くの研究がなされ、４００℃以下で溶接する低ル溶接実験を行った。なお、本レーザロール溶接

温での固相接合が工業的には適用されてきた。

は特許第３５３５１５２号に査定され、さらに特願２００３−４０６０３６は審査中である。

Fig.3

Fe-Al の拡散接合における温度・
時間・生成相（ＴＴＰ）曲線２３）-2-

Fig.4 温度による Fe-Al の相互拡散係数の変化２４）

Table 1 供試材の化学組成

ウム板表面 の酸化膜を除去するために 15〜21µm 粒 径 の ア ル ミ ニ ム ろ う 付 用 フ ラ ッ ク ス（KAlF4K2AlF5.H2O (17-25 mass%)）をその表面に塗布した。両試験材の固定方法は Fig.5 右
図に示すように鋼板はアルミニウム板端に3mm 重ねて 0.2mm のギャップをつくり固定した。さらに、アルゴンガスを 25.0 l/min 流量とし、接合中の酸化防止のためにシールドガスとして流がした。
３．１．２

Fig.5 試作したレーザロール溶接装置２０）
３．A5052 アルミニウム合金と PCC 低炭素鋼
薄板のレーザロール溶接
地球温暖化の問題でにわかに持ち上がってきた
輸送機器の車体軽量化に関係し、今、自動車産業の１つの課題が車体パネルや各種部品の軽量化である。自動車車体パネルに用いられる構造材の軽量化においては、その主要材料である 0.12%以下の低炭素鋼冷間圧延材であるＳＰＣＣ鋼を高張力鋼に転換したり、アルミニウム合金に転換することが検討されている。ここではＳＰＣＣ鋼と展伸用アルミニウム合金で優れた溶接性と最低限の強度を持っているアルミ合金である A5O52-０合金(2.5 wt% Mg)をレーザロール溶接し、軽量化する
方法を検討した。
３．１

実験方法

３．１．１

供試材

供試材としては炭素量 0.12%以下の低炭素鋼冷間圧延材であるＳＰＣＣ鋼（板厚：０．５ｍｍ）

レーザロール溶接実験

試作したレーザロール溶接装置を用いて、溶接実験を行った。2.4kW CO2 レーザ装置に平面反射
ミラーとローラー加圧装置とを組合せることにより、被溶接物である鋼板表面に TEM01*モードのレーザビームを ZnSe レンズで集光し斜めより、ロール近傍（ロール直下より約１７ｍｍ離れた点）を照射し、スポット径約 2.5 x 3.5ｍｍの楕円形状にして加熱できるように工夫した。また、加熱された鋼板が下部に配置されたアルミニウム合金
板上表面に短時間で密着するように SUS304 ステ
ンレス鋼製ローラー（直径：40mm、幅：10mm、幅３ｍｍのツバ付き）をバネで機械的に加圧した。
この加圧装置は X-Y テーブル上に固定した被溶接物のアルミニウム合金とＳＰＣＣ鋼異材継手の接合箇所（幅３ｍｍｘ１５０ｍｍ長さ）に所定の加圧力を負荷できるように設計されている。この時の加圧力は測定したバネの変位量とバネ計数より求めた。
溶接入熱条件としては鋼板断面における温度分
布を計算し、かつ実際に表面の温度を測定し、板下面で約１２００℃になるような条件をはじめの条件として選んだ。すなわち、レーザ出力は一定
で 1.5kW とし、テーブル速度を 16.67 から 53.33
mm/s とした。ロール加圧力はスプリングの長さ4.5mm および 5.5mm から算出して、150 と 202MPaとした。

と、A5052 アルミニウム合金(板厚：１．０ｍｍ)を用いた。その化学組成を Table 1 に示す。接合
前に両板材のあわせ面（アルミニウムは表面側、
鋼は裏面側）をワイヤーブラシで研磨した。レー
ザを照射する鋼表面はレーザの吸収率を高めるた
めに、グラファイト（AHESON-504,スパッタ防止剤）を塗布し、自然乾燥した。また、アルミニ-3-

3. 1. 3 溶接継手の評価試験
接合継手のマクロ断面を 3%ナイタールでエッチングを行った後、マクロ断面観察および顕微鏡観察を行った。接合界面の金属間化合物層の平均厚さは 5 箇所の測定値の平均値から求めた。EPMA
分析により鉄およびアルミニウムの線分析を行い、金属間化合物中の元素の存在比率からその組

成の推定を行った。EPMA 分析結果から延性のある化合物(FeAl + Fe3Al)および脆い化合物(FeAl3 +Fe2Al5)の厚さをそれぞれ測定した。それぞれの継手から３本の試験片を採取して、幅 8mm の試験片に加工し、JIS Z ３１９２(3 号 B 試験片)のせん
断引張試験を行った。また、その試験後の破面をMo-Kα を使用して X 線回折を行い金属間化合物の同定を行い、FeAl などを同定した。さらに、ロール加圧力 150MPa、走行速度 25mm/s の破断試験片について、その破面の反射電子像解析と EDX 分析を行い、鋼側にもアルミニウムが密着していることを確認した。
３．２
３．２．１

実験結果と考察

ン分布の熱源とし、鋼のレーザ吸収率は 0.45、鋼の熱拡散率は 11.9 ｘ10-6 m2/s、熱伝導度は 46.9
J/m/s/K 比熱は 3.95 J/m3/K として計算した。レーザ
ロール溶接の一定条件で計算した温度分布を Fig.6に示す。
他方、炭素鋼板下面の温度を実験的に A、B、Cの位置で測定した。それぞれ 1313、1258 および998K(1040, 985 および 725oC)となった。これらはシミュレーションで解析した値にほぼ一致した。この結果からレーザ出力を 1.2〜1.8 kW、走行速度を16.67 〜 50.00 mm/s とし、以後、この溶接条件で実験を行った。

温度分布シミュレーション

鋼板表面の温度は鉄―アルミニウムのレーザロール圧接における重要な制御因子である。原子の拡散が起こるために十分な温度が必要であり、金属間化合物層の生成厚さや種類に影響する最適な表面温度はこの異材接合の重要な制御因子である。また、異材接合においてはその界面生成層の厚さおよ
びその種類が機械的性質に大きく影響する２,）１４）。
それゆえに、レーザ入熱を最小化し、薄い生成層を生成するように制御することも重要である。逆に過度の加熱（入熱）は鋼まで溶融させたり、急冷時によるマルテンサイト変態硬化やビード表面の凹凸を引き起こす。いずれも最終的な溶接継手として芳しくない。このため鋼の裏面（接合面）温度は Fe-Al
状 態 図 の 共 析 温 度 の 1373K(1100 ℃ ) 以 上 で1573K(1300℃)以下に制御し、鋼側にα鉄またはFeAl 化合物を生成させた後、急冷すべきである。
このような温度に加熱された鋼がロール圧力によりアルミニウムに接触する時、界面の温度は瞬時にFig. 6 鋼材断面の温度分布シミュレーション結果
3. 2. 2 レーザロール溶接継手の断面マクロ
SPCC 鋼と A5052 合金のレーザロール溶接における重ね継手および重ね突合せ継手の断面マクロ
写真を Fig.7 に示す。走行速度が 36.7mm/s で、 ロール加圧力が 202 MPa の重ね継手の場合、Fig.7(a)に示すように、アルミニウム合金表面が幾分溶けている。低速溶接ではアルミニウムの溶融部は拡大した。走行速度の影響と同じようにロール加圧力にも影響が見られる。重ね突合せ継手では降下し、アルミニウム側は接合界面近傍が一部溶融するが４００℃以下に急冷される。ここで、冷却中に生成するぜい性なアルミニウムリッチな金属間化合物を抑制することがより良好な継手を製作することになる。
レーザ出力と走行速度を決定するために荒田らによるの二次元熱伝導モデル２５）を用いて、鋼板の板厚方向の温度分布をシミュレーションした。このシミュレーションではレーザビームをガウシア-4-(上）重ね継手、 （下）重ね突合せ継手
Fig.7 レーザロール溶接継手の断面マクロ写真

Fig.7(b)に示すようにアルミニウム合金側に溶融が見られたが、鋼側は溶融がなかった。
3. 2. 3 レーザロール溶接継手の顕微鏡組織
加圧力 202 MPa 、レーザ出力 1.5 kW でレーザロール溶接した継手の接合界面の顕微鏡組織を Fig.8に示す。鋼板母材の組織はフェライト粒の粗大化が見られるが、マルテンサイトは見られない。接合界面は Fig.8(a)に示すように 25.0mm/s と低速で、加圧力 202MPa のとき、金属間化合物層の平均厚さは 17μｍであった。この時拡散接合と同様にスパイク状のカーケンダルボイドが鋼側に見られた。これは相互拡散係数に大きな差がある

Fig. 9 接合界面の EPMA 分析結果

（Kirkendall 効果）ために生じたものである。中間の走行速度では Fig.8(b)に示すように界面層の平3. 2. 4 界面層への走行速度及び加圧力の影響

均厚さは急激に減少する。40mm/s の場合厚さはレーザ出力が一定の場合、走行速度が下がると5µm となり、スパイク状ボイドが認識されなかっ

入熱量は増加する。それゆえに、遅い速度では過た。 走行速度が 46.7mm/s の場合、Fig. 8(c)に示す

度の入熱により適切な接合が行われず、鋼板表面

ように界面層は薄くなり 3µm となった。この場合に溶融もおきる。Fig.9 の EPMA の結果を用いて求スパイク状ボイドは観測されなかった。いずれのめた平均界面層厚さおよび脆性な金属間化合物とロール加圧力においても同様な傾向が見られた。

延性な金属間化合物の割合を走行速度に対してプ
ロットし、Fig.10 に示す。走行速度が 20 から
25mm/s に増加したとき、平均界面層厚さは 12μm
から 7μm に減少した。しかし、脆い化合物(FeAl3 +Fe2Al5)の厚さの割合はわずかに 77%から 74%に減Fig. 8 接合界面の顕微鏡組織

っただけであった。界面層の厚さの減少は 25 から
30mm/s の間で増加するにつれて、平均界面層厚さ

光学顕微鏡では組織の詳細を明らかにできないは 7 から 3μm と減少した。この場合、脆い化合物

ので、金属間化合物の識別するため、鉄とアルミ

層は 74% から 65%と減少した。より速い速度について EPMA 分析を行った。150MPa の加圧力で33.3mm/s の場合、界面層厚さは 2μm となった。

20 と 33.3mm/s の走行速度の結果を Fig. 9 に示す。

このとき、脆い化合物層は 49%となった。走行速

20mm/s の低速では Fig. 9(a)に示すようにアルミニ

度が増加するに伴い延性のある化合物層の割合がウム側の大部分が FeAl3 であり中央に Fe2Al5 が見ら脆性な化合物層に比べ増加した。ただし、あまりれた。鉄側では FeAl と Fe3Al が大半だった。

速い速度では界面の加熱が不十分のためフラック

33.3mm/s と速い場合は Fig. 9(b)が示すように FeAl3

スが未溶融のためか、接合が不十分となった。

が減少して化合物層も薄くなった。FeAl3 や Fe2Al5

レーザロール溶接において走行速度が遅い場

は硬くて脆いのに対して、FeAl や Fe3Al は延性が合、ロール加圧力が 150 から 202MPa と増加するとあるので、界面層は脆い領域(FeAl3 + Fe2Al5)と延性

界面層厚さは増加する。例えば、走行速度ががある領域 (FeAl + Fe3Al)に分けられる。これらの33.3mm/s と一定の場合、加圧力が 150MPa から

割合を界面層厚さに対する割合（パーセント）で202MPa に増加するにつれて、平均界面層の厚さは明記した。

２から 6.5μm に増加した。150 から 175MPa に-5-

では界面層厚さの減少が著しい。
中間の走行速度では制御された界面層の厚さの減少に加えて、EPMA 分析から延性のある化合物が脆性の化合物に比べて割合が 25%から 40%になっている。このような組成の変化はおそらくレーザにより、界面が 1373K（1100℃）へ急熱急冷されるためであろうと思われる。Fe-Al 平衡図におけるFig.10 界面層厚さおよび金属間化合物の種類に及
ぼす走行速度の影響
増加する場合、走行速度 25、30 および 33mm/s でFig.

界面層厚さは非常に増加する。これは加圧力の増11 界面層厚さ及び引張せん断強度に及ぼす走行速

加により密着が進み、各種拡散により元素の拡散度の影響が加速するためと思われる。

共析温度範囲への加熱は脆い FeAl3 や Fe2Al5 生成の代わりに延性な FeAl や Fe3Al が効果的に生成

3. 2. 5 せん断試験結果されると思われる。EPMA 分析の結果、FeAl3 や加圧力の増加に伴う金属間化合物層厚さの増加

Fe2Al5 に加えて延性のある FeAl や Fe3Al 生成が確

も走行速度の遅い場合には起こる。Fig.11 は異なる認された。FeAl2 は見られなかった。FeAl2 の生成加圧力に対する界面層厚さおよび引張せん断強度は ε 相と Fe2Al5 との間で行なわれる包析反応が必に及ぼす走行速度の影響を示す。高い加圧力の場要であるのでその生成が困難であったからと思わ

合よりも低い加圧力の方が走行速度 30ｍm/ｓ以上

れる。

-6-

レーザロール溶接継手の引張せん断試験はせん
断面積 24 mm2 (8 mm x 3 mm)で行った。せん断強度に及ぼす走行速度およびロール加圧力の影響をFig.11 に示した。走行速度が増加すると、せん断強さは増加し、最大値を示す。より速くなるとせん断強さは減少する。この場合、最大のせん断強さ 55.8
MPa は走行速度 25.0 mm/s、 ロール圧力 150MPa レーザ出力 1.5 kW の時に得られた。レーザロール溶

Fig.12 レーザロール溶接の適正接合条件

接試験片の界面層の厚さにも関係している。界面層（適正範囲：●印で示す）の一例

厚さが 4 から 5μm で、延性な化合物層が 28 から40%のとき最大のせん断強さを示し 50.8 と 55.8

４． 純アルミニウムと SPCC 鋼のレーザロール

MPa となった。これは A5052 アルミニウム合金のせん断強さの 55%に相当する。

溶接
ＳＰＣＣ鋼（ｔ＝０．５ｍｍ）と純アルミニウ

レーザロール溶接においては、接合条件の制御はム（A1050,ｔ=１．０mm）の重ね継手をパルス CO2

界面層厚さと界面層の組成の制御を意味し、結果とレーザでレーザロール溶接した。その継手の引張して、鉄―アルミ合金の異材継手の継手性能の制御

せん断試験結果を Fig.13 に示す。破断はＳＰＣＣを意味する。延性のある化合物の増加やそれに相当鋼の母材で破断している。またこの継手のエリクする脆性な化合物の減少はレーザロール溶接継手

セン試験結果を Fig.14 に示す。 エリクセン値がのせん断強さに対しても良好な影響を与える。

7.3mm であり、アルミニウム母材から破断が生じ

速い走行速度の時、界面層の厚さは 4 µm より小ている。十分な成形性を持っていると言える。

さくなり延性のある化合物の割合は上昇し 50%なったが、本実験ではレーザロール継手のせん断強度は減少した。この強度の減少は不十分な入熱のために接合界面全面が接合せず、部分的な結合しか起きないからと考えられる。界面層厚さが 4 µm を切る

Fig.13

レーザロール溶接継手の引張せん断試験
結果と界面に均一な化合物層が出来ない。未接合部が残ると、その小さなエリアから破断しせん断強度が減少すると思われる。
最大の引張せん断強さを示した試験片はアルミニウム合金母材で部分的に破断し、一部は接合界面で破断した。破断面を X 線回折したところ FeAl や
Fe2Al5 といった化合物の存在が認められた。電子反射像で解析を行なったところロール加圧力 150
MPa、レーザ出力 1.5kW および走行速度 25.0mm/sの試験片で、その破面に約 70%面積率のアルミニウ
ムが残存していた。Fig.12 にレーザ出力 1.5kW でFig.14

レーザロール溶接継手のエリクセン試験
結果

レーザロール溶接したときの適正接合条件（適正範囲：●印で示す）を求めた。

５．A5052 アルミニウム合金と低炭素高張力鋼のレーザロール溶接

5. 1 実験目的-7-

レーザロール溶接では急熱、急冷しており、た箇所を採取し、断面マクロ写真を撮影した。重

非平衡状態で接合が行われる。従って、本溶接

ね継手における鋼とアルミニウム合金の圧下率も法におけるロール加圧過程は熱サイクルに敏測定した。顕微鏡組織観察は断面マクロ観察方法

感な金属材料に対して異なる溶接現象を示すと同様の方法で研磨、エッチングを行い、その後ものと思われる。本実験では高張力鋼とアルミの組織をキーエンス社製 VK-8500 レーザ顕微鏡にニウム合金をレーザロール溶接し、その継手品て 1000 倍、もしくは 2000 倍で観察した。組織観

質に与える各種接合条件の影響について検討

察は接合界面の中心部で行った。

した。

引張せん断試験片は、JIS Z 3192（ろう付継手の5. 2 実験方法

引張及びせん断試験方法）の 3 号 A 試験片を用い

5. 2. 1 供試材

た。最大荷重 2000 kgf の引張試験機を使用して、供 試 材 は 590MPa 級 の 析 出 強 化 型 高 張 力 鋼

片端引張モードにて 1 mm/min の速度で引張試験（JSC590R）とアルミニウム合金（A5052-H34）を行った。このとき、スペーサを設けて曲げモーを用いた。これらの化学組成は Table 2 およびメントのかからないように試験を実施した。試験

Table 3 に示す。試験片形状については、どちらも終了後に破断形状の観察、および引張強度を測定

150×40×1mm の大きさのものを使用した。Fig. 3

した。

に示したように試験片を配置し、その重ね幅を３5. 3ｍｍとした。

5. 3. 1590MPa 級高張力鋼の化学組成

Table 2

実験結果と考察
断面マクロおよび顕微鏡組織観察Fig.15 にロール加圧力 101〜213MPa で溶接した試験片の断面マクロ写真を示す。加圧力 101〜185
MPa の範囲では接合は可能であった。しかし、加圧力を 213 MPa まで大きくするとアルミニウム合
金に十分な溶融は見られず、接合は不可能だった。

Table 3アルミ合金（A5052-H34）の化学組成

両板の圧下率へのローラ加圧力の影響は鋼とアルミニウム合金で大きく異なり、鋼の圧下率は５％以下と小さく、アルミニウム合金では 10〜40 %と大きい。このことは、約１１００℃のレーザ加熱によって鋼は溶融しないが、アルミニウム合金
は表面近傍が溶融または半溶融状態となって軟化

5. 2. 2

実験装置および接合条件

し、優先的に圧下されるためと考えられる。

レーザロール溶接装置は上述のものと同様のもFig.16 はロール加圧力 101〜213 MPa におけるミのを用いた。接合条件としてはロールか加圧力をクロ組織観察の結果である。接合界面のうち、中101MPa〜213MPa の範囲で変化させ、その他の条

心部の組織観察結果である。鋼（上）とアルミニ

件としてはcw の 2.4kWCO2 レーザ装置を制御することによりパルス化し、最大出力 2.0kW、デューティサイクル 75%、周波数 150Hz と一定にして実験した。さらに、走行速度 0.4m/min、重ね幅３ｍｍ、レーザ照射オフセットは０mm（重ねの中心）とした。

5. 2. 3

レーザロール溶接継手の評価方法

断面マクロ観察では、安定したビードが得られ-8-

Fig.15

レーザロール溶接継手の断面マクロ写真

ウム合金（下）の界面に金属間化合物が生成してどは脆弱な化合物層で構成されるため、引張強度いる。101〜157 MPa の範囲では、加圧力の増加には低下し、接合界面で破断した。逆に 101MPa と伴って化合物層の厚さは増加した。

低圧の場合は、中心部で生成する化合物層の厚さは 2.7µm と小さく、そのうち延性な化合物層の占める割合は 40%と高いが、端部で接合不十分となっておりこの部分から界面破断したため、このよ
うな値となった。

Fig.16

レーザロール溶接継手の顕微鏡組織

5. 3. 2EPMA 線分析結果

Fig.17 はロール加圧力 101〜213 MPa におけるFe と Al の EPMA 線分析の結果である。化合物層では Fe と Al はともに、階段状に変化している。
そこで、Fe と Al の組成割合から、延性な金属間化合物（Fe3Al、FeAl）を濃い色、脆性な金属間化合物（FeAl2、Fe2Al5、FeAl3）を薄い色で分けて表

Fig.18 加圧力 101〜213 MPa における溶接継手の引張せん断試験結果示した。さらに、全ての金属間化合物のうちに占める割合も記した。延性な金属間化合物の割合は157 と 185MPa のときには数%であったが、129

６．レーザロール溶接のさらなる開発

MPa では 27%、101 MPa のときには 40%であった。

現在までに、本レーザロール溶接により、低炭いずれの条件において延性な化合物層の厚さは素鋼と純銅２６）、低炭素鋼とチタン２７）２８）などのほぼ等しい。ロール加圧力の変化によって、ぜい

各種異種金属継手について基礎的な研究を進めて性な化合物層厚さが増減したことによるものと考きた。そして、現在、科学技術振興機構（ＪＳＴ）

えられる。

の開発事業として「レーザによる異種金属ハイブ
リッド構造部材の圧接技術」なるプロジェクト（平成１５年度〜平成１７年度）を㈱ファインプロセ
スと名古屋大学で推進しており、すでに、Fig.19に示すような３ｋＷ半導体レーザを用いたレーザ

Fig.17 加圧力 101〜213 MPa における溶接継手のロール溶接装置を開発し、実用化に向けた研究を

EPMA 線分析結果進めている。また、経済産業省の地域新生コンシ

5. 3. 3 引張せん断試験結果

ーアム研究開発事業に「最新レーザ利用生産シス

Fig.18 に加圧力 101〜213 MPa における溶接継手

テムおよび高強度高機能部材の開発」（平成１６の引張せん断試験結果を示した。129MPa のとき

年度〜平成１７年度）が採択され、現在、２大学、に最大の引張強度の 2670N を示し、アルミニウム

４企業で最新レーザ利用システム（２ｋＷファイ

母材の溶融部で破断した。断面ミクロ組織観察

バーレーザ利用）を開発するとともに、アルミニ（Fig.16）にも示したように、129MPa の場合にはウム合金と純チタンなどの高機能部材の製作にレ接合界面の全面で 1.5〜4.5 µm 厚さの化合物層のーザロール溶接の適用が検討されている。

生成が確認できた。さらにこの継手の化合物層のうち、延性な化合物層の割合は約 30%と高かった。

7. 結言

一方、ロール加圧力 157MPa、及び 185MPa の場合

低炭素鋼（SPCC）とアルミニウム合金(A5052)

は、化合物層の厚さは大幅に増大し、そのほとんの“レーザロール溶接”の基礎実験結果とシミュ-9-増加した。また、生成する化合物層の厚さとアルミニウム合金の圧下率はほぼ比例関係にあることを確認した。
6) EPMA 線分析の結果、化合物層では Fe と Al
はともに階段状に変化し、そこでの Fe と Alの組成割合から、延性な金属間化合物（Fe3Al、FeAl）および脆性な金属間化合物（FeAl2 、
Fe2Al5、FeAl3）を確認した。延性な金属間化
合 物 の 割 合 は 加 圧 力 129MPa で は 27% 、

Fig.19ＪＳＴのプロジェクトで開発されたレ

101MPa のときには 40%であった。 いずれのーザロール溶接装置

条件においても延性な化合物層の厚さはほぼ等しい。ロール加圧力の変化によって、脆性

レーションから次の結論を得た。
1) 低炭素鋼と A5052 アルミニウム合金のレーザ

な化合物層厚さが増減したことによるものと考えられる。

ロール溶接における鋼板断面の温度分布を計

7) 引張せん断試験の結果、加圧力 129MPa

算モデルで予測するとともに、このモデルをの場合には高張力鋼母材で破断し、その用い、レーザロール溶接の基本的な接合条件

接合界面には 1.5〜4.5µm 程度の連続的な範囲を予測した。

化合物層の生成が確認できた。

2) 走行速度が遅い場合の組織は鉄側にスパイク

状カーケンダルボイドをもつ FeAl３の均一層

謝辞だけが見られ、アルミニウムと FeAl３の混合

本研究を遂行するに当たり、（株）ファインプロ

層は見られなかった。走行速度が増加するとセス、科学技術振興機構（ＪＳＴ）、㈱進和、おスパイク状ボイドは見られず、界面層の厚さよび堀江金属工業（株）のご支援を頂いたので、は著しく減少した。

ここに記して、深く謝意を表します。

3) レーザロール溶接の接合界面のEPMA 分析に
よりアルミニウム側に脆性な化合物の FeAl3

参考文献と Fe2Al5 が、鉄側に延性のある化合物 FeAl とFe3Al が観察された。引張せん断試験した板
破面の XRD 分析によりに Fe2Al5 に加え表面に延性のある FeAl の生成が見られた。
4) 走行速度が増加するにつれて、全体の金属間化合物層の厚さだけでなく脆性な化合物層の厚さも減少する。適正な接合条件では金属間化合物層全体の厚さは 4~5μm に、延性のある化合物の割合は 28~40%となった。このときの最大せん断強さは 50.8 と 55.9 MPa となった。
また、A5052 アルミニウム合金と低炭素高張力鋼とのレーザロール溶接実験よりつぎの結果を得た。
5) 加圧力の増加にともなって化合物層の厚さは- 10 -

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鋼のレーザロール溶接の研究（第２報）、

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