第５４回高エネルギービーム加工研究委員会資料

HEB JIW IV -

-07
-07

レーザロール溶接による各種異種金属の溶接

名古屋大学

工学研究科

沓名宗春、

尾崎

マテリアル理工学専攻

仁志、

林

慎吾、

ラトウド・マノージュ（現：プーネ大学（インド）、工学部）

社団法人

溶接学会

高エネルギービーム加工研究委員会

＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊＊
１．緒言

またはＦｅ３Ａｌ を生成させるため、それらの生

近年、輸送機器などの軽量化、高速化、低振動成条件をレーザ加熱およびロール加圧により急熱化などのために、軽金属のアルミニウム合金の適・急冷することにより得ようと１９９９年ころよ用が広く検討されてきた。しかし、自動車産業をり研究してきた。

例にとるまでもなく、全面的な採用には至っていまた、最近、５年間にこの難接合性異種金属継ない。大きな要因は鋼材に比べ、コストが高く、手を溶接しようと多くの研究・開発がなされてき強度が不十分で、溶接性が悪いことなどである。

た。本報告はこれらの研究成果の一部をまとめ紹

そこで、アルミニウム合金と鋼材をハイブリッド

介するものである。

構造部材として利用できないか、いろいろな観点
から信頼性のある異種金属継手の研究開発がなさ

２．レーザロール溶接法

れてきた。このアルミニウム合金と鋼材を溶接す
る研究はすでに５０年以上の歴史がある。英国溶２．１

レーザロール溶接法の開発

接研究所（現：TWI）では鋼やアルミニウムなど

従来より困難とされてきたアルミニウム合金と各種金属の同材同士および異材をいかに鍛接でき鋼材との異種金属継手を信頼性の高いものにする

るか、特殊な工具を用いて、鍛造比が何％になっには、その接合界面に生成する金属間化合物の組たら鍛接できるか、また、それに熱処理を加えた成状況を把握し、望ましい延性のある金属間化合

ら、接合強度がどのように向上するか確認してい物の生成を促進する必要がある。Fig.1 にAl-Fe２

る１）。 その後、多くの研究者により冷間圧接（常
１）,2)

3）〜５）

元系合金の平衡状態図を示す。多種の金属間化合、押出し）、物が存在する。泰山ら１４）はこの金属間化合物の熱間圧接（鍛接） ６）,7) 、爆発圧接 8),9)、拡散接合

機械的性質を圧縮試験において調査し、Fig.2 の、抵抗溶接１４）、摩擦溶接１５）,１６）、なように報告している。すなわち、アルミニウムリどが試みられてきた。しかし、どの方法も金属間ッチな金属間化合物（ＦｅＡｌ ３ または Ｆｅ ２Ａ

化合物や酸化皮膜の生成により十分な信頼性を得ｌ５）は非常にぜい性であり、硬度が非常に高い。

ることは困難であった。現在、実用化されている

他方、鉄リッチな化合物（ＦｅＡｌまたはＦｅ ３

方法はわずかで、熱間圧延（家庭用器物）、冷間

Ａｌ）は延性があり、強度も高い。

温圧接１０）〜１３）、圧延/ロール圧接

圧延（自動車軸受け部品、移行継手、アルミ被覆鋼線）、押出し（鋼線補強アルミ材）、爆発圧接（舶用移行継手、極低温用配管）、抵抗溶接（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れてきた。その結果、接合界面に生成するぜい性
な金属間化合物ＦｅＡｌ ３ または Ｆｅ ２ Ａｌ ５の厚さを８ないし１０μm以下に制御することによりA6061 板とSPCC鋼板を接合し、自動車のボンネット又はルーフの軽量化を実現しようとしている１７）〜１９）。
そこで、著者ら２０）〜２４）はこれら金属間化合物の厚みのみならず、これら化合物の種類および組成を制御し、より延性および強度の高いＦｅＡｌ

Fig.1

Al-Fe２元系合金の平衡状態図

α鉄が晶出、さらにFeAlが晶出し、次にFeAl２ が晶出してくると考えられる。アルミニウム側はFeAl ３ 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、準安定な相（FeAl６やFeAlｘ）なども生じ、変化するものと思われる。
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と、アルミニウム側に鉄元素が拡散する

Fig.2 Fe-Al系金属間化合物の圧縮試験結果

１４）

速度が著しく速くなり、そこにぜい性なアルミニ

よって、溶接時に接合界面に生じるぜい性な金

ウムリッチの金属間化合物が多く生成すると言う

属間化合物層の厚さを極小または完無にする方法ことである。もし、１０００℃以上の温度で溶接やより延性のある金属間化合物の生成を促進してすれば、液相のアルミニウムが鉄側にも速く拡散

界面層の中の延性な化合物の比率を増大させる方

し、鉄側に鉄リッチの化合物が生成することが分法がある。前者の方法である脆性なＦｅ ２ Ａｌ ５

かる。

及びFeAl3 の生成を避ける条件について検討した
結果、Fig.3 に示すように４５０℃以上に加熱す
ると非常に短時間にこれらの化合物が生成することが確認された２３）。このように、良好な継手を作成することが非常に困難であり、過去約５０年
間、多くの研究がなされ、４００℃以下で溶接す
る低温での固相接合が工業的には適用されてきた。
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１

Fig.4

Fe-Alの相互拡散係数の変化２４）

２００℃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、この考え方をもとに、鉄リッチの延性のある金属間化合物層の生成を目指して、当研究室の 2.4ｋＷ
CO2レーザ装置を利用し, Fig.5 に示すように平面ミラーでレーザビームを曲げて、ロール近傍の鋼板表面を加熱し、それをバネにより加圧した直径
約５０ｍｍのステンレス製ローラで下方に押すことにより、下部のアルミニウム板に１０００℃の
高温密着することができるレーザロール溶接装置を試作した。これによりアルミニウムと低炭素鋼、チタンと低炭素鋼、およびチタンとアルミニウム
合金などの各種異材溶接継手のレーザロール溶接

Fig.3

Fe-Al の 拡 散 接 合 に お け る 温 度 ・ 時間・生成相（ＴＴＰ）曲線

２３）実験を行った。なお、このレーザロール溶接は特許第３５３５１５２号および特許３６９２１３５

号として登録されている。

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。
Table 1 供試材の化学組成

Fig.5 試作したレーザロール溶接装置２０）
２．２

A5052 アルミニウム合金と SPCC 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。
２．２．１
（１）

実験方法

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）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、アルミニウ
ム板表面の酸化膜を除去するために 15〜21 µm

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（２）

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。
（3） 溶接継手の評価試験
接合継手のマクロ断面を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。
２．２．２
（１）

実験結果と考察
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）。
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降下し、アルミニウム側の位置で測定した。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。

Fig.6 鋼材断面の温度分布シミュレーション結果（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）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は表面近傍に一部溶融するが４００℃まで急冷される。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(a) Macro section of overlap joint of steel andaluminium alloy

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(b) Macro section of overlap butt joint of steel andaluminium alloy

Fig.7 レーザロール溶接継手の断面マクロ写真に示す。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（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Fig.9 接合界面の EPMA 分析結果
（４）界面層への走行速度及び加圧力の影響
Fig.8 接合界面の顕微鏡組織

レーザ出力が一定の場合、走行速度が下がると均厚さは急激に減少する。40mm/s の場合厚さは入熱量は増加する。それゆえに、遅い速度では過5µm となり、スパイク状ボイドが認識されなかっ度の入熱により適切な接合が行われず、鋼板表面

た。 走行速度が 46.7mm/s の場合、Fig.8(c)に示すに溶融もおきる。Fig.9 のEPMAの結果を用いて求ように界面層は薄くなり 3µm となった。この場合

めた平均界面層厚さおよび脆性な金属間化合物とスパイク状ボイドは観測されなかった。いずれの延性な金属間化合物の割合を走行速度に対してプ

ロール加圧力においても同様な傾向が見られた。

ロットし、Fig.10 に示す。走行速度が 20 から

光学顕微鏡では組織の詳細を明らかに出来ない

25mm/sに増加したとき、平均界面層厚さは 12μm

ので、金属間化合物の識別するため、鉄とアルミから 7μmに減少した。しかし、脆い化合物(FeAl3 +についてEPMA分析を行なった。150MPaの加圧力

Fe2Al5)の厚さの割合はわずかに 77%から 74%に減で 20 と 33.3mm/sの走行速度の結果をFig.9 に示す。

っただけであった。界面層の厚さの減少は 25 から

20mm/sの低速ではFig.9(a)に示すようにアルミニ

30mm/sの間で増加するにつれて、平均界面層厚さ

ウム側の大部分がFeAl3であり中央にFe2Al5が見ら

は 7 から 3μmと減少した。この場合、脆い化合物

れ た 。 鉄 側 で は FeAl と Fe3Al が 大 半 だ っ た 。

層は 74% から 65%と減少した。より速い速度

33.3mm/sと速い場合はFig.9(b)が示すようにFeAl3

33.3mm/sの場合、界面層厚さは 2μmとなった。こが減少して化合物層も薄くなった。FeAl3やFe2Al5のとき、脆い化合物層は 49%となった。走行速度

は硬くて脆いのに対して、FeAlやFe3Alは延性があが増加するに伴い延性のある化合物層の割合が脆るので、界面層は脆い領域(FeAl3 + Fe2Al5)と延性が性な化合物層に比べ増加した。ただし、あまり速ある領域 (FeAl + Fe3Al)に分けられる。これらの割い速度では界面の加熱が不十分のためフラックス

合を界面層厚さに対する割合（パーセント）で明が未溶融のためか、接合が不十分となった。

記した。

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

Fig.11 界面層厚さ及び引張せん断強度に及ぼす走レーザロール溶接において走行速度が遅い場

行速度の影響合、ロール加圧力が 150 から 202MPa と増加すると中間の走行速度では制御された界面層の厚さの界面層厚さは増加する。例えば、走行速度が減少に加えて、EPMA分析から延性のある化合物

33.3mm/s と一定の場合、加圧力が 150MPa からが脆性の化合物に比べて割合が 25%から 40%にな

202MPa に増加するにつれて、平均界面層の厚さはっている。このような組成の変化はおそらくレー

２から 6.5μm に増加した。150 から 175MPa に増ザにより、界面が 1373K（1100℃）へ急熱急冷され加する場合、走行速度 25、30 および 33mm/s で界るためであろうと思われる。Fe-Al平衡図における

面層厚さは非常に増加する。これは加圧力の増加

共析温度範囲への加熱は脆いFeAl3 やFe2Al5 生成により密着が進み、各種拡散により元素の拡散がの代わりに延性なFeAlやFe3Alが効果的に生成さ加速するためと思われる。

れると思われる。EPMA分析の結果、FeAl3 や（５）レーザロール溶接継手試験結果

Fe2Al5 に加えて延性のあるFeAlやFe3Al生成が確

加圧力の増加に伴う金属間化合物層厚さの増加認された。FeAl2は見られなかった。FeAl2の生成も走行速度の遅い場合には起こる。Fig.11 は異なる

はε 相とFe2Al5との間で行なわれる包析反応が必

加圧力に対する界面層厚さおよび引張せん断強度要であるのでその生成が困難であったからと思わに及ぼす走行速度の影響を示す。高い加圧力の場れる。

合よりも低い加圧力の方が走行速度 30.0ｍm/ｓ以
上では界面層厚さの減少が著しい。

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。レーザロール溶接
試験片の界面層の厚さにも関係している。界面層厚
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 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。
レーザロール溶接においては、接合条件の制御はFig.12 レーザロール溶接の適正接合条件

界面層厚さと界面層の組成の制御を意味し、結果と（適正範囲：●印で示す）の一例

して、鉄―アルミ合金の異材継手の継手性能の制御を意味する。延性のある化合物の増加やそれに相当

２．３．SPCC 鋼と純アルミニウムのレーザ
ロール溶接継手

する脆性な化合物の減少はレーザロール溶接継手のせん断強さに対しても良好な影響を与える。

ＳＰＣＣ鋼（ｔ＝０．５ｍｍ）と純アルミニウ

速い走行速度の時、界面層の厚さは 4 µm より小ム（A1050,ｔ=１．０mm）の重ね継手をパルス CO2

さくなり延性のある化合物の割合は上昇し 50%なレーザでレーザロール溶接した。その継手の引張ったが、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。

Fig.13 レーザロール溶接継手の引張せん断試験結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。
Fig.14

レーザロール溶接継手のエリクセン試験
結果

せん断試験結果を Fig.13 に示す。破断はＳＰＣＣ鋼の母材で破断している。またこの継手のエリク
セン試験結果を Fig.14 に示す。 エリクセン値が7.3mm であり、アルミニウム母材から破断が生じている。十分な成形性を持っていると言える。

（３）レーザロール溶接条件
上側を純チタン、下側を Al 合金とし、重ね代

２．４

アルミニウム合金とチタンのレーザロール溶接

２．４．１

実験方法

（１）供試材：供試材として純チタン H4600-TP340C(板厚：0.5mm)とアルミニウム合金 A5052(板厚：1.0mm)を用いた。その化学組成を Table 2 に示す。接合実
験の前処理として両材料の表面をワイヤーブラシ
及び＃600 のエメリー紙で研磨し、アセトンで脱脂を行った。また、Al 合金の接合面にはフラック
スを塗布した。
Table2 Chemical composition of materials used

Fig.16 Schematic drawing of specimen
を 3mmとしてFig.16 のように重ね継手を配置した。2.4kW CO2レーザ装置を用いて、周波数 150Hz、デューティ 75％のパルスモードでレーザ発振させ、チタン板の表面に照射し、レーザロール溶接した。レーザ平均出力を 1.3〜1.6kW、走行速度
を 0.5〜1.4m/minの範囲で変化させた。ロール圧
力は加圧用バネの長さとロール接触面積から算出し、105、129、155、180MPaと変化させた。

（２）レーザロール溶接装置
実験に用いたレーザロール溶接装置の模式図を
Fig.15 に示す。2.4ｋWCO2レーザ装置で発振させたレーザをAu蒸着銅ミラーで反射させ、上側の材料に照射し、その照射部を後からローラが通るといった機構となっている。

Fig.17 Measuring method of interface temperature（４）評価項目１) 接合外観写真
２) 引張せん断試験
３) 組織観察４) 温度測定
温度測定方法は Fig.17 のように A5052 に穴を開け、熱伝対(白金−白金ロジウム，φ0.3mm)を下から挿入し、熱伝対の先が H4600(Ti)の界面側
Fig.15 Schematic drawing of device for Laser rollwelding condition of H4600/A5052に接触するように設置した。

２．４．２ 実験結果および考察（１）界面層のミクロ組織に与えるレーザ出力と溶接速度の影響
レーザ出力と溶接速度を変化させた時の接合範
囲を Fig.18 に示す。ここで●はレーザロール溶接
継手から引張せん断試験片を作製できたものを示しており、■は継手のごく一部の区間が接合したものを、▲はＡ5052 が過剰に溶融してビードが不均一であったものを、×は全く接合しなかったものを表している。レーザ出力と溶接速度を変化させることにより、ある範囲で接合が可能であった。

Fig.20 Result of tensile shear teston H4600/A5052 lap joint

レーザロール溶接継手の断面マクロ写真を
Fig.19 に示す。元の断面は長方形であった A5052

Fig.21 Tensile shear test specimen of H4600/A5052

Fig.18 Laser roll welding condition of H4600/A5052の端が溶融することで、台形のようになっている。

Fig.22 Microstructures at interface of H4600/A5052
合物が Ti 側から Al 側にスパイク状に長さ 3〜4Ａ

H4600 1mm 、μm で生成していた。レーザ出力、溶接速度が変化しても、界面層に顕著な変化は見られなかった。

Fig.19 Macro-section of laser roll welding joint
引張せん断試験結果を Fig.20 に示す。○が Ti
側で母材破断したものを示し、×が界面で破断したものを示している。レーザ出力が小さく、溶接
速度が遅い方が母材破断しやすい傾向があった。
母材破断した試験片の写真を Fig.21 に示す。
A5052 の母材強度は 260MPa、H4600(Ti)の母材強
度は 350MPa であるが、A5052 の板厚は 1.0mm であり、H4600 の板厚の 2 倍であるため、H4600 側で母材破断を起こした。
接合界面の組織写真を Fig.22 に示す。レーザ出
力 1.3ｋW、溶接速度 0.5m/min のときに金属間化

Fig.23 Result of EBSP of Interface of JointEBSP による接合界面の組織写真を Fig.23 に示す。

(3) レーザロール溶接条件

顕微鏡写真よりはっきり界面に金属間化合物が生上側を純チタン、下側を Al 合金とし、重ね代成していることが確認でき、化合物層は Ti 側からを 3mm として重ね継手を配置した。連続発振のAl 側に伸びているように見える。接合界面には2kW ファイバレーザ装置を用いて、レーザをチタ

Al-SPCC 異材継手のように金属間化合物層が生成

ン板の表面に照射し、レーザロール溶接した。レ

していたが、Fig.24 に示すように、その厚さはーザ出力を 1.6，1.8，2.0kW、走行速度を 30〜65

条件によｍ m/ ｓ の 範 囲 で 変 化 さ せ た 。 ロ ー ル 圧 力 はり大きな変化が見られなかった。

133MPa とした。

2.5. 2 実験結果及び考察
レーザ出力と溶接速度を変化させた時の接合範
囲を Fig.14 に示す。ここで●はレーザロール溶
接継手から引張せん断試験片を作製できたものを示しており、■は継手のごく一部の区間が接合したものを、▲はＡ5052 が過剰に溶融してビードが不均一であったものを×は全く接合しFig.24 Microstructures of interface of laser roll welds
２．５

ファイバーレーザを用いた Al-TI のレーザロール溶接
２．５．１ 実験方法
（１）供試材
２．４節の実験で用いた純チタン H4600-TP340C(板厚：0.5mm)と A5052 アルミ合金 (板厚：1.0mm)）を用いた。
.（２）実験装置
実験に用いたレーザロール溶接装置の模式図を

Fig.26

Laser

roll

welding

condition

Fig.25 に示す。2ｋW ファイバレーザ装置を用いてなかったものを表している。レーザ出力と溶接速加熱する機構となっている。

度を変化させることにより、広い範囲でレーザロール溶接が可能であった。CO2レーザの場合より

Fig.7 SEM photo of interface structure

大幅に接合速度も向上した。
次に、引張せん断試験結果を Fig.27 に示す。○
が Ti 側で母材破断したものを示し、△が A5052の熱影響部とみられる部分で破断したものを示している。母材破断した試験片の写真を Fig.28 に示す。A5052 の母材強度は 260MPa、H4600(Ti)の母材強度は 300MPa であるが、A5052 の板厚は 1.0mm
であり、H4600 の板厚の 2 倍であるため、H4600

Fig.25 Setup of Laser Roll Welding using Fiber laser

側で母材破断を起こした。

却時間が短いため、より高温でチタンとアルミニウム合金が接触することによって界面層が成長するものと推測される。アルミニウムでろう接し
たチタン接合継手の引張強さの研究２６）によると、界面層の厚さが 10μｍ以上になると接合強度が低下することが報告されているが、本実験では界面層が 50μｍほど存在しても、界面で破断を示さなかった。これは先にも述べたように、界面層は接合面に均一に生成しているのではなく、界面層
Fig. 27 Tensile shear test result of Laser roll welded
H4600/A5052 lap joints

が 10μｍ以上である区間が接合面全体からするとごく一部であったからだと思われる。
EPMA分析結果より、界面層はチタンとアルミニ
ウムから成る金属間化合物であり、比較的TiAl ３の多い組成を示した。

り

この節ではチタンとアルミニウム合金の異種
金属接合にファイバレーザによるレーザロール溶
Fig.28Tensile shear test specimen after testing

接の適用を試みた。その結果、CO2レーザの場合

レーザ出力が 2.0ｋＷのときの接合界面の組織と同様に、レーザ出力と溶接速度を変化させるこ

写真を Fig.29 に示す。これらにある界面層は最もとにより、母材破断を示す溶接継手が得ることが成長していた部分を撮影したもので、接合面に均できた。ファイバーレーザ出力が 2.0ｋWの時、適一して存在しているものではない。レーザ照射部

正な溶接条件はCO2レーザの場合と比べて、より直下において界面層が最も発達していた。走行速

溶接速度が高く、広い範囲にあった。

度が 30mm/s のとき界面層の厚さは約 50μｍとなっており、35mm/s および 40mm/s のときはほとん

また、その適正範囲の試験片は１つを除き、すべてが引張せん断試験で母材破断を示した。

ど生成しておらず、その後 45mm/s が約 7μｍ、50mm/s が約 33μｍ、55mm/s が約 44μｍとなって

２．６

チタンと SPCC 鋼のレーザロール溶接いた。これは走行速度が遅いと入熱過剰となって、

２．６．１

実験方法

界面層が成長し、走行速度が速いとレーザが照射

鋼とチタンの従来より溶接が困難な異材金属されてからローラが通過するまでの時間つまり冷継手として知られている。ここではこれらの薄板（厚さ：０．５ｍｍ）を２．４ｋＷのＣＯ2 レー

RollerLaser beam

H4600
Fig.29 Photos of joint interfaces of laser roll welding

Fig.30

SPCC

Setup of specimen

Table 3 Thickness of Interlayer

ザ装置で Fig.30 に示すように溶接した。その実験結果のみ

ここに述べる。

２．６．２.

実験結果と考察（１） マクロ断面写真
Fig.31 に重ね継手のマクロ断面写真を示す。

1.8kW

Laser power

2KW

1.5m/minTravel speed
IMC thickeness1.7m/min

12μm

35μm

SPCC側をナイタールで、H4600 側をケラー腐
食液でそれぞれエッチングした。レーザによ(3) 溶接速度および圧力の影響

り加熱された鋼材はA1 変態点以上に加熱しレーザ出力を一定にして、溶接速度とローた部分が組織変化して白色に見える。また、

ル加圧力を変化させた場合の接合状況をローラで加圧した部分がわずかに圧下していFig.33 に示す。ロール加圧力が高くなるに従る事も分かる。

って接合領域は増加している。76Mpa では
SPCC

H4600

SPCC が部分的に溶融するか、部分的に接合のどちらかであるのに対し、100Mpa 及び128Mpa のある溶接条件では全面接合している。接合界面の温度測定を行ったところ、Fig.31 Macro section of SPCC/H4600

Fig.8 に示すようにロール加圧力による温度J i（２） 顕微鏡組織観察及び EPMA 分析結果の違いは見られなかった。これは接合現象がレーザ出力、溶接速度及びロール加圧力等の溶接条件により界面の金属間化合物層の厚加圧力自体に作用され、圧下率が大きくなり両母材の密着が確実になり、両金属の拡散が進んだためと考えられる。

さが大きく変化している。Fig.32 にロール加圧力を 128Mpaとしたときのレーザ出力及び溶接速度の異なる試験片の接合界面の顕微
鏡組織の写真およびEPMA分析結果を示す。
チタンと鉄の組み合わせでは、Fe-Ti平衡状態図に示すようにTiFe、TiFe2という二つの金属間化合物が生成するが、Fig.32 のEPMA
分析結果から本溶接法の条件では化合物層の厚さによらず重量比でほぼTi：Fe＝7：3

Fig.33 Laser welding condition of
SPCC/H4600 under constant laser powerfor(4)レーザ出力及び溶接速度の影響
Fig.34 に SPCC と H4600 の、レーザ出力及び溶接速度を変化させたときのレーザロール溶
接の接合状況を示す。レーザ出力 2kW のとき
Fig.32 EPMA results of SPCC/H4600
under different welding parameter

は溶接速度をより高めて、出力 1.6、1.8kW のときより低入熱量で接合した。これは、溶接速度が速いため、加熱から加圧までの時間がの比率の界面層が得られた。

短く冷却前に接合できたためと考えられる。

また、等入熱の条件下であっても、接合界面層の厚さは大きな違いが見られ、同様の理由であると考えられる。
（５）引張せん断試験結果実験で得られた継手を 10mm 幅に切り出し、引張せん断試験を行った。Fig.34 に見られるような SPCC の母材破断する継手が得られた。接合界面層の組成は EPMA 結果より、溶接条件下によらずほぼ一定であるので、接合強度に及ぼす主因子は化合物層の厚さと考Fig.35 Plot tensile strength/interlayer thickness

えられる。金属間化合物層の厚さと接合強度の関係をプロットしたものが Fig.35 である。

る溶接専門家として、実用化まで進むことを願っ

化合物層の厚さが薄くなると接合強度は向上ている。

していることが分かる。
H4600

謝辞
SPCC

本研究の１部は 経済産業省地域コンソーシアム
研究開発「最新レーザ利用生産システムおよび高強度・高機能部材の開発」プロジェクトで遂行されたものであり、研究・開発グループの中部科学

10mm

技術センター、レーザックス、三重大学、堀江金

Fig.34 Tensile test specimen of steel
sheet fracture
２．６．３

まとめ

低炭素鋼と純チタンのレーザロール溶接を属工業（株）、中央精機(株)、大同メタルのご協力に厚く謝意を表します。また、フラックスを提供いただいた㈱進和のご支援に対し、ここに記して、深く謝意を表します。

試み、レーザ出力、溶接速度及びロール加圧力による金属間化合物層の関係について調べ

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タンなどの溶接については紙面の制約で省略し
p629〜634
たが、今後、これら以外にも多く難接合異材継手８）Pocalyko：Welding Journal、66-1(1987), P24
溶接に本法が検討され、実用化されていくものと〜29思われる。輸送機器の軽量化の問題に直面してい９）菊池、武田、諸住；軽金属、34-3(1984),P165

た。その結果、レーザロール溶接によるチタ

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