鋳鉄部材と鉄系部材の間に、融点が鋳鉄部材の融点より低いFe-Ni系合金インサート材を挟んで液相拡散接合した鉄系構造材であって、i上記液相拡散接合で形成される接合界面から±100μm幅の平均Ni量:Ni原子が下記1式を満たし、かつ、ii上記液相拡散接合で形成されるNi拡散領域に隣接する鋳鉄部材、又は、該Ni拡散領域を含む鋳鉄部材の組織がパーライト組織であることを特徴とする高強度の鉄系液相拡散接合構造材。Ni2原子<Ni原子<Ni30原子1ここで、Ni:鉄系部材のNi量原子前記鉄系部材が鋳鉄部材又は鋼部材であることを特徴とする請求項1に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Ni拡散領域に隣接する鉄系部材、又は、前記Ni拡散領域を含む鉄系部材の組織がパーライト組織であることを特徴とする請求項1又は2に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記鋳鉄部材が球状黒鉛鋳鉄部材であることを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度の鉄系液相拡散接合度構造材。前記Ni拡散領域が、フェライト単相、又は、フェライト相とオーステナイト相の2相からなることを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Ni拡散領域にマルテンサイト組織が存在することを特徴とする請求項5に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Ni:22超~60、B:12~18、及び、C:0.01~4を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1~6のいずれか1項に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Ni:22超~60、B:7~18、及び、C:4超~11を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1~6のいずれか1項に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Si:0.01~1未満を含有することを特徴とする請求項7又は8に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、WMo:0.1~5、Cr:0.1~20、及び、V:0.1~10の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項7~9のいずれか1項に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。前述したように、鋳鉄部材は、各種用途の構造材を構成する部材構成部材として注目されているが、鋳鉄部材を構成部材として有する構造材を液相拡散接合で製造するためには、鋳鉄部材同士、又は、鋳鉄部材と鉄系部材鋳鋼部材、炭素鋼部材、合金鋼部材等の液相拡散接合部に、構成部材である鋳鉄部材及び鉄系部材の強度を超える強度が求められる。それ故、鋳鉄部材と鉄系部材以下、両者を被接合部材と総称することがある。の液相拡散接合部の強度を、被接合部材の強度を超えて高くする手法を見いだし、鋳鉄部材を構成部材として有する、高強度で各種用途に適用し得る鉄系液相拡散接合構造材を提供することを目的とする。本発明者らは、上記目的を達成するため、まず、鋳鉄部材と鉄系部材を従来の液相拡散法で形成した接合部において、所望の高強度が得られない理由について調査した。その結果、液相拡散接合部の強度は、該接合部の組成及び強度の他、該接合部に隣接する被接合部材の組織にも大きく依存するところ、従来、液相拡散接合部に隣接する被接合部材の組織が接合強度に及ぼす影響を考慮していないことが判明した。液相拡散接合は、被接合部材の脆化を避けるため、被接合部材の融点より低い温度で行うが、本発明者らは、上記知見を踏まえ、液相拡散接合部及び該接合部に隣接する被接合部材の組成及び/又は組織が、液相拡散接合部の強度に及ぼす影響を鋭意調査した。その結果、Fe、Ni、B、及び、Cを主たる構成元素として含有し、融点が鋳鉄部材の融点より低いFe-Ni系合金インサート材を用い、所要の条件で液相拡散接合を行えば、液相拡散接合部及び該接合部に隣接する被接合部材鋳鉄部材、鉄系部材において、組成及び組織を最適化することができ、液相拡散接合部で、被接合部材の強度を超える所望の強度を達成できることを見いだした。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。1鋳鉄部材と鉄系部材の間に、融点が鋳鉄部材の融点より低いFe-Ni系合金インサート材を挟んで液相拡散接合した鉄系構造材であって、i上記液相拡散接合で形成される接合界面から±100μm幅の平均Ni量:Ni原子が下記1式を満たし、かつ、ii上記液相拡散接合で形成されるNi拡散領域に隣接する鋳鉄部材、又は、該Ni拡散領域を含む鋳鉄部材の組織がパーライト組織であることを特徴とする高強度の鉄系液相拡散接合構造材。Ni2原子<Ni原子<Ni30原子1ここで、Ni:鉄系部材のNi量原子2前記鉄系部材が鋳鉄部材又は鋼部材であることを特徴とする前記1に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。3前記Ni拡散領域に隣接する鉄系部材、又は、前記Ni拡散領域を含む鉄系部材の組織がパーライト組織であることを特徴とする前記1又は2に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。4前記鋳鉄部材が球状黒鉛鋳鉄部材であることを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の高強度の鉄系液相拡散接合度構造材。5前記Ni拡散領域が、フェライト単相、又は、フェライト相とオーステナイト相の2相からなることを特徴とする前記1~4のいずれかに記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。6前記Ni拡散領域にマルテンサイト組織が存在することを特徴とする前記5に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。7前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Ni:22超~60、B:12~18、及び、C:0.01~4を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記1~6のいずれかに記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。8前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Ni:22超~60、B:7~18、及び、C:4超~11を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする前記1~6のいずれかに記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。9前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、Si:0.01~1未満を含有することを特徴とする前記7又は8に記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。10前記Fe-Ni系合金インサート材が、原子で、WMo:0.1~5、Cr:0.1~20、及び、V:0.1~10の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記7~9のいずれかに記載の高強度の鉄系液相拡散接合構造材。本発明によれば、液相拡散接合で接合した鋳鉄部材を有し、接合部強度に優れ、各種用途に適する鉄系液相拡散接合構造材を提供することができる。本発明の高強度の鉄系液相拡散接合構造材以下本発明構造材ということがある。は、鋳鉄部材と鉄系部材の間に、融点が鋳鉄部材の融点より低いFe-Ni系合金インサート材を挟んで液相拡散接合した鉄系構造材であって、i上記液相拡散接合で形成される接合界面から±100μm幅の平均Ni量:Ni原子が下記1式を満たし、かつ、ii上記液相拡散接合で形成されるNi拡散領域に隣接する鋳鉄部材、又は、該Ni拡散領域を含む鋳鉄部材の組織がパーライト組織であることを特徴とする。Ni2原子<Ni原子<Ni30原子1ここで、Ni:鉄系部材のNi量原子以下、本発明構造材について説明する。1液相拡散接合に係る従来概念と本発明概念まず、液相拡散接合に係る従来概念と本発明概念の基本的な相違について説明する。図1に、従来の液相拡散接合の概念を模式的に示し、図2に、本発明の液相拡散接合の概念を模式的に示す。鋳鉄部材1と鉄系部材2例えば、炭素鋼の間にNi系合金インサート材を挟み液相拡散接合で接合する場合、従来は、図1に示すように、鋳鉄部材1と鉄系部材2の間に、Ni拡散領域3が形成される。Ni拡散領域3が、鋳鉄部材1と鉄系部材2を接合する接合部液相拡散接合部であり、該接合部は所要の接合強度を備える必要がある。一方、本発明の場合、図2に示すように、Ni拡散領域3と、その両側に隣接する被接合部材に形成されるパーライト組織領域4を合わせて液相拡散接合部5とする。これは、本発明構造材においては、接合強度の向上に、Ni拡散領域3従来の液相拡散接合部と相俟って、パーライト組織領域4が大きく寄与しているからである。また、Ni拡散領域にパーライト組織が存在していても、同様に、接合強度の向上効果が発現する。このように、従来概念と本発明概念は、液相拡散接合部の定義が基本的に相違する。それ故、以下、液相拡散接合部は、本発明の定義に従う液相拡散接合部を意味する。パーライト組織領域については後述する。2被接合部材について鋳鉄部材は、C:1.7~4.5質量程度を含有する鋳鉄で作製した部材である。例えば、球状黒鉛鋳鉄で作製した部材を用いることができる。また、鋳鉄部材は、Cの他、鋳鉄特性の向上に必要な、Si、Mn、P、S、Mg等を、接合部の強度を阻害しない範囲で、適宜の量、含有する鋳鉄で作製した部材でもよい。鋳鉄部材と接合する鉄系部材は、鉄系材料、例えば、鋳鉄、鋳鋼、及び、炭素鋼等で作製した部材である。炭素鋼は、極低炭素鋼、低炭素鋼、中炭素鋼、高炭素鋼のいずれでもよい。合金鋼で作製した部材も用い得るが、合金鋼中に、液相拡散接合部の強度を阻害する元素が含まれていなか、又は、少ないことが必要である。3Fe-Ni系合金インサート材について鋳鉄部材と鉄系部材の間に挟むインサート材としては、Fe、Ni、B、及び、Cを主たる構成元素として含有し、融点が鋳鉄部材の融点より低いFe-Ni系合金インサート材以下、単にインサート材ということがある。を用いる。インサート材の形態は特に限定されない。薄片、箔、粉末でもよい。薄片、箔、粉末は非晶質でもよい。上記Fe-Ni系合金インサート材を用い、該インサート材の融点より高く、鋳鉄部材の融点より低い温度で、被接合部材を液相拡散接合することで、接合界面を含み、上記1式を満たすNi量を含有するNi拡散領域が存在し、Fe、B、及び、Cが拡散した液相拡散接合部を形成する。そして、該接合部において、被接合部材の強度以上の強度を達成することができる。インサート材のNi量は、液相拡散接合後、上記1式が成立する量のNiを供給できる量であればよい。好ましくは、後述するように、22超~60原子である。液相拡散接合時、インサート材からNiが被接合部材に拡散して、被接合部材が固溶強化されるので、接合部の強度が、被接合部材の強度より高くなる。インサート材中のBとCは、インサート材からのNiの拡散で形成されるNi拡散領域を経て被接合部材中に拡散して、上記Ni拡散領域に隣接する被接合部材の組織、又は、上記Ni拡散領域を含む被接合部材の組織がパーライト組織に改質される。その結果、液相拡散接合部の硬度が向上し、該接合部の強度がさらに向上する。この点が、液相拡散接合部の強度向上手法の点で、従来の液相拡散接合と基本的に異なる点であり、本発明の特徴である。Fe-Ni系合金インサート材としては、原子で、Ni:22超~60、B:12~18、及び、C:0.01~4を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなるインサート材インサート材、又は、原子で、Ni:22超~60、B:7~18、及び、C:4超~11を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなるインサート材インサート材が好ましい。上記インサート材においては、Ni、B、及び、Cを上記のように限定することにより、融点を、鋳鉄の融点よりも低い1030~1100°Cにすることができる。インサート材を低融点化することができれば、液相拡散接合温度を従来の温度より低く設定することができる。その結果、被接合部材における結晶粒の粗大化等の組織的劣化を抑制できるので、接合強度を向上させることができる。前述したように、上記インサート材は、薄片、箔、又は、粉末の形態で使用することができる。薄片及び箔の厚さは3~200μmが好ましい。被接合面に凸凹がある場合には、粉末のインサート材が好ましい。粉末の平均粒径は5~300μmが好ましい。また、薄片、箔、又は、粉末は、非晶質の状態でも使用することができる。次に、上記インサート材の成分組成を限定する理由について説明する。なお、インサート材の成分組成に係るは、原子を意味する。iインサート材の成分組成についてNi:22超~6022以下であると、インサート材の低融点化が不十分になり、また、Ni拡散領域で、上記1式を満たすNi量を確保できない。60を超えると、相対的にFeが減少して、接合部で所要の強度を維持できない。接合部強度の向上の観点から、30~50が好ましい。B:12~18Bは、液相拡散接合時、被接合部材中に拡散して等温凝固を生じさせる元素である。また、Bは、鋳鉄部材中の黒鉛を分散し、パーライトの生成を促進する作用をなす元素である。12未満であると、インサート材の低融点化が達成されず、液相拡散温度の範囲が狭くなる。18を超えると、インサート材の融点が上昇して、液相拡散温度の範囲が狭くなるとともに、等温凝固の際、Bの拡散に長時間の加熱が必要となり、被接合部材の強度が劣化する。C:0.01~4Cは、インサート材を、単ロール急冷法で、非晶質箔として製造する場合、溶湯と冷却ロールの濡れ性を改善する元素である。0.01未満では、濡れ性改善効果が得られず、4を超えると、濡れ性改善効果は飽和する。好ましくは0.10~2である。残部Fe及び不可避的不純物残部はFe及び不可避的不純物である。Feが27未満では、液相拡散接合部の強度が不十分となり、65を超えると、インサート材の低融点化が困難となる。よって、27~65が好ましい。より好ましくは32~65である。iiインサート材の成分組成についてNi:22超~60インサート材のNi量と同じであるが、接合強度のより一層の向上の観点から、27~53がより好ましい。B:7~187未満であると、インサート材の低融点化が達成されず、液相拡散温度の範囲が狭くなる。18を超えると、インサート材の融点が上昇して、液相拡散温度の範囲が狭くなるとともに、等温凝固の際、Bの拡散に長時間を要するので、被接合部材の強度が劣化する。C:4超~11Cは、インサート材を、単ロール鋳造法で、非晶質箔として製造する場合、溶湯と冷却ロールの濡れ性を改善する元素である。4超で、濡れ性改善効果が十分に得られるが、11を超えると、炭化物等の析出物が接合界面に析出して接合強度が低下する。インサート材の場合、C:4超~11と、B:7~18の相互作用で、融点を1100°C以下に低融点化して、液相拡散接合部で充分な接合強度を得ることができる。残部Fe及び不可避的不純物Feが23未満では、液相拡散接合部の強度が不十分となり、60を超えると、インサート材の低融点化が困難となる。よって、Feは23~60が好ましい。より好ましくは29~55である。インサート材及びインサート材は、Si:0.01~1未満を含有してもよい。一般に、Siは、液相拡散接合の際、酸素と結合し、接合強度を劣化させる酸化物を形成するが、不活性ガス雰囲気酸素濃度が0.1体積未満で液相拡散接合を行うと、Siが0.01以上含まれていても酸化物は形成されない。一方、Siが1以上存在すると、不活性ガス雰囲気中でも、僅かな酸素で酸化物が形成される。インサート材が、Siを0.01~1未満含有する場合は、不活性ガス雰囲気で液相拡散接合を行う。インサート材及びインサート材は、さらに、WMo:0.1~5、Cr:0.1~20、及び、V:0.1~10の1種又は2種以上を含有してもよい。W及びMoは、インサート材の融点を大きく低下させる元素である。合計で0.1未満では低融点化効果が発現せず、合計で5を超えると、低融点化効果は飽和する。WMoの低融点化効果で、酸化性雰囲気中で液相拡散接合を行っても、十分な接合強度を得ることができる。Crは、耐食性と耐酸化性を高める作用をなす元素である。0.1未満では、添加効果が不十分であり、20を超えると、インサート材の融点が高くなる。Vは、酸化性雰囲気で液相拡散接合する際、被接合部材の表面に生成する酸化皮膜を低融点の複合酸化物にする作用をなす元素である。0.1未満では、十分な添加効果が得られず、10を超えると、インサート材の融点が高くなる。インサート材の融点は、1030~1100°Cが好ましい。融点が1030°C未満であると、液相接合温度を下げることが可能となるが、液相接合温度が下がり過ぎると、加熱時間が長くなり、生産性が低下する。融点が1100°Cを超えると、液相拡散接合時の加熱温度が高くなり、被接合部材において、結晶粒の粗大化等の組織的劣化が発生する。4液相拡散接合に係る条件液相拡散温度は、インサート材の融点より高く、被接合部材の融点よりも低い温度とする。液相接合温度に保持する時間は、インサート材が溶融し、接合面に均一に広がるのに充分な時間とする。通常、3分以上が望ましい。30分以上保持しても、接合強度は飽和し向上しないので、保持時間は3~30分が好ましい。液相拡散接合時、被接合部材に負荷する圧力は、被接合部材の高温強度に応じ、塑性変形や座屈が生じない程度の圧力とする。液相拡散接合時を行う雰囲気は、不活性ガス雰囲気でも、大気雰囲気でもよい。被接合部材の材質及び特性に応じて、適切な温度、圧力、及び、時間を選択して、液相拡散接合を行うことにより、強度が被接合部材の強度より高い接合部を形成することができる。5Ni拡散領域のNi量上記液相拡散接合で形成されるNi拡散領域において、上記液相拡散接合で形成される接合界面から±100μm幅の平均Ni量:Ni原子は、下記1式を満たす必要がある。Ni2原子<Ni原子<Ni30原子1ここで、Niは、鉄系部材のNi量原子である。本発明者らは、接合界面から±100μm幅の平均Ni量に着目した。従来の液相拡散接合図1、参照では、Ni拡散領域の平均Ni量は、炭素鋼部材のNi量10質量≒30原子以上か、又は、炭素鋼部材のNi量と同程度であった。Ni拡散領域の平均Ni量が、炭素鋼部材のNi量10質量≒30原子以上であると、Ni拡散領域で過度に固溶強化が生じ、接合部の靭性が低下する。Ni拡散領域の平均Ni量が、炭素鋼部材のNi量と同程度であると、Ni拡散領域を固溶強化することができず、接合部強度が向上しない。本発明者らは、Ni拡散領域において、Niの固溶強化を確実に得る手法について、鋭意、実験的に調査した。その結果、接合界面から±100μm幅におけるNi量が、強度の向上に影響することが判明し、さらに、上記1式を満たすと、Ni拡散領域で適確な固溶強化が得られることが判明した。そこで、本発明構造材では、接合界面から±100μm幅の平均Ni量を上記1式で規定した。即ち、Ni拡散領域において上記平均Ni量原子が、上記1式を満たせば、Ni拡散領域で適確な固溶強化が得られ、接合部で高い強度が得られるのである。6液相拡散接合部の組織本発明構造材の液相拡散接合部図2、参照において、Ni拡散領域は、主にフェライト単相、又は、オーステナイト相とフェライト相の2相からなり、Ni拡散領域に隣接する被接合部材、又は、Ni拡散領域を含む被接合部材は、B及びCの拡散で形成されたパーライト組織となっている。即ち、本発明構造材の液相拡散接合部においては、Ni拡散領域の強度と、Ni拡散領域に隣接する、又は、Ni拡散領域を含む被接合部材の強度が相乗して、高い接合強度を確保することができる。Ni拡散領域には、マルテンサイト組織が存在する場合がある。上記平均Ni量が、例えば、10原子を超える場合、Ni拡散領域全体にマルテンサイト組織が分布し、Niによる固溶強化と相俟って、Ni拡散領域の強度が向上する。パーライト組織領域は、少なくとも、Ni拡散領域に隣接する鋳鉄部材、又は、Ni拡散領域を含む鋳鉄部材に形成する必要がある。Ni拡散領域に隣接する鉄系部材においてもパーライト組織領域を形成することが、液相拡散接合部の強度を安定的に確保するうえで望ましいが、パーライト組織領域を形成しなくても、構造材としての接合強度を確保できるのであれば、パーライト組織は必ずしも必要でない。ただし、鉄系部材として鋳鉄部材を用いる場合は、パーライト組織領域を形成する必要がある。パーライト組織領域の外側組織は熱処理組織になっている。ここで、図3に、本発明構造材の液相拡散接合部の硬度分布の例を模式的に示す。即ち、本発明構造材の液相拡散接合部5においては、Ni拡散領域3の硬度が一番高く、次いで、Ni拡散領域に隣接する被接合部材のパーライト組織領域4の硬度が高く、かつ、被接合部材1、2の硬度より高い。本発明構造材の液相拡散接合部においては、硬度が、上記のような分布をなしているので、接合強度が顕著に向上する。この点が、液相拡散接合部の強度向上の手法の点で、従来の液相拡散接合と基本的に異なる点であり、本発明の特徴である。Ni拡散領域の硬度、及び、パーライト組織領域の硬度は、液相拡散条件にも依存するので、被接合部材の硬度を基礎にするにしても、パーライト組織領域の硬度、及び、Ni拡散領域の硬度は、特定の範囲に定まらない。なお、一例を挙げれば、被接合部材のビッカース硬度が200~300Hvであると、パーライト組織領域の硬度は350~400Hv、Ni拡散領域の硬度は450~800Hvである。本発明構造材は、液相拡散接合部の強度が高いので、各種用途の構造材として使用可能である。例えば、被接合部材として、従来、自動車用構造材、機械用構造材、又は、土木建築用構造材として使用していた鉄系部材及び鋳鉄部材を使用すれば、接合強度の高い構造材を得ることができるので、自動車用構造材、機械用構造材、又は、土木建築用構造材の適用範囲を大きく広げることになる。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例1純度が99.9質量の電解Fe、純度が99.9質量の電解Ni、純度が99.9質量のB、及び、純度が99.9質量のCを用い、Arガス雰囲気中で、表1に成分組成を示す母合金を溶製した。次に、各種母合金を、先端に開口部の大きさが縦0.4mm、横25mmのスロットを備えた石英坩堝内で再溶解し、その後、このスロットを通して母合金の融液を、周速度25mm/秒で回転しているCu製の冷却ロール上に噴出して急冷凝固させ、非晶質箔を製造した。製造した非晶質箔を加熱、冷却し、溶融凝固による吸熱温度又は発熱温度から融点を求めた。その結果を、表1に併せて示す。なお、非晶質箔のC量は、全て3原子未満である。接合用の非晶質箔を使用して、被接合部材を接合し、接合強度を測定した。鉄系接合部材には、炭素鋼であるSM400及びS50Cを直径20mmの丸棒に加工したものを使用し、鋳鉄部材には、球状黒鉛鋳鉄であるFCD400及びFCD600を直径20mmの丸棒に加工したものを使用した。そして、2本の丸棒の間に、表1に示す所定の厚みの非晶質箔を挟み、加熱炉で、融点よりも高く、かつ、融点10°C以下の温度に加熱し、10分間保持し、その後、冷却した。加熱の際、2本の丸棒の両端から3MPaを負荷して、密着性を高めた状態で加熱した。加熱炉内は、実施例2、3、6、7、10~12、14~16、18~21、24、25、27~31、及び、33~45、及び、比較例1、4、5、8、9、13、17、22、23、26、及び、32では、Ar不活性ガス雰囲気とした。実施例46~52では、加熱炉内を大気雰囲気とした。冷却後、接合した丸棒から、接合面を試験片の軸方向中央として、JISZ2201で規定されている4号引張試験片を切り出して、引張試験を実施した。その際、接合線に沿って、2mmの長さのVノッチ角度45°を入れた。また、被接合部材からも、同様の引張試験片を切り出し、その強度を測定した。そして、測定結果から、被接合部材の強度に対する接合部の強度比接合部強度/被接合部材強度を求め、その値を接合強度として評価した。以上の結果を表2に示す。表2には、接合後の被接合部材における組織、接合部におけるオーステナイト相の有無、及び、Ni拡散領域全域におけるマルテンサイトの有無も示した。表2に示すように、比較例1、4、5、8、9、13、17、22、23、26、及び、32は、Ni拡散領域の平均Ni量が、被接合部材のNi量原子2原子以下、又は、被接合部材のNi量原子30原子以上であるいずれも、前記1式の範囲外であるため、接合強度が、被接合部材の強度より劣っている。なお、平均Ni量は、接合面の法線方向をEPMAで線分析した際、最高Ni量位置を接合界面とした時の、被接合部材側±100μm幅のNi量の平均から被接合材のNi量を引いた値である。実施例2、3、6、7、10~12、14~16、18~21、24、25、27~31、及び、33~52は、いずれも、平均Ni濃度が、2原子を超え、30原子未満の範囲内前記1式の範囲内にあるので、接合強度は、被接合部材の強度より高くなっている。実施例2実施例1と同じ方法で作製した、C:3原子以上の非晶質箔を使用した場合を説明する。作製した非晶質箔を使用して、被接合部材を接合し、接合強度を測定した。鉄系接合部材には、炭素鋼であるSM400及びS50Cを直径20mmの丸棒に加工したものを使用し、鋳鉄部材には、球状黒鉛鋳鉄であるFCD400及びFCD600を直径20mmの丸棒に加工したものを使用した。そして、2本の丸棒の間に、表3に示す所定の厚みの非晶質箔を挟み、加熱炉で、融点よりも高く、かつ、融点10°C以下の温度に加熱し、10分間保持し、その後、冷却した。加熱の際、2本の丸棒の両端から3MPaを負荷して、密着性を高めた状態で加熱した。加熱炉内は、大気雰囲気とした。冷却後、接合した丸棒から、接合面を試験片の軸方向中央として、JIS規格Z2201で規定されている4号引張試験片を切り出して、引張試験を実施した。その際、接合線に沿って、2mmの長さのVノッチ角度45°を入れた。また、被接合部材からも、同様の引張試験片を切り出し、その強度を測定した。そして、測定結果から、被接合部材の強度に対する接合部の強度比接合部強度/被接合部材強度を求め、その値を接合強度として評価した。以上の結果を表3に示す。表3には、接合後の被接合部材における組織、接合部におけるオーステナイト相の有無、及び、Ni拡散領域全域におけるマルテンサイトの有無も示した。なお、平均Ni量は、実施例1と同様に接合面の法線方向をEPMAで線分析した際、最高Ni量位置を接合界面とした時の、被接合部材側±100μm幅のNi量の平均から被接合材のNi量原子を引いた値である。表3に示すように、比較例53、57、61、及び、65は、Ni拡散領域の平均Ni量が、2原子以下、又は、30原子以上であるいずれも、前記1式の範囲外であるため、接合強度が被接合部材の強度より劣っている。実施例54~56、58~60、62~64、及び、66~68は、Ni拡散領域の平均Ni量が、2原子を超え、30原子未満の範囲内前記1式の範囲内にあるので、接合強度は被接合部材の強度より高くなっている。実施例3図4に、φ216mm、厚み4.5mmの炭素鋼鋼管6STK400と、球状黒鉛鋳鉄FCD400の建築物補強用のピン接合ブロック7を液相拡散接合で接合した例を示す。図4aに平面構造を示し、図4bに側面構造を示す。本発明の接合箔を用いて、φ216mmの鋼管端面とφ216mmの鋳鉄端面を、大気中で接合した結果、接合部9近傍の硬度は、図3に示すように、被接合部材の硬度よりも高くなっていた。接合部9から引張試験片を接合界面に垂直に採取して、接合界面に垂直に応力が負荷されるように引張試験を行った。その結果、被接合部材で破断したので、接合強度が被接合部材の強度より高いことを確認できた。実施例4図5に、φ318mm、厚み6.9mmの炭素鋼鋼管6STK490と、球状黒鉛鋳鉄FCD600の建築用梁構造物の中空エンドコーン8を液相拡散接合で接合した例の断面構造を示す。本発明の接合箔を用いて、φ318mmの鋼管端面とφ318mmの鋳鉄端面を、大気中で接合した結果、接合部9近傍の硬度が、図3に示すように、被接合部材の硬度よりも高くなっていた。実施例3及び4で液相拡散接合した建築用構造材の例から、本発明を、土木用構造材の製造にも適用できることは明らかである。また、一方の被接合部材が部品であっても、本発明を適用できるので、本発明は、接合強度の高い機械用構造材、及び、自動車用構造材の製造に適用できるものである。