异种材料接合用钢材、异种材料接合体及异种材料接合方法

摘要

本发明提供一种钢材和铝合金材的异种材料接合体，其中，将接合的特定组成的钢材的表面的外部氧化物层和内部的氧化物分别设定为特定的组成，另一方面，将接合的铝合金材设定为特定组成的Al-Mg-Si系铝合金，在异种材料接合体的铝合金材侧的接合界面中，在规定Fe的含量的基础上，形成在异种材料接合体的接合界面上形成有Fe和Al的反应层的异种材料接合体，得到高接合强度。

说明书

技术领域

本发明涉及一种可以得到高接合强度的与铝合金材接合的异种材料接合(dissimilar joint)用钢材、将钢材和铝合金材焊接接合而成的异种材料接合体、以及将钢材和铝材接合而成的异种材料接合体及异种材料接合方法。

背景技术

近年来，针对由废气等引起的地球环境问题，正在追求通过汽车等运输机的车身的轻量化而提高燃料消耗量。另外，也正在追求尽量不阻碍该轻量化地提高汽车的车身碰撞时的安全性。因此，特别是对汽车的车身结构，正逐渐代替目前使用的钢材而使用更轻量且能量吸收性也优异的铝合金材。在此所谓的铝合金材为铝合金的压延板材、挤压材料、锻造材料等的总称。

例如，正在研究在汽车的发动机罩、挡泥板、门、车顶、行李箱盖等车身板结构体的外板(out panel)及内板(inner panel)等车身板中使用Al-Mg-Si系的AA或JIS6000系(以下，简称为6000系)及Al-Mg系的AA或JIS5000系(以下，简称为5000系)等铝合金板。

另外，作为用于确保汽车的车身碰撞时的安全性的保险扛增强材料(也称为保险杠加固材料(bumper reinforcement)、保险杠加强材料(bumper armature))及门增强材料(也称为门护栏、车门防撞梁)等能量吸收构件或增强材料，使用Al-Zn-Mg系AA或JIS7000系(以下，简称为7000系)及所述6000系合金等铝合金挤压型材料。进而，悬架等汽车行走零件使用所述6000系合金的铝合金锻造材料。

只要不是全铝的汽车车身，这些铝合金材在通常的汽车车身中必然与原本常用的钢板及型钢等钢材(钢构件)接合使用。因此，在汽车车身使用铝合金材时(组合有钢材和铝合金材的构件)，这也必然存在Fe-Al的异种材料接合(铁铝的异种金属构件之间的接合)的必要性。

但是，作为通过焊接进行该Fe-Al异种材料接合时的问题点，有在相互的接合界面(joint interface)生成高硬度且非常脆的Fe和Al的金属间化合物层(以下，也称为反应层)。因此，即使表观上互相接合，由于生成该化合物层，在通过焊接进行的Fe-Al异种材料接合中，也多不能得到异种材料接合体中的充分的接合强度。

针对上述情况，一直以来，在这些异种材料接合体(异种金属构件之间的接合体)的接合中，不仅进行焊接，而且组合使用螺栓及铆钉等或粘合剂进行接合，但存在接合作业复杂及接合成本上升等问题。

因此，目前，对Fe-Al异种材料接合的焊接法，正在研究通常的汽车车身的接合中常用的利用有效的点焊进行的接合。例如，提出了一种在铝材和钢材之间嵌入铝包钢材料(aluminum-clad steel)的方法。另外，还提出了一种在钢材侧镀敷或嵌入熔点低的金属的方法。进而，还提出了一种在铝材和钢材之间夹持绝缘体粒子的方法或对构件预先赋予凹凸的方法等。进而，也提出了一种除去铝材的不均一的氧化膜后，在大气中加热形成均一的氧化膜，以铝表面的接触电阻高的状态，将铝-钢的2层多层钢板用于嵌入材料进行点焊的方法。

另一方面，已知在钢材侧，为了钢板的高强度化而添加Si、Mn、Al等容易形成氧化物的元素时，在母材(base material)表面生成包含这些Si、Mn、Al等的氧化物。而且已知包含这些Si、Mn、Al等的氧化物阻碍镀锌等表面被覆与钢板的密合性。进而，还已知只要通过酸洗(pickle)钢板等将包含这些Si、Mn、Al等的氧化物层的厚度设定为0.05～1μm的范围，就可以提高镀锌等表面被覆与钢板的密合性及钢板之间的点焊性(参照专利文献1)。

但是，在这些现有技术中，在通常的汽车车身的接合中常用的利用有效的点焊进行的接合条件下，焊接接合后的Fe-Al的异种材料接合体不能得到充分的接合强度。换言之，用于得到接合强度的点焊条件很复杂而不现实。

相对于此，提出了多种意图在于特别是常用作汽车车身用的6000系铝合金材等和抗张强度为450MPa以上的高强度钢板(高强度钢材(high-strength steels))的异种材料接合体的点焊的技术。

例如，在专利文献2、3中，提出了将板厚限制在3mm以下的钢材和铝合金材以重叠2张以上钢材或将钢材夹持在铝合金材间的形式进行点焊。在专利文献4中，提出了规定点焊部的熔核(nugget)面积及界面反应层(boundary reaction layer)的厚度而提高接合强度。另外，在专利文献5、6中，提出了分别详细规定焊接界面中的钢材侧和铝合金材侧的各生成化合物的组成及厚度、面积等而提高接合强度。

进而，在专利文献7中，提出了在指定组成的高强度钢板中，将暂时除去钢板表面上的既存的氧化物层后新生成的外部氧化物层设定为指定比例的Mn、Si组成的氧化物，进而规定该从钢材的钢坯料表面到深度10μm以下的钢区域中存在的包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例，在适宜的点焊条件下，得到异种材料接合体的高接合强度。该专利文献7中，通过新生成的包含Si、Mn等的外部氧化物层和钢坯料表面正下方的内部氧化物层，抑制点焊时的Fe、Al的扩散，抑制接合界面中Al-Fe系的脆的金属间化合物层的过剩生成。并且，在专利文献7中，焊接手法没有限定，实施例1通过点焊进行异种材料接合，实施例2通过激光焊接进行异种材料接合，实施例3通过MIG焊接进行异种材料接合，制备异种材料接合体。

专利文献1：日本特开2002-294487号公报

专利文献2：日本特开2007-144473号公报

专利文献3：日本特开2007-283313号公报

专利文献4：日本特开2006-167801号公报

专利文献5：日本特开2006-289452号公报

专利文献6：日本特开2007-260777号公报

专利文献7：日本特开2006-336070号公报

发明内容

上述专利文献2～7的意图都在于铝合金材和高强度钢板的异种材料接合体的点焊，目的在于，适用条件等的限制少且通用性优异、抑制在接合部生成脆弱的金属间化合物、提高接合强度。

但是，这些专利文献2～7中，关于铝合金材及高强度钢板的异种材料接合体的点焊，从还要提高接合强度等的方面考虑，仍存在改良的余地。特别是专利文献7，从通过在钢材表面新生成的包含Si、Mn等的外部氧化物层和钢材的坯料表面正下方的内部氧化物层来抑制点焊时的Fe、Al的扩散、抑制接合界面中Al-Fe系的脆金属问化合物层的过剩生成方面考虑是有效的。但是，该异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度即使高也不足2kN，为了得到2kN以上的接合强度还有改良的余地。

本发明是鉴于上述问题点而完成的，其目的在于提供一种点焊的适用条件等的限制少、通用性优异，同时，不会在接合部生成脆弱的金属间化合物等而阻碍接合的可靠性，可以得到具有高接合强度的接合部的异种材料接合用钢材、异种材料接合体及异种材料接合方法。

第一解决方式

(异种材料接合用钢材的要点)

用于达成该目的的本发明异种材料接合用钢材的要点在于，其为要和6000系铝合金材接合的异种材料接合用钢材，其中，将该钢材的组成设定为：以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％，同时，分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)，作为在该钢材的从钢坯料表面到深度20μm的钢区域中存在的氧化物，晶粒界面(grain boundary)中存在的氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的在晶粒内存在的氧化物所占的比例以在该钢区域中所占的平均面积比例计，为5％以上且不足20％，该钢材表面上存在的包含合计量1at％以上Mn、Si的外部氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层之间的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为0.1％以上且不足50％。。

(异种材料接合体的要点)

另外，用于达成上述目的的本发明异种材料接合体的要点在于，其为上述要点的异种材料接合用钢材和铝合金材的异种材料接合体，其中，上述铝合金材由以质量％计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％的6000系铝合金构成，异种材料接合体的在所述铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量为2.0质量％以下，同时，在上述接合界面形成有Fe和Al的反应层。

(异种材料接合方法的要点)

另外，用于达成上述目的的本发明异种材料接合方法的要点在于，其为钢材和铝合金材的异种材料接合方法，为互相焊接的钢材和铝合金材的异种材料接合方法，其中，将上述要点的异种材料接合用钢材和由以质量％比计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％的6000系铝合金构成的铝合金材点焊或摩擦点接合(friction spot joining，摩擦搅拌接合)。

(外部氧化物层的构成)

在此，本发明的上述外部氧化物层中，除包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物以外的剩余部分为Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物和空隙，本发明中的外部氧化物层由包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物、Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物和空隙构成。

(本发明的优选方式)

所述异种材料接合体为点焊而成的异种材料接合体，作为每个点焊处的条件，优选在所述钢材和铝合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的金属间化合物层的在熔核深度方向的平均厚度为0.1～3μm的范围的同时，所述Fe和Al的金属间化合物层的形成范围为点焊接合面积的70％以上的面积。另外，所述异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度优选为2kN以上。另外，所述异种材料接合体优选为汽车的车身结构用。进而，作为所述钢材和铝合金材的每个接合处的条件，优选以电极间压力2.0～3.0kN，根据和焊接的铝合金材部分的厚度t mm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间，将钢材和铝合金材点焊。

第二解决方式

(异种材料接合用钢材的要点)

用于达成该目的的本发明钢材的要点在于，其为要和5000系或7000系铝合金材形成的异种材料接合用钢材，其中，将该钢材的组成设定为：以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％，同时，分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)，该钢材表面上存在的包含合计量1at％以上Mn、Si的外部氧化物所占的比例，以与钢坯料和外部氧化物层之间的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计为80～100％异种材料接合用钢材。

(异种材料接合体的要点)

用于达成上述目的的本发明异种材料接合体的要点在于，其为上述要点的异种材料接合用钢材和铝合金材的异种材料接合体，其中，上述铝合金材由以质量％计包含Mg：1.0％以上的5000系或7000系铝合金构成，异种材料接合体的在所述铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量为2.0质量％以下，同时，在上述接合界面上形成有Fe和Al的反应层。

(异种材料接合方法的要点)

用于达成上述目的的本发明异种材料接合方法的要点在于，其为钢材和铝合金材的异种材料接合方法，其中，将第一方面所述的钢材和由以质量％计包含Mg：1.0％以上的5000系或7000系铝合金构成的铝合金材点焊或摩擦点接合(摩擦搅拌接合)。

(外部氧化物层的构成)

在此，本发明的上述外部氧化物层中，除包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物以外的剩余部分为Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物和空隙，本发明中的外部氧化物层由包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物、Mn、Si的含量以合计量不足1at％的氧化物和空隙构成。

(本发明的优选方式)

所述异种材料接合体为点焊而成的异种材料接合体，作为每个点焊处的条件，优选在所述钢材和铝合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反应层的在熔核深度方向的平均厚度为0.1～3μm的范围的同时，所述Fe和Al的反应层的形成范围为点焊面积的70％以上的面积。另外，所述异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度优选为2kN以上。另外，所述异种材料接合体优选为汽车的车身结构用。另外，作为所述每个点焊处的条件，优选以电极间压力2.0～3.0kN，根据和接合的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间。另外，作为所述钢材和铝合金材的每个接合处的条件，优选以电极间压力2.0～3.0kN，根据和焊接的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间，将钢材和铝合金材点焊。

第三解决方式

(异种材料接合体的要点)

用于达成该目的的本发明异种材料接合体的要点在于，其为钢材和铝合金材的异种材料接合体，其中，将接合的钢材设定为以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％且分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)的钢材，同时，将接合的铝合金材设定为以质量％计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％并还包含Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的1种或2种的6000系铝合金，异种材料接合体的在所述铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量为2.0质量％以下，而且，在异种材料接合体的接合界面上形成有Fe和Al的反应层。

(异种材料接合方法的要点)

另外，用于达成上述目的的本发明异种材料接合方法的要点在于，其为钢材和铝合金材的异种材料接合方法，其中，将互相焊接处的厚度设定为3mm以下，将接合的钢材设定为以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％且分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)的钢材，同时，将该钢材表面上存在的外部氧化物层预先设定为以下组成：包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例，以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50～80％，另一方面，将接合的铝合金材设定为以质量％计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％并还包含Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的1种或2种的6000系铝合金，将这些钢材和铝合金材以异种材料接合体的在所述铝合金材侧的接合界面的Fe的含量为2.0质量％以下的方式点焊，在异种材料接合体的接合界面形成有Fe和Al的反应层，使钢材和铝合金材互相接合，使该异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度为2kN以上。

(外部氧化物层的构成)

由于和第1实施方式相同，省略说明。

(本发明的优选方式)

在此，本发明的所述异种材料接合体为点焊而成的异种材料接合体，作为每个点焊处的条件，优选在所述钢材和铝合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反应层的在熔核深度方向的平均厚度为0.1～3μm的范围，同时，所述Fe和Al的反应层的形成范围为点焊接合面积的70％以上的面积。另外，优选在接合前预先将所述接合的钢材表面上存在的外部氧化物层设定为以下组成：包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为50～80％。另外，优选在所述接合的钢材的从钢坯料表面到10μm深度的钢区域存在的，在晶粒界面中存在的氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的在晶粒内存在的氧化物所占的比例以在该钢区域中所占的平均面积比例计，为3％以上且不足10％。另外，所述异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度优选为2kN以上。另外，所述异种材料接合体优选为汽车的车身结构用。

另外，本发明的所述异种材料接合方法中，作为所述每个点焊处的条件，优选以电极间压力2.0～3.0kN，根据和接合的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间。另外，作为所述每个点焊处的条件，优选将在所述钢材和铝合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反应层的在熔核深度方向的平均厚度设定为0.1～3μm的范围的同时，将所述Fe和Al的反应层的形成范围设定为点焊接合面积的70％以上的面积。另外，优选在所述铝合金材中预先包含Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的1种或2种。另外，所述接合的钢材的从钢坯料表面到10μm深度的钢区域存在的，在晶粒界面中存在的氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的在晶粒内存在的氧化物所占的比例以在该钢区域中所占的平均面积比例计，优选设定为3％以上且不足10％。

发明效果

第一解决方式的效果

本发明在通过钢材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物层和钢材的坯料表面正下方的包含Mn、Si的内部氧化物层两者来抑制点焊时Fe、Al的扩散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆金属间化合物层的过剩生成方面和所述专利文献7相同。但是，和所述专利文献7大不同的是，如上述要点所述，使所述外部氧化物层中包含Mn、Si的外部氧化物(层)所占的比例比所述专利文献7少，同时，使更多的所述包含Mn、Si的内部氧化物层存在于距钢坯料表面更深的地方。

特别是在6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊中，以钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的条件进行焊接。本发明发现，通过在此时平衡外部氧化物层和内部氧化物层的量的组成，能够很大程度地左右点焊时的Fe、Al的扩散。即，根据接合的铝合金材的合金组成(种类)的不同，该外部氧化物层和内部氧化物层的适当的组成平衡条件不同，通过使外部氧化物层和内部氧化物层的平衡恰当化，开始可以有效地抑制点焊时的Fe、Al的扩散。而且，抑制接合界面中Al-Fe系的脆反应层(金属间化合物层)的过剩生成的效果变得更高。

相对于此，在所述专利文献7中，虽然将6000系铝合金材作为实施例，但焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合没有限制。换言之，所述专利文献7中，即使焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合不同，也欲通过相同的外部氧化物层和内部氧化物层的条件[后述图1(b)的条件]进行接合。其结果，在专利文献7中规定的外部氧化物层和内部氧化物层的条件下，特别是通过6000系铝合金材和钢材的点焊所得的异种材料接合体的情况，如后所述，该外部氧化物层和内部氧化物层的平衡变差。因此，在专利文献7中，如其实施例所述，特别是通过6000系铝合金材和钢材的点焊所得的异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度即使高也不得不低于2kN。相对于此，如果适当地[后述的图1(c)的条件]控制该外部氧化物层和内部氧化物层的量的组成平衡，则特别是6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊可以得到2kN以上的高接合强度。

需要说明的是，本发明和所述专利文献7相同，将钢材表面上既存的氧化物层通过酸洗等暂时除去后，进而，在控制氧分压的氛围气下进行退火等，将新生成的在钢材的钢坯料表面上存在的外部氧化物层作为对象。

在这一点上，与通过酸洗等暂时除去钢材表面上的氧化物层的所述专利文献1也是相同的。但是，在所述专利文献1中，如本发明所述，进而在控制氧分压的氛围气下进行退火，没有积极地控制外部氧化层的形成比例及内部氧化层的深度。因此，在所述专利文献1的外部氧化物层中，本发明中规定的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的所占的该氧化物的合计长度的平均比例计很容易超过80％。其结果，所述专利文献1中，特别是在6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊中，不能充分形成反应层(Fe和Al的金属间化合物层)，相反地，不能进行异种材料接合体的冶金接合。

与钢材之间的点焊不同，特别是将6000系铝合金材和钢材点焊的异种材料接合的情况，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接。在这样的条件下进行焊接时，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的金属间化合物层。因此，焊接机理与所述专利文献1中设为课题的钢材之间的点焊性等完全不同，异种金属之间的焊接接合显著变难。

更具体而言，接合钢材和铝材的异种材料时，钢材和铝材相比，熔点、电阻高，热传导率小，因此，钢侧的放热变大，低熔点的铝首先熔融。在如铝合金材和钢材的点焊那样在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行的焊接中，钢材侧不熔解，Fe从该钢材侧开始扩散，在界面形成Al-Fe系的脆的反应层。

因此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行的焊接中，为了得到高接合强度，需要将Al-Fe系的反应层抑制到必需的最小限度。但是，即使不破坏钢材侧的外部氧化物层地过度抑制从钢材侧开始的Fe的扩散及Al-Fe系的反应层生成，使相对于接合部的总面积反应层的形成面积过小，也不能进行冶金接合，因此，不能得到高接合强度。因此，为了实现高接合强度，需要在接合部尽可能广范围地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层。

这样，特别是将6000系铝合金材和钢材点焊的异种材料接合的情况，焊接机理与钢材之间的点焊完全不同，实现异种金属之间的高接合强度显著变难。

相对于此，如本发明所述，使所述新生成的包含Mn、Si等的外部氧化物层和内部氧化物层如上述要点所述，在谋求相互的组成平衡的基础上，相互以一定比例式存在时，特别是对于将6000系铝合金材和钢材点焊的异种材料接合的情况，发挥抑制上述反应层的过剩生成、使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层在接合部大范围形成的效果。其结果，如点焊6000系铝合金材和钢材那样在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接异种材料接合的情况下，可以实现2kN以上的高接合强度。

第二解决方式的效果

本发明在通过钢材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物层抑制点焊时的Fe、Al的扩散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆金属间化合物层的过剩生成方面和所述专利文献7相同。但是，和所述专利文献7大不同的是，将钢材的所述外部氧化物层设定为更难以破坏的组成，同时，将铝合金材侧设定为包含很多Mg作为具有还原在所述钢材表面上存在的外部氧化物层的功能的元素的合金种，即5000系或7000系的铝合金。

在铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊中，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接。此时，根据外部氧化物层的组成，可以很大程度地左右点焊时Fe、Al的扩散。即，根据接合的铝合金材的合金组成(种类)的不同，该外部氧化物层的适当的组成条件不同，通过使外部氧化物层的组成和接合的铝合金材的合金组成的组合(相容性)恰当化，开始可以有效地抑制点焊时的Fe、Al的扩散。而且，抑制接合界面中Al-Fe系的脆反应层(金属间化合物层)的过剩生成的效果变得更高。

相对于此，在所述专利文献7中，虽然将6000系铝合金材作为实施例，但对于焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合没有限制。换言之，所述专利文献7中，即使焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合不同，也欲通过相同的外部氧化物层[后述图1(b)的条件]进行接合。其结果，在专利文献7中规定的外部氧化物层的条件下，特别是通过将5000系及7000系铝合金材和钢材点焊所得的异种材料接合体的情况，如后所述，该外部氧化物层的组成和接合的铝合金材的合金组成的相容性(组合)变差。因此，在专利文献7中，如其实施例所述，即使为6000系铝合金材，和钢材点焊所得的异种材料接合体的利用十字拉伸试验片测得的剥离强度即使再高也不得不低于2kN。相对于此，如果适当地[后述图1(c)的条件]控制接合的铝合金材的合金组成和外部氧化物层的组成，则铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊可以得到2kN以上的高接合强度。

但是，根据来自异种材料接合体的条件或钢材的制造条件及使用的钢材的限制等各条件的不同，也存在不能使钢材侧的外部氧化物层和内部氧化物层的组成平衡适当[后述图1(c)的条件]的情况。另外，还存在不能使用可以这样恰当化的钢材的情况。包含这些情况在内，在实际的异种材料接合中，根据比所述专利文献7那样的外部氧化物层更难以破坏的组成[后述图1(a)的条件]，也产生不得不使钢材侧接合的必要性。本发明是设想这些情况而完成的。

这样，本发明的目的在于，即使在选择具有比如所述专利文献7那样的外部氧化物层更难以破坏的组成[后述图1(a)的条件]的外部氧化物层的钢材而不得不接合的情况下，也得到高接合强度。因此，在本发明中，对于具有这样难以破坏的组成的外部氧化物层的钢材，将接合的铝合金材的合金组成设定为包含很多Mg作为具有还原所述外部氧化物层的功能的元素的5000系及7000系铝合金材。由此，通过Mg的还原作用破坏钢材的难以破坏的外部氧化物层，以必需且不过剩地抑制的方式有效地对点焊时的Fe、Al的扩散进行控制。其结果，抑制了接合界面中Al-Fe系的脆金属间化合物层的过剩生成，另一方面，确保用于得到高接合强度的必需的最小限度的Al-Fe系的反应层得到高接合强度。

在此，接合钢材和铝材的异种材料时，钢材和铝材相比，熔点、电阻高，热传导率小，因此，钢侧的放热变大，低熔点的铝首先开始熔融。在如铝合金材和钢材的点焊那样在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行的焊接中，钢材侧不熔解，Fe从该钢材侧开始扩散，在界面上形成Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)。

因此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的条件下进行的焊接中，为了得到高接合强度，需要将Al-Fe系的反应层抑制在必需的最小限度。但是，即使不破坏钢材侧的外部氧化物层地过度抑制从钢材侧开始的Fe的扩散及Al-Fe系的反应层生成，使相对于接合部的总面积反应层的形成面积过小，也不能进行冶金接合，因此，不能得到高接合强度。因此，为了实现高接合强度，需要在接合部尽可能广范围地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层。这样，对于将铝合金材和钢材点焊的异种材料接合的情况，焊接机理与钢材之间的点焊完全不同，实现异种金属之间的高接合强度显著变难。

在这一点上，将钢材侧以比如所述专利文献7那样的外部氧化物层更难以破坏的组成[后述图1(a)的条件]的外部氧化物层的条件进行焊接接合时，所述钢材表面上存在的外部氧化物层过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。即，这样的外部氧化物层在图1(b)中如后面所述，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例计，为80％以上。此时，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接接合时，所述外部氧化物层作为不容易破坏的障壁发挥作用，过于抑制Al-Fe系的反应层，相对于接合部的总面积反应层的形成面积变得过小。

在所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度即使再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要的理由之一正是如此。所述专利文献7的所述外部氧化物层对不包含作为强力的还原剂的合金元素的6000系铝合金材，过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。

相对于此，在本发明中，将接合的铝合金材的合金组成设定为包含很多Mg作为具有还原所述外部氧化物层功能的元素的5000系及7000系铝合金材。通过该Mg的作用，如前所述，通过还原而破坏难以损坏的外部氧化物层，以必需且不过剩地抑制的方式有效地对点焊时的Fe、Al的扩散进行控制。其结果，如将铝合金材和钢材点焊那样，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接异种材料接合时，可以实现2kN以上的高接合强度。

第三解决方式的效果

本发明在通过钢材的坯料表面的包含Mn、Si的外部氧化物层和钢材的坯料表面正下方的包含Mn、Si的内部氧化物层(以下，有时将在晶界存在的氧化物及在粒内存在的氧化物统称为内部氧化物)两者，抑制点焊时的Fe、Al的扩散，抑制接合界面的Al-Fe系的脆反应层的过剩生成方面和所述专利文献7相同。但是，和所述专利文献7大不同的是，预先使铝合金材与所述钢材的接合面侧存在作为具有还原在所述钢材表面上存在的外部氧化物层功能的元素的Li、Mn的1种或2种。

但是，根据来自异种材料接合体的条件或钢材的制造条件及使用的钢材的限制等各条件的不同，也存在不能使钢材侧的外部氧化物层和内部氧化物层的组成平衡适当[后述图1(c)的条件]的情况。另外，还存在不能使用可以这样恰当化的钢材的情况。包含这些情况在内，在实际的异种材料接合中，根据所述专利文献7那样的外部氧化物和内部氧化层的条件[后述图1(b)的条件]，也产生不得不使钢材侧接合的必要性。本发明是设想这些情况而完成的。

这样，本发明的目的在于，即使在选择作为铝合金材的6000系铝合金材、或选择专利文献7那样的外部氧化物层和内部氧化物层的条件的钢材而不得不接合的情况下，也得到高接合强度。因此，在本发明中，预先使6000系铝合金材和所述钢材的接合面侧存在作为具有还原所述钢材表面上存在的外部氧化物层功能的元素的Li、Mn的1种或2种。由此，通过Li、Mn的还原作用而破坏钢材的难以破坏的外部氧化物层，以必需且不过剩抑制的方式有效地对点焊时的Fe、Al的扩散进行控制。其结果，抑制接合界面中的Al-Fe系的脆反应层(金属间化合物层)的过剩生成，另一方面，确保用于得到高接合强度的必需的最小限度的Al-Fe系的反应层(金属间化合物层)得到高接合强度。接合的一方的6000系铝合金材不含具有还原原本存在于所述钢材表面上的外部氧化物层功能的元素作为合金元素，即使包含也多包含不足以进行还原的量。

在此，接合钢材和铝材的异种材料时，钢材和铝材相比，熔点、电阻高，热传导率小，因此，钢侧的放热变大，低熔点的铝首先开始熔融。如铝合金材和钢材的点焊那样，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的这样的条件下进行的焊接中，钢材侧不熔解，Fe从该钢材侧开始扩散，在界面形成Al-Fe系的脆反应层。

因此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行的焊接中，为了得到高接合强度，需要将Al-Fe系的反应层抑制到必需的最小限度。但是，即使不破坏钢材侧的外部氧化物层地过度抑制从钢材侧开始的Fe的扩散及Al-Fe系的反应层生成，使相对于接合部的总面积反应层的形成面积过小，也不能进行冶金接合，因此，不能得到高接合强度。因此，为了实现高接合强度，需要在接合部尽可能广范围地形成冶金接合必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层。这样，特别是对于将6000系铝合金材和钢材点焊的异种材料接合的情况，焊接机理与钢材之间的点焊完全不同，实现异种金属之间的高接合强度显著变难。

在这一点上，将钢材侧以所述专利文献7那样的外部氧化物层的条件进行焊接接合时，所述钢材表面上存在的外部氧化物层过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。即，如专利文献7那样的外部氧化物层在图1(b)中如后面所述，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例计为50％以上。此时，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接接合时，所述外部氧化物层作为不容易破坏的障壁发挥作用，过于抑制Al-Fe系的反应层，相对于接合部的全面积，反应层的形成面积变得过小。

所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度即使再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要的理由之一正是如此。所述专利文献7的所述外部氧化物层对不包含作为强力的还原剂的合金元素的6000系铝合金材，过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。

相对于此，在本发明中，预先使铝合金材的与所述钢材的接合面侧存在作为具有还原、破坏所述钢材表面上存在的外部氧化物层的功能的元素的Li、Mn的1种或2种。由此，如前所述，通过还原而破坏难以破坏的外部氧化物层，以必需且不过剩地方式有效地抑制点焊时的Fe、Al的扩散。其结果，如将6000系铝合金材和钢材点焊那样，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的条件下进行焊接异种材料接合时，可以实现2kN以上的高接合强度。

附图说明

图1是表示本发明的异种材料接合用的钢板剖面的示意图。

具体实施方式

第1实施方式

(钢材的氧化物构成)

以下，对本发明中设定为特征的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡进行说明。

图1(a)～图1(c)分别示意性地表示酸洗后在控制为不同的氧分压的氛围气下退火所得的包含Mn、Si的钢材表面的氧化物(钢材剖面构造)。图1(a)表示在低氧分压(低露点)氛围气下退火的情况。图1(b)表示在中氧分压(比较高的露点)氛围气下退火的情况。图1(c)表示在高氧分压(高露点)氛围气下退火的情况。其中，图1(c)表示本发明的特征的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。

图1(a)：

图1(a)的在低氧分压氛围气下退火的情况，酸洗除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材中，钢材的钢坯料表面被50nm左右的薄外部氧化物层被覆。但是，由于氧分压低，氧不侵入(扩散)到钢材内部，在钢坯料表面以下的钢材内部不形成包含晶界氧化物的内部氧化物。

包含后述的图1(b)、图1(c)在内，该外部氧化物层均为除去既存的氧化物层后通过上述退火而新生成的氧化物层，其由Mn、Si含量增大而包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的Fe氧化物构成的氧化物及空隙构成。包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物代表性的是，例如由包含Mn₂SiO₄、SiO₂等的氧化物构成。另外，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物代表性的是，例如由包含Fe₃O₄等的氧化物构成。

上述图1(a)的情况，由于钢材的钢坯料表面全部被外部氧化物被覆，因此，在外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例变高，以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为80～100％。因此，这样的外部氧化物层与后述的图1(b)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例大，更容易被破坏。需要说明的是，为这样的图1(a)的外部氧化物层时，内部氧化物必然变少。因此，例如，从钢坯料表面至深度20μm的钢区域存在的内部氧化物以晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的平均面积比例计，为0％或即使存在也不足5％。

图1(b)：

相对于此，图1(b)的在氧分压比图1(a)的稍高的中氧分压的氛围气下退火的情况，氧侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成上述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较浅的钢区域、例如钢材的从钢坯料表面至深度为10μm以下的钢区域形成内部氧化物。在所述专利文献7中，即使焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合不同，相同的外部氧化物层和内部氧化物层的条件也为该图1(b)的条件。

包含后述的图1(c)在内，该内部氧化物中在粒内生成的氧化物均为包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物、由SiO₂及Mn₂SiO₄构成的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物。另外，此时，包含后述的图1(c)在内，在钢的晶界上也形成晶界氧化物，但这些晶界氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。

随着氛围气退火的氧分压变高，氧进一步侵入(扩散)到钢材内部或更多的氧侵入(扩散)，这些内部氧化物存在的区域扩大或这些内部氧化物量变多。

另一方面，与这些内部氧化物相反，随着氛围气退火的氧分压变高，外部氧化物层中的包含Mn、Si的氧化物所占的比例减少。即，在图1(b)中的外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50～80％，比所述图1(a)的情况低。

图1(c)：

该图1(c)表示在氧分压比图1(b)更高的高氧分压的氛围气下退火的情况，表示本发明中的特征的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。对于该图1(c)的情况，与图1(b)相比，氧更进一步侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成所述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较深的区域、更深入钢材内部地形成上述内部氧化物。这些内部氧化物主要形成于从该钢材的钢坯料表面至20μm深度的钢区域。

相对于此，对于外部氧化物层中包含Mn、Si的氧化物所占的比例，该图1(c)的情况比所述图1(b)的情况进一步减少。即，图1(c)的情况，外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最低，以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为0.1％以上且不足50％。这样的外部氧化物层与所述图1(a)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，更容易被破坏。

在此，普通的软钢材等钢材的表面上的外部氧化层通常由αFeOOH、γFeOOH、无定形羟基氧化物、Fe₃O₄等氧化物构成。相对于此，为本发明这样的包含Mn、Si的高强度钢且酸洗后在如上所述控制了氧分压的氛围气下退火的钢材表面上的外部氧化层由包含合计量1at％以上Mn、Si的上述氧化物、和作为剩余部分的Mn、Si的合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物及空隙构成。

(外部氧化层的作用)

在图1的钢材和铝合金材焊接接合时，破坏钢材表面上的上述外部氧化层，在钢材和铝合金材的接合面上形成Al-Fe反应层。在这一点上，具有抑制钢材表面上的上述外部氧化层上接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果。

但是，特别是在将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合时，这样的效果并不是只要在钢材表面上具有上述组成的外部氧化层就可以发挥的，而是限定在仅存在一定量以下的较少量的包含一定比例的Mn、Si的氧化物相的情况。即，如图1(c)的情况所示，只有外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50％以下的情况才可以发挥如上所述的效果。

其理由是，在通常的6000系铝合金材中，不包含仅通过还原即可破坏钢材表面上的上述外部氧化层的作为强力还原剂的合金元素，在和钢材的界面上不存在这些合金元素。因此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，即使铝合金侧熔解，在和钢材的界面中，通过还原破坏钢材表面上的外部氧化层，难以促进Fe从钢材侧扩散。其结果，难以在接合部尽可能广范围地形成冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层。

所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要理由之一正是如此。在所述专利文献7中，将高强度钢板表面上新生成的外部氧化物层和本发明相同，设定为特定比例的Mn、Si组成的氧化物。但是，其比例和所述图1(b)中的外部氧化物层相同，所述平均比例过大，为50％以上(50～80％)。其结果，相对于不包含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材，所述外部氧化物层过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。

因此，在为将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合、且钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊中，将外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，设定为不足50％。

另一方面，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的所述平均比例过少时，与所述普通的软钢材等钢材表面上的外部氧化层没有大的差别。因此，即使在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下、或即使在不包含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材那样的情况下，外部氧化物层也容易被破坏。其结果，过剩地促进Fe从钢材侧向熔解的铝合金侧扩散，不能抑制接合界面中Al-Fe系的脆反应层的过剩生成，异种材料接合体的接合强度显著降低。

因此，首先，在本发明中，在钢材的钢坯料表面上存在的外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，设定为0.1％以上且不足50％，优选0.1％以上且不足30％，更优选0.1％以上且不足5％。

为了得到这种外部氧化物层，如图1(c)的情况所示，进一步增大氛围气退火的氧分压，更深入钢材内部地形成所述内部氧化物，另一方面，设定为在外部氧化物层中包含Mn、Si的氧化物所占的比例大幅减少的高氧分压的氛围气下退火的情况。

由此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，抑制接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)的生成的效果变得更大。由此，点焊接合界面中的反应层的平均厚度如后所述，控制在0.1～10μm的最佳范围。其结果，特别是6000系铝合金材和钢材点焊所得的异种材料接合体，可以得到所述2kN以上的高接合强度。

(内部氧化物的作用)

钢坯料表面正下方的内部氧化物层和钢材表面上的上述外部氧化层相同，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，具有抑制接合时的Fe的扩散、抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果。

即，在将钢材和铝合金材焊接接合时，钢材的内部氧化物固溶在破坏钢材表面上的所述外部氧化物层而形成的Al-Fe反应层中，抑制Fe、Al的扩散，抑制反应层过剩地生成。具有这些功能的内部氧化物由SiO₂及Mn₂SiO₄等球状氧化物构成，包含合计量1at％以上Mn、Si。

但是，特别是在将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合的情况下，这样的效果并不是只要在钢坯料表面正下方具有内部氧化物层就可以发挥的，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钢坯料表面正下方的一定以上深度处的情况。即，如图1(c)的情况，以规定比例包含这些内部氧化物的内部氧化物层只有在形成于距该钢材的钢坯料表面深度方向20μm以上处的情况才发挥这样的效果。

其理由是，如前所述，通常的6000系铝合金材中不包含通过还原即可破坏钢材表面上的上述外部氧化层的作为强力还原剂的合金元素，在和钢材的界面不存在这些合金元素。因此，在本发明中，如前所述，相对于不含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材，将所述外部氧化物层制成比较容易被破坏的障壁。但是，这样，在所述外部氧化物层比较容易被破坏的情况下，对所述外部氧化物层的Fe、Al的扩散的障壁效果较低，因此，为了有效地抑制Fe、Al的扩散，所述内部氧化物的作用变得更为重要。

即，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，需要使内部氧化物在焊接过程中持续地更多地固溶在破坏钢材表面上的所述外部氧化物层而连续不断地形成的Al-Fe反应层中，抑制Fe、Al的扩散，抑制反应层的过剩生成。因此，如图1(c)的情况所示，为了确保该内部氧化物量，需要在确保内部氧化物的密度的同时，从钢材的钢坯料表面向下形成至少20μm以上以规定的比例包含该内部氧化物的内部氧化物层。

在所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要理由之一正是如此。在所述专利文献7中，和本发明相同，使内部氧化物层以特定比例的Mn、Si组成的氧化物存在。但是，所述内部氧化物层的存在区域和在所述图1(b)中的内部氧化物层相同，只形成于钢材的从钢坯料表面至距钢坯料表面10μm以下的比较浅的钢区域。因此，内部氧化物固溶在破坏钢材表面上的所述外部氧化物层而连续不断地形成的Al-Fe反应层中这一点是相同的，但在焊接过程中并不能持续且更多地固溶。换言之，抑制Fe、Al的扩散、抑制反应层过剩地生成的效果相对于形成的Al-Fe反应层变少。其结果，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，特别是难以在接合部尽可能广范围地形成冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层。

但是，在具有这样的表面组织的钢材中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物大量存在于钢材内部较深的位置时，根据焊接条件的不同，可能会相反地过于抑制接合时的Fe和Al的扩散，不能充分地确保反应层的厚度、或难以均一地生成反应层，不能得到高接合强度。因此，不需要将该内部氧化物层设置在必要以上的深度。

因此，在为将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合、且钢材侧不熔解仅铝合金材侧熔解这样的点焊中，使以规定的比例含有包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物的内部氧化物层存在于该钢材的从钢坯料表面到至少20μm的深度的钢区域。更具体地定义其时，将存在于钢材的从钢坯料表面至深度20μm的钢区域的晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，设定为5％以上且不足20％。需要说明的是，在内部氧化物中，在粒内生成的氧化物如前所述，有包含合计量1at％以上Mn、Si的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量及不足1at％的Fe₃O₄等氧化物，另一方面，在钢的晶界上形成的氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。因此，在本发明中，在内部氧化物的规定中，将晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的晶粒内存在的氧化物所占的比例设定为5％以上且不足20％。

由此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，抑制接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果变得更大。由此，点焊接合界面中的反应层的平均厚度如后所述，控制在0.1～10μm的最佳范围。其结果，特别是6000系铝合金材和钢材点焊所得的异种材料接合体，可以得到所述2kN以上的高接合强度。

包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物的密度以所述平均面积比例计不足5％时，即使满足该内部氧化物存在的钢材的深度区域，内部氧化物的密度也过少，用于发挥所述效果的内部氧化物的量不足。另一方面，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物的密度以所述平均面积比例计为20％以上时，相反地，钢材和铝材的接合界面的反应层局部成长而不是均一成长，即使是适当的焊接条件，冶金接合变得不可能的可能性也高。

(钢材内部组织)

如前所述，在钢材中，不需要将该内部氧化物层设置在大大超过20μm的深度。因此，优选将存在于钢材的从钢坯料表面至超过20μm且在30μm以下的钢区域的晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，设定为10％以下。

(氧化物的测定方法)

本发明中的氧化物的测定通过组合使用EDX(能量分散型X射线分光法)的1万～3万倍倍率的TEM(透射型电子显微镜)进行。即，外部氧化物利用EDX，在大致水平方向对钢材的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面进行分析，由此求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相分开特定。接着，利用TEM，求出在和该EDX分析相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求出相对于界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占相的合计长度的比例。在多处进行上述操作并平均化。

内部氧化物利用EDX，将上述钢材的从钢坯料表面至深度20μm的规定的钢区域的多处的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物与其以外的相区别特定。然后，利用TEM，分别求得和该EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在视野面积10μm²内所占的面积比例。在此，在该钢区域中晶界氧化物所占的面积也如前所述，作为在该钢区域中的包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物，再加上内部氧化物所占的面积比例。在多处进行上述操作并平均化。需要说明的是，存在于钢材的从钢坯料表面至深度超过20μm且在30μm以下的钢区域的，晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的比例也用相同的方法进行测定。

(氧化物层控制)

这些钢材的外部氧化物及内部氧化物的控制如前所述，可以通过控制钢材的退火条件(氧分压)来进行。更具体而言，可以改变钢材的退火氛围气中的氧分压(露点)进行控制。对于任意的钢种，氧分压(露点)高时，钢材表面上的外部氧化物层中的Mn、Si含量增大的氧化物量变少。另外，氧化到钢内部，进行内部氧化、晶界氧化，在钢内形成SiO₂、Mn₂SiO₄等，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例提高。

另一方面，对于任一高强度钢的钢种，氧分压(露点)低时，形成钢材表面上的外部氧化物层中的Mn₂SiO₄、SiO₂等Mn、Si含量增大的氧化物，但其量乃至面积比例变多。其另一方面，钢内部的氧化难以进行，钢内的SiO₂、Mn₂SiO₄等的形成量变少，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例变少。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层)

对于通过焊接将如上所述控制了表面的氧化物层的钢材和铝材接合而成的异种材料接合体，通过设定为适当的焊接条件，可以得到高接合强度。但是，根据焊接施工条件(焊接条件)的不同，即使调整焊接原料侧的条件，有时也不能实现高接合强度。

因此，从异种材料接合体侧来看，规定用于得到高接合强度的条件，并且焊接条件也需要以符合该异种材料接合体侧条件的方式进行控制而最佳化。因此，在本发明中，优选规定用于得到作为异种材料接合体的高接合强度的点焊条件。

如前所述，从异种材料接合体侧来看，需要使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Fe和Al的反应层在接合部尽可能广范围地形成。即，首先，作为冶金接合所必需的最小限度的厚度，需要将和铝材的接合界面中的反应层的在熔核深度方向(钢材的板厚方向)的平均厚度控制在0.1～10μm的范围。

在钢材和铝材的焊接接合界面中，作为反应层，在钢材侧具有层状的Al₅Fe₂系化合物层、在铝材侧具有混杂有粒状或针状的Al₃Fe系化合物和Al₁₉Fe₄Si₂Mn系化合物的层。

这些脆的反应层的在熔核深度方向的厚度超过10μm时，接合强度显著降低。另一方面，反应层的在熔核深度方向的厚度比0.1μm薄时，冶金接合变得不充分，不能得到充分的接合强度。因此，将控制了上述表面的氧化物层的钢材和铝材的接合界面中的反应层的平均厚度设定为0.1～10μm的范围。

(反应层的形成范围)

接着，需要使异种材料接合体中的上述Fe和Al的反应层在接合部中尽可能广范围地形成。即，对于接合后的所述反应层的形成范围，在点焊及FSW(摩擦搅拌接合)等点焊中，优选为接合面积(钢材的大致水平方向、与熔核深度方向呈直角的方向)的70％以上的面积。

反应层在上述适当的厚度范围的基础上，不能尽可能广范围地均一形成该适当的厚度范围时，可能不能可靠地进行冶金接合。相对于此，上述适当的厚度范围的反应层只要形成上述70％以上就可以可靠地得到充分的接合强度。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层的测定)

上述本发明中的反应层的测定如后述的实施例所述，切断和钢材-铝材的接合部，从剖面利用SEM(扫描型电子显微镜)观察接合界面，进行反应层的上述测定。

(钢材的化学成分组成)

首先，对本发明中设定为对象的钢材的成分组成进行以下说明。本发明中，将包含Si、Mn等的抗张强度为450MPa以上的高强度钢材(高强度钢)设定为主要对象。进而，将在通过酸洗等暂时除去表面上既存的氧化物层的基础上，进而，在控制氧分压的氛围气下进行退火等时，可以重新生成包含规定量的Si、Mn等的外部氧化物层的钢材设定为对象。

因此，关于钢材的成分组成，设定为以下组成：以包含规定量Si、Mn等为前提，以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％，且优选剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。另外，在此基础上，可以设定为进而包含Al：0.002～0.1％、且剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。另外，还可以设定为以下组成：在该Al的基础上或代替Al包含1种或2种以上Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％、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及不可避免的杂质构成。

在此，作为钢材的杂质的P、S、N等使钢材的韧性及延性或接合强度等各特性降低，因此，分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)。需要说明的是，本发明中的化学成分的单位(各元素的含量)包括铝合金在内，全部为质量％。

钢材的各成分元素的限定理由如下。

C：

C为强度上升所必需的元素，但含量不足0.01％时不能确保钢材的强度，另外，超过0.30％时，冷加工性降低。因此，C含量设定为0.01～0.30％的范围。

Si、Mn：

Si、Mn在钢材的表面形成包含规定量的Si或Mn的上述外部氧化物层。该外部氧化物层在Fe和Al的异种材料接合时，阻碍Fe和Al从相互的母材侧扩散，可以将脆的金属间化合物的形成抑制在最小限度。另外，也有助于改善金属间化合物的脆性。

进而，Si、Mn在钢材的内部形成包含规定量的Si或Mn的所述内部氧化物层。该内部氧化物层固溶在破坏钢材表面上的外部氧化物层而形成的Al-Fe反应层中，防止Fe、Al从相互的母材侧扩散，抑制反应层过剩生成。

因此，钢材中Si、Mn的含量过少时，上述外部氧化物层及内部氧化物层不足，如后所述，不能提高异种材料接合体的接合强度。另一方面，钢材中Si、Mn的含量过多时，如后所述，相反地，使异种材料接合体的接合强度降低。因此，为了形成适当的上述外部氧化物层及内部氧化物层，钢材中的Si、Mn需要在本发明中规定的含量的范围内。

Si：

Si作为不使钢材的延性变差、可以确保必要的强度的元素也是很重要的，因此，需要使含量为0.1％以上。另一方面，含量超过3.00％时，延性开始变差。因此，Si含量设定为0.1～3.00％的范围。

Mn：

Mn作为用于确保钢材的强度和韧性的元素也是必要而不可缺少的，含量不足0.1％时不能得到其效果。另一方面，含量超过3.00％时强度显著上升，冷加工变难。因此，Mn含量设定为0.1～3.00％的范围。

Al：

Al作为溶钢的脱氧元素，捕捉固溶氧，同时，防止气孔的产生，对钢的韧性提高也有效。Al含量不足0.002％时，不能得到这些充分的效果，另一方面，超过0.1％时，反而使焊接性变差，或由于氧化铝系夹杂物的增加使钢的韧性变差。因此，Al含量设定为0.002～0.1％的范围。

Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni的1种或2种以上：

含有1种或2种以上Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni同样有助于钢的高强度化及高韧性化。

其中，Ti、Nb、Zr在钢中作为碳氮化物析出而提高强度，使钢的显微组织微细化而提高强度、韧性等。但是，大量含有时，使韧性大幅变差。因此，含有时，分别设定为Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％的范围。

另外，其中，Cr、Mo、Cu、Ni使钢的淬硬性提高，使强度提高。但是，大量含有时，使钢的韧性大幅变差。因此，含有时，设定为Cr：0.05～3.00％、Mo：0.01～3.00％、Cu：0.01～3.00％、Ni：0.01～3.00％的范围。

(钢材的强度)

本发明中，从汽车构件等用途考虑，将抗张强度为450MPa以上的高强度钢材(高强度钢)设定为主要对象。由此，低强度钢一般多为低合金钢，氧化皮膜几乎都为铁氧化物，因此，Fe和Al的扩散变得容易，容易形成脆的反应层。另外，由于Si、Mn量少，在钢材的表面及内部，难以形成包含本发明中的母材的Fe和Al的扩散抑制所需的所述Si、Mn的氧化物，不能控制包含Si、Mn的外部和内部的氧化物(层)的组成及厚度，焊接时的反应层的控制变难。进而，由于钢材的强度不足，通过在点焊时用电极片(electrode chip)进行加压，钢材的变形变大，氧化皮膜容易被破坏，因此，异常地促进和铝的反应，可以容易地形成脆的金属间化合物。

(铝合金材)

在本发明中使用的铝合金材设定为以质量％计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％的Al-Mg-Si系的AA或JIS规格中的6000系铝合金。该合金材根据汽车车身的各部分用途，不特别限定形状，可以适当选择上述常用的板材、型材、锻造材料、铸造材料等。其中，关于铝材的强度，也和上述钢材的情况相同，为了抑制点焊时的加压引起的变形，优选强度较高。

作为所述汽车车身板用等用途，要求优异的加压成形性及BH性(烘烤硬化性)、强度、焊接性、耐蚀性等各特性。为了满足这样的要求，6000系铝合金板优选设定为以质量％计包含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及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金。另外，为了使BH性更优异，优选设定为Si和Mg的质量比Si/Mg为1以上这样的过剩Si型的6000系铝合金板。

另外，作为所述汽车车身增强材料用的挤压材料等，要求优异的弯曲变形性及耐蚀性等各特性。为了满足这样的要求，6000系铝合金挤压材料优选设定为以质量％计分别包含Mg：0.30～1.0％、Si：0.30～1.0％、Fe：0.01～0.40％、Mn：0.001～0.30％、Cu：0.001～0.65％、且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金。进而，在上述各优选组成的基础上，可以选择地包含Cr：0.001～0.2％、Zr：0.001～0.2％的一种或二种以合计量计为0.30％以下或Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％的一种或二种。

这以外的其它元素基本上为杂质，设定为遵循AA或JIS规格等的各杂质水平的含量(容许量)。但是，从再循环的观点考虑，作为熔解材料，不仅使用高纯度铝锭，而且使用大量6000系合金及其它的铝合金废料、低纯度铝锭等作为熔解原料时，混入杂质元素的可能性高。而且，将这些杂质元素例如降低到检测限以下本身成本增加，需要容许包含一定程度杂质元素。因此，容许含有分别遵循AA或JIS规格等的容许量的范围的其它元素。

上述6000系铝合金中的各元素的含有意义如下。

Si：Si在和Mg一同，进行固溶强化和涂装烧结处理等在上述低温下进行的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效固化能力，例如为用于得到180MPa以上的必要强度(耐力)的必需元素。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，加压成形性及弯曲加工性等成形性显著降低，进而更大地阻碍焊接性。

Mg：Mg在进行固溶强化和涂装烧结处理等上述人工时效处理时，和Si一同，也形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效固化能力，是用于得到作为车身板的上述必要耐力的必需元素。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，加压成形性及弯曲加工性等成形性显著降低。

Cu：Cu在较低温且短时间的人工时效处理的条件下，具有促进有助于铝合金材组织在晶粒内的强度提高的时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。含量不足时，得不到这样的效果，含量过多时，耐蚀性及焊接性显著变差。

Mn：Mn在均质化热处理时生成分散粒子(分散相)，这些分散粒子具有阻碍再结晶后的晶界移动的效果，因此具有可以得到微细的晶粒的效果。铝合金组织的晶粒越细，加压成形性及边缘加工性越高。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，使机械性质降低。另外，弯曲加工性等成形性降低。

Fe：Fe和Mn、Cr、Zr等发挥相同的作用，具有生成分散粒子(分散相)，阻碍再结晶后的晶界移动，防止晶粒粗大化，同时，使晶粒微细化的效果。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，容易生成粗大的晶出物，使破坏韧性及疲劳特性等变差。

Zn：Zn除了有助于通过固溶强化提高强度以外，在时效处理时，还具有显著促进最终制品的时效固化的效果。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，显著提高应力腐蚀裂纹及晶界腐蚀的敏感性，使耐蚀性及耐久性降低。

Ti：Ti具有将铸块的晶粒微细化、使挤压材料组织为微细的晶粒的效果。含量不足时，得不到这样的效果，含量过多时，形成粗大的晶析出物，成为使作为增强材料的所述弯曲变形性及耐蚀性等要求特性及挤压材料的弯曲加工性等降低的原因。

Cr、Zr：Cr、Zr过渡元素和Mn相同，生成由Al-Cr系、Al-Zr系等金属间化合物构成的分散粒子(分散相)，对防止晶粒的粗大化是有效的。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，形成粗大的晶析出物，含量过多时，使作为增强材料的所述弯曲变形性及耐蚀性等要求特性及机械性质降低。另外，弯曲加工性等成形性降低。

(钢材及铝合金材的厚度)

另外，钢材及铝合金材的焊接部分的厚度(板厚等)没有特别的限定，可以根据汽车构件等适用构件的必要强度及刚性等设计条件适当选择或决定。

其中，假定为汽车构件等时，实际应用中钢材的(焊接部分的)厚度t从0.3～3.0mm中选择。钢材的厚度过薄时，不能确保作为汽车构件的必要的强度及刚性，因此不合适。另外，在此基础上，例如进行点焊时，通过利用其电极片进行加压，钢材的变形大、氧化皮膜容易被破坏，因此，促进和铝的反应。其结果，容易形成金属间化合物。另一方面，钢材的厚度过厚时，点焊接合本身变难。

另外，对于铝合金材的(焊接部分的)厚度t，同样假定为汽车构件等时，从0.3～5.0mm的范围中选择。铝合金材的厚度过薄时，不仅作为汽车构件的强度不足而不适合，而且不能得到熔核直径，熔融容易到达铝材料表面而容易有尘埃，因此，存在不能得到高接合强度的可能性。另一方面，铝合金材的厚度过厚时，和上述钢材的板厚的情况相同，焊接接合本身变难。

(接合方法)

需要说明的是，在本发明中，接合方法作为前提选择钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的焊接。在这一点上，接合方法限定为点焊或摩擦点接合(也称为摩擦搅拌接合、FSW、点FSW)。即，钢材侧和铝合金材侧两者均熔解这样的MIG焊接、激光焊接为对象外，两者都不熔解的超声接合、扩散接合、摩擦压接、钎焊等焊接手法也为对象外。需要说明的是，从生产性及采用适当的条件的难易度等观点考虑，比起摩擦点接合更优选通过点焊进行的接合。

另外，作为用于使钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的点焊的每个接合处的优选的条件，以电极间压力2.0～3.0kN，根据和接合的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间。在上述条件范围外的如后述表4中所示的a～d这样的不适当的点焊条件下，不能得到异种材料接合体的高接合强度。

实施例1

以下，作为实施例，分别通过点焊进行异种材料接合，制作异种材料接合体。然后，测定并评价这些各异种材料接合体的接合强度。

具体而言，将以表1所示的各成分组成熔炼并压延至1.2mm厚度的钢板通过酸洗暂时除去既存的表面氧化层后，在表3所示的A、B、C、D、E、F、G的各条件下多次改变退火氛围气中的氧分压(露点)，其中，退火温度为880℃、退火时间为200sec，均为定值，制作表面及表面层的氧化结构不同的钢板。在此，表1所示的各成分组成的钢板全部为本发明中设为对象的高强度钢板，各钢板的抗张强度全部在450MPa以上的780～1280MPa的范围。

这些退火后的各钢板的外部氧化物层组成、内部氧化物层组成等各氧化结构也分别示于表3。表3所示的退火条件中，氧分压(露点)依次变高的D、E、F、G为氧分压(露点)优选的退火条件。因此，如表3所示，在退火条件D、E、F、G下，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物满足本发明条件。即，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为0.1％以上且不足50％的范围内。

另外，在退火条件D、E、F、G下，内部氧化物1(从钢板的钢坯料表面至深度20μm的钢区域存在的晶界氧化物和包含合计量1at％以上的Mn、Si的粒内氧化物)所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，为5％以上且不足20％的范围内。进而，内部氧化物2(在钢板的从钢坯料表面至深度超过20μm且在30μm以下的钢区域存在的晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物)所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，为10％以下。

但是，这些退火条件中，G为氧分压(露点)比限度程度高的例子。因此，退火后的钢板的外部氧化物层中上述氧化物的合计长度的平均比例在范围内，但接近于下限，显著减少0.5％左右。另一方面，内部氧化物1、2所占的比例在范围内，但接近于上限，显著变高。

相对于此，表3所示的退火条件中，A、B、C和所述退火条件D、E、F、G相比，为氧分压(露点)过低的比较例。因此，如表3所述，导致退火后的钢板的外部氧化物层中上述氧化物的合计长度的平均比例超过50％。因此，可明确，在表3所示的退火条件中，在上述A、B、C的退火条件下，各钢板的外部氧化物层组成、内部氧化物层组成等各氧化结构偏离最佳条件，异种材料接合体的接合强度降低。因此，在上述A、B、C的退火条件下退火所得的各钢板不通过点焊制作异种材料接合体。

需要说明的是，各钢板的接合相当部中的各氧化结构分别利用下述测定方法进行测定。

(外部氧化物形成范围)

对于外部氧化物，利用聚焦式离子束加工装置(FIB：Focused Ion Beam Process、日立制作所制：FB-2000A)制作剖面样品，利用所述EDX(型号：NORAN-VANTAGE)，在大致水平方向分析钢板的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面，求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相区别特定。接着，利用10万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求得与界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物相所占的合计长度的比例。分别在3个视野中进行上述操作，求得它们的平均值。

(内部氧化物占有面积率)

对于内部氧化物，距钢板的钢坯料表面的深度如图1(c)的情况所示，将该钢材的从钢坯料表面至20μm深度的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物1，及将钢板的从钢坯料表面至深度超过20μm且在30μm以下的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物2，分析它们的组成。组成分析以在这些各钢区域中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物的平均面积比例进行。首先，将这些各钢区域中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物利用上述EDX，和其以外的相区别特定。而且，利用3万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，分别求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在每10μm²视野面积(地铁面积(body iron area))中所占的面积比例。在此，晶界氧化物所占的面积也加上包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物。分别在3个视野进行上述操作，求得它们的平均值。

将这些氧化结构不同的各钢板和各例同样，以表2所示的组成与板厚1～1.6mm的6000系铝合金板加工成JIS A 3137记载的十字拉伸试验片形状并使其重合，在表4所示的a、b、c、d、e、f的各条件下进行点焊，进行异种材料接合。在此，如根据后述表5所示的剥离强度所评价的，表4所示的a～d为不合适的点焊条件、e、f为合适的点焊条件。

需要说明的是，表4所示的点焊同样，使用直流电阻焊接试验机，以表4所示的焊接压力、焊接电流、焊接时间进行每1点的点焊。另外，同样，使用由Cu-Cr合金构成的穹型电极，使正极为铝材、使负极为钢材。

(界面反应层的厚度和形成范围)

测定这样制作的各异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围。将其结果示于表5。界面反应层的厚度测定在各点焊部的中央进行切断，埋入树脂中进行研磨，对整个接合部，以0.5mm间隔进行SEM观察。反应层的厚度为1μm以上时，以2000倍的视野进行测定，不足1μm时以10000倍的视野进行测定，求得各点焊部的平均值，将30点的点焊部的平均值作为界面反应层的平均厚度。另外，对于界面反应层的形成范围，求得在各点焊部中反应层形成面积与点焊总面积的比例，求得30点的点焊部的平均值。

(铝合金材侧的接合界面中的元素量)

同样操作，测定制作的各异种材料接合体的铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表5中表示界面的Al中的Fe浓度)。将这些结果示于表5。

分析使用EPMA：日本电子制X射线微量分析器(JXA-8800RL)，使加速电压为定值15kv、使照射电流为定值0.3μA进行测定。分析对象设为在所述各点焊部的中央切断所得的剖面，以铝合金材和钢材的接合界面为中心，分析至进入到铝合金材侧和钢材侧各0.5mm的内部。然后，减去铝合金材内部侧的铝合金材原本包含的Fe的含量，测定为铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表5中表示界面的Al中的Fe浓度)。

进行上述制作的各异种材料接合体的十字拉伸试验，求得剥离强度。将这些结果也示于表5。剥离强度以A6022铝材之间的点焊接合强度＝1.0kN为参考，为2.0kN以上时为○、不足2.0kN时为×。

由表5可明确，使用表1、2所示的适当成分组成的钢板和6000系铝合金板、在优选表3所示的氧分压(露点)的退火条件D、E、F、G下处理的各发明例1～23，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物满足本发明条件。特别是作为外部氧化物层的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的所述比例，退火条件F满足优选的范围即0.1％以上且不足30％，退火条件G满足更优选的范围即0.1％以上且不足5％。另外，使用满足这些氧化物条件的钢板、将焊接条件设为e、f的合适的点焊条件的各发明例中，异种材料接合体接合界面的铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量为2.0质量％以下。而且，进而，在钢材和铝合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)为点焊接合面积的70％以上，该反应层的厚度也合适。其结果，由表5可明确，各发明例中，异种接合体的接合强度(剥离强度)变高为2kN以上。

另一方面，由表5可明确，使用表1、2所示的适当成分组成的钢板和6000系铝合金板、在优选表3所示的氧分压(露点)的D、E、F、G的退火条件下进行处理的各比较例24～31，当然，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物在本发明条件内。但是，设为表4中的a～d的不合适的点焊条件的这些各比较例24～31，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量及钢材和铝合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)或该反应层的厚度等也不合适。其结果，由表5可明确，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围不满足本发明条件，异种接合体的接合强度显著降低。

另外，比较例32～38使用成分组成适当的6000系铝合金板，在优选表3所示的氧分压(露点)的E的退火条件下进行处理，将焊接条件设为e、f的合适的点焊条件，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物大概在本发明条件内。另外，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量也大概在本发明条件内。但是，表1所示的钢板成分组成19～25由于偏离本发明范围而不适当，因此，由表5可知，异种接合体的接合强度显著变低。

比较例32的C过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例33的Si过高，在接合界面没有形成最适的Fe和Al的反应层。比较例34的Mn过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例35的Al过高，钢材的延性下降，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例36的N过高，钢材的延性降低，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例37的Cr过高，在点焊部产生过冷组织，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例38的Nb过高，钢材的延性降低，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。

因此，由这些事实可证明本发明的钢材侧的成分组成及氧化物条件的临界的意义。另外，可知异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围的本发明条件的意义。另外可知，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围满足本发明条件，为了提高异种材料接合体的接合强度，不仅需要使用满足氧化物条件的钢板，而且需要设定适当的焊接条件。

表2

表3

^*内部氧化物1：在钢板的从坯料表面到深度20μm的钢区域存在的氧化物

^*内部氧化物2：在钢板的从坯料表面到深度超过20μm且30μm以下的钢区域存在的氧化物

表4

[表5]

第二实施方式

(钢材的氧化物构成)

以下，首先，对本发明中设为对象的钢材的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡进行说明。

图1(a)～图1(c)分别示意性地表示酸洗后在控制为不同的氧分压的氛围气下退火所得的包含Mn、Si的钢材表面的氧化物(钢材剖面构造)。图1(a)表示在低氧分压(低露点)氛围气下退火的情况。图1(b)表示在中氧分压(比较高的露点)氛围气下退火的情况。图1(c)表示在高氧分压(高露点)氛围气下退火的情况。其中，图1(a)表示本发明中设为对象的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。

图1(a)：

图1(a)的在低氧分压氛围气下退火的情况，酸洗暂时除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材中，钢材的钢坯料表面被50nm左右的薄外部氧化物层被覆。但是，由于氧分压低，氧不侵入(扩散)到钢材内部，在钢坯料表面以下的钢材内部不形成包含晶界氧化物的内部氧化物。与该图1(a)这样的表面组织、即后述的图1(b)、图1(c)的外部氧化物层相比，同时具有难以破坏的外部氧化物层和没有内部氧化物的钢材内部组织的钢材为本发明设定为对象的钢材。

包含后述的图1(b)、图1(c)在内，该外部氧化物层均为除去既存的氧化物层后通过上述退火而新生成的氧化物层，其由Mn、Si含量增大而包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的Fe氧化物构成的氧化物及空隙构成。包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物代表性的是，例如由包含Mn₂SiO₄、SiO₂等的氧化物构成。另外，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物代表性的是，例如由包含Fe₃O₄等的氧化物构成。

上述图1(a)的情况，由于钢材的钢坯料表面全部被外部氧化物被覆，因此，在外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例变高，以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为80～100％。因此，这样的外部氧化物层与后述的图1(b)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例大，更容易被破坏。需要说明的是，为这样的图1(a)的外部氧化物层时，内部氧化物必然变少。因此，例如，从钢坯料表面至深度20μm的钢区域存在的内部氧化物以晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的平均面积比例计，如后述的表8所示，为0％或即使存在也不足5％。

因此，对于具有该图1(a)的外部氧化物层的钢材，在该钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，需要在和铝合金材的接合面侧存在作为强制还原并破坏外部氧化物层的手段的具有还原该外部氧化物层功能的元素。为此，在本发明中，相对于具有这样的难以破坏的组成的外部氧化物层的钢材，将接合的铝合金材设定为包含很多Mg的5000系及7000系铝合金材。该Mg具有还原氧化物的功能，因此，即使是钢材的图1(a)这样的难以破坏的外部氧化物层，通过其还原作用进行破坏，可以以必需且不过剩抑制的方式有效地对点焊时的Fe、Al的扩散进行控制。其结果，抑制了接合界面中Al-Fe系的脆金属间化合物层的过剩生成，另一方面，确保了用于得到高接合强度的必需的最小限度的Al-Fe系的反应层，得到高接合强度。

图1(b)：

相对于此，图1(b)的在氧分压比图1(a)的高的中氧分压的氛围气下退火时，氧侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成上述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较浅的钢区域、例如钢材的从钢坯料表面至深度为10μm以下的钢区域形成内部氧化物。在所述专利文献7中，即使焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合不同，相同的外部氧化物层和内部氧化物层的条件也为该图1(b)的条件。

包含后述的图1(c)在内，该内部氧化物中在粒内生成的氧化物均为包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物、由SiO₂及Mn₂SiO₄构成的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物。另外，此时，包含后述的图1(c)在内，在钢的晶界上也形成晶界氧化物，但这些晶界氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。随着氛围气退火的氧分压变高，氧进一步侵入(扩散)到钢材内部或更多的氧侵入(扩散)，这些内部氧化物存在的区域扩大或这些内部氧化物量变多。

另一方面，与这些内部氧化物相反，随着氛围气退火的氧分压变高，外部氧化物层中的包含Mn、Si的氧化物所占的比例减少。即，在图1(b)中的外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对于该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50～80％，比所述图1(a)的情况低。

图1(c)：

该图1(c)表示在氧分压比图1(b)更高的高氧分压的氛围气下退火的情况，表示本发明中的特征的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。对于该图1(c)的情况，与图1(b)相比，氧更进一步侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗暂时除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成所述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较深的区域、更深入钢材内部地形成上述内部氧化物。这些内部氧化物主要形成于该钢材的从钢坯料表面至20μm深度的钢区域。

相对于此，对于外部氧化物层中包含Mn、Si的氧化物所占的比例，该图1(c)的情况比所述图1(b)的情况进一步减少。即，图1(c)的情况，外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最低，以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为0.1％以上且不足50％。这样的外部氧化物层与所述图1(a)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，更容易被破坏。

在此，普通的软钢材等钢材的表面上的外部氧化层通常由αFeOOH、γFeOOH、无定形羟基氧化物、Fe₃O₄等氧化物构成。相对于此，为本发明这样的包含Mn、Si的高强度钢且酸洗后在如上所述控制了氧分压的氛围气下退火的钢材表面上的外部氧化层由包含合计量1at％以上Mn、Si的上述氧化物、和作为剩余部分的Mn、Si的合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物及空隙构成。

(外部氧化层的作用)

在图1的钢材和铝合金材焊接接合时，破坏钢材表面上的上述外部氧化层，在钢材和铝合金材的接合面上形成Al-Fe反应层。在这一点上，具有抑制钢材表面上的上述外部氧化层上接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果。

但是，在将铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合的情况下，并不是只要在钢材表面上具有上述组成的外部氧化层，就可以同样地发挥这样的效果的，这样的效果很大程度上受上述包含一定比例Mn、Si的氧化物相的比例左右。即，所述图1(a)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最大，抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在上述图1的3个外部氧化物层类型中是最大的。相对于此，所述图1(c)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在所述图1的3个外部氧化物层类型中是最小的。然后，所述图1(b)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例、抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在上述图1的3个外部氧化物层类型中均处于中间。

在此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，所述图1(a)及图1(b)的比较难破坏的外部氧化物层，即使铝合金侧熔解，在和钢材的界面中，也通过还原破坏钢材表面上的外部氧化层，难以促进Fe从钢材侧扩散。其结果，难以使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层尽可能广范围地形成于接合部。

因此，对于具有所述图1(a)及图1(b)的外部氧化物层的钢材，在该钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，如前所述，需要在和铝合金材的接合面侧存在作为强制还原并破坏外部氧化物层的手段的具有还原该外部氧化物层功能的元素。在本发明中，作为这样的铝合金材，如所前述，设定为包含很多作为具有还原并破坏所述外部氧化物层功能的元素的Mg的5000系及7000系铝合金材。

所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要的理由之一是没有强制还原并破坏外部氧化物层的手段。在所述专利文献7中，使在高强度钢板表面上新生成的外部氧化物层和所述图1(b)中的外部氧化物层相同，所述平均比例过多，为50％以上(50～80％)。其结果，相对于不包含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材，所述外部氧化物层过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。

因此，在为将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合、且钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊中，如图1(c)的情况所示，将外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以与钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm相对的该氧化物所占的合计长度的平均比例计设定为不足50％是有利的。

但是，在本发明中，大胆地将作为对象的钢材设定为具有所述图1(a)的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的所述比例为80～100％、优选为90～100％的外部氧化物层的钢材。这是因为，如前所述，由于钢材的制造条件及使用的钢材的限制等，存在不能将钢材侧的外部氧化物层的组成适当化为图1(c)的条件的情况及不能使用可以适当化的钢材的情况。如前所述，在这样的图1(a)的外部氧化物层中，只要在接合面没有作为强力还原剂的合金元素，相对于铝合金材，所述外部氧化物层就过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。

(接合面中Mg的存在)

为此，在本发明中，对于具有这样的难以破坏的组成的外部氧化物层的钢材，将接合的铝合金材的合金组成设定为包含很多作为具有还原所述外部氧化物层功能的元素的Mg的5000系及7000系铝合金材。由此，通过熔解的铝合金材，使接合面存在Mg，通过该Mg的还原作用破坏钢材的难以破坏的外部氧化物层，以必需且不过剩抑制的方式有效地对点焊时的Fe、Al的扩散进行控制。

由此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，将点焊接合界面中的反应层的平均厚度如后所述控制在0.1～10μm的最佳范围。结果，特别是6000系铝合金材和钢材点焊所得的异种材料接合体，得到上述2kN以上的高接合强度。

为了使所述接合面存在Mg、得到这些外部氧化物层的还原、破坏作用，将5000系及7000系铝合金材的Mg含量设定为1.0质量％以上。Mg含量不足1.0质量％时，所述接合面中的Mg的存在量不足，该Mg的效果不足。

(钢材内部组织)

如前所述，在本发明中设定为对象的钢材中，该内部氧化物变少，并且不使其积极地存在。其中，不使该内部氧化物存在不仅包含完全没有内部氧化物的状态，而且包含根据钢材组成及退火条件的范围(偏差)，如后述的表8所示，微量存在内部氧化物的情况。定量表现该状态时，优选将内部氧化物1(钢板的从钢坯料表面到深度10μm的钢区域存在的晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物)所占的比例(密度)以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，设定为不足5％(包含0％)。另外，进而，优选内部氧化物2(钢板的从钢坯料表面到深度超过10μm且在20μm以下的钢区域存在的晶界氧化物和包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物)所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，为0.1％以下(包含0％)。

需要说明的是，在内部氧化物中，在粒内生成的氧化物如前所述，有包含合计量1at％以上Mn、Si的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物，另一方面，在钢的晶界上形成的氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。因此，本发明中，在内部氧化物的规定中，规定晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的晶粒内存在的氧化物所占的比例。

(氧化物的测定方法)

本发明中的外部氧化物的测定通过组合使用EDX(能量分散型X射线分光法)的1万～3万倍倍率的TEM(透射型电子显微镜)进行。即，外部氧化物利用EDX，在大致水平方向对钢材的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面进行分析，由此求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相分开特定。接着，利用TEM，求出在和该EDX分析相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求出相对于界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物相所占的合计长度的比例。在多处进行上述操作并平均化。

另外，对于本发明中不需要的内部氧化物，将上述钢材的从钢坯料表面到深度10μm以下的或超过10μm且在20μm以下的规定的钢区域的多处的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物，利用所述EDX，和其以外的相区别特定。然后，利用TEM，分别求出在和该EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在视野面积10μm²内所占的面积比例。在此，该钢区域中晶界氧化物所占的面积也如前所述，作为该钢区域中包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物，再加上内部氧化物的所占的面积比例。在多处进行上述操作并平均化。

(氧化物层控制)

这些钢材的外部氧化物及内部氧化物的控制如前所述，可以通过控制钢材的退火条件(氧分压)来进行。更具体而言，可以改变钢材的退火氛围气中的氧分压(露点)进行控制。对于任意的钢种，氧分压(露点)高时，钢材表面上的外部氧化物层中的Mn、Si含量增大的氧化物量变少。另外，氧化到钢内部，进行内部氧化、晶界氧化，在钢内形成SiO₂、Mn₂SiO₄等，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例提高。

另一方面，对于任一高强度钢的钢种，氧分压(露点)低时，形成钢材表面上的外部氧化物层中的Mn₂SiO₄、SiO₂等Mn、Si含量增大的氧化物，但其量乃至面积比例变多。其另一方面，钢内部的氧化难以进行，钢内的SiO₂、Mn₂SiO₄等的形成量变少，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例变少。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层)

对于通过焊接将如上所述控制了表面的氧化物层的钢材和铝材接合而成的异种材料接合体，通过设定为适当的焊接条件，可以得到高接合强度。但是，根据焊接施工条件(焊接条件)的不同，即使调整焊接原料侧的条件，有时也不能实现高接合强度。

因此，从异种材料接合体侧来看，规定用于得到高接合强度的条件，并且焊接条件也需要以符合该异种材料接合体侧条件的方式进行控制而最佳化。因此，在本发明中，优选规定用于得到作为异种材料接合体的高接合强度的点焊条件。

如前所述，从异种材料接合体侧来看，需要使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Fe和Al的反应层在接合部尽可能广范围地形成。即，首先，作为冶金接合所必需的最小限度的厚度，需要将和铝材的接合界面中的反应层的在熔核深度方向(钢材的板厚方向)的平均厚度控制在0.1～10μm的范围。

在钢材和铝材的焊接接合界面中，作为反应层，在钢材侧具有层状的Al₅Fe₂系化合物层、在铝材侧具有混杂有粒状或针状的Al₃Fe系化合物和Al₁₉Fe₄Si₂Mn系化合物的层。

这些脆的反应层的在熔核深度方向的厚度超过10μm时，接合强度显著降低。另一方面，反应层的熔核深度方向的厚度比0.1μm薄时，冶金接合变得不充分，不能得到充分的接合强度。因此，将控制了上述表面的氧化物层的钢材和铝材的接合界面中的反应层的平均厚度设定为0.1～10μm的范围。

(反应层的形成范围)

接着，需要使异种材料接合体中的上述Fe和Al的反应层在接合部中尽可能广范围地形成。即，对于接合后的所述反应层的形成范围，在点焊及FSW(摩擦搅拌接合)等点焊中，优选为接合面积(钢材的大致水平方向、与熔核深度方向呈直角的方向)的70％以上的面积。

反应层在上述适当的厚度范围的基础上，不能尽可能广范围地均一形成该适当的厚度范围时，可能不能可靠地进行冶金接合。相对于此，上述适当的厚度范围的反应层只要形成上述70％以上就可以可靠地得到充分的接合强度。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层的测定)

上述本发明中的反应层的测定如后述的实施例所述，切断和钢材-铝材的接合部，从剖面利用SEM(扫描型电子显微镜)观察接合界面，进行反应层的上述测定。

(钢材的化学成分组成)

首先，对本发明中设定为对象的钢材的成分组成进行以下说明。本发明中，将包含Si、Mn等的抗张强度为450MPa以上的高强度钢材(高强度钢)设定为主要对象。进而，将在通过酸洗等暂时除去表面上既存的氧化物层的基础上，进而，在控制氧分压的氛围气下进行退火等时，可以重新生成包含规定量的Si、Mn等的外部氧化物层的钢材设定为对象。

因此，关于钢材的成分组成，设定为以下组成：以包含规定量Si、Mn等为前提，以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％，且优选剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。另外，在此基础上，可以设定为进而包含Al：0.002～0.1％、且剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。另外，还可以设定为以下组成：在该Al的基础上或代替Al进一步包含1种或2种以上Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％、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及不可避免的杂质构成。

在此，作为钢材的杂质的P、S、N等使钢材的韧性及延性或接合强度等各特性降低，因此，分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)。需要说明的是，本发明中的化学成分的单位(各元素的含量)包括铝合金在内，全部为质量％。

钢材的各成分元素的限定理由如下。

C：

C为强度上升所必需的元素，但含量不足0.02％时不能确保钢材的强度，另外，超过0.3％时，冷加工性降低。因此，C含量设定为0.02～0.3％的范围。

Si、Mn：

Si、Mn在钢材的表面形成包含规定量的Si或Mn的上述外部氧化物层。该外部氧化物层在Fe和Al的异种材料接合时，阻碍Fe和Al从相互的母材侧扩散，可以将脆的金属间化合物的形成抑制在最小限度。另外，也有助于改善金属间化合物的脆性。

进而，Si、Mn在钢材的内部形成包含规定量的Si或Mn的所述内部氧化物层。该内部氧化物层固溶在破坏钢材表面上的外部氧化物层而形成的Al-Fe反应层中，防止Fe、Al从相互的母材侧扩散，抑制反应层过剩生成。

因此，钢材中Si、Mn的含量过少时，上述外部氧化物层及内部氧化物层不足，如后所述，不能提高异种材料接合体的接合强度。另一方面，钢材中Si、Mn的含量过多时，如后所述，相反地，使异种材料接合体的接合强度降低。因此，为了形成适当的上述外部氧化物层及内部氧化物层，钢材中的Si、Mn需要在本发明中规定的含量的范围内。

Si：

Si作为不使钢材的延性变差、可以确保必要的强度的元素也是很重要的，因此，需要使含量为0.1％以上。另一方面，含量超过3.00％时，延性开始变差。因此，Si含量设定为0.1～3.00％的范围。

Mn：

Mn作为用于确保钢材的强度和韧性的元素也是必要而不可缺少的，含量不足0.1％时不能得到其效果。另一方面，含量超过3.00％时强度显著上升，冷加工变难。因此，Mn含量设定为0.1～3.00％的范围。

Al：

Al作为溶钢的脱氧元素，捕捉固溶氧，同时，防止气孔的产生，对钢的韧性提高也有效。Al含量不足0.002％时，不能得到这些充分的效果，另一方面，超过0.10％时，反而使焊接性变差，或由于氧化铝系夹杂物的增加使钢的韧性变差。因此，Al含量设定为0.002～0.1％的范围。

Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni的1种或2种以上：

含有1种或2种以上Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni同样有助于钢的高强度化及高韧性化。

其中，Ti、Nb、Zr在钢中作为碳氮化物析出而提高强度，使钢的显微组织微细化而提高强度、韧性等。但是，大量含有时，使韧性大幅变差。因此，含有时，分别设定为Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％的范围。

另外，其中，Cr、Mo、Cu、Ni使钢的淬硬性提高，使强度提高。但是，大量含有时，使钢的韧性大幅变差。因此，含有时，设定为Cr：0.05～3.00％、Mo：0.01～3.00％、Cu：0.01～3.00％、Ni：0.01～3.00％的范围。

(钢材的强度)

本发明中，使用的钢材的强度没有特别的限定，假想为汽车构件用时，钢材的抗张强度优选为400MPa以上。抗张强度比上述值低的低强度钢，一般多为低合金钢，氧化皮膜几乎都为铁氧化物，因此，Fe和Al的扩散变得容易，容易形成脆的金属间化合物。另外，由于Si、Mn量少，在钢材的表面及内部，难以形成包含本发明中的母材的Fe和Al的扩散抑制所需的所述Si、Mn的氧化物，不能控制包含Si、Mn的外部和内部的氧化物(层)的组成及厚度，焊接时的反应层的控制变难。进而，由于钢材的强度不足，通过在点焊时用电极片进行加压，钢材的变形变大，氧化皮膜容易被破坏，因此，异常地促进和铝的反应，可以容易地形成脆的金属间化合物。

(铝合金材)

对于本发明中使用的铝合金材，为了使所述接合面存在Mg，得到这些外部氧化物层的还原、破坏作用，设定为Mg含量为1.0质量％以上的Al-Mg系的AA或JIS规格中的5000系、或Al-Zn-Mg系或Al-Zn-Mg-Cu系的AA或JIS规格中的7000系铝合金材。该合金材根据汽车车身的各部分用途，不特别限定形状，可以适当选择上述常用的板材、型材、锻造材料、铸造材料等。其中，关于铝材的强度，也和上述钢材的情况相同，为了抑制点焊时的加压引起的变形，优选强度较高。

5000系铝合金材：

对于5000系铝合金材，除了所述利用Mg的钢材的外部氧化物层的还原、破坏作用以外，为了满足所述汽车车身用等用途的成形性及强度、焊接性、耐蚀性等各特性，优选包含Mg：2.0～6.0质量％，进而包含合计0.03～2.5质量％的选自Fe、Mn、Cr、Zr及Cu中的一种或二种以上，且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。

(杂质)

上述记载的元素以外的元素基本为杂质。但是，从Al合金的再循环的观点考虑，作为熔解材料，不仅使用高纯度铝锭，而且使用Al合金废料、低纯度铝锭等作为熔解原料时，混入杂质元素。而且，将这些杂质元素例如降低到检测限以下等本身成本增加，需要容许包含一定程度杂质元素。因此，容许含有不阻碍本发明的目的及效果的范围的上述记载元素以外的元素。例如分别容许包含Si：0.5％以下、V：0.3％以下、Ti：0.5％以下、B：0.05％以下、Zn：0.5％以下。另外，其它的元素也容许作为上述不可避免的杂质，含有不阻碍本发明的必要特性的范围的量。

Mg：

Mg提高加工固化能力，确保作为汽车车身用的必要的强度及耐久性。另外，使材料均一地塑性变形而提高破断裂纹限度，使成形性提高。Mg的含量不足2.0％时，包含Mg的这些效果的发挥不充分。另一方面，Mg的含量超过6.0％时，压延板及挤压材料的制造变难，并且在成形时反而容易产生晶界破坏，成形性显著下降。因此，Mg的含量设定为2.0～6.0质量％的范围。

Fe、Mn、Cr、Zr及Cu：

通过含有少量Fe、Mn、Cr、Zr及Cu，对晶粒的微细化有效，可提高成形性。各含量的合计不足0.03％时，没有含有效果，但另一方面，这些各元素的各含量的合计超过2.5％时，起因于这些元素的粗大的晶出物及析出物变多，这些晶出物及析出物容易成为破坏的起点，反而使成形性等下降。因此，选自Fe、Mn、Cr、Zr及Cu中的一种或二种以上的含量以合计量计，设定在0.03～2.5质量％的范围。

7000系铝合金材：

对于7000系铝合金材，除了所述利用Mg的钢材的外部氧化物层的还原、破坏作用以外，为了满足作为所述汽车车身增强材料用的强度、弯曲变形性及耐蚀性等各特性，优选以质量％计分别包含Zn：4.5～6.5％、Mg：1.0～2.0％、Fe：0.01～0.40％，且剩余部分由铝及不可避免的杂质构成。另外，在该组成的基础上，可以进而选择性包含合计量0.30％以下的Mn：0.01～0.6％、Cr：0.01～0.2％、Zr：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.10％中的一种或二种以上。另外，可以进一步选择包含Cu：0.01～0.2％。

这以外的其它元素基本上为杂质，设定为遵循AA或JIS规格等的各杂质水平的含量(容许量)。但是，从再循环的观点考虑，作为熔解材料，不仅使用高纯度铝锭，而且使用大量7000系合金及其它的铝合金废料、低纯度铝锭等作为熔解原料时，混入杂质元素的可能性高。而且，将这些杂质元素例如降低到检测限以下本身成本增加，需要容许包含一定程度杂质元素。因此，容许含有分别遵循AA或JIS规格等的容许量的范围的其它元素。

(Zn、Mg)

对于必须的合金元素Zn、Mg，通过合金材的人工时效处理，形成被称为GP区域或中间析出相的MgZn₂、Mg₃₂AlZn₄₉等微细分散相，使强度提高。特别是Zn的强度-延性的平衡提高效果高。Zn不足4.5％、Mg不足1.0％等、Zn、Mg的含量过少时，这些微细分散相不足，强度下降。另外，Mg的含量不足1.0质量％时，所述接合面中的Mg的存在量不足，所述利用Mg的钢材的外部氧化物层的还原、破坏作用不足。

另一方面，Zn超过6.5％、Mg超过2.0％等、Zn、Mg的含量过多时，成为破坏的起点的晶界析出物的个数或数密度变多，特别是挤压材料中，弯曲变形性及耐蚀性显著下降。另外，Zn、Mg的含量过多时，由于不能在Al中固溶，因此，形成粗大的晶出物，成为铝合金材的强度及延展度降低的原因，冷加工性也显著降低。因此，各含量分别设定为Zn：4.5～6.5％、Mg：0.5～2.0％的范围。

(Fe)

Fe易从废金属等熔解原料等大量混入，通过析出效果，可以提高铝合金材的强度。过少时，不能期待这样的效果，过多时，所述晶界析出物及晶出物的个数或数密度变多，特别是在挤压材料中弯曲变形性及耐蚀性显著下降。另外，Fe过多时，形成粗大的晶出物及析出物，反而成为强度及延展度(延性)降低的原因。因此，Fe设定为0.01～0.40％的范围。

(Mn、Cr、Zr、Ti)

Mn、Cr、Zr、Ti也易从废金属等熔解原料等大量混入，通过析出效果，可以提高铝合金材的强度。另外，Ti也具有将铸块的晶粒微细化、使挤压材料组织形成微细的晶粒的效果。这些元素的含量过少时，不能期待这样的效果，这些元素的含量过多时，晶界析出物的个数或数密度变多，弯曲变形性及耐蚀性显著下降。另外，这些元素的含量过多时，形成粗大的析出物，反而成为强度及延展度(延性)降低的原因。因此，欲得到这样的效果时，可以在这些元素的合计量为0.30％以下的范围选择性地含有一种或二种以上Mn、Cr、Zr、Ti，其中，Mn：0.01～0.6％、Cr：0.01～0.2％、Zr：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.10％。

(Cu)

Cu通过固溶强化提高强度及延展度。Cu过少时，不能期待这样的效果，Cu的含量过多时，晶界析出物的个数或数密度变多，弯曲变形性及耐蚀性显著下降。另外，Cu的含量过多时，析出物粗大化，强度及延展度反而降低。因此，在有选择性地含有的情况下，Cu的含量设定为0.01～0.2％的范围。

(钢材及铝合金材的厚度)

另外，钢材及铝合金材的焊接部分的厚度(板厚等)没有特别的限定，可以根据汽车构件等适用构件的必要强度及刚性等设计条件适当选择或决定。

其中，假定为汽车构件等时，实际应用中钢材的(焊接部分的)厚度t从0.3～3.0mm中选择。钢材的厚度过薄时，不能确保作为汽车构件的必要的强度及刚性，因此不合适。另外，在此基础上，例如进行点焊时，通过利用其电极片进行加压，钢材的变形大、氧化皮膜容易被破坏，因此，促进和铝的反应。其结果，容易形成金属间化合物。另一方面，钢材的厚度过厚时，点焊接合本身变难。

另外，对于铝合金材的(焊接部分的)厚度t，同样假定为汽车构件等时，从0.3～5.0mm的范围中选择。铝合金材的厚度过薄时，不仅作为汽车构件的强度不足而不适合，而且不能得到熔核直径，熔融容易到达铝材料表面而容易有尘埃，因此，存在不能得到高接合强度的可能性。另一方面，铝合金材的厚度过厚时，和上述钢材的板厚的情况相同，焊接接合本身变难。

(接合方法)

需要说明的是，在本发明中，接合方法作为前提选择钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的焊接。在这一点上，接合方法限定为点焊或摩擦点接合(也称为摩擦搅拌接合、FSW、点FSW)。即，钢材侧和铝合金材侧两者均熔解这样的MIG焊接、激光焊接为对象外，两者都不熔解的超声接合、扩散接合、摩擦压接、钎焊等焊接手法也为对象外。需要说明的是，从生产性及采用适当的条件的难易度等观点考虑，比起摩擦点接合更优选通过点焊进行的接合。

另外，作为用于使钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的点焊的每个接合处的优选的条件，以电极间压力2.0～3.0kN，根据和接合的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间。在上述条件范围外的如后述表9中所示的a～d这样的不适当的点焊条件下，不能得到异种材料接合体的高接合强度。

实施例2

以下，作为实施例，分别通过点焊进行异种材料接合，制作异种材料接合体。然后，测定并评价这些各异种材料接合体的接合强度。

具体而言，将以表6所示的各成分组成熔炼并压延至1.2mm厚度的钢板通过酸洗暂时除去既存的表面氧化层后，在表8所示的A、B、C、D、E的各条件下多次改变退火氛围气中的氧分压(露点)，其中，退火温度为880℃、退火时间为200sec，均为定值，制作表面及表面层的氧化结构不同的钢板。在此，表6所示的各成分组成的钢板全部为本发明中设为对象的高强度钢板，各钢板的抗张强度全部在450MPa以上的780～1280MPa的范围。

这些退火后的各钢板的外部氧化物层组成、内部氧化物层组成等各氧化结构也分别示于表8。在表8所示的退火条件内，氧分压(露点)低的A、B、C为得到本发明中设定为接合对象的具有各氧化结构的钢材的优选的退火条件。如表8所示，在退火条件A、B、C下，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物满足本发明条件。即，外部氧化物层中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为80～100％、优选90～100％(退火条件A、B)的范围内。

另外，在退火条件A、B、C下，作为内部氧化物1(存在于从钢板的钢坯料表面到10μm以下的深度的钢区域)，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例(密度)以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计不足5％(包含0％)。进而，作为内部氧化物2(存在于钢板的从钢坯料表面到深度超过10μm且在20μm以下的钢区域)，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，为0.1％以下(包含0％)。

相对于此，在表8所示的退火条件中，D、E为和所述退火条件A、B、C相比氧分压(露点)过高的比较例。因此，如表8所示，退火后的钢板的外部氧化物层中的上述氧化物的合计长度的平均比例过少，不足80％。另外，内部氧化物1的所述平均面积比例过多，为5％以上，进而，在退火条件E下，内部氧化物2的所述平均面积比例过多，为0.1％以上。因此，可以明确在上述D、E的退火条件下，不能形成本发明中设定为接合对象的具有各氧化结构的钢材，因此，在上述D、E的退火条件下退火所得的各钢板不通过点焊制作异种材料接合体。

需要说明的是，各钢板的接合相当部中的各氧化结构分别利用下述测定方法进行测定。

(外部氧化物形成范围)

对于外部氧化物，利用聚焦式离子束加工装置(FIB：Focused Ion Beam Process、日立制作所制：FB-2000A)制作剖面样品，利用所述EDX(型号：NORAN-VANTAGE)，在大致水平方向分析钢板的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面，求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相区别特定。接着，利用10万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求得相对于界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物相所占的合计长度的比例。分别在3个视野中进行上述操作，求得它们的平均值。

(内部氧化物占有面积率)

对于内部氧化物，根据距钢板的钢坯料表面的深度，将该钢材的从钢坯料表面至10μm以下深度的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物1，及将钢板的从钢坯料表面至深度超过10μm且在20μm以下的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物2，分析它们的组成。组成分析以这些各钢区域中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物的平均面积比例进行。首先，将这些各钢区域中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物利用上述EDX，和其以外的相区别特定。而且，利用3万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，分别求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在每10μm²视野面积(地铁面积)中所占的面积比例。在此，晶界氧化物所占的面积也加上包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物。分别在3个视野进行上述操作，求得它们的平均值。

将这些氧化结构不同的各钢板以表7所示的组成与板厚1～1.6mm的5000系及7000系铝合金板加工成JIS A 3137记载的十字拉伸试验片形状并使其重合，在表9所示的a、b、c、d、e、f的各条件下进行点焊，进行异种材料接合。在此，如根据后述表10所示的剥离强度所评价的，表9所示的a～d为不合适的点焊条件、e、f为合适的点焊条件。

需要说明的是，表9所示的点焊同样，使用直流电阻焊接试验机，以表9所示的焊接压力、焊接电流、焊接时间进行每1点的点焊。另外，同样，使用由Cu-Cr合金构成的穹型电极，使正极为铝材、使负极为钢材。

(界面反应层的厚度和形成范围)

测定这样制作的各异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围。将其结果示于表10。界面反应层的厚度测定在各点焊部的中央进行切断，埋入树脂中进行研磨，对整个接合部，以0.5mm间隔进行SEM观察。反应层的厚度为1μm以上时，以2000倍的视野进行测定，不足1μm时以10000倍的视野进行测定，求得各点焊部的平均值，将30点的点焊部的平均值作为界面反应层的平均厚度。另外，对于界面反应层的形成范围，求得在各点焊部中反应层形成面积与点焊总面积的比例，求得30点的点焊部的平均值。

(铝合金材侧的接合界面中的元素量)

同样操作，测定制作的各异种材料接合体的铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表10、11中表示界面的Al中的Fe浓度)。将这些结果示于表10、11。

分析使用EPMA：日本电子制X射线微量分析器(JXA-8800RL)，使加速电压为定值15kv、使照射电流为定值0.3μA进行测定。分析对象设为在所述各点焊部的中央切断所得的剖面，以铝合金材和钢材的接合界面为中心，分析至进入到铝合金材侧和钢材侧各0.5mm的内部。然后，减去铝合金材内部侧的铝合金材原本包含的Fe的含量，测定为铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表10、11中表示界面的Al中的Fe浓度)。

进行上述制作的各异种材料接合体的十字拉伸试验，求得剥离强度。将这些结果也示于表10。剥离强度以A6022铝材之间的点焊接合强度＝1.0kN为参考，为2.0kN以上时为○、不足2.0kN时为×。

由表10可明确，使用表6、7所示的适当成分组成的钢板和铝合金板、在优选表8所示的氧分压(露点)的退火条件D、E、F、G下处理的各发明例1～28，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物满足本发明条件。另外，使用满足这些氧化物条件的钢板、将焊接条件设定为e、f的合适的点焊条件的各发明例1～28，在异种材料接合体接合界面的铝合金材侧的接合界面中，Fe的含量为2.0质量％以下。而且，进一步在钢材和铝合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)为点焊接合面积的70％以上，该反应层的厚度也合适。其结果，由表10可明确，各发明例1～28中，异种接合体的接合强度(剥离强度)变高为2kN以上。

另一方面，由表11可明确，使用表6、7所示的适当成分组成的钢板和铝合金板、在优选表8所示的氧分压(露点)的D、E、F、G的退火条件下进行处理的各比较例29～43，当然，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物在本发明条件内。但是，设为表9中的a～d的不合适的点焊条件的各比较例29～36，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量及钢材和铝合金材的接合界面上形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)或该反应层的厚度等也不合适。其结果，由表11可明确，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围不满足本发明条件，异种接合体的接合强度显著降低。

另外，比较例37～43将焊接条件设为e、f的合适的点焊条件，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量及所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)或该反应层的厚度也大致在本发明条件内。但是，表6所示的钢板成分组成19～25不在本发明范围内而不适当，因此，由表10可明确，异种接合体的接合强度显著降低。

比较例37的C过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例38的Si过高，在接合界面没有形成最适的Fe和Al的反应层。比较例39的Mn过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例40的Al过高，钢材的延性下降，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例41的N过高，钢材的延性降低，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例42的Cr过高，在点焊部产生过冷组织，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例43的Nb过高，钢材的延性降低，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。

因此，由这些事实可证明本发明的钢材侧的成分组成及氧化物条件的临界的意义。另外，可知异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围的本发明条件的意义。另外可知，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围满足本发明条件，为了提高异种材料接合体的接合强度，不仅需要使用满足氧化物条件的钢板，而且需要设定适当的焊接条件。

表7

表8

^*内部氧化物1：在钢板的从坯料表面到深度10μm以下的钢区域存在的氧化物

^*内部氧化物2：在钢板的从坯料表面到深度超过10μm且20μm以下的钢区域存在的氧化物

表9

第三实施方式

(钢材的氧化物构成)

以下，首先对本发明中设定为对象的钢材的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡进行说明。

图1(a)～图1(c)分别示意性地表示酸洗后在控制为不同的氧分压的氛围气下退火所得的包含Mn、Si的钢材表面的氧化物(钢材剖面构造)。图1(a)表示在低氧分压(低露点)氛围气下退火的情况。图1(b)表示在中氧分压(比较高的露点)氛围气下退火的情况。图1(c)表示在高氧分压(高露点)氛围气下退火的情况。其中，图1(b)表示本发明中设为对象的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。

图1(a)：

图1(a)的在低氧分压氛围气下退火的情况，酸洗暂时除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材中，钢材的钢坯料表面被50nm左右的薄外部氧化物层被覆。但是，由于氧分压低，氧不侵入(扩散)到钢材内部，在钢坯料表面以下的钢材内部不形成包含晶界氧化物的内部氧化物。

包含后述的图1(b)、图1(c)在内，该外部氧化物层均为除去既存的氧化物层后通过上述退火而新生成的氧化物层，其由Mn、Si含量增大而包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的Fe氧化物构成的氧化物及空隙构成。包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物代表性的是，例如由包含Mn₂SiO₄、SiO₂等的氧化物构成。另外，Mn、Si的含量以合计量计不足1at％的氧化物代表性的是，例如由包含Fe₃O₄等的氧化物构成。

上述图1(a)的情况，由于钢材的钢坯料表面全部被外部氧化物被覆，因此，在外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例变高，以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为80～100％。因此，这样的外部氧化物层与后述的图1(b)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例大，更容易被破坏。需要说明的是，为这样的图1(a)的外部氧化物层时，内部氧化物必然变少。因此，例如，从钢坯料表面至深度10μm的钢区域存在的内部氧化物1以晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的粒内氧化物所占的平均面积比例计，为0％或即使存在也不足5％。

图1(b)：

相对于此，在本发明中设定为对象的特征的外部氧化物层和内部氧化物层的量的组成平衡，如图1(b)所示，氧分压比图1(a)高，为中氧分压的氛围气退火，氧侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗暂时除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成上述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较浅的钢区域、例如从钢材的钢坯料表面至深度为10μm以下(从钢坯料表面正下方至10μm的深度)的钢区域形成内部氧化物。在所述专利文献7中，即使焊接手法及焊接的铝合金材和钢材的材料的组合不同，相同的外部氧化物层和内部氧化物层的条件也为该图1(b)的条件。

包含后述的图1(c)在内，该内部氧化物中在粒内生成的氧化物均为包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物、由SiO₂及Mn₂SiO₄构成的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物。另外，此时，包含后述的图1(c)在内，在钢的晶界上也形成晶界氧化物，但这些晶界氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。

随着氛围气退火的氧分压变高，氧进一步侵入(扩散)到钢材内部或更多的氧侵入(扩散)，这些内部氧化物存在的区域扩大或这些内部氧化物量变多。

另一方面，与这些内部氧化物相反，随着氛围气退火的氧分压变高，外部氧化物层中的包含Mn、Si的氧化物所占的比例减少。即，在图1(b)中的外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50～80％，比所述图1(a)的情况低。

图1(c)：

该图1(c)表示在氧分压比图1(b)更高的高氧分压的氛围气下退火的情况，表示本发明中的特征的外部氧化物层和内部氧化物层的具体的量的组成平衡。对于该图1(c)的情况，与图1(b)相比，氧更进一步侵入(扩散)到钢材内部。因此，在酸洗暂时除去了既存的外部氧化物层的包含Mn、Si的钢材上，形成所述外部氧化物层，同时，在钢坯料表面下面的钢材内部的比较深的区域、更深入钢材内部地形成上述内部氧化物。这些内部氧化物主要形成于从该钢材的钢坯料表面至超过10μm深度的钢区域。

相对于此，对于外部氧化物层中包含Mn、Si的氧化物所占的比例，该图1(c)的情况比所述图1(b)的情况进一步减少。即，图1(c)的情况，外部氧化物层中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最低，以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，为0.1％以上且不足50％。这样的外部氧化物层与所述图1(a)、图1(c)的外部氧化物层相比，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，更容易被破坏。

在此，普通的软钢材等钢材的表面上的外部氧化层通常由αFeOOH、γFeOOH、无定形羟基氧化物、Fe₃O₄等氧化物构成。相对于此，为本发明这样的包含Mn、Si的高强度钢(也称为高张力钢材或高强度钢)且酸洗后在如上所述控制了氧分压的氛围气下退火的钢材表面上的外部氧化层由包含合计量1at％以上Mn、Si的上述氧化物、和作为剩余部分的Mn、Si的合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物及空隙构成。

(外部氧化层的作用)

在图1的钢材和铝合金材焊接接合时，破坏钢材表面上的上述外部氧化层，在钢材和铝合金材的接合面上形成Al-Fe反应层。在这一点上，具有抑制钢材表面上的上述外部氧化层上接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆反应层(金属间化合物层)生成的效果。

但是，在将铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合的情况下，并不是只要在钢材表面上具有上述组成的外部氧化层，就可以同样地发挥这样的效果的，这样的效果很大程度上受上述包含一定比例Mn、Si的氧化物相的比例左右。即，所述图1(a)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最大，抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在上述图1的3个外部氧化物层类型中是最大的。相对于此，所述图1(c)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例最小，抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在所述图1的3个外部氧化物层类型中是最小的。然后，所述图1(b)的情况，外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例、抑制接合时的Fe和Al的扩散的障壁效果及抑制Al-Fe系的脆金属间化合物层(反应层)生成的效果在上述图1的3个外部氧化物层类型中均处于中间。

在此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，所述图1(a)及图1(b)的比较难以破坏的外部氧化物层，即使铝合金侧熔解，在和钢材的界面中，也通过还原破坏钢材表面上的外部氧化层，难以促进Fe从钢材侧扩散。其结果，难以使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层尽可能广范围地形成于接合部。因此，对于本发明中设定为对象的具有所述图1(b)或所述图1(a)的外部氧化物层的钢材，在该钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，需要在和铝合金材的接合面侧存在作为强制还原并破坏外部氧化物层的手段的具有还原该外部氧化物层功能的元素(Li、Mn)。

所述专利文献7的6000系铝合金材和钢材的异种材料接合体的点焊例中的接合强度再高也不足2kN，不能得到2kN以上的接合强度的主要的理由之一正是如此。在所述专利文献7中，将在高强度钢板表面上新生成的外部氧化物层和本发明相同，设定为特定比例的Mn、Si组成的氧化物。但是，其比例和所述图1(b)中的外部氧化物层相同，所述平均比例过多，为50％以上(50～80％)。其结果，相对于不包含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材，所述外部氧化物层过度发挥作为不容易破坏的障壁的作用，在焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。因此，难以使冶金接合所需的最小限度的厚度的Al-Fe反应层在接合部尽可能广范围形成。

因此，在为将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合、且钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊中，如图1(c)的情况所示，将外部氧化物层中包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计设定为不足50％是有利的。

但是，在本发明中，特意地将设定为接合对象的钢材侧的外部氧化物层和所述专利文献7相同，设为所述图1(b)的外部氧化物层，将包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，设定为50％以上，作为范围设定为50～80％。如前所述，这是因为，由于钢材的制造条件及使用的钢材的限制等，存在不能将钢材侧的外部氧化物层的组成适当化为图1(c)的条件的情况及不能使用可以适当化的钢材的情况。

在这样的图1(b)的外部氧化物层中，相对于不包含作为强力还原剂的合金元素的6000系铝合金材，所述外部氧化物层过度发挥作为不容易被破坏的障壁的作用，焊接时，难以促进Fe从钢材侧扩散。而且，进而，在为包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例计超过80％这样的图1(a)的外部氧化物层的情况下，即使在铝合金材和所述钢材的接合面侧预先存在1种或2种Li、Mn，也与焊接条件无关，难以还原、破坏外部氧化物层。因此，从这方面考虑，即使为图1(b)的外部氧化物层，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以所述平均比例计也设定为80％以下。

(接合面中Li、Mn的存在)

相对于此，在本发明中，使在铝合金材和所述钢材的接合面侧预先存在作为具有还原、破坏所述钢材表面上存在的外部氧化物层功能的元素的Li、Mn的1种或2种。而且，利用这些Li、Mn，在焊接时，通过还原破坏难以破坏的外部氧化物层，控制点焊时的Fe、Al的扩散，以仅确保焊接接合界面中的反应层的形成所必需的量且不过剩扩散的方式有效地进行控制。

对这样的Fe从钢材侧扩散的最佳控制的标准为在作为最终结果的异种材料接合体的接合界面的所述铝合金材侧的接合界面中，使Fe的含量为2.0质量％以下(规定)。在该铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量超过2.0质量％的情况下，接合强度显著降低。

即，在例如通电时间变长等点焊条件下，不管高强度钢材侧熔解或不熔解，都向铝合金材侧(铝合金中)熔出大量的Fe元素(熔出过多)。在这样的点焊的情况下，从钢材向铝合金材侧的Fe的扩散量过多，所述铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量超过2.0质量％，生成Fe和Al的脆反应层。需要说明的是，当然，该铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量为减去铝合金材内部侧的铝合金材原本含有的Fe的含量所得的量。

用于发挥还原、破坏外部氧化物层的效果的铝合金材的接合面侧的Li、Mn的必要量根据原料条件及焊接条件的不同而不同，另外，焊接中的界面状况(界面反应)由这些条件决定，因此难以特定。另外，铝合金材的接合界面中的Li、Mn的定量测定也困难。

但是，如果是接合的6000系铝合金材的Li、Mn的含量，则可以称为该接合界面中的Li、Mn的必要量的标准。对于该Li、Mn的必要量的标准，将6000系铝合金材中的Li、Mn的含量预先设定为Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的范围。

利用这样的铝合金材侧的Li、Mn的功能，在仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，抑制了接合界面中的Al-Fe系的脆反应层的过剩生成，另一方面，确保了用于得到高接合强度的必需的最小限度的Al-Fe系的反应层，得到高接合强度。即，将点焊接合界面中的反应层的平均厚度控制在后述的0.1～10μm的最佳范围，结果，特别是将6000系铝合金材和钢材点焊所得的异种材料接合体，可以得到所述2kN以上的高接合强度。

为了使所述接合面存在Li、Mn，使接合的6000系铝合金材中以上述含量含有上述Li、Mn是有效的。使6000系铝合金材中预先含有作为具有还原、破坏在所述钢材表面上存在的外部氧化物层功能的元素的上述Li、Mn的1种或2种时，如前所述，设定在Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的范围。

这些Li、Mn的含量过少时，所述钢材表面上存在的外部氧化物层的还原、破坏效果减弱。即，Li、Mn的含量过少时，接合面存在的Li、Mn的量过少，还原、破坏在所述钢材表面上存在的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计为50～80％的外部氧化物层的功能不足。其结果，所述外部氧化物层过度发挥作为不容易被破坏的障壁的作用，焊接时，难以促进适量的Fe从钢材侧扩散。其另一方面，上述Li、Mn的含量过多时，相反地，阻碍接合强度及铝合金材侧的机械性质。

需要说明的是，可以在6000系铝合金材和钢材的点焊接合面上，还可以另外介设包含Li、Mn的铝合金材的薄板及薄片。但是，将包含Li、Mn的铝合金的薄板及薄片与6000系铝合金材不同地介设在接合面上时，和使6000系铝合金材上预先包含一种或二种上述Li、Mn的情况相比，需要另行在接合面上介设所述薄板及薄片的时间及成本，变得复杂。因此，可能会使原本要求高效率的点焊的效率大幅降低。

(内部氧化物的作用)

钢坯料表面正下方的内部氧化物层和钢材表面上的上述外部氧化层相同，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，具有抑制接合时的Fe的扩散、抑制Al-Fe系的脆反应层生成的效果。即，在将钢材和铝合金材焊接接合时，由SiO₂等球状氧化物构成的包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物固溶在破坏钢材表面上的所述外部氧化物层而形成的Al-Fe反应层中，抑制Fe、Al的扩散，抑制反应层过剩生成。

但是，特别是在将6000系铝合金材和钢材点焊这样的异种材料接合的情况下，这样的效果并不是只要在钢坯料表面正下方具有内部氧化物层就可以发挥的，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钢坯料表面正下方的一定以上深度处的情况。即，在本发明的情况下，使这些内部氧化物形成于从该钢材的钢坯料表面到10μm以下(其中不包含深度为0μm的情况)的深度的钢区域。

如所述图1(c)的情况所示，在使所述外部氧化物层比较容易破坏的情况下，所述外部氧化物层对Fe、Al的扩散的障壁效果比较低，因此，为了有效地抑制Fe、Al的扩散，所述内部氧化物的作用更加重要。相对于此，在本发明的情况下，如所述图1(b)的情况所示设定为不容易被破坏的所述外部氧化物层，且所述内部氧化物对Fe、Al的扩散抑制作用比所述图1(c)的情况轻即可。

因此，所述内部氧化物以所述规定量存在的深度可以比所述图1(c)的情况浅，设定为钢材的从钢坯料表面到10μm以下的深度(从钢坯料表面正下面到10μm的深度)的钢区域。由此，在钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，内部氧化物在焊接过程中持续地更多地固溶在破坏钢材表面上的所述外部氧化物层而连续不断地形成的Al-Fe反应层中，抑制Fe、Al的扩散，抑制反应层的过剩生成。

在具有这样的表面组织的钢材中，包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物大量存在于钢材内部较深的位置时，根据焊接条件的不同，可能会相反地过于抑制接合时的Fe和Al的扩散，不能充分地确保反应层的厚度、或难以均一地生成反应层，不能得到高接合强度。因此，不需要将该内部氧化物存在的深度钢区域设置在超过10μm的深度。该钢区域中的包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例(密度)以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，设定为3％以上且不足10％。

需要说明的是，内部氧化物中，在粒内生成的氧化物如前所述有包含合计量1at％以上Mn、Si的球状或粒状的氧化物和Mn、Si以合计量计不足1at％的Fe₃O₄等氧化物，另一方面，钢的晶界上形成的氧化物为大概包含合计量1at％以上Mn、Si的粒状的氧化物。因此，本发明中，在内部氧化物的规定中，将在晶界存在的氧化物及包含合计量1at％以上Mn、Si的晶粒内存在的氧化物所占的比例设定为3％以上且不足10％。

由此，在仅铝合金材侧熔解这样的点焊的情况下，抑制接合时的Fe和Al的扩散、抑制Al-Fe系的脆反应层生成的效果变得更大。由此，点焊接合界面中的反应层的平均厚度如后所述被控制在0.1～10μm的最佳范围。其结果，特别是6000系铝合金材和钢材点焊而成的异种材料接合体，可以得到所述2kN以上的高接合强度。

包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物的密度以所述平均面积比例计不足3％时，即使满足该内部氧化物存在的钢材的深度区域，内部氧化物的密度也过少，用于发挥所述效果的内部氧化物的量不足。另一方面，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物的密度以所述平均面积比例计为10％以上时，相反地，钢材和铝材的接合界面中的反应层局部成长，不是均一地成长，即使为合适的焊接条件，不能进行冶金接合的可能性也高。

(钢材内部组织)

如前所述，钢材不需要将该内部氧化物存在的深度钢区域设置在超过10μm的深度，因此，在比其更深的钢材内部(超过10μm且在20μm以下的区域)，优选将包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例(密度)在包含该晶界氧化物的基础上，以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，设定为0.1％以下。

(氧化物的测定方法)

本发明中的氧化物的测定通过组合使用EDX(能量分散型X射线分光法)的1万～3万倍倍率的TEM(透射型电子显微镜)进行。即，外部氧化物利用EDX，在大致水平方向对钢材的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面进行分析，由此求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相分开特定。接着，利用TEM，求出在和该EDX分析相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求出相对于界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物相所占的的合计长度的比例。在多处进行上述操作并平均化。

对于内部氧化物，将所述从钢材的钢坯料表面到深度10μm以下的钢区域或进而超过10μm且在20μm以下的(超过10μm的规定的)钢区域的多处的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物，利用所述EDX，和其以外的相区别特定。然后，利用TEM，分别求出在和该EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在视野面积10μm²内所占的面积比例。在此，该钢区域中的晶界氧化物所占的面积也如前所述，作为该钢区域中的包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物，加上内部氧化物所占的面积比例。在多处进行上述操作并平均化。

(氧化物层控制)

这些钢材的外部氧化物及内部氧化物的控制如前所述，可以通过控制钢材的退火条件(氧分压)来进行。更具体而言，可以改变钢材的退火氛围气中的氧分压(露点)进行控制。对于任意的钢种，氧分压(露点)高时，钢材表面上的外部氧化物层中的Mn、Si含量增大的氧化物量变多。另外，氧化到钢内部，进行内部氧化、晶界氧化，在钢内形成SiO₂、Mn₂SiO₄等，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例提高。

另一方面，对于任一高强度钢的钢种，氧分压(露点)低时，形成钢材表面上的外部氧化物层中的Mn₂SiO₄、SiO₂等Mn、Si含量增大的氧化物，但其量乃至面积比例变少。其另一方面，钢内部的氧化难以进行，钢内的SiO₂、Mn₂SiO₄等的形成量变少，包含Mn、Si的氧化物在钢内所占的面积比例变少。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层)

对于通过焊接将如上所述控制了表面的氧化物层的钢材和铝材接合而成的异种材料接合体，通过设定为适当的焊接条件，可以得到高接合强度。但是，根据焊接施工条件(焊接条件)的不同，即使调整焊接原料侧的条件，有时也不能实现高接合强度。

因此，从异种材料接合体侧来看，规定用于得到高接合强度的条件，并且焊接条件也需要以符合该异种材料接合体侧条件的方式进行控制而最佳化。因此，在本发明中，优选规定用于得到作为异种材料接合体的高接合强度的点焊条件。

如前所述，从异种材料接合体侧来看，需要使冶金接合所必需的最小限度的厚度的Fe和Al的反应层在接合部尽可能广范围地形成。即，首先，作为冶金接合所必需的最小限度的厚度，需要将和铝材的接合界面中的反应层的在熔核深度方向(钢材的板厚方向)的平均厚度控制在0.1～10μm的范围。

在钢材和铝材的焊接接合界面中，作为反应层，在钢材侧具有层状的Al₅Fe₂系化合物层、在铝材侧具有混杂有粒状或针状的Al₃Fe系化合物和Al₁₉Fe₄Si₂Mn系化合物的层。

这些脆的反应层的在熔核深度方向的厚度超过10μm时，接合强度显著降低。另一方面，反应层的在熔核深度方向的厚度比0.1μm薄时，冶金接合变得不充分，不能得到充分的接合强度。因此，将控制了上述表面的氧化物层的钢材和铝材的接合界面中的反应层的平均厚度设定为0.1～10μm的范围。

(反应层的形成范围)

接着，需要使异种材料接合体中的上述Fe和Al的反应层在接合部中尽可能广范围地形成。即，对于接合后的所述反应层的形成范围，在点焊及FSW(摩擦搅拌接合)等点焊中，优选为接合面积(钢材的大致水平方向、与熔核深度方向呈直角的方向)的70％以上的面积。

反应层在上述适当的厚度范围的基础上，不能尽可能广范围地均一形成该适当的厚度范围时，可能不能可靠地进行冶金接合。相对于此，上述适当的厚度范围的反应层只要形成上述70％以上就可以可靠地得到充分的接合强度。

(异种材料接合体的接合界面中的反应层的测定)

上述本发明中的反应层的测定如后述的实施例所述，切断和钢材-铝材的接合部，从剖面利用SEM(扫描型电子显微镜)观察接合界面，进行反应层的上述测定。

(钢材的化学成分组成)

首先，对本发明中设定为对象的钢材的成分组成进行以下说明。本发明中，将包含Si、Mn等的抗张强度为450MPa以上的高强度钢材(高强度钢)设定为主要对象。进而，将在通过酸洗等暂时除去表面上既存的氧化物层的基础上，进而，在控制氧分压的氛围气下进行退火等时，可以重新生成包含规定量的Si、Mn等的外部氧化物层的钢材设定为对象。

因此，关于钢材的成分组成，设定为以下组成：以包含规定量Si、Mn等为前提，以质量％计分别包含C：0.01～0.30％、Si：0.1～3.00％、Mn：0.1～3.00％，且优选剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。另外，在此基础上，可以设定为进而包含Al：0.002～0.1％、且剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。另外，还可以设定为以下组成：在该Al的基础上或代替Al进一步包含1种或2种以上Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％、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及不可避免的杂质构成。

在此，作为钢材的杂质的P、S、N等使钢材的韧性及延性或接合强度等各特性降低，因此，分别规定P：0.10％以下(包含0％)、S：0.05％以下(包含0％)、N：300ppm以下(包含0％)。需要说明的是，本发明中的化学成分的单位(各元素的含量)包括铝合金在内，全部为质量％。

钢材的各成分元素的限定理由如下。

C：

C为强度上升所必需的元素，但含量不足0.01％时不能确保钢材的强度，另外，超过0.30％时，冷加工性降低。因此，C含量设定为0.01～0.30％的范围。

Si、Mn：

Si、Mn在钢材的表面形成包含规定量的Si或Mn的上述外部氧化物层。该外部氧化物层在Fe和Al的异种材料接合时，阻碍Fe和Al从相互的母材侧扩散，可以将脆的金属间化合物的形成抑制在最小限度。另外，也有助于改善反应层的脆性。

进而，Si、Mn在钢材的内部形成包含规定量的Si或Mn的所述内部氧化物层。该内部氧化物层固溶在破坏钢材表面上的外部氧化物层而形成的Al-Fe反应层中，防止Fe、Al从相互的母材侧扩散，抑制反应层过剩生成。

因此，钢材中Si、Mn的含量过少时，上述外部氧化物层、内部氧化物层不足，如后所述，不能提高异种材料接合体的接合强度。另一方面，钢材中Si、Mn的含量过多时，如后所述，相反地，使异种材料接合体的接合强度降低。因此，为了形成适当的上述外部氧化物层、内部氧化物层，钢材中的Si、Mn需要在本发明中规定的含量的范围内。

Si：

Si作为不使钢材的延性变差、可以确保必要的强度的元素也是很重要的，因此，需要使含量为0.1％以上。另一方面，含量超过3.00％时，延性开始变差。因此，Si含量设定为0.1～3.00％的范围。

Mn：

Mn作为用于确保钢材的强度和韧性的元素也是必要而不可缺少的，含量不足0.1％时不能得到其效果。另一方面，含量超过3.00％时强度显著上升，冷加工变难。因此，Mn含量设定为0.1～3.00％的范围。

Al：

Al作为溶钢的脱氧元素，捕捉固溶氧，同时，防止气孔的产生，对钢的韧性提高也有效。Al含量不足0.002％时，不能得到这些充分的效果，另一方面，超过0.1％时，反而使焊接性变差，或由于氧化铝系夹杂物的增加使钢的韧性变差。因此，Al含量设定为0.002～0.1％的范围。

Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni的1种或2种以上：

含有1种或2种以上Nb、Ti、Zr、Cr、Mo、Cu、Ni同样有助于钢的高强度化及高韧性化。

其中，Ti、Nb、Zr在钢中作为碳氮化物析出而提高强度，使钢的显微组织微细化而提高强度、韧性等。但是，大量含有时，使韧性大幅变差。因此，含有时，分别设定为Nb：0.005～0.10％、Ti：0.005～0.10％、Zr：0.005～0.10％的范围。

另外，其中，Cr、Mo、Cu、Ni使钢的淬硬性提高，使强度提高。但是，大量含有时，使钢的韧性大幅变差。因此，含有时，设定为Cr：0.05～3.00％、Mo：0.01～3.00％、Cu：0.01～3.00％、Ni：0.01～3.00％的范围。

(钢材的强度)

本发明中，从汽车构件等用途考虑，将抗张强度为450MPa以上的高强度钢材(高强度钢)设定为主要对象。由此，在低强度钢中，一般多为低合金钢，氧化皮膜几乎都为铁氧化物，因此，Fe和Al的扩散变得容易，容易形成脆的反应层。另外，由于Si、Mn量少，在钢材的表面及内部，难以形成本发明中的母材的Fe和Al的扩散抑制所需的所述包含Si、Mn的氧化物，不能控制包含Si、Mn的外部和内部的氧化物(层)的组成及厚度，焊接时的反应层的控制变难。进而，由于钢材的强度不足，通过在点焊时用电极片进行加压，钢材的变形变大，氧化皮膜容易被破坏，因此，异常地促进和铝的反应，可以容易地形成脆的金属间化合物。

(铝合金材)

在本发明中使用的铝合金材设定为以质量％计分别包含Mg：0.1～3.0％、Si：0.1～2.5％、Cu：0.001～1.0％的Al-Mg-Si系的AA或JIS规格中的6000系铝合金。该合金材根据汽车车身的各部分用途，不特别限定形状，可以适当选择上述常用的板材、型材、锻造材料、铸造材料等。其中，关于铝材的强度，也和上述钢材的情况相同，为了抑制点焊时的加压引起的变形，优选强度较高。

作为所述汽车车身板用等用途，要求优异的加压成形性及BH性(烘烤硬化性)、强度、焊接性、耐蚀性等各特性。为了满足这样的要求，6000系铝合金板优选设定为以质量％计包含Mg：0.1～1.0％、Si：0.1～1.5％、Cu：0.001～1.0％、且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金。另外，为了使BH性更优异，优选设定为Si和Mg的质量比Si/Mg为1以上这样的过剩Si型的6000系铝合金板。

另外，作为所述汽车车身增强材料用的挤压材料等，要求优异的弯曲变形性及耐蚀性等各特性。为了满足这样的要求，6000系铝合金挤压材料优选设定为以质量％计分别包含Mg：0.30～1.0％、Si：0.30～0.95％、Fe：0.01～0.40％、Cu：0.001～0.65％、且剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金。进而，在上述各优选组成的基础上，可以选择地包含Cr：0.001～0.2％、Zr：0.001～0.2％的一种或二种以合计量计为0.30％以下或Zn：0.001～0.25％、Ti：0.001～0.10％的一种或二种。

在此，在6000系铝合金材中，作为具有还原、破坏存在于所述钢材表面上的外部氧化物层功能的元素，在上述成分组成的基础上，以Li：0.01～0.5％、Mn：0.1～0.5％的范围，如前所述，预先包含Li、Mn的一种或两种。

这以外的其它元素基本上为杂质，设定为遵循AA或JIS规格等的各杂质水平的含量(容许量)。但是，从再循环的观点考虑，作为熔解材料，不仅使用高纯度铝锭，而且使用大量6000系合金及其它的铝合金废料、低纯度铝锭等作为熔解原料时，混入杂质元素的可能性高。而且，将这些杂质元素例如降低到检测限以下本身成本增加，需要容许包含一定程度其它元素。因此，容许含有分别遵循AA或JIS规格等的容许量的范围的其它元素。

上述6000系铝合金中的各元素的含有意义如下。

Si：Si在和Mg一同，进行固溶强化和涂装烧结处理等在上述低温下进行的人工时效处理时，形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效固化能力，例如为用于得到180MPa以上的必要强度(耐力)的必需元素。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，加压成形性及弯曲加工性等成形性显著降低，进而更大地阻碍焊接性。

Mg：Mg在进行固溶强化和涂装烧结处理等上述人工时效处理时，和Si一同，也形成有助于强度提高的时效析出物，发挥时效固化能力，是用于得到作为车身板的上述必要耐力的必需元素。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，加压成形性及弯曲加工性等成形性显著降低。

Cu：Cu在较低温且短时间的人工时效处理的条件下，也具有促进有助于铝合金材组织在晶粒内的强度提高的时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。含量不足时，得不到这样的效果，含量过多时，耐蚀性及焊接性显著变差。

Fe：Fe和Mn、Cr、Zr等发挥相同的作用，具有生成分散粒子(分散相)，阻碍再结晶后的晶界移动，防止晶粒粗大化，同时，使晶粒微细化的效果。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，容易生成粗大的晶出物，使破坏韧性及疲劳特性等变差。

Zn：Zn除了有助于通过固溶强化提高强度以外，在时效处理时，还具有显著促进最终制品的时效固化的效果。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，显著提高应力腐蚀裂纹及晶界腐蚀的敏感性，使耐蚀性及耐久性降低。

Ti：Ti具有将铸块的晶粒微细化、使挤压材料组织为微细的晶粒的效果。含量不足时，得不到这样的效果，含量过多时，形成粗大的晶析出物，成为使作为增强材料的所述弯曲变形性及耐蚀性等要求特性及挤压材料的弯曲加工性等降低的原因。

Cr、Zr：Cr、Zr过渡元素和Mn相同，生成由Al-Cr系、Al-Zr系等金属间化合物构成的分散粒子(分散相)，对防止晶粒的粗大化是有效的。含量不足时，不能得到这样的效果，含量过多时，形成粗大的晶析出物，含量过多时，使作为增强材料的所述弯曲变形性及耐蚀性等要求特性及机械性质降低。另外，弯曲加工性等成形性降低。

(钢材及铝合金材的厚度)

另外，钢材及铝合金材的焊接部分的厚度(板厚等)没有特别的限定，可以根据汽车构件等适用构件的必要强度、刚性等设计条件适当选择或决定。

其中，假定为汽车构件等时，实际应用中钢材的(焊接部分的)厚度t从0.3～3.0mm中选择。钢材的厚度过薄时，不能确保作为汽车构件的必要的强度及刚性，因此不合适。另外，在此基础上，例如进行点焊时，通过利用其电极片进行加压，钢材的变形大、氧化皮膜容易被破坏，因此，促进和铝的反应。其结果，容易形成金属间化合物。另一方面，钢材的厚度过厚时，点焊接合本身变难。

另外，对于铝合金材的(焊接部分的)厚度t，同样假定为汽车构件等时，从0.3～5.0mm的范围中选择。铝合金材的厚度过薄时，不仅作为汽车构件的强度不足而不适合，而且不能得到熔核直径，熔融容易到达铝材料表面而容易有尘埃，因此，存在不能得到高接合强度的可能性。另一方面，铝合金材的厚度过厚时，和上述钢材的板厚的情况相同，焊接接合本身变难。

(接合方法)

需要说明的是，在本发明中，焊接方法作为前提选择钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解这样的焊接。在这一点上，接合方法限定为点焊或摩擦点接合(也称为摩擦搅拌接合、FSW、点FSW)。即，钢材侧和铝合金材侧两者均熔解这样的MIG焊接、激光焊接为对象外，两者都不熔解的超声接合、扩散接合、摩擦压接、钎焊等焊接手法也为对象外。需要说明的是，从生产性及采用适当的条件的难易度等观点考虑，比起摩擦点接合更优选通过点焊进行的接合。

另外，作为用于使钢材侧不熔解、仅铝合金材侧熔解的点焊的每个接合处的优选的条件，以电极间压力2.0～3.0kN，根据和接合的铝合金材部分的厚度tmm的关系，以10～35kA的电极间电流通电200×tmsec以下的时间。在上述条件范围外的如后述表15中所示的a～d这样的不适当的点焊条件下，不能得到异种材料接合体的高接合强度。

实施例3

以下，作为实施例，分别通过点焊进行异种材料接合，制作异种材料接合体。然后，测定并评价这些各异种材料接合体的接合强度。

具体而言，将以表12所示的各成分组成熔炼并压延至1.2mm厚度的钢板通过酸洗暂时除去既存的表面氧化层后，在表14所示的A、B、C、D、E的各条件下多次改变退火氛围气中的氧分压(露点)，其中，退火温度为880℃、退火时间为200sec，均为定值，制作表面及表面层的氧化结构不同的钢板。在此，表12所示的各成分组成的钢板全部为本发明中设定为对象的高强度钢板，各钢板的抗张强度全部在450MPa以上的780～1280MPa的范围。

这些退火后的各钢板的外部氧化物层组成、内部氧化物层组成等各氧化结构也分别示于表14。在表14所示的退火条件内，C、D为得到本发明中设定为接合对象的钢材的外部氧化物层组成、内部氧化物层组成等各氧化结构的优选的退火条件。如表14所示，在退火条件C、D下，钢板的外部氧化物层中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物所占的比例以相对于钢坯料和外部氧化物层的界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物所占的合计长度的平均比例计，在50～80％的范围内。

另外，在退火条件C、D下，作为内部氧化物1(存在于钢板的从钢坯料表面到10μm以下的深度的钢区域)，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例在包含晶界氧化物的基础上，以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，在3％以上且不足10％的范围内。进而，作为内部氧化物2(存在于钢板的从钢坯料表面到深度超过10μm且在20μm以下的钢区域)，包含合计量1at％以上Mn、Si的内部氧化物所占的比例在包含晶界氧化物的基础上，以在该钢区域的视野面积10μm²内所占的平均面积比例计，为0.1％以下。

相对于此，表14所示的退火条件中，A、B为为了得到具有本发明中设定为接合对象的各氧化结构的钢材，氧分压(露点)过低的比较例。因此，如表14所示，退火后的钢板的外部氧化物层中的上述氧化物的合计长度的平均比例超过80％。另一方面，退火条件E为为了得到本发明中设定为接合对象的具有各氧化结构的钢材，氧分压(露点)过高的比较例。因此，退火后的钢板的外部氧化物层中的上述氧化物的合计长度的平均比例小于50％。其另一方面，内部氧化、晶界氧化物所占的比例变得过高，反应层局部成长，但反应层不均一成长，形成范围变得狭窄。

因此，表14所示的退火条件中，在上述A、B、E的退火条件下，可明确不能形成本发明中设定为接合对象的具有各氧化结构的钢材，因此，在上述A、B、E的退火条件下退火的各钢板不通过点焊制作异种材料接合体。

需要说明的是，各钢板的接合相当部中的各氧化结构分别利用下述测定方法进行测定。

(外部氧化物形成范围)

对于外部氧化物，利用聚焦式离子束加工装置(FIB：Focused Ion Beam Process、日立制作所制：FB-2000A)制作剖面样品，利用所述EDX(型号：NORAN-VANTAGE)，在大致水平方向分析钢板的厚度方向剖面中钢坯料和外部氧化物层的界面，求得界面附近的外部氧化物层中的Mn、Si的合计量，将包含合计量1at％以上Mn、Si的界面附近的氧化物的相(多个氧化物)和其以外的相区别特定。接着，利用10万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在上述界面中的大致水平方向的长度。然后，求得相对于界面的大致水平方向的长度1μm该氧化物相所占的合计长度的比例。分别在3个视野中进行上述操作，求得它们的平均值。

(内部氧化物占有面积率)

对于内部氧化物，将该钢材的从钢坯料表面至10μm以下深度的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物1，及将从钢板的钢坯料表面至深度超过10μm且在20μm以下的钢区域中的内部氧化物作为内部氧化物2，分析它们的组成。组成分析以这些各钢区域中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物的平均面积比例进行。首先，将这些各钢区域中的包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物利用上述EDX，和其以外的相区别特定。而且，利用3万倍的倍率的TEM(JEOL制电场放射型透射电子显微镜：JEM-2010F、加速电压200kv)进行剖面观察，分别求得在和所述EDX相同的界面区域中该包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物相在每10μm²视野面积(地铁面积)中所占的面积比例。在此，晶界氧化物所占的面积也加上包含合计量1at％以上的Mn、Si的氧化物。分别在3个视野进行上述操作，求得它们的平均值。

将这些氧化结构不同的各钢板以表13所示的1～3的组成与板厚1～1.6mm的6000系铝合金板加工成JIS A 3137记载的十字拉伸试验片形状并使其重合，在表15所示的a、b、c、d、e、f的各条件下进行点焊，进行异种材料接合。在此，如根据后述表16所示的剥离强度所评价的，表15所示的a～d为不合适的点焊条件、e、f为合适的点焊条件。

需要说明的是，表16所示的点焊同样，使用直流电阻焊接试验机，以表15所示的焊接压力、焊接电流、焊接时间进行每1点的点焊。另外，同样，使用由Cu-Cr合金构成的穹型电极，使正极为铝材、使负极为钢材。

(界面反应层的厚度和形成范围)

测定这样制作的各异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围。将其结果示于表16。界面反应层的厚度测定在各点焊部的中央进行切断，埋入树脂中进行研磨，对整个接合部，以0.5mm间隔进行SEM观察。反应层的厚度为1μm以上时，以2000倍的视野进行测定，不足1μm时以10000倍的视野进行测定，求得各点焊部的平均值，将30点的点焊部的平均值作为界面反应层的平均厚度。另外，对于界面反应层的形成范围，求得在各点焊部中反应层形成面积与点焊总面积的比例，求得30点的点焊部的平均值。

(铝合金材侧的接合界面中的元素量)

同样操作，测定制作的各异种材料接合体的铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表16中表示界面的Al中的Fe浓度)。将这些结果示于表16。

分析使用EPMA：日本电子制X射线微量分析器(JXA-8800RL)，使加速电压为定值15kv、使照射电流为定值0.3μA进行测定。分析对象设为在所述各点焊部的中央切断所得的剖面，以铝合金材和钢材的接合界面为中心，分析至进入到铝合金材侧和钢材侧各0.5mm的内部。然后，减去铝合金材内部侧的铝合金材原本包含的Fe的含量，测定为铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量(质量％：在表16中表示界面的Al中的Fe浓度)。

进行上述制作的各异种材料接合体的十字拉伸试验，求得剥离强度。将这些结果也示于表16。剥离强度以A6022铝材之间的点焊接合强度＝1.0kN为参考，为2.0kN以上时为○、不足2.0kN时为×。

由表16可明确，使用表12、13所示的适当成分组成的钢板和6000系铝合金板，在优选表14所示的氧分压(露点)的C、D退火条件下进行处理的各发明例1～23，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物满足本发明条件。另外，使用满足这些氧化物条件的钢板，将焊接条件设为e、f的合适的点焊条件的各发明例1～23，在异种材料接合体接合界面的铝合金材侧的接合界面中，Fe的含量为2.0质量％以下。而且，进而，在钢材和铝合金材的接合界面形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)为点焊接合面积的70％以上，该反应层的厚度也合适。其结果，由表16可明确，各发明例1～23中，异种接合体的接合强度(剥离强度)变高为2kN以上。

另外，使用表12、13所示的适当成分组成的钢板和6000系铝合金板，在优选表14所示的氧分压(露点)的C、D退火条件下进行处理的各比较例24～38，当然，退火后的钢板的外部氧化物层和内部氧化物为本发明条件内。但是，将表15中的点焊条件设为a～d的不合适的条件的比较例24～31，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量及钢材和铝合金材的接合界面中形成的所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)或该反应层的厚度等也不合适。其结果，由表16可明确，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围不满足本发明条件，异种接合体的接合强度显著变低。

另外，比较例32～38中，将焊接条件设为e、f的合适的点焊条件，铝合金材侧的接合界面中的Fe的含量及所述Fe和Al的反应层的形成面积(形成比例)或该反应层的厚度也大体合适。但是，由于表12所示的钢板成分组成19～25不在本发明范围而不适当，由表16可明确，异种接合体的接合强度显著变低。

比较例32的C过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例33的Si过高，在接合界面没有形成最适的Fe和Al的反应层。比较例34的Mn过高，在点焊部产生过冷组织，产生裂纹。比较例35的Al过高，钢材的延性下降，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例36的N过高，钢材的延性下降，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例37的Cr过高，在点焊部产生过冷组织，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。比较例38的Nb过高，钢材的延性下降，在十字拉伸试验中脆而破断，剥离强度低。

因此，由这些事实可证明本发明的钢材侧的氧化物条件的临界的意义。另外，可知异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围的本发明条件的意义。另外可知，异种材料接合体的界面反应层的厚度和形成范围满足本发明条件，为了提高异种材料接合体的接合强度，不仅需要使用满足氧化物条件的钢板，而且需要设定适当的焊接条件。

表13

表14

^*内部氧化物1：在钢板的从坯料表面到深度10μm以下的钢区域存在的氧化物

^*内部氧化物2：在钢板的从坯料表面到深度超过10μm且20μm以下的钢区域存在的氧化物

表15

工业上可利用性

本发明可以提供点焊的适用条件等的限制少、通用性优异，同时，不会在接合部生成脆弱的反应层(金属间化合物)等而阻碍接合的可靠性，可以得到具有高接合强度的接合部的钢材和铝合金材焊接接合而成的异种材料接合体及异种材料接合方法。这种异种材料接合体及异种材料接合方法可以优选用作汽车、铁道车辆等输送领域、机械构件、建筑构造物等中的各种构造构件及其焊接方法。