在铝到钢电阻焊接中控制金属间化合物生长的制作方法

相关申请的交叉引用

本申请要求2016年4月14日提交的美国临时申请号62/322,360和2016年4月15日提交的62/323,256的权益。前述临时申请各自的全部内容经此引用并入本文。

本公开总体上涉及铝工件到钢工件的电阻点焊，更特别涉及其中在铝工件和钢工件的搭接界面处引入延缓含铝和含铁的金属间化合物的生长的元素以便由此提高经由电阻点焊在铝工件和钢工件之间形成的焊接接头的延性和能量吸收的点焊实践。

背景技术：

人们一直对减轻车辆质量抱有兴趣。这一目标，结合对保持强度和刚度的需要，导致在车体中采用更高强度重量比的工件材料。在许多情况下，不同的材料类别（如高强度钢、铝合金和镁合金）可以在单个车体中组合使用。要理解的是，在所有的钢中，铁是主要成分。在用于车体的钢中，铁通常以大于95重量%的浓度存在。通常，碳含量保持低于大约0.30重量%，而其它元素（如锰和硅）通常可以单独地以最高1.5重量%的浓度存在，并总体上以最高大约3重量%的浓度存在。残留或杂质元素保持在最低可行浓度，通常对单独的元素限于不超过0.35重量%，总计不超过0.5重量%。

铝合金包含至少85重量%的铝，并可以独立或组合地含有多种合金元素，包括铜、镁和硅。特定的合金元素可以通过由aluminumassociation开发的编号方案来识别，其通过前缀aa（指aluminumassociation）后的四位代码来标识铝合金。四位代码的第一位指代主要合金元素，随后的位数表示相对浓度。在许多汽车应用中，以不同比例含有镁和硅的aa6xxx合金是优选的，但是如下文所述的将铝工件焊接到钢工件上的问题可适用于所有铝合金系列材料。

车体的强度和刚度通常来自于多个相互连接的、单独冲压或以其它方式成型的金属组件（其通常称为“工件”，各自通常小于3毫米厚，更普遍为0.65毫米至2.5毫米厚）之间的配合相互作用。过去，将钢工件彼此连接的优选方法包括使用电阻点焊。电阻点焊是其中大电流（密度）的电流短暂穿过两个或更多个以重叠（overlapping）构型组装的工件的方法。在钢到钢应用方面（其经过在制造环境中使用的数十年已得到全面的开发），电流通过所导致的电阻加热足以形成消耗相邻工件之间的（一个或多个）界面的熔融钢的熔池。在冷却时，该焊接熔池凝固以便通过共同的焊接熔核将重叠的工件熔焊在一起，所述焊接熔核具有由重叠的钢工件各自贡献的钢。这种共享的焊接熔核将钢工件牢固地固定在一起。

虽然电阻点焊已长期用于将低碳、低强度的钢工件彼此接合，并在一定程度上用于将铝工件彼此接合，但使用电阻点焊将不同材料类别的工件接合在一起几乎没有什么成功的先例。可以肯定，当试图将铝工件接合到钢工件上时，更特别将高性能铝合金接合到表现出300mpa和更大、更优选500mpa或更大的抗张强度的高强度钢上时，无法得到将两个工件熔焊在一起的焊接熔核；相反，焊接接头完全在结合或钎焊到钢工件上的铝工件内形成，这是具有与传统熔焊的焊接熔核大相径庭的特性的非常不同的结构。此外，在铝工件和钢工件之间培养牢固的焊接接头的能力由于以下几个因素而变得复杂：（1）在铝工件上存在机械强韧的和电绝缘的表面氧化物层，（2）铝工件和钢工件的熔点存在数百度的差异（钢合金在~1500℃下熔融，铝合金在~600℃下熔融），（3）铝工件相比于钢工件具有明显更大的导热性和导电性，以及（4）铝和钢一起反应在焊接接头与钢工件的界面处形成硬且脆的铁-铝金属间化合物的倾向。

技术实现要素：

电阻点焊包括铝工件和相邻的重叠钢工件的工件堆叠体（stack-up）以尽量减小包含fe-al金属间化合物的金属间化合物层的厚度的方法的一个实施方案可以包括几个步骤。在一个步骤中，提供工件堆叠体，其具有可触及的第一侧和相反的可触及的第二侧。该工件堆叠体包括铝工件和重叠的相邻钢工件，并在铝工件和钢工件之间建立的搭接界面处进一步包括一种或多种反应延缓元素。所述反应延缓元素可以包含碳、铜、硅、镍、锰、钴或铬中的至少一种。在另一步骤中，将第一焊接电极的焊接面压在工件堆叠体的第一侧上，并且将第二焊接电极的焊接面以与第一焊接电极的焊接面面对齐的方式压在工件堆叠体的第二侧上。在又一步骤中，使电流在第一焊接电极和第二焊接电极的焊接面之间并穿过工件堆叠体流通。电流的流通使铝工件熔融，并生成包含在铝工件内的焊接熔池。一种或多种反应延缓元素抑制fe-al金属间化合物的形成与生长。在再一步骤中，终止电流的流通以使得焊接熔池凝固成焊接接头，所述焊接接头包括在铝工件内的铝焊接熔核和在焊接接头的结合面处的一个或多个fe-al金属间化合物层。

前述实施方案的方法可以进一步限定。例如，工件堆叠体中的钢工件可以是高强度钢，并且一种或多种反应延缓元素可以作为高强度钢的合金元素溶解于其中。这种实施方式中的高强度钢可以以0.010重量%或更大的量包含碳，以0.5重量%或更大的量包含锰，以0.030重量%或更大的量包含硅，和/或以0.35重量%或更小的量包含铜。在另一实例中，设置在铝工件的搭接面与钢工件的搭接面之间的中间层可以包含反应延缓元素。这样的中间层可以是刚性垫片（shim）。特别地，该刚性垫片可以由高强度钢组成，其中所述一种或多种反应延缓元素是高强度钢的合金元素，或者该刚性垫片可以由定制铁基合金（customferrous-basedalloy）组成，其包含溶解在固溶体中的一种或多种反应延缓元素。如果该刚性垫片由定制铁基合金组成，所述定制铁基合金可以是（1）含有至少0.010重量%碳的铁和碳的合金，（2）含有至少0.2重量%铜的铁和铜的合金，（3）含有至少0.030重量%硅的铁和硅的合金，或（4）含有至少0.5重量%锰的铁和锰的合金。

中间层还可以是由定制铁基合金组成的柔性箔形式，其包含溶解在固溶体中的一种或多种反应延缓元素。在这些情况下，定制铁基合金可以是（1）含有至少0.010重量%碳的铁和碳的合金，（2）含有至少0.2重量%铜的铁和铜的合金，（3）含有至少0.030重量%硅的铁和硅的合金，或（4）含有至少0.5重量%锰的铁和锰的合金。再进一步地，中间层可以是直接粘附到钢工件的搭接面上并与其冶金结合的沉积层。另外，中间层可以是居间（interadjacent）的有机材料层，其包含有机材料基质和分散遍布于聚合物基质中并嵌入聚合物基质内的含有一种或多种反应延缓元素的粒子。

附图说明

图1是工件堆叠体的横截面全视图，其包括以重叠方式组装的铝工件和相邻的钢工件，其在电流在焊接电极之间并穿过堆叠体的流通过程中位于一组相对的焊接电极之间，其中电流的流通导致毗邻钢工件的铝工件熔融并在铝工件内产生焊接熔池；

图2是停止电流在焊接电极之间并穿过堆叠体的流通以使得焊接熔池凝固为焊接接头后，图1中显示的工件堆叠体和焊接电极的横截面全视图；

图3以透视图形式显示了根据本公开的一个实施方案用于将铝工件接合到钢工件上的示例性电阻点焊构型；

图4图解了在将铝工件电阻点焊至低碳钢工件的两种不同实践下跨越焊接接头与低碳钢工件的结合界面的金属间化合物层的厚度变化；

图5图解了用于评价在向焊接接头施加负荷前的焊接接头的强度的测试样本；

图6图解了用于评价在向焊接接头施加负荷后的焊接接头的强度的测试样本；

图7显示了在与用于制备其跨越焊接接头的金属间化合物层厚度描绘在图4中的焊接接头的那些相同的条件下制得的焊接接头的负荷-伸长曲线图；

图8是在标称的相同放大倍数下的光学显微照片，其显示了将铝工件（aa6022铝合金）电阻点焊到热浸镀锌低碳钢工件上时在焊接接头与钢工件的结合界面处发展的金属间化合物层的结构和厚度；

图9是在标称的相同放大倍数下的光学显微照片，其显示了将铝工件（aa6022铝合金）电阻点焊到热浸镀锌双相钢工件上时在焊接接头与钢工件的结合界面处发展的金属间化合物层的结构和厚度；

图10是显示在760℃的温度下浸没在熔融铝中600秒后在一系列含有2重量%的所示元素的铁基合金上发展的金属间化合物层厚度方面的平均金属间化合物层厚度和标准偏差的柱形图；

图11以透视图形式显示了与图3中所示相似的用于将铝工件接合到钢工件上的示例性电阻点焊构型，尽管在这里，根据本公开的各种实施方案，包含反应延缓元素的中间层经设置在铝工件和钢工件之间；

图12以剖面图形式显示了根据本公开的一个实施方案将铝工件和相邻中间层以及焊接熔核焊接结合在一起的焊接接头的理想化结构，所述焊接熔核将中间层与钢工件熔焊在一起；

图13以剖面图形式显示了根据本公开的一个实施方案用于将铝工件接合到钢工件上的示例性电阻点焊构型，尽管在这里，呈相邻的有机材料层形式的中间层经设置在铝工件和钢工件之间；和

图14是图13中描绘的相邻有机材料层的一部分的放大视图。

具体实施方式

本公开涉及当将铝工件和钢工件电阻点焊在一起时尽量降低铁-铝金属间化合物的生长速率的方法。降低这些金属间化合物的生长速率减小了焊接接头中金属间化合物层的厚度，并获得了具有改善的延性和能量吸收的焊接接头。例如，根据本公开的实践，可以有效地抑制fe-al金属间化合物的生长速率，使得在与钢工件相邻的焊接接头中发展的金属间化合物层的厚度为3微米或更小，在许多情况下为1微米或更小，特别是在其中来自所施加的负荷的应力最大的焊接接头的周边处。通过将焊接接头周边处的金属间化合物层的厚度尽量减小至这样的程度，还增强了在剥离张力和交叉张力这两方面的焊接接头的强度。如下文中更详细描述的那样，本公开涉及在重叠和相邻的铝工件和钢工件的搭接界面处提供减缓fe-al金属间化合物生长的特定元素，无论是否还存在其它附加的铝工件和/或钢工件。

图1-2总体上描绘了在本公开的环境中电阻点焊的实践。现在参照图1,描绘了工件堆叠体10的总体示意图，其包括铝工件12的一部分和重叠的钢工件14的一部分。铝工件12的搭接面12'和钢工件14的搭接面14'彼此面对并接触以建立搭接界面16，所述接触为直接接触或通过居间材料层如例如粘合剂层（未显示在图1-2中）间接接触。铝工件12和钢工件14还包括彼此背离的背面12''，14''。工件12，14的所示部分例如可以在堆叠体组装件10的外周，其中意在沿外周边缘以间隔对齐的方式形成一系列焊接接头。工件12，14各自已经预先成型。

当工件堆叠体10经组装用于焊接时，堆叠体10包括邻近铝工件12的可触及的第一侧102和邻近钢工件14的可触及的第二侧104。本文中所用的术语“邻近”指的是铝工件或钢工件12，14的实际背面12''，14''或具有相同基础金属组成的相邻工件的表面。例如，如本文中显示的那样，当在堆叠体10（例如“2t”堆叠体）中仅存在铝工件和钢工件12，14时，铝工件12的背面12''提供了第一侧102，钢工件14的背面14''提供了第二侧104。但是，在其它实施方案中，可以在相邻的钢工件和铝工件12，14的任一侧或两侧上设置附加工件，只要附加工件具有与其紧邻的铝工件或钢工件12，14相同的基础金属类型。例如，工件堆叠体组装件10可以包括邻接并覆盖毗邻钢工件14的铝工件12的背面12''设置的附加铝工件，和/或其可以包括邻接并覆盖毗邻铝工件12的钢工件14的背面14''设置的附加钢工件。当存在另一附加工件时，堆叠体组装件10的第一侧和/或第二侧102，104可以由附加工件提供。

铝工件12包括经涂覆或未经涂覆的铝基底。铝基底可以由非合金的铝或包含至少85重量%铝的铝合金组成。可以构成所述经涂覆或未经涂覆的铝基底的一些显著的铝合金是铝-镁合金、铝-硅合金、铝-镁-硅合金和铝-锌合金。如果经涂覆的话，则铝基底可以包括由铝氧化物化合物以及可能的其它氧化物化合物（如镁氧化物化合物，如果铝基底例如是铝-镁合金的话）组成的难熔氧化物材料的表面层。这种难熔氧化物材料可以是当铝基底暴露于空气时自然形成的天然氧化物涂层和/或在制造过程中使铝基底暴露于升高的温度的过程中生成的氧化物层（例如轧制氧化皮（millscale））。铝基底还可以涂覆有锌、锡的层或由钛、锆、铬或硅的氧化物组成的金属氧化物转化涂层，如美国专利公开号2014/0360986中所述的那样。表面层可以具有1纳米至10微米的厚度，并可以存在于铝基底的各侧面上。考虑到铝基底和可能存在的任何任选的表面层的厚度，铝工件12具有0.3毫米至大约6.0毫米，或更狭窄地为0.5毫米至3.0毫米的厚度。

铝工件12的铝基底可以以锻造或铸造的形式提供。例如，铝基底可以由4xxx、5xxx、6xxx或7xxx系列锻造铝合金片层、挤出件、锻件或其它经加工的制品组成。或者，铝基底可以由4xx.x、5xx.x、6xx.x或7xx.x系列铝合金铸件组成。可以构成铝基底的一些更具体的铝合金种类包括但不限于aa5754和aa5182铝-镁合金、aa6111和aa6022铝-镁-硅合金、aa7003和aa7055铝-锌合金和al-10si-mg铝压铸合金。如果需要的话，铝基底可以进一步用于各种回火，包括退火（o）、应变硬化（h）和固溶热处理（t）。本文中所用的术语“铝工件”由此包括呈不同可点焊形式（包括锻造片层、挤出件、锻件等等，以及铸件）的非合金铝和多种铝合金，无论是经涂覆或是未经涂覆的。

钢工件14包括任意多种强度和等级的钢基底，其是经涂覆或未经涂覆的。钢基底可以是热轧或冷轧的，并可以由钢组成，如软钢、无间隙钢、烘烤硬化钢、高强度低合金（hsla）钢、双相（dp）钢、复相（cp）钢、马氏体（mart）钢、相变诱导塑性（trip）钢、孪晶诱导塑性（twip）钢和硼钢（如当钢工件14包括压制硬化钢（phs）时）。但是，钢基底的优选组成包括软钢、双相钢和用于制造压制硬化钢的硼钢。这三种类型的钢具有分别为150mpa至500mpa、500mpa至1100mpa和1200mpa至1800mpa的极限抗张强度。

钢工件14可以包括在钢基底的一侧或两侧上的表面层。如果存在表面层的话，钢基底优选包括锌（经镀锌）、锌-铁合金（经合金化热镀锌）、锌-镍合金、镍、铝、铝-镁合金、铝-锌合金或铝-硅合金的表面层，其任意一种可具有最高50微米的厚度，并可以存在于钢基底的各侧面上。考虑到钢基底和可能存在的任何表面层的厚度，钢工件14具有0.3毫米至6.0毫米，或更狭窄地为0.6毫米至2.5毫米的厚度。本文中所用的术语“钢工件”由此包括不同等级和强度的多种钢基底，无论是经涂覆或是未经涂覆的。

在电阻点焊的实践中，两个相对的焊接电极18，20（通常具有铜基组成）以面对齐的方式压在工件堆叠体10的第一侧和第二侧102，104上。直接相对的焊接电极18，20各自具有与其相应的工件堆叠体10的可触及侧102，104发生压接的焊接面，并经设计以使电流穿过工件12，14流通。所生成的热在铝工件12中引发熔融。并由此开始形成润湿相邻的钢工件14的搭接面14'的焊接熔池22。当电流继续流过时，焊接熔池22完全在铝工件12内持续生长。钢工件14对焊接熔池22没有贡献。

在焊接熔池22已达到预定尺寸后，通常在电流已流过2秒或更短时间后，终止电流在相对的焊接电极18，20的焊接面之间的流通。相对的焊接电极18，20保持压在其相应的工件堆叠体10的侧面102，104上，且工件12，14在周围环境中冷却。在冷却时，焊接熔池22在铝工件12中凝固以形成焊接接头24，所述焊接接头24具有结合面26，其将铝工件12焊接结合或钎焊至其紧邻的表面（如图2中所示，其在此恰好是钢工件14的搭接面14'）。焊接接头24主要由焊接熔核28组成，所述焊接熔核28包含重新凝固的铝材料。铝焊接熔核28在其远离焊接接头24的结合面26延伸时在形状上逐渐成锥形，并可以完全或部分渗透铝工件12的厚度。

在富铝的焊接熔池22存在并与钢工件14的搭接面14'接触期间，来自钢工件14的铁被提取到焊接熔池22中，并且随着时间的推移可以占到焊接熔池22的最高1重量%左右。在焊接熔池22的升高温度（其处于或高于铝的熔点）下，溶解的铁与铝反应以形成几种类型的fe-al金属间化合物。例如，据信初始在紧邻表面（其在此是钢工件的搭接面14'）上形成feal3化合物，其被焊接熔池22润湿，接着形成fe2al5化合物。当然，由于焊接熔池22中铝和铁之间的反应，也可以形成其它类型的fe-al金属间化合物。作为焊接熔池22中此类反应的结果，并如图2中所示，通过电阻点焊产生的最终焊接接头24通常具有跨越焊接接头24的结合面26与钢工件14的搭接面14'延伸的一个或多个fe-al金属间化合物层30。

与大多数金属间化合物相同，fe-al金属间化合物（如feal3和fe2al5）是脆性的，并且在变形时容易突然断裂。fe-al金属间化合物的脆性特性以及它们在焊接接头24的结合面26处的位置可能会降低焊接接头24的延性。这种降低的延性转而又可能减少严重和突然的变形（如在碰撞过程中可能发生的变形）过程中由焊接接头24吸收的能量，由此需要在给定的车辆组件中制造大量的焊接接头以便使车辆达到碰撞标准。通常，（一个或多个）fe-al金属间化合物层30导致的焊接接头能量吸收的降低随（一个或多个）金属间化合物层30的总厚度的增加而增加。例如，当将1.2毫米厚的由aa6022铝合金组成的铝工件点焊到2.0毫米厚的由热浸镀锌低碳钢组成的钢工件上时，在焊接接头中心处具有大约3微米的大致恒定的fe-al金属间化合物层厚度的焊接接头与在焊接接头中心处具有3微米至6.5微米的可变fe-al金属间化合物层厚度的焊接接头相比多吸收将近50%的能量，即使后一种焊接接头可能具有更大的直径。

尽管铝工件和钢工件12，14的主要成分——即，分别为铝和铁——如上所述可能反应以形成fe-al金属间化合物，该反应的性质和程度可能受附加元素的存在的影响。例如已经发现，一些元素可能延缓富铝焊接熔池22中铁与铝的反应，并最终减小焊接接头24内与钢工件14的搭接界面14'相邻形成的（一个或多个）fe-al金属间化合物层30的厚度。从上面的实例可以明显看出，fe-al金属间化合物厚度的这种降低可以增强所得焊接接头24的延性和能量吸收。一些示例性的反应延缓元素（大致以有效性递减的顺序）包括碳、铜、硅、镍、锰、钴和铬。可以单独或组合地在铝工件和钢工件12，14的搭接界面16处提供这些反应延缓元素以允许它们在电流流动过程中暴露于铝焊接熔池22，由此抑制fe-al金属间化合物的形成。在本公开的某些实践中，碳、锰、硅或铜是可以单独或一起使用的优选的反应延缓元素。

图3图解了本公开的一个实施方案，并包括提供具有溶解于其中的反应延缓元素的钢工件14。在此，如所示那样，使用焊接构型200来显示该实施方案，所述焊接构型200包括呈具有凸缘250的片材212形式的铝工件12和呈具有凸缘252的片材214形式的钢工件14。工件12，14的凸缘250，252可以组合在一起并随后在沿经组装和重叠的凸缘250，252间隔开的数个焊点位置254的每一个处经电阻点焊以形成焊接接头24。这种特定的焊接构型200例如可适于将钢加固件固定到车辆闭合件（引擎盖、车门、尾门）的内板上、将钢内板固定到车辆门洞周围的铝外板上、或将铝车辆顶盖固定到车体的钢下部上。铝工件12可以是aa6xxx系列铝合金，钢工件14可以是在其组成中包含溶解在固溶体中的一种或多种反应延缓元素的高强度钢。

钢工件14可以经改性或选择以包含有效量的溶解的反应延缓元素。可以肯定的是，碳可以在某些钢中找到，并且当以0.010重量%或更大的量存在时，已经发现抑制fe-al金属间化合物形成和生长。同样，锰可以在某些钢中找到，并且当以0.5重量%或更大的量存在时，已经发现抑制fe-al金属间化合物形成和生长。硅也可以在某些钢中找到，并且当以0.030重量%或更大的量存在时已经显示出抑制fe-al金属间化合物形成和生长。铜是可以在某些钢中找到的另一种元素，尽管其不常使用，并通常限于0.35重量%或更小的量以防止热脆性。尽管如此，即使以这些相对较低的量，铜已经显示出抑制fe-al金属间化合物形成和生长的能力。反应延缓元素的某些组合在相对较低的水平下也可能具有显著的效果，例如0.2重量%的锰与0.035重量%的硅结合。因此可以选择或定制钢工件14的组成以帮助限制点焊过程中fe-al金属间化合物的形成和生长。

本公开的该实施方案中采用的钢工件14可以是此前其对fe-al金属间化合物形成和生长的有益效果尚未被认识到的特定钢组合物。例如，高强度钢（具有300mpa或更大的抗张强度）通常含有比较低强度的低碳钢明显更高浓度的合金元素。并且由于它们在增加强度方面的有效性，且由于经济的原因，高强度钢倾向于包含更有效的反应延缓元素，其为碳、锰和硅。在这方面，可以选择一组特定的高强度钢以既满足高结构强度的要求，又将跨越结合面26且尤其在焊接接头24周边的（一个或多个）fe-al金属间化合物层30的总厚度限制在3微米或更低。通常，这些要求可以通过以0.010重量%或更大的量包含碳、以0.5重量%或更大的量包含锰、以0.030重量%或更大的量包含硅和/或以0.35重量%或更小的量包含铜的钢来满足。

作为铝焊接熔池22与点焊工艺过程中从钢工件14中提取的反应延缓元素之间的相互作用的一个例示，首先将低碳低强度钢用于作为工件堆叠体（其包括铝工件和重叠的相邻钢工件）的一部分的钢工件来进行多个基线测试。一些结果显示在图4中，其比较了将1.2毫米厚的由aa6022铝合金（主要的合金元素是0.8-1.5重量%的硅和0.45-0.75重量%的镁）组成的铝工件点焊到由1.0毫米厚的热浸镀锌低碳钢组成的钢工件上的过程中形成的跨越两个焊接接头的（一个或多个）fe-al金属间化合物层以微米为单位的总厚度（y-轴）。以微米为单位报道焊接接头尺寸（x-轴），并且其显示为距离标记为“0”的焊接中心线的位移。通过使13ka的恒定电流流通但改变电流流动的持续时间来发展两个焊接接头的直径。在一种情况下，如在曲线60处所示，200毫秒的电流流动持续时间在结合面26处形成直径为大约6200微米的焊接接头，其中在焊接接头中心处（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度为大约3微米。但是，如在曲线62处所示，当电流流动持续时间为800毫秒时，形成直径为大约8000微米的焊接接头，其中就在焊接接头中心外部，（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度高达大约6.5微米。

随后在与图4相关的上述条件下形成的焊接接头上进行剥离强度测试。现在参照图5-6，显示了剥离强度测试的示范。从图5开始，试样70以横截面形式图解了在铝工件312（aa6022铝合金）和钢工件314（热浸镀锌低碳钢）之间形成的焊接接头90。焊接接头90包含在铝工件312内，并包括抵靠钢工件314的搭接面314'设置的一个或多个fe-al金属间化合物层（显示为单一层92）。当拉力作用于其上（由相对的箭头76表示）时，试样70发生旋转，并采取图6中所示的构型。这样的构型向焊接接头90，特别是向焊接接头90的周边施加剥离力（在图6中显示为相对的箭头78）。焊接接头90对该剥离力的响应对（一个或多个）fe-al金属间化合物层92（特别是在焊接接头90与钢工件314的搭接面314'的结合界面周边处）的总厚度敏感，并且还对焊接接头90周边处的（一个或多个）fe-al金属间化合物层92的总厚度的斜度80敏感。剥离强度测试已经显示，（一个或多个）fe-al金属间化合物层92的总厚度在焊接接头90的周边处应优选不大于3微米以获得持续牢固的接头。

图7图解了使用与用于发展图4中所示的（一个或多个）fe-al金属间化合物层总厚度曲线图的条件相同的焊接条件形成的焊接接头的负荷-伸长曲线图。在这些负荷-伸长曲线图中，y-轴表示所施加的负荷，以牛顿（n）为单位，x-轴是所观察到的焊接接头的伸长，以毫米为单位。曲线82反映了使用施加200毫秒的13ka的恒定电流时所形成的焊接接头的行为，曲线84反映了使用施加800毫秒的13ka的恒定电流所得的焊接接头的行为。换言之，曲线80指示随图4中的曲线60所示的（一个或多个）fe-al金属间化合物层总厚度而变的焊接接头的负荷-伸长行为，而曲线84指示随图4中的曲线62所示的（一个或多个）fe-al金属间化合物层总厚度而变的焊接接头的负荷-伸长行为。虽然负荷-延长曲线82，84的初始部分几乎是不可区分的，但具有较薄的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的较小焊接接头（以直径计）（曲线82）表现出比具有较厚的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的较大焊接接头（以直径计）（曲线84）明显更高的延性。

此外，其负荷-伸长曲线图示于图7中的焊接接头所吸收的能量与它们相应的负荷-伸长曲线下方的面积成正比。因此，由具有较薄的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的焊接接头（曲线82）显示的扩展的延性导致比具有较厚的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的焊接接头（曲线84）更高的能量吸收。具体而言，曲线82表现出5.5焦耳的能量吸收，而曲线84表现出3.7焦耳的能量吸收。因此，尽管长持续时间（800毫秒）焊接接头（图7中的曲线84和图4中的曲线62）的焊接接头直径更大（8000微米vs.6200微米），短持续时间（200毫秒）焊接接头（图7中的曲线82和图4中的曲线60）多吸收大约50%的能量。在焊接延性和能量吸收方面的这些差异可主要归因于电阻点焊过程中形成的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度和焊接接头周边的（一个或多个）金属间化合物层的斜度。

对于测试（其产生了结合图4-7讨论的结果）中检测的汽车级低碳低强度钢，合金元素的量一般较低。碳通常将以0.001重量%至0.005重量%的量存在，而锰通常将以低于0.5重量%的量存在。此外，硫和磷的量通常控制为低于0.05重量%，优选控制为低于0.025重量%。剩余元素如（按英文字母顺序）铬、铜、镍、铅、钼和锡也可以以单独和总体上有限的量存在。与低碳低强度钢相比之下，高强度钢通常具有较高的合金元素浓度。例如，与低碳低强度钢相比，在其它等级的钢中高强度低合金（hsla）钢和双相（dp）钢通常含有较高量的一种或多种上述反应延缓元素。特别地，340级hsla钢（最小抗张强度为410mpa）可以含有至多0.12重量%的碳、至多1.5重量%的锰和至多0.5重量%的硅，且dp600钢（最小抗张强度为600mpa）可以含有至多1.5重量%的碳、至多2.5重量%的锰和至多0.60重量%的硅。

在图8-9的光学显微照片中以代表性方式显示了在包括铝工件和重叠的相邻钢工件的工件堆叠体上进行电阻点焊时hsla和dp钢中含有的较高的锰量对fe-al金属间化合物的形成和生长，以及由此对（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度的影响。这些显微照片示出了在由aa6022铝合金组成的铝工件86和钢工件88之间的焊接接头中心处发展的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度，所述钢工件88由（1）主要合金元素为0.002重量%的c、0.1重量%的mn和0.01重量%的si的超低碳钢（图8）和（2）主要合金元素为0.008重量%的c、1.9重量%的mn和0.01重量%的si的dp600高强度钢（图9）组成。在两种情况下，铝工件86为1.2毫米厚，钢工件88为1.0毫米厚并经过热浸镀锌，所形成的焊接接头在焊接接头与钢工件的搭接面的结合界面处具有大约8000微米的直径。

采用多阶段焊接工艺产生图8-9中所示的焊接接头微观结构，所述工艺总体上遵循2015年10月14日提交的题为“multi-stageresistancespotweldingmethodforworkpiecestack-uphavingadjacentsteelandaluminumworkpieces”的美国申请号14/883,249中详细描述的实践。具体而言，对于图8中显示的微观结构，将800lbf的夹紧负荷施加到工件堆叠体上，并使17ka的电流穿过所述铝工件和钢工件流通125毫秒。然后实施250毫秒的冷却期以使得焊接接头由焊接熔池凝固。一旦凝固，使用间隔10毫秒冷却期的十三个33ka的电流脉冲使焊接接头再熔融。最后，在完成所有再熔融阶段后，实施250毫秒的最终冷却期。使用几乎相同的工艺产生图9中所示的微观结构，除了在焊接接头的再熔融过程中所用的脉冲电流降低至32ka以平衡电阻更高的dp钢的效果。要注意的是，尽管施加了更高的电流，该多阶段点焊程序产生了总厚度不大于图4中所示的曲线60所表示出的厚度的（一个或多个）fe-al金属间化合物层94。

如图8-9中所示，虽然在（一个或多个）fe-al金属间化合物层94的总厚度方面存在某些改变，但显而易见的是，当用高锰含量dp600钢形式的钢工件88进行点焊时，图9中fe-al金属间化合物层94的厚度明显降低，平均降低近二分之一。不受任何特定理论所束缚，这种差异据信是由于实现锰在钢和首先形成的fe-al金属间组合物中的平衡分配的缓慢性所导致。由于fe-al金属间化合物和钢在焊接熔池的温度下均为固体，合金分配需要在金属间化合物和钢中均进行固态扩散，这是本质上缓慢的过程。此外，铝工件（aa6022铝合金）中的硅被认为对（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度几乎没有影响（如果有的话）。例如，选择aa6022合金作为与图4、7和8-9相关的试验中的铝工件。为此，再一次不希望受到任何特定理论的束缚，据信在富铝的焊接熔池内发生的快速扩散和混合使得能够迅速获得原始包含在铝工件中的任何反应延缓合金元素（在aa6xxxx合金的情况下为硅）在焊接熔池与生长的（一个或多个）fe-al金属间化合物层之间的平衡分配。

因此，当期望钢工件14如由所公开的方法的这一特定实施方案所预期的那样具有溶解在其中的反应延缓元素时，hsla钢和dp钢因其相对高的锰含量（其量超过0.5重量%）和较高的碳含量（其量可超过0.010重量%）是良好的候选者。当然，如上文所讨论的那样，其它反应延缓元素可以类似地并正如碳和锰那样有效地在抑制fe-al金属间化合物形成和生长方面起作用。实际上，通过将含有2重量%的各种合金元素的钢试样浸没在760℃下的熔融铝中600秒（这远长于通常在点焊应用中发生的时间）来进行试验以证明不同合金元素的相对有效性。结果显示在图10中，该图以柱形图形式显示了在各合金的钢试样上发展的（一个或多个）fe-al金属间化合物层的以微米为单位的平均总厚度（y-轴）和标准偏差（包括在各个柱上）。这些结果，与为了参照而包括的来自纯铁的数据一起，表明了铬、钴、锰、镍和硅（以有效性递增的顺序列出）可以抑制fe-al金属间化合物的形成和生长，并由此限制了（一个或多个）fe-al金属间化合物层的总厚度。为了实施所公开的方法的这一特定实施方案，可以选择具有任意上述反应延缓元素或经改性以包括任意上述反应延缓元素的多种高强度钢。

但是，在所公开的方法的一些实践中，可能必须在工件堆叠体10中使用不包含有效量的任意反应延缓元素的钢工件。这些钢组合物可包括低碳低强度钢，如无间隙（if）钢或低强度烘烤硬化钢。在这样的情况下，可以根据其它实施方案来实施所公开的方法，所述其它实施方案如前述实施方案那样能够在铝工件和钢工件12，14的搭接界面16处提供反应延缓元素以抑制fe-al金属间化合物的形成。在这些其它实施方案（其在下文中更详细地描述）中，反应延缓元素存在于在搭接界面16处经设置在铝工件和钢工件12，14之间的中间层中。

图11-12图解了当工件堆叠体400包括缺少有效量的反应延缓元素的钢工件14（在此以片材414的形式显示）时可以采用的所公开方法的一个实施方案。在此处，如所示的那样，由高强度钢或定制铁基合金组成的刚性垫片形式的中间层96可以插入铝工件12（在此也以片材412的形式显示）的搭接面12'与钢工件14的搭接面14'之间并与二者接触，所述高强度钢或定制铁基合金以其必要量包含一种或多种反应延缓元素（即碳、铜、硅、镍、锰、钴或铬）。所述垫片是可以在组装工件堆叠体400的过程中插入到相对的凸缘450，452之间的分立组件。这种点焊方法需要生成由中间层96和钢工件共享的焊池，所述焊池在凝固时在钢工件14与中间层96之间形成熔焊熔核，而且同时焊接接头24在铝工件12内形成，使得其将铝工件12与中间层96焊接结合或钎焊在一起，如图12中所示。虽然此处在图11中显示的中间层96为包含在铝工件和钢工件12，14的凸缘450，452内的分立垫片的形式，但要理解的是，中间层96也可以延伸超出铝工件和钢工件12，14的重叠的凸缘450，452。

当以垫片形式形成时，中间层96应当能焊接到钢工件14上，此外，其应当具有足够高的熔融温度，以使得在中间层96与钢工件14之间共享熔焊熔核，并且使得接触铝工件12的搭接面12'的中间层96的表面保持为固体（即不会熔融）以支承与焊接接头24的结合。为此，中间层96可以是含碳高锰hsla或双相钢（如上文所述那些）或包含足够的反应延缓元素成分（composition）的任何其它钢，或者其可以是由铁和反应延缓元素中的一种所组成的单相（铁素体）富铁固溶体合金，包括例如（1）铁和碳、（2）铁和铜、（3）铁和硅、以及（4）铁和锰的合金。这些合金可分别含有至少0.010重量%的碳、至少0.2重量%的铜、至少0.030重量%的硅和至少0.5重量%的锰。优选地，为了使效果最大化，这些合金可分别含有至少0.050重量%的碳、至少0.2重量%的铜、至少0.3重量%的硅和至少1.0重量%的锰。含有铜、硅和锰的二元合金的浓度由它们在铁素体中的最大溶解度（如其相关的二元相图所表示的那样）来设定。这样的溶解度界限对于锰而言对应于3重量%至4重量%，对于硅而言对应于5重量%至6重量%，对于铜而言对应于不超过0.8重量%。对于铁和碳的二元合金，最大碳含量比共析成分（eutectoidcomposition）略高或大约1.0重量％。将成分限制在上述界限内将确保中间层96为单相，尽管如果中间层96作为三元合金或多相合金使用的话可以允许更大量的元素，例如高达30重量%的锰，以此为例。此外，如果预期暴露于腐蚀性环境的话，中间层96可以通过热浸或通过电沉积来镀锌。

如上所述，如图12中所示，通过在钢工件14和中间层96之间形成由钢组成的熔焊熔核98来辅助这一特定实施方案的电阻点焊工艺。该焊接熔核98用于在电流流动过程中将热量集中在钢工件14和中间层96内以产生径向温度梯度，所述径向温度梯度改善了铝工件12中焊接接头24的凝固结构。此外，焊接熔核98倾向于通过将钢工件12推入铝工件14中来扰乱铝工件和钢工件12，14的搭接界面16。钢工件14的这种变形可以有助于扰动或破坏夹带在生长的焊接熔池22内的残余氧化物膜缺陷，同时也在最终的焊接接头24中充当裂纹偏转部。如所述那样，由于上文所解释的原因，通过使用垫片形式的中间层96，有可能将铝工件12间接固定到钢工件14上，而不会在焊接接头24与中间层96的相邻表面的结合界面处形成过厚的fe-al金属间化合物层。实际上，如图12中所示，熔焊熔核98将钢工件14熔合到垫片上，并且焊接接头24将垫片焊接结合或钎焊到铝工件12上。

在与图11-12中所示实施方案相关的又一替代实施方案中，中间层96可以是柔性箔而非刚性垫片的形式。由于获得薄箔规格的高强度钢具有挑战性——但不一定无法实现，高强度钢作为中间层96的更实际的用途是呈垫片的形式，该垫片可能潜在地向接合的工件堆叠体400增加显著的质量。定制铁基合金箔形式的更薄的中间层96由此在一些情况下可能是有吸引力的选择。可作为箔使用的定制铁基合金可以是上文关于垫片所描述的任何合金。定制铁基合金可以是由铁和反应延缓元素之一组成的单相（铁素体）富铁固溶体合金的形式，包括例如（1）铁和碳、（2）铁和铜、（3）铁和硅、以及（4）铁和锰的合金。这些合金可分别含有至少0.010重量%的碳、至少0.2重量%的铜、至少0.030重量%的硅和至少0.5重量%的锰。优选地，为了使效果最大化，这些合金可分别含有至少0.050重量%的碳、至少0.2重量%的铜、至少0.3重量%的硅和至少1.0重量%的锰。含有铜、硅和锰的二元合金的上限浓度由它们在铁素体中的最大溶解度（如其相关的二元相图所表示的那样）来设定，并且铁和碳的二元合金的最大碳含量比共析成分略高，如前所述。柔性箔形式的中间层96可以通过电沉积或冷轧来制造，并且类似于垫片，可以在组装工件堆叠体400的过程中插入到相对的凸缘450，452之间。

当中间层96为柔性箔形式时，相同的一般点焊方法适用于在钢工件14与中间层96之间形成熔焊熔核，而且同时在铝工件12内形成焊接接头24以便将铝工件12与中间层96焊接结合或钎焊在一起。考虑到这一点，当成形为箔时，中间层96的厚度以及焊接条件必须加以选择以便借助于熔焊熔核98将该箔熔合到钢工件14上，而不会使箔完全熔融；也就是说，要在中间层96与钢工件14之间共享熔焊熔核，并且与铝工件12的搭接面12'接触的中间层96的表面要保持为固体（即不会熔融）以支承与焊接接头24的结合。如所述那样，由于上文所解释的原因，通过使用箔形式的中间层96，有可能将铝工件12间接固定到钢工件14上，而不会在焊接接头24与中间层96的相邻表面的结合界面处形成过厚的fe-al金属间化合物层。

在与图11-12中所示实施方案相关的再一替代实施方案中，中间层96可以是直接粘附到钢工件14的搭接面14'上的沉积层。热处理过程，诸如电弧焊、冷金属转移、等离子体或火焰沉积、或冷喷涂，是几种可能用于将中间层96沉积到钢工件414上的技术。因此，在这一实施方案中，中间层96可以是冶金结合到钢工件的搭接面14'上，并且包含有效量的一种或多种反应延缓元素的定制铁基合金。可以考虑多种铁基合金，包括上述的那些单相（铁素体）富铁固溶体合金。但是，由于该沉积层无需像在前述实施方案中那样在点焊工艺过程中焊接到下方的钢工件14上，具有更大浓度的反应延缓元素的铁基合金也可以考虑，特别是如果多相组合物可以接受的话。当然，在该实施方案的一些实施方式中，可以选择沉积层形式的中间层以便在焊接温度下保持为固体。

在与图11-12中所示实施方案相关的再一替代实施方案中，如图13-14中所示，中间层96可以是居间有机材料层，其包含有机材料基质500和一种或多种反应延缓元素的粒子502。以在铝工件和钢工件12，14的搭接面12'，14'之间并沿着该搭接面12'，14'延伸的层形式存在的居间有机材料可以是可热固化的焊接相贯（weld-through）粘合剂层，其包含可热固化的热固性聚合物结构基质（有机材料500）和含有一种或多种反应延缓元素的分散遍布于聚合物基质中并嵌入聚合物基质内的粒子502（例如碳、铜、硅、镍、锰、钴和/或铬的粒子），如图14中所示。可热固化的热固性聚合物基质可以是任何可固化的结构粘合剂，包括例如可热固化的环氧树脂或可热固化的聚氨酯。可以用作聚合物基质的可热固化的结构粘合剂的一些具体实例包括dowbetamate1486、henkelterokal5089和uniseal2343，其均是市售的。当作为中间层96施加时，可热固化的焊接相贯粘合剂优选具有0.1毫米至2.0毫米，或更狭窄地为0.2毫米至1.0毫米的厚度。在其它实施方式中，居间有机材料层可以包含可热固化的密封剂，含有一种或多种反应延缓元素的粒子分散于其中。

粒子502可以由非合金形式的反应延缓元素组成，或者它们可以是包含反应延缓元素的合金，诸如fe-c、fe-si、fe-ni、fe-mn、fe-cr、fe-cu和/或fe-co的二元合金，诸如fe-mn-c、fe-si-mn和/或fe-cr-mn之类的三元合金，以及四元合金。粒子502在它们的组成方面可以是均匀的，或者它们可以是超过一种类型的粒子的混合物。虽然分散在有机材料基质500（如可热固化的焊接相贯基质的可热固化的热固性聚合物基质）内的粒子502的比例可以改变，但优选的实施方案包括包含在有机材料基质500内的粒子502的总体积的1体积%至50体积%，或更狭窄地为5体积%至20体积%。此外，与一些降低含量的热解法二氧化硅（通常在焊接相贯粘合剂中用作填料粒子）结合的这种量的粒子502能够向可热固化的焊接相贯粘合剂层赋予合意的触变性质，同时还在热力学上阻碍如上所述的焊接接头24内（一个或多个）fe-al金属间化合物层30的生长。此外，粒子502不会像热解法二氧化硅粒子那样与难熔氧化物层的残留物相互作用并使其稳定。难熔氧化物层的残留物的这种惰性避免了在电流流动过程中生成更持久和顽固的复合残留物层，由此改善了焊接熔池22润湿钢工件14的能力。

再回头参照图13，居间有机材料层形式的中间层96可以通过与前文几乎相同的方式在暴露于焊接熔池22的搭接界面16处提供反应延缓元素来抑制fe-al金属间化合物的形成和生长。特别地，在点焊条件下，并使用可热固化的焊接相贯粘合剂作为有机材料层的实例，该可热固化的焊接相贯粘合剂首先在由焊接电极18，20提供的高压缩力下侧向移动。热固性粘合剂聚合物基质的任何剩余部分在电流流动过程中在焊点位置内热分解。聚合物基质的热分解倾向于留下靠近钢工件14的搭接面14'的一部分粒子502以及粘合剂层的其它残留物，包括碳灰。在焊点位置之外，可热固化的焊接相贯粘合剂层通常保持不受干扰，并在随后的操作过程中在固化时能够在所得焊接接头的外部和周围提供其粘附结合功能。

当焊接熔池22在铝工件12内生成时，由于在碳、铜、硅、镍、锰、钴和/或铬的元素与形成的fe-al金属间化合物之间发生分配，粒子502阻碍fe-al金属间化合物的形成和生长。焊接熔池22在电流流动终止时最终凝固成焊接接头24，由此，至少在该实施方案中，所得接头24的结合面26将铝工件12焊接结合或钎焊到钢工件14上。由于居间有机材料层的有机材料基质500内所含有的粒子502，与焊接接头24的结合面26和钢工件14的搭接面14'的界面邻接的（一个或多个）fe-al金属间化合物层30的厚度通常小于3微米，并在许多情况下跨越整个结合面26为0.5微米至1.5微米厚。相比之下，采用具有熔融二氧化硅颗粒相的常规粘合剂的电阻点焊操作倾向于产生具有高达7微米厚或在局部甚至更厚（取决于各种因素，包括钢工件14的组成）的fe-al金属间化合物层的焊接接头。

优选的示例性实施方案和具体实例的上述描述仅仅为描述性质的；它们并非意在限制随附权利要求的范围。所附权利要求中使用的各术语应具有其普通和常规的含义，除非在说明书中另行具体和清楚地说明。