相關申請的交叉引用

本申請要求2016年4月14日提交的美國臨時申請?zhí)?2/322,360和2016年4月15日提交的62/323,256的權益。前述臨時申請各自的全部內容經(jīng)此引用并入本文。

本公開總體上涉及鋁工件到鋼工件的電阻點焊，更特別涉及其中在鋁工件和鋼工件的搭接界面處引入延緩含鋁和含鐵的金屬間化合物的生長的元素以便由此提高經(jīng)由電阻點焊在鋁工件和鋼工件之間形成的焊接接頭的延性和能量吸收的點焊實踐。

背景技術：

人們一直對減輕車輛質量抱有興趣。這一目標，結合對保持強度和剛度的需要，導致在車體中采用更高強度重量比的工件材料。在許多情況下，不同的材料類別（如高強度鋼、鋁合金和鎂合金）可以在單個車體中組合使用。要理解的是，在所有的鋼中，鐵是主要成分。在用于車體的鋼中，鐵通常以大于95重量%的濃度存在。通常，碳含量保持低于大約0.30重量%，而其它元素（如錳和硅）通?？梢詥为毜匾宰罡?.5重量%的濃度存在，并總體上以最高大約3重量%的濃度存在。殘留或雜質元素保持在最低可行濃度，通常對單獨的元素限于不超過0.35重量%，總計不超過0.5重量%。

鋁合金包含至少85重量%的鋁，并可以獨立或組合地含有多種合金元素，包括銅、鎂和硅。特定的合金元素可以通過由aluminumassociation開發(fā)的編號方案來識別，其通過前綴aa（指aluminumassociation）后的四位代碼來標識鋁合金。四位代碼的第一位指代主要合金元素，隨后的位數(shù)表示相對濃度。在許多汽車應用中，以不同比例含有鎂和硅的aa6xxx合金是優(yōu)選的，但是如下文所述的將鋁工件焊接到鋼工件上的問題可適用于所有鋁合金系列材料。

車體的強度和剛度通常來自于多個相互連接的、單獨沖壓或以其它方式成型的金屬組件（其通常稱為“工件”，各自通常小于3毫米厚，更普遍為0.65毫米至2.5毫米厚）之間的配合相互作用。過去，將鋼工件彼此連接的優(yōu)選方法包括使用電阻點焊。電阻點焊是其中大電流（密度）的電流短暫穿過兩個或更多個以重疊（overlapping）構型組裝的工件的方法。在鋼到鋼應用方面（其經(jīng)過在制造環(huán)境中使用的數(shù)十年已得到全面的開發(fā)），電流通過所導致的電阻加熱足以形成消耗相鄰工件之間的（一個或多個）界面的熔融鋼的熔池。在冷卻時，該焊接熔池凝固以便通過共同的焊接熔核將重疊的工件熔焊在一起，所述焊接熔核具有由重疊的鋼工件各自貢獻的鋼。這種共享的焊接熔核將鋼工件牢固地固定在一起。

雖然電阻點焊已長期用于將低碳、低強度的鋼工件彼此接合，并在一定程度上用于將鋁工件彼此接合，但使用電阻點焊將不同材料類別的工件接合在一起幾乎沒有什么成功的先例?？梢钥隙ǎ斣噲D將鋁工件接合到鋼工件上時，更特別將高性能鋁合金接合到表現(xiàn)出300mpa和更大、更優(yōu)選500mpa或更大的抗張強度的高強度鋼上時，無法得到將兩個工件熔焊在一起的焊接熔核；相反，焊接接頭完全在結合或釬焊到鋼工件上的鋁工件內形成，這是具有與傳統(tǒng)熔焊的焊接熔核大相徑庭的特性的非常不同的結構。此外，在鋁工件和鋼工件之間培養(yǎng)牢固的焊接接頭的能力由于以下幾個因素而變得復雜：（1）在鋁工件上存在機械強韌的和電絕緣的表面氧化物層，（2）鋁工件和鋼工件的熔點存在數(shù)百度的差異（鋼合金在~1500℃下熔融，鋁合金在~600℃下熔融），（3）鋁工件相比于鋼工件具有明顯更大的導熱性和導電性，以及（4）鋁和鋼一起反應在焊接接頭與鋼工件的界面處形成硬且脆的鐵-鋁金屬間化合物的傾向。

技術實現(xiàn)要素：

電阻點焊包括鋁工件和相鄰的重疊鋼工件的工件堆疊體（stack-up）以盡量減小包含fe-al金屬間化合物的金屬間化合物層的厚度的方法的一個實施方案可以包括幾個步驟。在一個步驟中，提供工件堆疊體，其具有可觸及的第一側和相反的可觸及的第二側。該工件堆疊體包括鋁工件和重疊的相鄰鋼工件，并在鋁工件和鋼工件之間建立的搭接界面處進一步包括一種或多種反應延緩元素。所述反應延緩元素可以包含碳、銅、硅、鎳、錳、鈷或鉻中的至少一種。在另一步驟中，將第一焊接電極的焊接面壓在工件堆疊體的第一側上，并且將第二焊接電極的焊接面以與第一焊接電極的焊接面面對齊的方式壓在工件堆疊體的第二側上。在又一步驟中，使電流在第一焊接電極和第二焊接電極的焊接面之間并穿過工件堆疊體流通。電流的流通使鋁工件熔融，并生成包含在鋁工件內的焊接熔池。一種或多種反應延緩元素抑制fe-al金屬間化合物的形成與生長。在再一步驟中，終止電流的流通以使得焊接熔池凝固成焊接接頭，所述焊接接頭包括在鋁工件內的鋁焊接熔核和在焊接接頭的結合面處的一個或多個fe-al金屬間化合物層。

前述實施方案的方法可以進一步限定。例如，工件堆疊體中的鋼工件可以是高強度鋼，并且一種或多種反應延緩元素可以作為高強度鋼的合金元素溶解于其中。這種實施方式中的高強度鋼可以以0.010重量%或更大的量包含碳，以0.5重量%或更大的量包含錳，以0.030重量%或更大的量包含硅，和/或以0.35重量%或更小的量包含銅。在另一實例中，設置在鋁工件的搭接面與鋼工件的搭接面之間的中間層可以包含反應延緩元素。這樣的中間層可以是剛性墊片（shim）。特別地，該剛性墊片可以由高強度鋼組成，其中所述一種或多種反應延緩元素是高強度鋼的合金元素，或者該剛性墊片可以由定制鐵基合金（customferrous-basedalloy）組成，其包含溶解在固溶體中的一種或多種反應延緩元素。如果該剛性墊片由定制鐵基合金組成，所述定制鐵基合金可以是（1）含有至少0.010重量%碳的鐵和碳的合金，（2）含有至少0.2重量%銅的鐵和銅的合金，（3）含有至少0.030重量%硅的鐵和硅的合金，或（4）含有至少0.5重量%錳的鐵和錳的合金。

中間層還可以是由定制鐵基合金組成的柔性箔形式，其包含溶解在固溶體中的一種或多種反應延緩元素。在這些情況下，定制鐵基合金可以是（1）含有至少0.010重量%碳的鐵和碳的合金，（2）含有至少0.2重量%銅的鐵和銅的合金，（3）含有至少0.030重量%硅的鐵和硅的合金，或（4）含有至少0.5重量%錳的鐵和錳的合金。再進一步地，中間層可以是直接粘附到鋼工件的搭接面上并與其冶金結合的沉積層。另外，中間層可以是居間（interadjacent）的有機材料層，其包含有機材料基質和分散遍布于聚合物基質中并嵌入聚合物基質內的含有一種或多種反應延緩元素的粒子。

附圖說明

圖1是工件堆疊體的橫截面全視圖，其包括以重疊方式組裝的鋁工件和相鄰的鋼工件，其在電流在焊接電極之間并穿過堆疊體的流通過程中位于一組相對的焊接電極之間，其中電流的流通導致毗鄰鋼工件的鋁工件熔融并在鋁工件內產生焊接熔池；

圖2是停止電流在焊接電極之間并穿過堆疊體的流通以使得焊接熔池凝固為焊接接頭后，圖1中顯示的工件堆疊體和焊接電極的橫截面全視圖；

圖3以透視圖形式顯示了根據(jù)本公開的一個實施方案用于將鋁工件接合到鋼工件上的示例性電阻點焊構型；

圖4圖解了在將鋁工件電阻點焊至低碳鋼工件的兩種不同實踐下跨越焊接接頭與低碳鋼工件的結合界面的金屬間化合物層的厚度變化；

圖5圖解了用于評價在向焊接接頭施加負荷前的焊接接頭的強度的測試樣本；

圖6圖解了用于評價在向焊接接頭施加負荷后的焊接接頭的強度的測試樣本；

圖7顯示了在與用于制備其跨越焊接接頭的金屬間化合物層厚度描繪在圖4中的焊接接頭的那些相同的條件下制得的焊接接頭的負荷-伸長曲線圖；

圖8是在標稱的相同放大倍數(shù)下的光學顯微照片，其顯示了將鋁工件（aa6022鋁合金）電阻點焊到熱浸鍍鋅低碳鋼工件上時在焊接接頭與鋼工件的結合界面處發(fā)展的金屬間化合物層的結構和厚度；

圖9是在標稱的相同放大倍數(shù)下的光學顯微照片，其顯示了將鋁工件（aa6022鋁合金）電阻點焊到熱浸鍍鋅雙相鋼工件上時在焊接接頭與鋼工件的結合界面處發(fā)展的金屬間化合物層的結構和厚度；

圖10是顯示在760℃的溫度下浸沒在熔融鋁中600秒后在一系列含有2重量%的所示元素的鐵基合金上發(fā)展的金屬間化合物層厚度方面的平均金屬間化合物層厚度和標準偏差的柱形圖；

圖11以透視圖形式顯示了與圖3中所示相似的用于將鋁工件接合到鋼工件上的示例性電阻點焊構型，盡管在這里，根據(jù)本公開的各種實施方案，包含反應延緩元素的中間層經(jīng)設置在鋁工件和鋼工件之間；

圖12以剖面圖形式顯示了根據(jù)本公開的一個實施方案將鋁工件和相鄰中間層以及焊接熔核焊接結合在一起的焊接接頭的理想化結構，所述焊接熔核將中間層與鋼工件熔焊在一起；

圖13以剖面圖形式顯示了根據(jù)本公開的一個實施方案用于將鋁工件接合到鋼工件上的示例性電阻點焊構型，盡管在這里，呈相鄰的有機材料層形式的中間層經(jīng)設置在鋁工件和鋼工件之間；和

圖14是圖13中描繪的相鄰有機材料層的一部分的放大視圖。

具體實施方式

本公開涉及當將鋁工件和鋼工件電阻點焊在一起時盡量降低鐵-鋁金屬間化合物的生長速率的方法。降低這些金屬間化合物的生長速率減小了焊接接頭中金屬間化合物層的厚度，并獲得了具有改善的延性和能量吸收的焊接接頭。例如，根據(jù)本公開的實踐，可以有效地抑制fe-al金屬間化合物的生長速率，使得在與鋼工件相鄰的焊接接頭中發(fā)展的金屬間化合物層的厚度為3微米或更小，在許多情況下為1微米或更小，特別是在其中來自所施加的負荷的應力最大的焊接接頭的周邊處。通過將焊接接頭周邊處的金屬間化合物層的厚度盡量減小至這樣的程度，還增強了在剝離張力和交叉張力這兩方面的焊接接頭的強度。如下文中更詳細描述的那樣，本公開涉及在重疊和相鄰的鋁工件和鋼工件的搭接界面處提供減緩fe-al金屬間化合物生長的特定元素，無論是否還存在其它附加的鋁工件和/或鋼工件。

圖1-2總體上描繪了在本公開的環(huán)境中電阻點焊的實踐?，F(xiàn)在參照圖1,描繪了工件堆疊體10的總體示意圖，其包括鋁工件12的一部分和重疊的鋼工件14的一部分。鋁工件12的搭接面12'和鋼工件14的搭接面14'彼此面對并接觸以建立搭接界面16，所述接觸為直接接觸或通過居間材料層如例如粘合劑層（未顯示在圖1-2中）間接接觸。鋁工件12和鋼工件14還包括彼此背離的背面12''，14''。工件12，14的所示部分例如可以在堆疊體組裝件10的外周，其中意在沿外周邊緣以間隔對齊的方式形成一系列焊接接頭。工件12，14各自已經(jīng)預先成型。

當工件堆疊體10經(jīng)組裝用于焊接時，堆疊體10包括鄰近鋁工件12的可觸及的第一側102和鄰近鋼工件14的可觸及的第二側104。本文中所用的術語“鄰近”指的是鋁工件或鋼工件12，14的實際背面12''，14''或具有相同基礎金屬組成的相鄰工件的表面。例如，如本文中顯示的那樣，當在堆疊體10（例如“2t”堆疊體）中僅存在鋁工件和鋼工件12，14時，鋁工件12的背面12''提供了第一側102，鋼工件14的背面14''提供了第二側104。但是，在其它實施方案中，可以在相鄰的鋼工件和鋁工件12，14的任一側或兩側上設置附加工件，只要附加工件具有與其緊鄰的鋁工件或鋼工件12，14相同的基礎金屬類型。例如，工件堆疊體組裝件10可以包括鄰接并覆蓋毗鄰鋼工件14的鋁工件12的背面12''設置的附加鋁工件，和/或其可以包括鄰接并覆蓋毗鄰鋁工件12的鋼工件14的背面14''設置的附加鋼工件。當存在另一附加工件時，堆疊體組裝件10的第一側和/或第二側102，104可以由附加工件提供。

鋁工件12包括經(jīng)涂覆或未經(jīng)涂覆的鋁基底。鋁基底可以由非合金的鋁或包含至少85重量%鋁的鋁合金組成?？梢詷嫵伤鼋?jīng)涂覆或未經(jīng)涂覆的鋁基底的一些顯著的鋁合金是鋁-鎂合金、鋁-硅合金、鋁-鎂-硅合金和鋁-鋅合金。如果經(jīng)涂覆的話，則鋁基底可以包括由鋁氧化物化合物以及可能的其它氧化物化合物（如鎂氧化物化合物，如果鋁基底例如是鋁-鎂合金的話）組成的難熔氧化物材料的表面層。這種難熔氧化物材料可以是當鋁基底暴露于空氣時自然形成的天然氧化物涂層和/或在制造過程中使鋁基底暴露于升高的溫度的過程中生成的氧化物層（例如軋制氧化皮（millscale））。鋁基底還可以涂覆有鋅、錫的層或由鈦、鋯、鉻或硅的氧化物組成的金屬氧化物轉化涂層，如美國專利公開號2014/0360986中所述的那樣。表面層可以具有1納米至10微米的厚度，并可以存在于鋁基底的各側面上。考慮到鋁基底和可能存在的任何任選的表面層的厚度，鋁工件12具有0.3毫米至大約6.0毫米，或更狹窄地為0.5毫米至3.0毫米的厚度。

鋁工件12的鋁基底可以以鍛造或鑄造的形式提供。例如，鋁基底可以由4xxx、5xxx、6xxx或7xxx系列鍛造鋁合金片層、擠出件、鍛件或其它經(jīng)加工的制品組成?；蛘?，鋁基底可以由4xx.x、5xx.x、6xx.x或7xx.x系列鋁合金鑄件組成。可以構成鋁基底的一些更具體的鋁合金種類包括但不限于aa5754和aa5182鋁-鎂合金、aa6111和aa6022鋁-鎂-硅合金、aa7003和aa7055鋁-鋅合金和al-10si-mg鋁壓鑄合金。如果需要的話，鋁基底可以進一步用于各種回火，包括退火（o）、應變硬化（h）和固溶熱處理（t）。本文中所用的術語“鋁工件”由此包括呈不同可點焊形式（包括鍛造片層、擠出件、鍛件等等，以及鑄件）的非合金鋁和多種鋁合金，無論是經(jīng)涂覆或是未經(jīng)涂覆的。

鋼工件14包括任意多種強度和等級的鋼基底，其是經(jīng)涂覆或未經(jīng)涂覆的。鋼基底可以是熱軋或冷軋的，并可以由鋼組成，如軟鋼、無間隙鋼、烘烤硬化鋼、高強度低合金（hsla）鋼、雙相（dp）鋼、復相（cp）鋼、馬氏體（mart）鋼、相變誘導塑性（trip）鋼、孿晶誘導塑性（twip）鋼和硼鋼（如當鋼工件14包括壓制硬化鋼（phs）時）。但是，鋼基底的優(yōu)選組成包括軟鋼、雙相鋼和用于制造壓制硬化鋼的硼鋼。這三種類型的鋼具有分別為150mpa至500mpa、500mpa至1100mpa和1200mpa至1800mpa的極限抗張強度。

鋼工件14可以包括在鋼基底的一側或兩側上的表面層。如果存在表面層的話，鋼基底優(yōu)選包括鋅（經(jīng)鍍鋅）、鋅-鐵合金（經(jīng)合金化熱鍍鋅）、鋅-鎳合金、鎳、鋁、鋁-鎂合金、鋁-鋅合金或鋁-硅合金的表面層，其任意一種可具有最高50微米的厚度，并可以存在于鋼基底的各側面上?？紤]到鋼基底和可能存在的任何表面層的厚度，鋼工件14具有0.3毫米至6.0毫米，或更狹窄地為0.6毫米至2.5毫米的厚度。本文中所用的術語“鋼工件”由此包括不同等級和強度的多種鋼基底，無論是經(jīng)涂覆或是未經(jīng)涂覆的。

在電阻點焊的實踐中，兩個相對的焊接電極18，20（通常具有銅基組成）以面對齊的方式壓在工件堆疊體10的第一側和第二側102，104上。直接相對的焊接電極18，20各自具有與其相應的工件堆疊體10的可觸及側102，104發(fā)生壓接的焊接面，并經(jīng)設計以使電流穿過工件12，14流通。所生成的熱在鋁工件12中引發(fā)熔融。并由此開始形成潤濕相鄰的鋼工件14的搭接面14'的焊接熔池22。當電流繼續(xù)流過時，焊接熔池22完全在鋁工件12內持續(xù)生長。鋼工件14對焊接熔池22沒有貢獻。

在焊接熔池22已達到預定尺寸后，通常在電流已流過2秒或更短時間后，終止電流在相對的焊接電極18，20的焊接面之間的流通。相對的焊接電極18，20保持壓在其相應的工件堆疊體10的側面102，104上，且工件12，14在周圍環(huán)境中冷卻。在冷卻時，焊接熔池22在鋁工件12中凝固以形成焊接接頭24，所述焊接接頭24具有結合面26，其將鋁工件12焊接結合或釬焊至其緊鄰的表面（如圖2中所示，其在此恰好是鋼工件14的搭接面14'）。焊接接頭24主要由焊接熔核28組成，所述焊接熔核28包含重新凝固的鋁材料。鋁焊接熔核28在其遠離焊接接頭24的結合面26延伸時在形狀上逐漸成錐形，并可以完全或部分滲透鋁工件12的厚度。

在富鋁的焊接熔池22存在并與鋼工件14的搭接面14'接觸期間，來自鋼工件14的鐵被提取到焊接熔池22中，并且隨著時間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的升高溫度（其處于或高于鋁的熔點）下，溶解的鐵與鋁反應以形成幾種類型的fe-al金屬間化合物。例如，據(jù)信初始在緊鄰表面（其在此是鋼工件的搭接面14'）上形成feal3化合物，其被焊接熔池22潤濕，接著形成fe2al5化合物。當然，由于焊接熔池22中鋁和鐵之間的反應，也可以形成其它類型的fe-al金屬間化合物。作為焊接熔池22中此類反應的結果，并如圖2中所示，通過電阻點焊產生的最終焊接接頭24通常具有跨越焊接接頭24的結合面26與鋼工件14的搭接面14'延伸的一個或多個fe-al金屬間化合物層30。

與大多數(shù)金屬間化合物相同，fe-al金屬間化合物（如feal3和fe2al5）是脆性的，并且在變形時容易突然斷裂。fe-al金屬間化合物的脆性特性以及它們在焊接接頭24的結合面26處的位置可能會降低焊接接頭24的延性。這種降低的延性轉而又可能減少嚴重和突然的變形（如在碰撞過程中可能發(fā)生的變形）過程中由焊接接頭24吸收的能量，由此需要在給定的車輛組件中制造大量的焊接接頭以便使車輛達到碰撞標準。通常，（一個或多個）fe-al金屬間化合物層30導致的焊接接頭能量吸收的降低隨（一個或多個）金屬間化合物層30的總厚度的增加而增加。例如，當將1.2毫米厚的由aa6022鋁合金組成的鋁工件點焊到2.0毫米厚的由熱浸鍍鋅低碳鋼組成的鋼工件上時，在焊接接頭中心處具有大約3微米的大致恒定的fe-al金屬間化合物層厚度的焊接接頭與在焊接接頭中心處具有3微米至6.5微米的可變fe-al金屬間化合物層厚度的焊接接頭相比多吸收將近50%的能量，即使后一種焊接接頭可能具有更大的直徑。

盡管鋁工件和鋼工件12，14的主要成分——即，分別為鋁和鐵——如上所述可能反應以形成fe-al金屬間化合物，該反應的性質和程度可能受附加元素的存在的影響。例如已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，一些元素可能延緩富鋁焊接熔池22中鐵與鋁的反應，并最終減小焊接接頭24內與鋼工件14的搭接界面14'相鄰形成的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層30的厚度。從上面的實例可以明顯看出，fe-al金屬間化合物厚度的這種降低可以增強所得焊接接頭24的延性和能量吸收。一些示例性的反應延緩元素（大致以有效性遞減的順序）包括碳、銅、硅、鎳、錳、鈷和鉻?？梢詥为毣蚪M合地在鋁工件和鋼工件12，14的搭接界面16處提供這些反應延緩元素以允許它們在電流流動過程中暴露于鋁焊接熔池22，由此抑制fe-al金屬間化合物的形成。在本公開的某些實踐中，碳、錳、硅或銅是可以單獨或一起使用的優(yōu)選的反應延緩元素。

圖3圖解了本公開的一個實施方案，并包括提供具有溶解于其中的反應延緩元素的鋼工件14。在此，如所示那樣，使用焊接構型200來顯示該實施方案，所述焊接構型200包括呈具有凸緣250的片材212形式的鋁工件12和呈具有凸緣252的片材214形式的鋼工件14。工件12，14的凸緣250，252可以組合在一起并隨后在沿經(jīng)組裝和重疊的凸緣250，252間隔開的數(shù)個焊點位置254的每一個處經(jīng)電阻點焊以形成焊接接頭24。這種特定的焊接構型200例如可適于將鋼加固件固定到車輛閉合件（引擎蓋、車門、尾門）的內板上、將鋼內板固定到車輛門洞周圍的鋁外板上、或將鋁車輛頂蓋固定到車體的鋼下部上。鋁工件12可以是aa6xxx系列鋁合金，鋼工件14可以是在其組成中包含溶解在固溶體中的一種或多種反應延緩元素的高強度鋼。

鋼工件14可以經(jīng)改性或選擇以包含有效量的溶解的反應延緩元素?？梢钥隙ǖ氖牵伎梢栽谀承╀撝姓业?，并且當以0.010重量%或更大的量存在時，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)抑制fe-al金屬間化合物形成和生長。同樣，錳可以在某些鋼中找到，并且當以0.5重量%或更大的量存在時，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)抑制fe-al金屬間化合物形成和生長。硅也可以在某些鋼中找到，并且當以0.030重量%或更大的量存在時已經(jīng)顯示出抑制fe-al金屬間化合物形成和生長。銅是可以在某些鋼中找到的另一種元素，盡管其不常使用，并通常限于0.35重量%或更小的量以防止熱脆性。盡管如此，即使以這些相對較低的量，銅已經(jīng)顯示出抑制fe-al金屬間化合物形成和生長的能力。反應延緩元素的某些組合在相對較低的水平下也可能具有顯著的效果，例如0.2重量%的錳與0.035重量%的硅結合。因此可以選擇或定制鋼工件14的組成以幫助限制點焊過程中fe-al金屬間化合物的形成和生長。

本公開的該實施方案中采用的鋼工件14可以是此前其對fe-al金屬間化合物形成和生長的有益效果尚未被認識到的特定鋼組合物。例如，高強度鋼（具有300mpa或更大的抗張強度）通常含有比較低強度的低碳鋼明顯更高濃度的合金元素。并且由于它們在增加強度方面的有效性，且由于經(jīng)濟的原因，高強度鋼傾向于包含更有效的反應延緩元素，其為碳、錳和硅。在這方面，可以選擇一組特定的高強度鋼以既滿足高結構強度的要求，又將跨越結合面26且尤其在焊接接頭24周邊的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層30的總厚度限制在3微米或更低。通常，這些要求可以通過以0.010重量%或更大的量包含碳、以0.5重量%或更大的量包含錳、以0.030重量%或更大的量包含硅和/或以0.35重量%或更小的量包含銅的鋼來滿足。

作為鋁焊接熔池22與點焊工藝過程中從鋼工件14中提取的反應延緩元素之間的相互作用的一個例示，首先將低碳低強度鋼用于作為工件堆疊體（其包括鋁工件和重疊的相鄰鋼工件）的一部分的鋼工件來進行多個基線測試。一些結果顯示在圖4中，其比較了將1.2毫米厚的由aa6022鋁合金（主要的合金元素是0.8-1.5重量%的硅和0.45-0.75重量%的鎂）組成的鋁工件點焊到由1.0毫米厚的熱浸鍍鋅低碳鋼組成的鋼工件上的過程中形成的跨越兩個焊接接頭的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層以微米為單位的總厚度（y-軸）。以微米為單位報道焊接接頭尺寸（x-軸），并且其顯示為距離標記為“0”的焊接中心線的位移。通過使13ka的恒定電流流通但改變電流流動的持續(xù)時間來發(fā)展兩個焊接接頭的直徑。在一種情況下，如在曲線60處所示，200毫秒的電流流動持續(xù)時間在結合面26處形成直徑為大約6200微米的焊接接頭，其中在焊接接頭中心處（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度為大約3微米。但是，如在曲線62處所示，當電流流動持續(xù)時間為800毫秒時，形成直徑為大約8000微米的焊接接頭，其中就在焊接接頭中心外部，（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度高達大約6.5微米。

隨后在與圖4相關的上述條件下形成的焊接接頭上進行剝離強度測試。現(xiàn)在參照圖5-6，顯示了剝離強度測試的示范。從圖5開始，試樣70以橫截面形式圖解了在鋁工件312（aa6022鋁合金）和鋼工件314（熱浸鍍鋅低碳鋼）之間形成的焊接接頭90。焊接接頭90包含在鋁工件312內，并包括抵靠鋼工件314的搭接面314'設置的一個或多個fe-al金屬間化合物層（顯示為單一層92）。當拉力作用于其上（由相對的箭頭76表示）時，試樣70發(fā)生旋轉，并采取圖6中所示的構型。這樣的構型向焊接接頭90，特別是向焊接接頭90的周邊施加剝離力（在圖6中顯示為相對的箭頭78）。焊接接頭90對該剝離力的響應對（一個或多個）fe-al金屬間化合物層92（特別是在焊接接頭90與鋼工件314的搭接面314'的結合界面周邊處）的總厚度敏感，并且還對焊接接頭90周邊處的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層92的總厚度的斜度80敏感。剝離強度測試已經(jīng)顯示，（一個或多個）fe-al金屬間化合物層92的總厚度在焊接接頭90的周邊處應優(yōu)選不大于3微米以獲得持續(xù)牢固的接頭。

圖7圖解了使用與用于發(fā)展圖4中所示的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層總厚度曲線圖的條件相同的焊接條件形成的焊接接頭的負荷-伸長曲線圖。在這些負荷-伸長曲線圖中，y-軸表示所施加的負荷，以牛頓（n）為單位，x-軸是所觀察到的焊接接頭的伸長，以毫米為單位。曲線82反映了使用施加200毫秒的13ka的恒定電流時所形成的焊接接頭的行為，曲線84反映了使用施加800毫秒的13ka的恒定電流所得的焊接接頭的行為。換言之，曲線80指示隨圖4中的曲線60所示的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層總厚度而變的焊接接頭的負荷-伸長行為，而曲線84指示隨圖4中的曲線62所示的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層總厚度而變的焊接接頭的負荷-伸長行為。雖然負荷-延長曲線82，84的初始部分幾乎是不可區(qū)分的，但具有較薄的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的較小焊接接頭（以直徑計）（曲線82）表現(xiàn)出比具有較厚的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的較大焊接接頭（以直徑計）（曲線84）明顯更高的延性。

此外，其負荷-伸長曲線圖示于圖7中的焊接接頭所吸收的能量與它們相應的負荷-伸長曲線下方的面積成正比。因此，由具有較薄的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的焊接接頭（曲線82）顯示的擴展的延性導致比具有較厚的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的焊接接頭（曲線84）更高的能量吸收。具體而言，曲線82表現(xiàn)出5.5焦耳的能量吸收，而曲線84表現(xiàn)出3.7焦耳的能量吸收。因此，盡管長持續(xù)時間（800毫秒）焊接接頭（圖7中的曲線84和圖4中的曲線62）的焊接接頭直徑更大（8000微米vs.6200微米），短持續(xù)時間（200毫秒）焊接接頭（圖7中的曲線82和圖4中的曲線60）多吸收大約50%的能量。在焊接延性和能量吸收方面的這些差異可主要歸因于電阻點焊過程中形成的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度和焊接接頭周邊的（一個或多個）金屬間化合物層的斜度。

對于測試（其產生了結合圖4-7討論的結果）中檢測的汽車級低碳低強度鋼，合金元素的量一般較低。碳通常將以0.001重量%至0.005重量%的量存在，而錳通常將以低于0.5重量%的量存在。此外，硫和磷的量通?？刂茷榈陀?.05重量%，優(yōu)選控制為低于0.025重量%。剩余元素如（按英文字母順序）鉻、銅、鎳、鉛、鉬和錫也可以以單獨和總體上有限的量存在。與低碳低強度鋼相比之下，高強度鋼通常具有較高的合金元素濃度。例如，與低碳低強度鋼相比，在其它等級的鋼中高強度低合金（hsla）鋼和雙相（dp）鋼通常含有較高量的一種或多種上述反應延緩元素。特別地，340級hsla鋼（最小抗張強度為410mpa）可以含有至多0.12重量%的碳、至多1.5重量%的錳和至多0.5重量%的硅，且dp600鋼（最小抗張強度為600mpa）可以含有至多1.5重量%的碳、至多2.5重量%的錳和至多0.60重量%的硅。

在圖8-9的光學顯微照片中以代表性方式顯示了在包括鋁工件和重疊的相鄰鋼工件的工件堆疊體上進行電阻點焊時hsla和dp鋼中含有的較高的錳量對fe-al金屬間化合物的形成和生長，以及由此對（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度的影響。這些顯微照片示出了在由aa6022鋁合金組成的鋁工件86和鋼工件88之間的焊接接頭中心處發(fā)展的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度，所述鋼工件88由（1）主要合金元素為0.002重量%的c、0.1重量%的mn和0.01重量%的si的超低碳鋼（圖8）和（2）主要合金元素為0.008重量%的c、1.9重量%的mn和0.01重量%的si的dp600高強度鋼（圖9）組成。在兩種情況下，鋁工件86為1.2毫米厚，鋼工件88為1.0毫米厚并經(jīng)過熱浸鍍鋅，所形成的焊接接頭在焊接接頭與鋼工件的搭接面的結合界面處具有大約8000微米的直徑。

采用多階段焊接工藝產生圖8-9中所示的焊接接頭微觀結構，所述工藝總體上遵循2015年10月14日提交的題為“multi-stageresistancespotweldingmethodforworkpiecestack-uphavingadjacentsteelandaluminumworkpieces”的美國申請?zhí)?4/883,249中詳細描述的實踐。具體而言，對于圖8中顯示的微觀結構，將800lbf的夾緊負荷施加到工件堆疊體上，并使17ka的電流穿過所述鋁工件和鋼工件流通125毫秒。然后實施250毫秒的冷卻期以使得焊接接頭由焊接熔池凝固。一旦凝固，使用間隔10毫秒冷卻期的十三個33ka的電流脈沖使焊接接頭再熔融。最后，在完成所有再熔融階段后，實施250毫秒的最終冷卻期。使用幾乎相同的工藝產生圖9中所示的微觀結構，除了在焊接接頭的再熔融過程中所用的脈沖電流降低至32ka以平衡電阻更高的dp鋼的效果。要注意的是，盡管施加了更高的電流，該多階段點焊程序產生了總厚度不大于圖4中所示的曲線60所表示出的厚度的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層94。

如圖8-9中所示，雖然在（一個或多個）fe-al金屬間化合物層94的總厚度方面存在某些改變，但顯而易見的是，當用高錳含量dp600鋼形式的鋼工件88進行點焊時，圖9中fe-al金屬間化合物層94的厚度明顯降低，平均降低近二分之一。不受任何特定理論所束縛，這種差異據(jù)信是由于實現(xiàn)錳在鋼和首先形成的fe-al金屬間組合物中的平衡分配的緩慢性所導致。由于fe-al金屬間化合物和鋼在焊接熔池的溫度下均為固體，合金分配需要在金屬間化合物和鋼中均進行固態(tài)擴散，這是本質上緩慢的過程。此外，鋁工件（aa6022鋁合金）中的硅被認為對（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度幾乎沒有影響（如果有的話）。例如，選擇aa6022合金作為與圖4、7和8-9相關的試驗中的鋁工件。為此，再一次不希望受到任何特定理論的束縛，據(jù)信在富鋁的焊接熔池內發(fā)生的快速擴散和混合使得能夠迅速獲得原始包含在鋁工件中的任何反應延緩合金元素（在aa6xxxx合金的情況下為硅）在焊接熔池與生長的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層之間的平衡分配。

因此，當期望鋼工件14如由所公開的方法的這一特定實施方案所預期的那樣具有溶解在其中的反應延緩元素時，hsla鋼和dp鋼因其相對高的錳含量（其量超過0.5重量%）和較高的碳含量（其量可超過0.010重量%）是良好的候選者。當然，如上文所討論的那樣，其它反應延緩元素可以類似地并正如碳和錳那樣有效地在抑制fe-al金屬間化合物形成和生長方面起作用。實際上，通過將含有2重量%的各種合金元素的鋼試樣浸沒在760℃下的熔融鋁中600秒（這遠長于通常在點焊應用中發(fā)生的時間）來進行試驗以證明不同合金元素的相對有效性。結果顯示在圖10中，該圖以柱形圖形式顯示了在各合金的鋼試樣上發(fā)展的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的以微米為單位的平均總厚度（y-軸）和標準偏差（包括在各個柱上）。這些結果，與為了參照而包括的來自純鐵的數(shù)據(jù)一起，表明了鉻、鈷、錳、鎳和硅（以有效性遞增的順序列出）可以抑制fe-al金屬間化合物的形成和生長，并由此限制了（一個或多個）fe-al金屬間化合物層的總厚度。為了實施所公開的方法的這一特定實施方案，可以選擇具有任意上述反應延緩元素或經(jīng)改性以包括任意上述反應延緩元素的多種高強度鋼。

但是，在所公開的方法的一些實踐中，可能必須在工件堆疊體10中使用不包含有效量的任意反應延緩元素的鋼工件。這些鋼組合物可包括低碳低強度鋼，如無間隙（if）鋼或低強度烘烤硬化鋼。在這樣的情況下，可以根據(jù)其它實施方案來實施所公開的方法，所述其它實施方案如前述實施方案那樣能夠在鋁工件和鋼工件12，14的搭接界面16處提供反應延緩元素以抑制fe-al金屬間化合物的形成。在這些其它實施方案（其在下文中更詳細地描述）中，反應延緩元素存在于在搭接界面16處經(jīng)設置在鋁工件和鋼工件12，14之間的中間層中。

圖11-12圖解了當工件堆疊體400包括缺少有效量的反應延緩元素的鋼工件14（在此以片材414的形式顯示）時可以采用的所公開方法的一個實施方案。在此處，如所示的那樣，由高強度鋼或定制鐵基合金組成的剛性墊片形式的中間層96可以插入鋁工件12（在此也以片材412的形式顯示）的搭接面12'與鋼工件14的搭接面14'之間并與二者接觸，所述高強度鋼或定制鐵基合金以其必要量包含一種或多種反應延緩元素（即碳、銅、硅、鎳、錳、鈷或鉻）。所述墊片是可以在組裝工件堆疊體400的過程中插入到相對的凸緣450，452之間的分立組件。這種點焊方法需要生成由中間層96和鋼工件共享的焊池，所述焊池在凝固時在鋼工件14與中間層96之間形成熔焊熔核，而且同時焊接接頭24在鋁工件12內形成，使得其將鋁工件12與中間層96焊接結合或釬焊在一起，如圖12中所示。雖然此處在圖11中顯示的中間層96為包含在鋁工件和鋼工件12，14的凸緣450，452內的分立墊片的形式，但要理解的是，中間層96也可以延伸超出鋁工件和鋼工件12，14的重疊的凸緣450，452。

當以墊片形式形成時，中間層96應當能焊接到鋼工件14上，此外，其應當具有足夠高的熔融溫度，以使得在中間層96與鋼工件14之間共享熔焊熔核，并且使得接觸鋁工件12的搭接面12'的中間層96的表面保持為固體（即不會熔融）以支承與焊接接頭24的結合。為此，中間層96可以是含碳高錳hsla或雙相鋼（如上文所述那些）或包含足夠的反應延緩元素成分（composition）的任何其它鋼，或者其可以是由鐵和反應延緩元素中的一種所組成的單相（鐵素體）富鐵固溶體合金，包括例如（1）鐵和碳、（2）鐵和銅、（3）鐵和硅、以及（4）鐵和錳的合金。這些合金可分別含有至少0.010重量%的碳、至少0.2重量%的銅、至少0.030重量%的硅和至少0.5重量%的錳。優(yōu)選地，為了使效果最大化，這些合金可分別含有至少0.050重量%的碳、至少0.2重量%的銅、至少0.3重量%的硅和至少1.0重量%的錳。含有銅、硅和錳的二元合金的濃度由它們在鐵素體中的最大溶解度（如其相關的二元相圖所表示的那樣）來設定。這樣的溶解度界限對于錳而言對應于3重量%至4重量%，對于硅而言對應于5重量%至6重量%，對于銅而言對應于不超過0.8重量%。對于鐵和碳的二元合金，最大碳含量比共析成分（eutectoidcomposition）略高或大約1.0重量％。將成分限制在上述界限內將確保中間層96為單相，盡管如果中間層96作為三元合金或多相合金使用的話可以允許更大量的元素，例如高達30重量%的錳，以此為例。此外，如果預期暴露于腐蝕性環(huán)境的話，中間層96可以通過熱浸或通過電沉積來鍍鋅。

如上所述，如圖12中所示，通過在鋼工件14和中間層96之間形成由鋼組成的熔焊熔核98來輔助這一特定實施方案的電阻點焊工藝。該焊接熔核98用于在電流流動過程中將熱量集中在鋼工件14和中間層96內以產生徑向溫度梯度，所述徑向溫度梯度改善了鋁工件12中焊接接頭24的凝固結構。此外，焊接熔核98傾向于通過將鋼工件12推入鋁工件14中來擾亂鋁工件和鋼工件12，14的搭接界面16。鋼工件14的這種變形可以有助于擾動或破壞夾帶在生長的焊接熔池22內的殘余氧化物膜缺陷，同時也在最終的焊接接頭24中充當裂紋偏轉部。如所述那樣，由于上文所解釋的原因，通過使用墊片形式的中間層96，有可能將鋁工件12間接固定到鋼工件14上，而不會在焊接接頭24與中間層96的相鄰表面的結合界面處形成過厚的fe-al金屬間化合物層。實際上，如圖12中所示，熔焊熔核98將鋼工件14熔合到墊片上，并且焊接接頭24將墊片焊接結合或釬焊到鋁工件12上。

在與圖11-12中所示實施方案相關的又一替代實施方案中，中間層96可以是柔性箔而非剛性墊片的形式。由于獲得薄箔規(guī)格的高強度鋼具有挑戰(zhàn)性——但不一定無法實現(xiàn)，高強度鋼作為中間層96的更實際的用途是呈墊片的形式，該墊片可能潛在地向接合的工件堆疊體400增加顯著的質量。定制鐵基合金箔形式的更薄的中間層96由此在一些情況下可能是有吸引力的選擇?？勺鳛椴褂玫亩ㄖ畦F基合金可以是上文關于墊片所描述的任何合金。定制鐵基合金可以是由鐵和反應延緩元素之一組成的單相（鐵素體）富鐵固溶體合金的形式，包括例如（1）鐵和碳、（2）鐵和銅、（3）鐵和硅、以及（4）鐵和錳的合金。這些合金可分別含有至少0.010重量%的碳、至少0.2重量%的銅、至少0.030重量%的硅和至少0.5重量%的錳。優(yōu)選地，為了使效果最大化，這些合金可分別含有至少0.050重量%的碳、至少0.2重量%的銅、至少0.3重量%的硅和至少1.0重量%的錳。含有銅、硅和錳的二元合金的上限濃度由它們在鐵素體中的最大溶解度（如其相關的二元相圖所表示的那樣）來設定，并且鐵和碳的二元合金的最大碳含量比共析成分略高，如前所述。柔性箔形式的中間層96可以通過電沉積或冷軋來制造，并且類似于墊片，可以在組裝工件堆疊體400的過程中插入到相對的凸緣450，452之間。

當中間層96為柔性箔形式時，相同的一般點焊方法適用于在鋼工件14與中間層96之間形成熔焊熔核，而且同時在鋁工件12內形成焊接接頭24以便將鋁工件12與中間層96焊接結合或釬焊在一起?？紤]到這一點，當成形為箔時，中間層96的厚度以及焊接條件必須加以選擇以便借助于熔焊熔核98將該箔熔合到鋼工件14上，而不會使箔完全熔融；也就是說，要在中間層96與鋼工件14之間共享熔焊熔核，并且與鋁工件12的搭接面12'接觸的中間層96的表面要保持為固體（即不會熔融）以支承與焊接接頭24的結合。如所述那樣，由于上文所解釋的原因，通過使用箔形式的中間層96，有可能將鋁工件12間接固定到鋼工件14上，而不會在焊接接頭24與中間層96的相鄰表面的結合界面處形成過厚的fe-al金屬間化合物層。

在與圖11-12中所示實施方案相關的再一替代實施方案中，中間層96可以是直接粘附到鋼工件14的搭接面14'上的沉積層。熱處理過程，諸如電弧焊、冷金屬轉移、等離子體或火焰沉積、或冷噴涂，是幾種可能用于將中間層96沉積到鋼工件414上的技術。因此，在這一實施方案中，中間層96可以是冶金結合到鋼工件的搭接面14'上，并且包含有效量的一種或多種反應延緩元素的定制鐵基合金?？梢钥紤]多種鐵基合金，包括上述的那些單相（鐵素體）富鐵固溶體合金。但是，由于該沉積層無需像在前述實施方案中那樣在點焊工藝過程中焊接到下方的鋼工件14上，具有更大濃度的反應延緩元素的鐵基合金也可以考慮，特別是如果多相組合物可以接受的話。當然，在該實施方案的一些實施方式中，可以選擇沉積層形式的中間層以便在焊接溫度下保持為固體。

在與圖11-12中所示實施方案相關的再一替代實施方案中，如圖13-14中所示，中間層96可以是居間有機材料層，其包含有機材料基質500和一種或多種反應延緩元素的粒子502。以在鋁工件和鋼工件12，14的搭接面12'，14'之間并沿著該搭接面12'，14'延伸的層形式存在的居間有機材料可以是可熱固化的焊接相貫（weld-through）粘合劑層，其包含可熱固化的熱固性聚合物結構基質（有機材料500）和含有一種或多種反應延緩元素的分散遍布于聚合物基質中并嵌入聚合物基質內的粒子502（例如碳、銅、硅、鎳、錳、鈷和/或鉻的粒子），如圖14中所示。可熱固化的熱固性聚合物基質可以是任何可固化的結構粘合劑，包括例如可熱固化的環(huán)氧樹脂或可熱固化的聚氨酯?？梢杂米骶酆衔锘|的可熱固化的結構粘合劑的一些具體實例包括dowbetamate1486、henkelterokal5089和uniseal2343，其均是市售的。當作為中間層96施加時，可熱固化的焊接相貫粘合劑優(yōu)選具有0.1毫米至2.0毫米，或更狹窄地為0.2毫米至1.0毫米的厚度。在其它實施方式中，居間有機材料層可以包含可熱固化的密封劑，含有一種或多種反應延緩元素的粒子分散于其中。

粒子502可以由非合金形式的反應延緩元素組成，或者它們可以是包含反應延緩元素的合金，諸如fe-c、fe-si、fe-ni、fe-mn、fe-cr、fe-cu和/或fe-co的二元合金，諸如fe-mn-c、fe-si-mn和/或fe-cr-mn之類的三元合金，以及四元合金。粒子502在它們的組成方面可以是均勻的，或者它們可以是超過一種類型的粒子的混合物。雖然分散在有機材料基質500（如可熱固化的焊接相貫基質的可熱固化的熱固性聚合物基質）內的粒子502的比例可以改變，但優(yōu)選的實施方案包括包含在有機材料基質500內的粒子502的總體積的1體積%至50體積%，或更狹窄地為5體積%至20體積%。此外，與一些降低含量的熱解法二氧化硅（通常在焊接相貫粘合劑中用作填料粒子）結合的這種量的粒子502能夠向可熱固化的焊接相貫粘合劑層賦予合意的觸變性質，同時還在熱力學上阻礙如上所述的焊接接頭24內（一個或多個）fe-al金屬間化合物層30的生長。此外，粒子502不會像熱解法二氧化硅粒子那樣與難熔氧化物層的殘留物相互作用并使其穩(wěn)定。難熔氧化物層的殘留物的這種惰性避免了在電流流動過程中生成更持久和頑固的復合殘留物層，由此改善了焊接熔池22潤濕鋼工件14的能力。

再回頭參照圖13，居間有機材料層形式的中間層96可以通過與前文幾乎相同的方式在暴露于焊接熔池22的搭接界面16處提供反應延緩元素來抑制fe-al金屬間化合物的形成和生長。特別地，在點焊條件下，并使用可熱固化的焊接相貫粘合劑作為有機材料層的實例，該可熱固化的焊接相貫粘合劑首先在由焊接電極18，20提供的高壓縮力下側向移動。熱固性粘合劑聚合物基質的任何剩余部分在電流流動過程中在焊點位置內熱分解。聚合物基質的熱分解傾向于留下靠近鋼工件14的搭接面14'的一部分粒子502以及粘合劑層的其它殘留物，包括碳灰。在焊點位置之外，可熱固化的焊接相貫粘合劑層通常保持不受干擾，并在隨后的操作過程中在固化時能夠在所得焊接接頭的外部和周圍提供其粘附結合功能。

當焊接熔池22在鋁工件12內生成時，由于在碳、銅、硅、鎳、錳、鈷和/或鉻的元素與形成的fe-al金屬間化合物之間發(fā)生分配，粒子502阻礙fe-al金屬間化合物的形成和生長。焊接熔池22在電流流動終止時最終凝固成焊接接頭24，由此，至少在該實施方案中，所得接頭24的結合面26將鋁工件12焊接結合或釬焊到鋼工件14上。由于居間有機材料層的有機材料基質500內所含有的粒子502，與焊接接頭24的結合面26和鋼工件14的搭接面14'的界面鄰接的（一個或多個）fe-al金屬間化合物層30的厚度通常小于3微米，并在許多情況下跨越整個結合面26為0.5微米至1.5微米厚。相比之下，采用具有熔融二氧化硅顆粒相的常規(guī)粘合劑的電阻點焊操作傾向于產生具有高達7微米厚或在局部甚至更厚（取決于各種因素，包括鋼工件14的組成）的fe-al金屬間化合物層的焊接接頭。

優(yōu)選的示例性實施方案和具體實例的上述描述僅僅為描述性質的；它們并非意在限制隨附權利要求的范圍。所附權利要求中使用的各術語應具有其普通和常規(guī)的含義，除非在說明書中另行具體和清楚地說明。