采用高强度高成形钢的点焊接头及其生产方法

摘要

本发明涉及至少两个钢板的点焊接头，其中所述钢板中的至少一个表现出大于或等于600MPa的屈服强度，大于或等于1000MPa的极限拉伸强度，大于或等于15％的均匀延伸率。基体金属化学组成包含0.05≤C≤0.21％、4.0≤Mn≤7.0％、0.5≤Al≤3.5％、Si≤2.0％、Ti≤0.2％、V≤0.2％、Nb≤0.2％、P≤0.025％、B≤0.0035％，并且点焊接头包含熔区显微组织，所述熔区显微组织包含大于0.5％的Al并且包含面积分数低于1％的偏析区，所述偏析区是大于20μm

说明书

本发明涉及至少两个钢板的点焊接头，其中所述钢板中的至少一个表 现出大于或等于600MPa的屈服强度，大于或等于1000MPa的极限拉伸 强度，大于或等于15％的均匀延伸率。

特别地，在汽车工业中，持续需要通过使用轻型钢或表现出高拉伸强 度的钢并通过接合上述轻型钢或表现出高拉伸强度的钢以弥补较低厚度 从而使车辆减重并增加安全性。因此，已提出了如下文提到的提供不同强 度水平的几类钢。

首先，提出了具有微合金元素的钢，其硬化是同时通过析出和通过粒 度细化得到的。在开发了这种钢之后开发了具有较高强度的那些钢，称为 先进高强度钢(AdvancedHighStrengthSteel)，其保持良好的强度水平 和良好的冷成形性。

为了得到甚至更高的拉伸强度水平，开发了表现出TRIP(相变诱发 塑性)行为以及高度有利的特性组合(拉伸强度/可变形性)的钢。这些 特性与这种钢的结构有关，其由包含贝氏体和残余奥氏体的铁素体基体组 成。残余奥氏体通过添加硅或铝而稳定，这些元素减缓了奥氏体中和贝氏 体中碳化物的析出。残余奥氏体的存在改善了后续变形作用下的延展行 为，例如，当经历单轴应力时，由TRIP钢制成的零件的残余奥氏体逐渐 转变为马氏体，导致了显著硬化并延迟了颈缩出现。

为了达到甚至更高的拉伸强度，即，大于800MPa至1000MPa的水 平，已开发了具有主要贝氏体结构的多相钢。通常，在汽车工业中或在工 业中，这种钢被有利地用于结构部件，例如保险杠横梁件、柱、各种增强 件和耐磨的磨损件。但是，这些部件的成形性同时需要足够的延伸率(大 于10％)和不太高的屈服强度/拉伸强度比，以便具有足够的塑性储备。

所有的这些钢板表现出抗性与延展性相对良好的平衡，但是当使用例 如常规点焊技术来组装这些钢板时出现了新的挑战。因此，需要在可使用 现有焊接技术进行焊接时表现出高强度和高成形性的新概念。

为了减小白车身重量，欧洲申请EP1987904旨在提供钢制品与铝材 的接合产品以及用于所述接合产品的点焊方法，确保可以进行具有高结合 强度的点焊。在一个实施方案中，通过点焊将板厚度t₁为0.3mm至3.0mm 的钢制品与板厚度t₂为0.5mm至4.0mm的铝材接合在一起形成钢制品 与铝制品的接合产品。在这种接合产品中，接合部分的熔核面积为20×t₂^0.5mm²至100×t₂^0.5mm²，界面反应层厚度为0.5μm至3μm的部分的面积 为10×t₂^0.5mm²或更大，并且界面之差(接合部分中心处的反应层厚度与 距离接合部分中心四分之一接头直径D_c的点处的界面反应层厚度之差) 为5μm或更小。根据这种结构，提供了具有优良结合强度的异种材料接 合产品，其可以以低成本通过现有点焊设备而不使用其他材料如覆层材料 形成。这在不增加单独步骤和用于异种材料接合产品的点焊方法的情况下 而完成。该方法意味着将钢板焊接至铝板，接合材料阻力将在铝侧而不是 钢侧具有软区域。

美国申请US2012141829提出了点焊接头，其包含拉伸强度为 750MPa至1850MPa并且碳当量C_eq等于或大于0.22质量％至0.55质量 ％的至少一个薄钢板，并且其中在薄钢板的界面中形成熔核。在熔核外层 区域中，显微组织由其中臂间隔的平均值等于或小于12μm的枝晶组织 组成，所述显微组织中包含的碳化物的平均粒径为5nm至100nm，且碳 化物的数量密度等于或大于2×10⁶/mm²。该申请不针对第三代钢而只是针 对常规钢。

对于钢中含有非常规量合金元素的钢进行焊接的挑战，已提到的现有 技术都没有面对也没有解决所述挑战，该挑战仍然未解决。

本发明涉及至少两个钢板的点焊接头，其中所述钢板中的至少一个为 铝合金钢板，所述铝合金钢板表现出：

–大于或等于600MPa的屈服强度，

–大于或等于1000MPa的拉伸强度，

–大于或等于15％的均匀延伸率。

焊接接头的特征在于：

–熔区，其包含至少0.5重量％的Al和面积分数低于1％的粗偏析区。 所述粗偏析区限定为至少包含基体金属标称磷含量的大于20μm²的区 域。

–任选地，熔区显微组织包含密度等于或大于2×10⁶/mm²的大于50 nm的碳化铁。

–任选地，在熔区与根据本发明的钢之间的边界处的显微组织在铁素 体晶粒中没有马氏体18R。

本发明的另一个目是提供用于与钢形成这种焊接接头的方法，所述钢 可以容易地冷轧至其最终厚度，并适用于普通连续退火线且对工艺参数灵 敏度低。

作为第一个目标，本发明具有至少两个钢板的点焊接头，其中所述板 中的至少一个是铝合金钢，按重量百分比计，所述铝合金钢包含：

0.05≤C≤0.21％

4.0≤Mn≤7.0％

0.5≤Al≤3.5％

Si≤2.0％

Ti≤0.2％

V≤0.2％

Nb≤0.2％

P≤0.025％

B≤0.0035％

S≤0.004％

组成的余量为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，所述钢表现出大于 或等于600MPa的屈服强度、大于或等于1000MPa的极限拉伸强度、大 于或等于15％的均匀延伸率，所述钢的显微组织包含20％至50％的奥氏 体、40％至80％的退火铁素体、低于25％的马氏体，并且其中所述点焊 接头的特征在于熔区显微组织，所述熔区显微组织包含大于0.5％的Al 并且包含面积分数低于1％的粗偏析区。所述粗偏析区限定为包含量高于 钢中磷含量的磷的大于20μm²的区域。

在另一个优选实施方案中，所述铝合金钢的化学组成的铝含量为 1.0≤Al≤3.0％或甚至1.0≤Al≤2.5％。

优选地，所述铝合金钢的化学组成的硅含量为Si≤1.5％或甚至 Si≤1.0％。

在一个优选实施方案中，所述铝合金钢的显微组织包含50％至70％ 的退火铁素体。

在一个优选实施方案中，所述铝合金钢表现出低于20％的马氏体。

优选地，在点焊接头熔区中大于50nm的碳化铁的密度等于或大于 2×10⁶/mm²。

优选地，熔区与根据本发明的钢之间的边界处的显微组织在铁素体晶 粒中没有斜方晶系针状相的马氏体18R。

作为一个目标，本发明还具有包含根据本发明的点焊接头的两个钢板 的组合件。

作为第二个目标，本发明涉及产生至少两个钢板点焊接头的方法，其 中所述板中的至少一个是铝合金钢板，所述点焊接头通过以下步骤产生：

-浇铸具有根据本发明的组成的铝合金钢以获得板坯，

-在1150℃至1300℃的温度T_再加热下再加热所述板坯，

-在800℃至1250℃的温度下对再加热的板坯进行热轧以获得热轧 钢，最后的热轧道次在大于或等于800℃的温度T_lp下进行，

-以1℃/s至150℃/s将热轧钢冷却直至低于或等于650℃的卷取温度 T_卷取，

-然后，在T_卷取下卷取已冷却的热轧钢，

-任选地，使热轧钢在400℃至600℃下分批退火1小时至24小时， 或者在650℃至750℃下连续退火20s至80s，

-作为一个目标，本发明还具有直接使用浇铸机获得钢的方法，在所 述浇铸机中浇铸后立即对产品进行轧制，该方法称为“薄板坯浇铸”，

然后：

-去除热轧钢板的氧化皮，

-以30％至70％的冷轧率对钢板进行冷轧以获得冷轧钢板，

-以至少等于1℃/s的加热速度H_速率将钢板加热至退火温度T_退火，

-在30秒至700秒期间在T_最小至T_最大的温度T_退火下使钢退火，T_最小和T_最大由以下限定：

T_最小＝721-36*C-20*Mn+37*Al+2*Si(以℃计)

T_最大＝690+145*C-6.7*Mn+46*Al+9*Si(以℃计)，

-以优选5℃/s至70℃/s的冷却速率使钢板冷却，

-将冷轧钢切成板以获得冷轧钢板，

-以3kA至15kA的有效强度和施加在电极上的150daN至850daN 的力，将至少一个冷轧钢板焊接至另一种金属，所述电极的有效面直径为 4mm至10mm，

-任选地，使钢板以V_冷却2冷却至350℃至550℃的温度T_OA，并在 T_OA下保持10秒至300秒的时间，以便进行热浸涂覆，

-以优选大于5℃/s且小于70℃/s的冷却速率V_冷却3使钢板进一步冷 却至室温，以获得冷轧退火钢板。

任选地，在170℃至400℃的温度T_回火下使冷轧退火钢回火200s至 800s的时间t_回火。

在一个优选实施方案中，在退火后，用Zn或Zn合金涂覆根据本发 明的冷轧钢板。

在另一个实施方案中，在退火后，用Al或Al合金涂覆根据本发明的 冷轧钢板。

任选地，根据本发明的点焊接头在焊接后经受后热处理，所述后热处 理以焊接强度的60％至90％的强度施加0.1秒至2秒的时间。

根据本发明的钢板或焊接的两个钢板的组合件可以用于生产汽车制 造业中白车身的汽车结构件。

本发明的其他特征和优点将通过以下详细描述呈现。结合的附图以示 例的方式给出而不应视为限制本发明的范围。所述附图为：

-图1说明了热轧材料B1、C1、E1和F1的硬度变化。

-图2说明了热轧材料B1、C1、E1和F1的拉伸特性。

-图3说明了退火前冷轧材料B1、C1、E1和F1的拉伸特性。

-图4A示出了冷轧退火材料B1、C1、E1和F1的拉伸特性。

-图4B示出了冷轧退火材料G1、H1、H2、H3和I2的拉伸特性。

-图5示出了对于如表5中详述的组合件A+A、B+B、C+C和E+E， 硝酸酒精溶液(Nital)刻蚀后熔区的扫描电子显微照片以及突出了铝含量 对显微组织中渗碳体颗粒(白色)的作用的图像分析。

-图6示出了通过十字拉伸试样(与J焊接的A、B、C、E和F)表 征的异质焊接强度。

-图7说明了作为Al含量的函数的CTS系数(与J异质焊接的A、 B、C、E和F)。

-图8示出了同质焊接的焊接范围(A、B、C、E和F)。

-图9示出了异质焊接的焊接范围(与J焊接的A、B、C、E和F)。

-图10示出了异质拉伸剪切应力的结果(与J焊接的A、B、C、E 和F)。

-图11示出了包含2.9％和3.9％的Al的铝合金钢的点焊接头的显微 照片(图5中详述的电焊E+E和F+F)以及马氏体18R的图示。

-图12示出了同质点焊(A、B、C、E和F)的显微硬度关系(filiation)。

-图13示出了使用铝合金钢与600MPa阻力的典型双相钢进行异质 点焊的显微硬度关系(与J焊接的A、B、C、E和F)。

-图14说明了熔区中的铝含量对硬度的作用(与J异质焊接的A、B、 C、E和F)。

-图15示出了对于B、C、E和F，作为铝合金钢中的Al含从量1％ 至4％(从左到右)的函数的失效模式。

-图16A示出了例如与J焊接的A、B、C、E和F的异质插入比(plug ratio)。

-图16B示出了例如G和H的同质插入比。

-图17给出了用于表征点焊阻力的拉伸剪切和十字拉伸测试的示意 图。

-图18给出了根据本发明的铝合金钢与双相钢600(DP)之间的插 入比和熔区几何结构的非限制性实例。H为MZ高度，PD为插入直径， MZ-D为MZ直径，其中MZ意指熔区。

-图19示出了阈值为标称P含量的微探针分析图像，其示出了A、B、 C、E中Al对P偏析的影响。

-图20A和20B说明了作为尺寸的函数的大于标称P含量的区域的 面积分数，图20A是例如A、B、C、E，而图20B是G和H。

-图21示出了对于A、B、C、E，作为Al含量的函数的熔区中大于 标称P含量的大于20μm²的区域面积分数的变化。

-图22A和22B说明了在经后处理和未经后处理的情况下作为Al含 量的函数的CTS系数：图22A为例如同质焊接A、B、C、E和F，图22B 为例如与J焊接的A、B、C、E和F。

本发明涉及两个钢板的点焊接头，其中所述钢板中的至少一个(称为 铝合金钢)表现出：大于或等于600MPa的屈服强度、大于或等于 1000MPa的极限拉伸强度、大于或等于15％的均匀延伸率。基体金属的 化学组成包含大于0.5％的Al，易于焊接并冷轧至其目标最终厚度。因此， 为了实现所有目标，化学组成和退火参数是非常重要的。以下化学组成的 元素以重量百分比给出。

根据本发明，碳含量为0.05％至0.21％。碳为伽马相形成元素。碳与 本发明的Mn含量一起促进奥氏体的稳定。低于0.05％时，难以实现大于 1000MPa的拉伸强度。如果碳含量高于0.21％，则冷轧性降低并且可焊 性变差。优选地，碳含量为0.10％至0.21％。

锰必须为4.0％至7.0％。该元素也是奥氏体稳定剂，用以使显微组织 中足够的奥氏体稳定。其还对显微组织具有固溶硬化以及细化作用。对于 低于4.0％的Mn含量，显微组织中残余奥氏体分数低于20％，并且不能 实现大于15％的均匀延伸率与大于1000MPa的拉伸强度的组合。Mn含 量大于7.0％时，可焊性变差，同时偏析物和掺入物使损伤性能劣化。

关于铝，其含量必须为0.5％至3.5％。铝含量大于0.5重量％时，铝 的添加令人关注地在很多方面通过增加残余奥氏体中的碳来提高残余奥 氏体的稳定性。Al能够降低热带的硬度，然后可以容易地将其冷轧至其 最终厚度，如图1、2和3所示。在退火期间添加Al还改善了稳健性。添 加Al导致作为温度函数的奥氏体分数的变化减弱，并导致插入比增加， 如图15和16所示。另外，当涉及在连续退火中打开退火温度的大可行性 窗口时，Al是最有效的元素，因为其有利于奥氏体稳定化和在高于非再 结晶温度的温度下提前再结晶的组合。铝应小于或等于3.5％以避免在凝 固期间形成并在后续冷却期间不转变为奥氏体的粗初生铁素体晶粒形成， 从而导致小于1000MPa的拉伸强度。应理解：由于Al为α相，而C和 Mn均为γ相，所以当C和Mn含量减小时，限制粗初生铁素体晶粒形成 的最优Al含量的降低。

Al还不利于连铸，因为浇铸粉剂可与液态金属反应，当Al含量提高 时，反应的动力学也提高。这些粗初生铁素体晶粒使拉伸强度降低至低于 1000MPa。因此，Al含量优选为1.0％至3.0％，并且甚至更优选1.0％至 2.5％。

硅对于通过固溶体增加强度也是非常有效的。但是其含量限制为 2.0％，因为超过这个值，轧制负荷增加过多并且热轧过程变得困难。冷 轧性也降低。为了避免边缘破裂，优选地，Si含量低于1.5％或甚至低于 1.0％。

微合金元素如钛、钒和铌可分别以各自低于0.2％的量添加，以便获 得附加的析出硬化。特别地，钛和铌用于控制凝固期间的晶粒大小。然而 一个限制是必要的，因为超过该限制会出现饱和效应。

对于硫，含量大于0.004％时，由于过量的硫化物如MnS存在，延展 性降低，特别地，在这些硫化物存在下，孔膨胀测试显示出较低值。

磷是在固溶体中硬化但降低点焊性和热延展性的元素，特别地是因为 其倾向于在晶界处偏析或与锰共偏析。由于这些原因，其含量必须限制为 0.025％并优选0.020％，以获得良好的点焊性。

本发明允许最大硼含量为0.0035％。超过这个限制时，关于淬透性， 预计达到饱和水平。

余量由铁和不可避免的杂质构成。杂质水平意指元素如Ni、Cr、Cu、 Mg、Ca…低于0.04％。

作为面积分数，钢显微组织包含20％至50％的奥氏体、40％至80％ 的退火铁素体和低于25％的马氏体。这些显微组织相的总和等于大于 95％。余量由不可避免的小析出物如碳化物构成。

奥氏体是带来延展性的组织，其含量必须大于20％以使本发明的钢 具有足够的延展性且均匀延伸率大于15％，但是其含量也必须小于50％， 因为高于50％时，机械特性平衡劣化。

本发明中的铁素体定义为由退火后的回复和再结晶获得的体心立方 结构，其来自于前述在凝固期间形成的铁素体或者来自于热轧钢板的贝氏 体或马氏体。因此，术语“退火铁素体”意指大于70％的铁素体再结晶。 再结晶铁素体的特征在于晶粒内通过SEM-EBSD测量的平均取向差低于 3°。其含量必须为40％至80％以具有最小1000MPa的拉伸强度，以及 至少600MPa的屈服强度和至少15％的均匀延伸率。

马氏体是均热后在冷却期间由在退火期间形成的不稳定奥氏体形成 的组织。其含量必须限制为25％以使均匀延伸率保持高于15％。一种特 定类型的马氏体被称为18R马氏体组织，其是具有特定晶体结构的斜方 晶系针状相，已被Cheng等确定并充分记述[W.-C.Cheng,C.-F.liu,Y.-F. Lai,ScriptaMater.,48(2003),第295至300页]。

用于生产根据本发明的钢的方法意指浇铸具有本发明化学组成的钢。

将铸钢在1150℃至1300℃下再加热。当板坯再加热温度低于1150℃ 时，轧制负荷增加太多并且热轧过程变得困难。高于1300℃时，氧化十 分剧烈，从而导致氧化皮损耗和表面劣化。

在1250℃至800℃的温度下完成经再加热的板坯的热轧，最后的热轧 道次在大于或等于800℃的温度T_lp下进行。如果T_lp低于800℃，则热加 工性降低。

热轧后，以1℃/s至150℃/s的冷却速率V_冷却1将钢冷却直至小于或 等于650℃的卷取温度T_卷取。低于1℃/s时，形成粗显微组织并且最终机 械特性平衡劣化。高于150℃/s时，冷却过程难以控制。

卷取温度T_卷取必须小于或等于650℃。如果卷取温度高于650℃，则 形成粗铁素体和贝氏体组织，导致冷轧和退火后更不均匀的显微组织。

任选地，在这一阶段使钢经受中间退火以降低其硬度，有利于后续的 冷轧过程并最终避免冷轧期间的破裂。退火温度在分批退火的情况下应为 450℃至600℃保持1小时至24小时，或者在连续退火的情况下应为650℃ 至750℃保持20秒至180秒。

下一步骤包括除氧化皮和以30％至70％的冷轧率对钢进行冷轧以获 得厚度通常为0.6mm至3mm的冷轧钢。低于30％时，后续退火期间的 再结晶没有被充分促进并且由于缺乏再结晶而不能实现大于15％的均匀 延伸率。高于70％时，冷轧期间存在边缘破裂的风险。

然后通过以至少等于1℃/s的加热速率H_速率加热钢至退火温度T_退火以进行退火处理。该温度T_退火具有通过下式限定的最小和最大值：

-T_最小＝721-36*C-20*Mn+37*Al+2*Si(按℃计)

-T_最大＝690+145*C-6.7*Mn+46*Al+9*Si(按℃计)，

其中化学组成元素以重量百分比给出。

控制退火温度是该过程的重要特征，因为其能够控制奥氏体分数和其 化学组成以及本发明的钢的再结晶。低于T_最小时，不能形成最小的奥氏 体分数或者其稳定性过高，导致极限拉伸强度低于1000MPa。高于T_最大时，具有形成过多马氏体的风险，导致极限均匀延伸率低于15％。

退火后，以5℃/s至70℃/s的冷却速率将钢板冷却。

任选地，将钢板冷却至350℃至550℃的温度T_OA并在T_OA下保持10 秒至300秒的时间。表明这样的热处理(有助于例如经由热浸过程的Zn 涂覆)不影响最终机械特性。

任选地，在170℃至400℃的温度T_回火下使冷轧退火钢板回火200s 至800s的时间t_回火。这种处理能够使可在均热后的冷却期间由不稳定奥 氏体形成的马氏体回火。因此，马氏体的硬度降低并且钢的延展性改善。 低于170℃时，回火处理不足够有效。高于400℃时，强度损失变高并且 强度与延展性的平衡不再被改善。

然后对冷轧退火钢板进行点焊以获得具有高阻力的焊接接头。

为了获得根据本发明的点焊，焊接参数可以如下限定。有效强度可以 为3kA至15kA。作为一个非限制性实例，根据本发明的点焊强度如图8 和9所示。施加在电极上的力为150daN至850daN。电极有效面直径为 4mm至10mm。合适的点焊接点由其熔区的特征尺寸限定。其熔区高度 为0.5mm至6mm并且直径为3mm至12mm(如图18所示)。

根据本发明的点焊接头的特征在于包含面积分数低于1％的粗偏析 区的熔区显微组织。所述粗偏析区限定为包含大于基体金属标称磷含量的 磷量且大于20μm²的区域。高于该值时，偏析过高，降低了熔核的韧性， 如图19、20和21所示。

另外，熔区显微组织包含密度等于或大于2×10⁶/mm²的大于50nm 的碳化铁。低于这个密度时，马氏体不能充分回火并且熔核的显微组织不 表现出足够的韧性，如图5、12、13和14所示。

优选地，在焊接接头的至少一侧中，熔区与根据本发明的钢之间的边 界处的显微组织在铁素体晶粒内不具有任何马氏体18R，使得粗晶粒区保 持足够的韧性，如对于3％Al含量的图11所示。

任选地，根据本发明的点焊接头经历后热处理以进一步改善如图22A 和22B所示的点焊阻力。这种后处理在同质焊接或异质焊接上均可以完 成。烘箱后处理包括在高于1000℃进行奥氏体化处理至少3分钟，随后 将焊接接头快速冷却(即，大于50℃/s)。

焊接后，原位后处理包括两个步骤的处理：

·第一步至少0.2秒不施加任何电流，

·第二步包括对焊接接头施加电流，所施加的电流为焊接期间施加的 平均强度的60％至90％，

从而使马氏体回火并且改善熔核和热影响区的韧性。步骤1和步骤2 的总时间为0.1秒至0.2秒。

通过以下非限制性实施例将更好地理解本发明。事实上，本发明的点 焊接钢可以用任何其他钢来实现，例如：无晶隙钢、双相钢、TRIP钢、 BH钢、压制硬化钢(Presshardenedsteel)、多相钢。

由钢铸件产生半成品。所述半成品的化学组成在下表1中示出(以重 量百分比表示)。表1中钢组成的余量由铁和由熔炼产生的不可避免的杂 质组成。

表1：化学组成(重量％)。

钢A至J的Ti和V含量低于0.010％，硼含量低于35ppm。

首先对钢A至I进行再加热并热轧成2.4mm厚的板。钢J为具有600 MPa拉伸强度的典型双相钢，这种类型的钢是本领域的技术人员已知的， 其被用作在异质焊接情况下与钢A至I焊接的钢。然后将热轧钢板A至I 冷轧并退火。所经历的工艺参数在表2中用下列缩写示出：

–T_再加热：再加热温度

–T_lp：最终轧制温度

–V_冷却1：最后热轧道次后的冷却速率

–T_卷取：卷取温度

–IAT：在热带上进行中间退火的温度

–IAt：在热带上进行中间退火的持续时间

–比率：冷轧压下率

–H_速率：加热速率

–T_退火：退火期间的均热温度

–t_退火：退火期间的均热持续时间

–V_冷却2：退火后冷却至室温的冷却速率

表2：热轧和冷轧和退火条件。

在表2中，“空白(blank)”意指不进行中间退火，“*”意指加热速率 为20℃/s加热至600℃，然后以1℃/s加热至退火温度。

表3列出了以下特征：

·铁素体：“OK”指退火板的显微组织中存在体积分数为40％至80％ 的铁素体。“KO”指其中铁素体分数在该范围之外的对比例。

·奥氏体：“OK”指退火板的显微组织中存在体积分数为20％至50％ 的奥氏体。“KO”指其中奥氏体分数在该范围之外的对比例。

·马氏体：“OK”指退火板的显微组织中存在体积分数低于25％的马 氏体或不存在马氏体。“KO”指其中马氏体分数高于25％的对比例。

·UTS(MPa)指相对于轧制方向在纵向方向上通过拉伸测试测量的 极限拉伸强度。

·YS(MPa)指相对于轧制方向在纵向方向上通过拉伸测试测量的屈 服强度。

·UEI(％)指相对于轧制方向在纵向方向上通过拉伸测试测量的均 匀延伸率。

·YS/TS指屈服强度与极限拉伸强度的比例。

·TEI指在ISO12.5×50试样上测量的总延伸率。

铁素体 奥氏体 马氏体 YS(MPa) TS(MPa) UEI(％) YS/TS EI TS＊EI A1 OK(48％) OK(26％) KO(26％) 4991250 14 0，4 15，4 19250 B1 OK(55％) OK(45％) OK(5％) 860 1075 23 0，8 25，9 27896 C1 OK(60％) OK(40％) OK(0％) 812 1023 24 0，79 27，0 27621 D1 OK OK OK 872 1082 26 0，81 30，7 33253 D2 OK OK OK 824 1171 21 0，7 24，2 28338 D3 OK OK OK 758 1239 17 0，61 20，5 25338 D4 OK OK OK 865 1018 27 0，85 33，3 33865 D5 OK OK OK 837 1150 21 0，73 24，9 28673 D6 OK OK OK 792 1228 18 0，64 21，2 26075 D7 OK OK OK 882 1101 28 0，8 33，0 36333 D8 OK OK OK 817 1187 19 0，69 22，4 26589 D9 OK OK OK 769 1252 17 0，61 20，0 24998 D10 OK OK OK 883 1033 27 0，85 33，6 34743 D11 OK OK OK 872 1085 29 0，8 34，8 37722 D12 OK OK OK 806 1154 24 0，7 29，8 34351 D13 OK OK OK 774 1217 21 0，64 24，6 29979 D14 OK OK OK 810 1056 27 0，77 31，8 33546 D15 OK OK OK 683 1224 16 0，56 18，6 22766 D16 OK OK OK 787 988 26 0，8 30，1 29706 D17 OK OK OK 755 1078 22 0，7 26，1 28100 D18 OK OK OK 718 1146 18 0，63 21，6 24792 D19 OK OK OK 904 1098 28 0，82 30，9 33965 D20 OK OK OK 880 1154 24 0，76 27，8 32081 D21 OK OK OK 796 1252 17 0，64 18，7 23412 E1 OK(61％) OK(37％) OK(2％) 698 1007 23 0，69 26，7 26887 F1 OK(35％) OK(65％) OK(0％) 56084026 0，67 29，4 24696 G1 OK(52％) KO(17％)KO(31％)701 1060 130，66 14，4 15264 H1 OK(68％) OK(27％) OK(5％) 624，5 1002 17 0，62 19，7 19689 H2 OK(57％) KO(15％)KO(28％)5161138 90，45 10，3 11665 H3 OK OK OK 690，5 1006，5 18 0，69 21，1 21237 I1 OK OK OK 875 1026，5 18 0，85 20，6 21146 I2 OK OK OK 845，5 1063 17 0，80 20，0 21207 I3 OK OK OK 804，5 1082 16 0，74 18，6 20071

表3：冷轧退火板的性质

然后，根据下表4所示的焊接参数将钢A至I点焊至作为实例的DP 600GI：A至I材料和DP600GI的板厚度为1.2mm。多个(钢)种之间 焊接参数相同，不同仅在于同质焊接与异质焊接。

表4：钢焊接参数

下文中对不同值进行了解释：

-焊接电流范围：焊接电流(也称为焊接强度)范围以kA表示。焊 接范围的最小值定义为生成直径为4.25√t或更大的熔核所需要的焊接电 流，其中t为按mm计的材料厚度。焊接电流范围的最大值定义为熔融金 属从熔核中排出时的电流。

-α值为交叉测试中的最大负荷除以焊缝直径和厚度，其为以 daN/mm²表示的电阻点焊的归一化负荷。

-插入比：插入比等于插入直径除以MZ直径。插入比越小，熔区的 韧性越小，如图18所示。

表5：点焊结果。CGHAZ意指粗晶粒热影响区

根据本发明产生了以B、C、D、E、H(除H2外)和I的化学组成 生产的全部冷轧退火钢，其表现出大于600MPa的YS，大于1000MPa 的拉伸强度和15％的均匀延伸率，如图4A关于B1、C1、E1和F1(参 照)以及图4B关于G1、H1、H2、H3和I2(其中G1和H2为参照)所 示出的。化学组成在目标范围内以及是显微组织；也符合本发明的工艺参 数。A1、F1、G1和H2不符合本发明。根据如图17所描述的测试进行 了点焊缝的阻力测试。其被称为拉伸剪切测试和十字拉伸测试(cross tensiontest)。这些测试用于测定焊接强度。如图6、7和10所示，点焊 阻力随着本发明Al范围内的Al含量增加而增加。

另外，对宏观刻蚀试样的检查可以表明熔核直径(图11)以及不同 区域中的渗透和焊接显微组织。

当进行后热处理时，如可以从图22看出的，对于具有至少一种含Al 钢的点焊接头，十字拉伸强度系数通过该处理进一步提高。这是因为Al 的α相影响其在焊接所述焊接接头的关键部分时打开低于Ac1的回火窗 口使得不能够重新奥氏体化。

根据本发明的钢板组合件将有益地用于制造汽车行业中的结构部件 或安全部件。