用于将高强度钢结合的双道次、双退火焊接方法与流程

本发明涉及焊接技术。更具体地，本发明涉及用于将高强度钢比如汽车用高强度钢(ahss)结合的焊接技术。更具体地，本发明涉及用于将ahss型钢结合的双道次、双退火焊接技术。
背景技术：
：本发明涉及焊接和热处理的设备及方法。更具体地，本发明涉及用于制造下述接缝或对接焊缝的方法：该接缝或对接焊缝具有降低的焊接区硬度以及改善的焊接区延展性及韧性。本发明在于冷轧机中要进行冷轧的钢卷材之间产生高强度焊缝中是特别有用的。在所有现代工业中普遍使用的焊接铁合金已经成为结构部件设计中的事实标准。在许多领域中，当前的趋势已使聚焦的兴趣从低强度普通低碳钢转向高强度钢和超高强度钢。这些合金由于在热机械加工期间产生特定的显微组织而被表述为具有比低碳钢的拉伸强度大的拉伸强度。当前在汽车工业中使用的高强度钢的一些示例包括双相钢、马氏体钢、硼处理钢、淬火和分配钢以及相变诱导塑性钢。其他高强度合金包括空气可硬化碳钢、油可硬化碳钢和水可硬化碳钢和马氏体不锈钢。所有这些合金被设计成使得在材料的显微组织中形成一些体积百分数的马氏体。在硬化条件下形成的最终扭曲的体心立方(bcc)马氏体晶体结构或体心四方(bct)马氏体晶体结构赋予金属高强度。这些材料理想地适用于结构部件和组件，从而满足高强度和韧性的要求。在伴随着能源和环境的关注而竞争激烈的汽车市场中，汽车制造商连续不断地寻找减少燃料消耗和co2排放的方法。这可以通过采用第3代先进的高强度钢而有效地减小车辆的重量来实现，第3代先进的高强度钢也可以改善汽车车身部分的碰撞性能。不幸的是，这些高强度钢和其他超高强度合金形成马氏体的趋势以及其相对高的淬透性在焊接中造成困难。高强度钢种的化学性质导致在高温下从铁素体向奥氏体的完全转变，随后在快速冷却时立即变化为硬马氏体相。在接缝/对接焊接应用中，自然焊接冷却速率可以高达1000℃/s，充分快而足以在大多数高强度、高碳合金中产生马氏体组织。最终马氏体组织在未回火的条件下非常脆。焊接区域的开裂可能出于几种原因而发生，该开裂包括：由于在扭曲的bcc马氏体晶体结构中的截留氢而发生氢致冷开裂。施加至焊缝的拉伸应力增加开裂的风险。由于焊接期间的热输入、结合约束的程度以及在马氏体转变时的体积变化会产生热诱导应力。大多数形式的开裂由在焊接金属冷却至环境温度时出现的收缩应变导致。如果缩小被限制，则应变将引起导致开裂的残留拉伸应力。存在两个相反的力：由金属的收缩引起的应力和母材的周围刚度(surroundingrigidity)引起的应力。大焊缝尺寸、高热输入以及深穿透焊接工艺增加了收缩应变。当涉及更高强度的母材时，由这些应变引起的应力将增大。在较高的屈服强度的情况下，将存在较高的残留应力。最近，产品钢开发已经开发出高度合金化(>0.3重量％的c)的马氏体第3代ahss种钢。这种钢(m2000)具有约2000mpa或更大的极限拉伸强度。这些产品可以通过铸造、酸洗和退火制成。不幸的是，因为目前可用的焊接技术在这种钢的卷材结合中具有很大的困难，因此钢卷材仍不能通过连续的退火线进行加工。在卷材的焊接结束后，焊接区及焊接区的周围区域将转化为完全马氏体组织，从而导致在熔核中具有很多裂纹的非常脆性的焊缝。即使在该脆性区域上施加很小的负载也会导致焊缝破裂和设备停机。大多数ahss种的卷材使用焊接后热处理(pwht)工艺进行结合，这提高了焊缝的韧性。当前，在文献中存在能够用于在精轧机中焊接钢卷材的三种方法(涂覆、退火等)。如本文所使用的，ac1是加热期间奥氏体开始形成时的温度，并且ac3是加热期间铁素体向奥氏体转变完成时的温度。当奥氏体达到马氏体起始温度(ms)且母体奥氏体在机械上变得不稳定时，马氏体反应在冷却期间开始。mf是马氏体终止温度。方法1已知为“仅单道次焊接方法”，在该方法中，在不需要任何焊接后热处理的情况下完成焊接。方法2已知为“单道次退火方法”，在该方法中，完成焊接，随后立即进行退火。在该方法中，将冷却控制在ar3(奥氏体铁素体相变温度)与mf(马氏体终止温度)之间。方法3已知为“具有第二道次退火的双道次”方法。在该方法中，焊接后退火不是立即实行的，而是在焊接工艺完成之后进行的。一旦焊接温度降至ms温度以下，就实行焊接后热处理(pwht)。使用所有三种现有技术方法的焊接试验用于焊接m2000和0.35c-0.6mn-0.5si卷材端部。0.35-0.6mn-0.5si是下述钢：这种钢在热压成型中进行热处理后可以获得高于1800mpa的极限拉伸应力(uts)。不幸的是，使用这些现有技术中的任意技术都不能获得令人满意的焊缝韧性。相比于较早产生的ahss种的相变曲线，m2000在cct(连续冷却温度)图上的相变(铁素体-珠光体)曲线更靠右侧。因此，为了将最终显微组织转变为更多铁素体-珠光体的显微组织，升高的温度应该在焊接金属中保留更长的时间。这无法在连续生产期间具有有限的焊接可用时间的卷材结合应用中实现。方法1和方法2产生脆性的且易于开裂的大量的马氏体相。方法3通常通过对焊接后产生的马氏体组织进行回火而在高度合金化产品中产生牢固的结合部。然而，使用这种行为，在比如m2000的合金上，在熔核中产生裂纹并在焊接后的瞬间于重叠边缘处形成间隙。裂纹富集的熔核区域的焊接后退火是无用的。到目前为止，除了这三种用以结合高碳高合金钢的传统方法外，在卷材结合应用中不存在用以焊接这种高合金钢的可用的方法。因此，在本领域中需要一种产生相与相的(prime-to-prime)m2000型合金的牢固焊缝的新方法，该焊缝足够坚固以使产品通过连续退火生产线。技术实现要素：本发明是一种焊接方法。该方法包括下述步骤：1)提供具有包含至少0.45的碳当量(ceq)的成分的可硬化铁合金的第一表面。2)提供具有包含至少0.45的碳当量(ceq)的成分的可硬化铁合金的第二表面；3)通过将第一表面和第二表面重叠形成重叠部；4)通过在足够高的温度下加热第一表面和第二表面以使第一表面和第二表面的温度至少升高至合金的熔点，第一表面焊接至第二表面以形成焊缝；5)将焊缝冷却至合金的ac3温度与mf温度之间；6)加热焊缝，以将焊缝以至少10℃/秒的速率加热至合金的ms温度与ac1温度之间的温度；7)将焊缝冷却至合金的ms温度以下；8)将焊缝以至少10℃/秒的速率加热至合金的ms温度与ac1温度之间的温度；并且9)将焊缝冷却至室温。ceq被限定为：ceq＝c+a(c)＊[si/24+mn/6+cu/15+ni/20+(cr+mo+nb+v)/5+5b]并且a(c)＝0.75+0.25tanh[20(c-0.12)]；元素c、si、mn、cu、ni、cr、mo、nb、v和b中的每一者的成分以重量百分数计。第一表面和第二表面中的至少一者由具有包含至少0.5的碳当量(ceq)成分的可硬化铁合金形成。第一表面可以是第一钢卷材的端部，并且第二表面可以是第二钢卷材的端部。将第一表面焊接至第二表面的步骤可以包括电阻缝焊。电阻缝焊的步骤可以使用中频直流(mfdc)接缝焊接机执行。中频直流(mfdc)接缝焊接机可以包括焊接轮和焊接后感应加热器。接缝焊接机可以使用焊接机的两个道次在重叠部上形成焊缝。两个道次中的第一道次可以包括：1)缝焊，该缝焊由焊接轮完成；以及2)使用焊接后感应加热器立即对接缝焊缝进行退火。两个道次中的第二道次可以包括：1)使焊接轮断开；以及2)使用焊接后感应加热器对焊缝进行退火。焊缝可以具有至少70％的负载率和延展率。附图说明图1a是示出了得到的冷轧全硬m2000钢样品的显微组织的在1,000倍下的显微照片；图1b是示出了得到的冷轧全硬m2000钢样品的显微组织的在3,000倍下的显微照片；图2是用于执行本发明的焊接方法的接缝焊接机的概略图；图3a和图3b是奥尔森杯突测试(olsencuptest)的示意图；图4是钢卷材带1与钢卷材带2之间的焊接部分的示意图，具体示出了焊接线8；图5a是在全硬m2000的两个板之间使用现有技术的焊接方法1的接缝焊缝的横截面样品的宏观照片；图5b和图5c是使用现有技术的焊接方法1焊接的全硬m2000的焊缝熔核区域在1000倍下拍摄的sem照片；图6a是示出了使用现有技术的焊接方法2焊接的整个焊缝熔核样品的照片；图6b是使用现有技术的焊接方法2焊接的焊缝熔核在2500倍下拍摄的sem显微照片；图7a和图7b示出了利用本发明的焊接方法4焊接的m2000样品的sem显微照片；图8绘制了使用四种不同方法焊接的m2000的奥尔森杯突测试结果；图9a描绘了本发明的焊接方法的加热/冷却循环对于时间的通用实施方式；图9b描绘了本发明的焊接方法4的流程图；图10a绘制了各种钢合金种的碳当量(cen)；图10b是示出了不同碳当量的钢的可焊接性的表；图11a至图11c是使用现有技术方法1的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片；图12a至图12c是使用现有技术方法2的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片；图13a至图13c是使用现有技术方法3的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片；图14a至图14c是使用本发明方法4焊接的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片；图15绘制了使用四种不同方法焊接的0.35c-0.6mn-0.5si的奥尔森杯突测试结果；图16a至图16d分别是对于方法1至方法4进行弯曲测试之后的焊缝熔核的宏观照片。具体实施方式焊接技术测试及实验过程m2000合金将具有1.2mm厚度的冷轧全硬m2000钢样品用作焊接测试用的母材(bm)。表1中示出了m2000钢的标称化学成分和实际化学成分以及它们的碳当量(ceq)(合金还可能包含ti和不可避免的杂质)。在图1a和图1b中示出了(分别在1,000倍和3,000倍下)得到的钢的显微组织。表1元素ceqcmnsicrnbppmbppm成分0.560.2940.4711.5630.51028020全硬m2000仅包含铁素体相和精细的珠光体相。表2中示出了全硬m2000的机械性能。用于冷轧全硬m2000的uts是冷轧全硬m2000在退火工艺后的uts的几乎一半，这要求获得2000mpauts或更高uts。表2用于焊接m2000的测试焊接方法所有焊缝通过中频直流(mfdc)接缝焊接机制成。这种接缝焊接机的概略图在图2中被示出。焊接机4用于将两个钢卷材(1和2)的端部焊接在一起，使得端部可以通过连续的加工线比如酸洗线、连续退火线、连续镀锌/镀锌退火线等被相继地加工。焊接机包括焊接轮5(在顶部上的焊接轮以及在钢下方的看不见的轮)。焊接电流穿过钢板1和2在焊接轮5之间通过。该电流由于电阻加热而使钢加热。该热使钢在两个板的界面处熔化。焊接机4沿图2中的箭头方向对钢进行焊接。在通过电极轮5对钢进行加热/焊接之后，通过后精轧轮6(在顶部上的一个精轧轮以及在下方看不见的其他精轧轮)将熔化的钢板机械地锻造在一起。这迫使钢板1、2的钢水结合形成单个焊接缝/熔核。后精轧轮6还可以使板的重叠边缘变平坦，使得在焊缝界面处不存在“台阶”特征。最后，焊接机还包括用于对焊缝进行退火的焊接后感应加热器7。应当注意的是，根据焊接技术，感应加热器可以被打开或关闭。使用三种现有的焊接方法和本发明的焊接方法来对m2000和0.35c-0.6mn-0.5si的全硬样品进行焊接。比较了所有焊接样品的显微组织和机械性能。在第一现有技术方法中，焊接机4仅进行单个焊接道次。即，焊接在单道次中完成而不需要进行退火(即，焊接后感应加热器7被关闭)。在第二种现有技术方法中，完成焊接，随后在单道次上立即进行退火。即，焊接后感应加热器7被打开，并且在完成焊接之后、在焊缝熔核有足够的时间冷却之前直接对焊缝熔核进行退火。第三种现有技术方法是所谓的双道次方法，在该双道次方法中，第二道次用于对焊缝熔核进行退火。在该方法中，完成焊接，并且允许带冷却直到焊缝的温度下降至该钢种的ms温度为止，然后在第二道次中执行退火。即，初始道次将钢板焊接在一起，但是焊接后感应加热器7被关闭，使得焊缝熔核温度下降至mf温度或更低温度。然后，在第二道次中，焊接机被断开，并且焊接后感应加热器7被打开以对焊缝熔核进行退火。如将在下面看到的，这三种现有技术方法都不能成功地形成允许焊缝结合部通过连续的加工线的足够坚固和足够耐用的焊缝。发明人已经创造了新的第四焊接技术。该技术是双道次方法。在第一道次中，完成焊接，随后在第一道次中立即进行退火。即，焊接后感应加热器7被打开，并且在完成焊接之后、在焊缝熔核有足够的时间冷却之前直接对焊缝熔核进行退火。一旦已经完成第一道次，焊接金属冷却至钢种的ms温度或mf温度以下。然后，在第二道次中，焊接机4被断开，并且焊接后感应加热器7被打开以对焊缝熔核进行退火。表3公开了用于使用中频直流(mfdc)接缝焊接机的每种焊接方法的焊接参数。在存在用斜杠分开的两个值的情况下，这些值分别代表第一道次和第二道次。表3焊缝特征获得了施加至全硬m2000的所有四种焊缝类型的机械性能和显微组织。机械性能通过球和显微硬度测试(ballandmicrohardnesstesting)来测试，并且显微组织利用光学显微镜和扫描电子显微镜来观察。金相样品使用标准金相技术切割、安装并抛光至1μm的光洁度。然后用2％的硝酸盐蚀刻金相样品来显示显微组织。从抛光和蚀刻的焊缝表面获得维氏显微硬度图表。硬度压痕是使用200g压头负载和15秒的停留时间制成的。压痕间隔开足够远而不彼此干扰。横跨横截面上截取了五十个压痕。利用直径为22.2mm的球10使用25.4mm/min的冲压速度在样品上进行奥尔森杯突测试。图3a和图3b是奥尔森杯突测试的示意图。图3a是来自测试开始之前，并且图3b是测试结束时。测试在测试样品上可见裂纹时停止。失效时的冲压高度被描述为极限拱顶高度(ldh)。通过将焊缝ldh除以母材ldh(这被称为延展率)而将焊缝的ldh与母材的ldh进行比较。负载率被计算为焊缝上的最大施加负载与母材的在拱顶断裂前记录的最大施加负载的比率。用于延展率和负载率的最小期望值为70％。图4是钢卷材带1与钢卷材带2之间的焊缝部分的示意图，其示出了焊接线8。奥尔森杯突测试在五个不同的位置处进行：11a)在焊接机的线操作者侧处；11b)整个带的四分之一；11c)带的中心；11d)整个带的四分之三；以及11e)在带的驱动侧上。测试位置如图4中所示。图5a是在两个全硬m2000板之间使用现有技术的焊接方法1(单道次、无退火)的接缝焊缝的横截面样品的宏观照片。可以看出的是，焊缝熔核具有大量的长裂纹12。另外，打开了缺口13，在缺口附近不存在固态结合。因此，负载下的应力不会在熔核的附近处均匀分布。相反，负载下的应力集中在熔核处。图5b和图5c是使用现有技术的焊接方法1的全硬m2000焊缝的焊缝熔核区域在1000倍下拍摄的sem图像。由此可见，存在几乎100％的马氏体相，其中，在具有大量宏观裂纹15的焊缝显微组织中存在大量板条马氏体14。在电阻缝焊(rsw)应用中，自然焊缝冷却速率可以高达1000℃/秒、充分快而足以在大多数高碳ahss种中产生马氏体相。以下是对在焊缝冷却期间因热诱导应力引起的焊缝熔核中的裂纹的描述。在金属板的搭接表面处形成熔融熔核之后，熔核的外层由于热传导效应而迅速冷却。因此，在焊缝熔核的外层处发生从γ(fcc)到αi(bct)的相变，导致熔核膨胀。类似地，与外层相邻的层经历相同的膨胀效应等，直到最终整个熔核转变为稳定的马氏体组织。在每个膨胀步骤期间，也会因收缩而发生缩小。随着焊缝金属冷却至环境温度产生了应变。如果该缩小受到限制，应变将引起导致开裂的残留拉伸应力。因此，膨胀和缩小的同时作用导致高碳-高合金钢中的开裂。如图5a中所示，在两个钢带之间的重叠的边缘处存在间隙(缺口13)。该间隙被认为是由于冷却期间m2000的回弹效应或熔核膨胀而产生的。像m2000的材料通常具有很高的回弹效应。因此，在焊接之后，在固化阶段，经焊接的带正试图返回至其原始位置，从而在熔核区域中产生间隙和裂纹。一旦由于热应力或材料高回弹效应而出现沿树枝状方向的显微裂纹，则由板缺口区域引发的裂纹在熔核边缘处与显微裂纹相遇，并沿着熔核外表面进一步扩散。图6a是示出了使用现有技术的焊接方法2(具有立即退火的单道次焊接)焊接的整个熔核样品的图像。从图6a可以看出，不存在裂纹。另外，在显微照片图6b中看不到裂纹，图6b是焊缝熔核在2500倍下拍摄的sem显微照片。焊接方法2似乎由于其较慢的冷却速率(由于退火)而有助于防止在焊接冷却阶段期间产生裂纹。图6b示出了来自方法2的焊缝在熔核中的中央中包含铁素体(f)组织、珠光体(p)组织和马氏体(m)组织。参照m2000的cct图，可以理解焊缝2的最终显微组织。在单道次、单退火方法中，焊接区域的焊接与退火之间存在几秒钟的延迟。因此，在焊缝的冷却期间，焊缝熔核温度被认为在m2000的ms温度与mf温度之间。这通过微观组织中存在马氏体的迹象被证实。在退火工艺期间，焊缝熔核的温度再次升高至正好低于m2000的ac1温度(～760℃)。此时，残留奥氏体在冷却期间转变为铁素体相和珠光体相。然而，马氏体的体积分数在单道次退火焊接样品的显微组织中较高，这限制了焊缝的韧性(稍后讨论)。应当指出的是，焊接方法3导致与焊接方法1类似的焊接问题，因为在焊接方法3的第一焊接道次中没有退火。因此，焊缝熔核具有大量的长裂纹和缺口，并且退火裂纹富集的区域不能减轻开裂问题。图7a和图7b示出了利用本发明的焊接方法4(双道次双退火)焊接的m2000样品的sem显微照片。如图7a中所示，因为该方法经历了与单道次退火方法(方法2)相同的步骤，因此在该焊接样品中也实现了无裂纹的熔核。从图7b的放大图像可以看出，熔核区域富集有碳化物(cb)形成物，表示所有马氏体在第二道次退火期间转变为回火马氏体(tm)。此外，由于第二道次退火，在第一道次中的焊接和退火期间形成的所有珠光体转变为粗大的珠光体(cp)。因为焊缝的显微组织包含粗大珠光体和回火马氏体，所以焊缝具有改善的韧性。图8示出了使用四种不同方法(m1、m2、m3和m4)焊接的m2000的奥尔森杯突测试结果。具体地，图8绘制了如以上对于m1至m3中的每一者的2个示例以及m4的3个示例限定的负载率和延展率。负载率和延展率必须大于70％以保证焊缝质量足够牢固，从而允许焊缝在没有损坏的情况下通过连续退火线。如从图8可以看出，通过方法1、2和3的焊缝不能满足所期望的焊缝质量的最低要求。然而，相比之下，使用方法4产生的焊缝与使用方法1、2和3焊接的样品相比获得了几乎双倍的焊缝韧性。使用方法4焊接的样品的较高焊缝韧性归因于两个因素：(1)获得了无熔核的裂纹以及(2)获得了回火马氏体和粗大的珠光体显微组织。在本发明的(双道次、双退火)焊接方法4中，第一退火在焊接之后立即进行。这减小了冷却速率，并且因此防止了裂纹形成。第二关键退火道次使脆性马氏体回火。图9a描绘了本发明的焊接方法的加热/冷却循环相对于时间的通用实施方式。将焊缝从缝焊步骤以vc1的冷却速率直接冷却至ti1的温度。其中，mf<ti1<ac3。然后将焊缝以vh1的加热速率加热至t1的温度。其中，ms<t1<ac1。然后将焊缝以vc2的冷却速率冷却至ti2的温度。其中，mf<ti2<ac1。然后将焊缝以vh2的加热速率重新加热至t2。其中，ms<t2<ac1。然后允许焊缝空气冷却(>10℃/秒)至室温。表4给出了示例合金m2000和0.35c-0.6mn-0.5si合金的温度(以℃为单位)和加热/冷却速率(以℃/秒计)。表4合金ti1t1ti2t2vc1vh1vc2vh2m2000300760150760>15>10>15>100.35c-0.6mn-0.5si250693150650>15>10>15>10图9b描绘了本发明的焊接方法4的流程图。首先，两个钢件彼此缝焊，优选地通过电流焊接比如例如中频直流(mfdc)缝焊彼此缝焊。尽管电流焊接是将钢件结合的优选方法，但是可以使用用于将件缝焊在一起的任何已知的方法。一旦形成焊缝，则允许焊缝以vc1的冷却速度冷却至在用于被焊接的特定钢的ac3温度与mf温度之间的温度ti1。然后，通过以vh1的速率加热，将接缝焊缝加热至低于ac1温度但高于ms温度的温度t1。接下来，允许将接缝焊缝以vc2的冷却速率冷却至在mf与ac1之间的温度ti2。接下来，通过以vh2的速率加热，将接缝焊缝重新加热至低于ac1温度但高于ms温度的温度t。最后，允许接缝焊缝以>15℃/秒的冷却速率空气冷却至室温。发明人已经发现的是，本发明的方法4对于具有含相对高的碳当量的成分的合金是非常有利的。发明人使用由yurioka等人在1983年开发的碳当量等式。yurioka等人的碳当量等式是著名的cen(本文中能够与ceq互换)，其中：cen＝c+a(c)＊[si/24+mn/6+cu/15+ni/20+(cr+mo+nb+v)/5+5b]其中：a(c)＝0.75+0.25tanh[20(c-0.12)]元素c、si、mn、cu、ni、cr、mo、nb、v和b中的每一者的成分以重量百分数计。发明人已经发现的是，随着合金的碳当量增加，可焊接性降低。图10a绘制了用于各种钢合金种的ceq(cen)。图10b是示出了具有变化的ceq的钢的可焊接性的表。本焊接方法最有利地用于焊接具有ceq大于或等于约0.45的钢。本发明的方法在具有0.5或更大的ceq的合金中更有用。先前示例的m2000合金的ceq标称值为0.57。如上所示，本发明的方法在具有大于0.5的ceq的m2000合金上很好地起作用。0.35c-0.6mn-0.5s过去，许多焊接试验在相与相的全硬0.35c-0.6mn-0.5si上进行。这些焊接试验都未产生成功的相与相的焊缝。由于0.35c-0.6mn-0.5si和m2000的化学性质和cct接近，因此发明人认为本发明的焊接技术对于0.35c-0.6mn-0.5si起作用。本发明的焊接方法在全硬0.35c-0.6mn-0.5si上进行了测试。焊缝的机械性能和显微组织以及三种现有技术方法将在本文以下进行讨论。表5中示出了0.35c-0.6mn-0.5si钢的化学成分及0.35c-0.6mn-0.5si钢的碳当量(ceq)。表5钢种ceqcmnsinimocrb0.35c-0.6mn-0.5si0.740.3400.5970.5320.4000.1710.3300.032表6中示出了全硬0.35c-0.6mn-0.5si的机械性能。如与m2000一样，对于冷轧全硬0.35c-0.6mn-0.5si的极限拉伸强度(uts)是冷轧全硬0.35c-0.6mn-0.5si在退火工艺后的极限拉伸强度(uts)的几乎一半，这要求获得1800mpa或更高的uts。表6使用三种现有技术的焊接技术和本发明的焊接方法4对0.35c-0.6mn-0.5si钢执行相与相的焊缝。图11a至图11c是使用现有技术方法1的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片。图11a是焊缝的宏观照片，其示出了焊缝熔核中的宏观裂纹12。图11b是在2,000倍放大率下的焊缝熔核的显微照片，其示出了显微裂纹15。图11c是在5,000倍放大率下的焊缝熔核的显微照片，其示出了板条马氏体14。图12a至图12c是使用现有技术方法2的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片。图12a是焊缝的宏观照片，其示出了焊缝熔核中没有可见的宏观裂纹。图12b是焊缝熔核在2,000倍放大率下的显微照片，其示出了没有可见的显微裂纹。图12c是焊缝熔核在5,000倍放大率下的显微照片，其示出了“重新形成”(在已经转化为奥氏体之后)的马氏体14'。图13a至图13c是使用现有技术方法3的0.35c-0.6mn-0.5si的焊缝的宏观/显微照片。图13a是焊缝的宏观照片，其示出了在焊缝熔核中没有可见的宏观裂纹。图13b是焊缝熔核在2,000倍放大率下的显微照片，其示出了显微裂纹15。图13c是焊缝熔核在5,000倍放大率下的显微照片，其示出了重新形成的马氏体14'。图14a至图14c是使用本发明方法4的0.35c-0.6mn-0.5si焊缝的宏观/显微照片。图14a是焊缝的宏观照片，其示出了在熔核中没有可见的宏观裂纹。图14b是焊缝熔核在2000倍放大率下的显微照片，其示出了没有可见的显微裂纹。图14c是焊缝熔核在5,000倍放大率下的显微照片，其示出了碳化物(cb)的形成物和回火马氏体tm。在形成焊缝后，对焊缝中的每个焊缝进行奥尔森杯突测试，以判定焊缝是否具有用以允许焊缝通过连续加工线的足够高的质量。图15示出了使用四种不同方法(m1、m2、m3和m4)焊接的0.35c-0.6mn-0.5si的奥尔森杯突测试结果。具体地，图15绘制了如以上限定的用于m1至m4中的每一者的3个示例的负载率和延展率。负载率和延展率必须大于70％以保证焊缝质量足够牢固，从而允许焊缝在没有损坏的情况下通过连续退火线。如从图15可以看出，通过方法1、2和3的焊缝不能满足所期望的焊缝质量的最低要求。使用本发明的焊接方法(m4)焊接的样品证明～100％的延展率(焊缝与母材(bm)移位的比率)和～100％的负载率(焊缝与bm断裂负载的比率)，该延展率和负载率远高于用于所期望质量的最小期望值(70％)。图16a至图16d分别是在针对方法1至4的测试之后的焊缝熔核的宏观照片。图16a示出了通过现有技术方法1产生的焊缝熔核产生了扩散穿过焊缝熔核的宏观裂纹12'。该焊缝没有期望的质量，并且在通过连续加工线时可能失效。图16b示出了通过现有技术方法2产生的焊缝熔核产生了扩散穿过焊缝熔核的宏观裂纹12'。该焊缝也没有期望的质量，并且在通过连续加工线时可能失效。图16c示出了通过现有技术方法3产生的焊缝熔核产生了扩散穿过焊缝熔核的宏观裂纹12'。同样，该焊缝没有期望的质量，并且在通过连续加工线时可能失效。最后，图16d示出了通过本发明方法4产生的焊缝熔核。形成了宏观裂纹12"，但是宏观裂纹12"没有扩散穿过焊缝熔核。该焊缝达到了所期望的质量，并且在通过连续加工线时不会失效。当前第1页12