用于压制硬化的钢和由这样的钢制造的压制硬化的部件的制作方法

本发明涉及热成形并通过由将部件保持在压制工具中所实现的经冷却步骤而压制硬化的钢部件。这些部件用作机动车辆中的用于防侵入或能量吸收功能的结构元件。这样的部件还可以用于例如制造农业机械的工具或部件。
背景技术：
：在这样的类型的应用中，期望获得结合了高机械强度、高耐冲击性、良好的耐蚀性和尺寸精度的钢部件。该组合在汽车工业中是特别期望的。汽车部件例如前纵梁(frontrail)或后纵梁(rearrail)、上边梁(roofrail)、b柱和底盘部件如下连杆(lowercontrolarm)、发动机支架(enginecradle)更特别地需要这些特性。在公开gb1490535中已经公开了压制硬化方法。通过将钢坯件加热到使钢转变成奥氏体的温度并然后在压机中热成形获得了硬化的钢部件。同时在压制工具中将坯件快速冷却并保持以防止畸变，因此获得了马氏体和/或贝氏体显微组织。所使用的钢可具有以下组成：c<0.4％，0.5％至2.0％mn，s和p<0.05，0.1％至0.5％cr，0.05％至0.5％mo，<0.1％ti，0.005％至0.01％b，<0.1％al。然而，该公开未提供用于同时获得高机械抗性和延伸率、良好的可弯曲性和可焊接性的解决方案。公开fr2780984公开了制造具有良好的耐蚀性和高于1500mpa的拉伸强度的部件：将具有0.15％至0.5％c，0.5％至3％mn，0.1％至0.5％si，0.01％至1％cr，<0.2％ti，0.1％al和p，<0.05％s，0.0005％至0.08％b的渗铝钢板加热，成形并迅速冷却。然而，由于高的拉伸强度水平，拉伸测试中的总延伸率低于6％。公开ep2137327公开了对具有如下组成的钢坯件进行压制硬化，该组成包含0.040％至0.100％c，0.80％至2.00％mn，<0.30％si，<0.005％s，<0.030％p，0.01％至0.070％al，0.015％至0.100％al，0.030％至0.080％ti，<0.009％n，<0.100％cu、ni、mo，<0.006％ca。在压制硬化之后，可以获得高于500mpa的拉伸强度。然而，由于等轴铁素体的显微组织的性质，不可能达到非常高的拉伸强度水平。文献ep1865086公开了一种钢组成，其包含0.1％至0.2％c，0.05％至0.3％si，0.8％至1.8％mn，0.5％至1.8％ni，≤0.015％p，≤0.003％s，0.0002％至0.008％b，任选地0.01％至0.1％ti，任选地0.01％至0.05％al，任选地0.002％至0.005％n。该组成使得可以制造拉伸强度高于1000mpa且延伸率高于10％的压制硬化的部件。然而，由于其高的镍含量，该钢制造起来昂贵。文献ep1881083公开了一种由包含以下的钢合金制成的压制硬化的部件：0.11％至0.18％c，0.10％至0.30％si，1.60％至2.20％mn，<0.0015％p，<0.010％s，1.00％至2.00％cr，<0.020％n，0.020％至0.060％nb，0.001％至0.004％b，0.001％至0.050％ti。该部件的拉伸强度高于1200mpa，总延伸率大于12％。然而，由于其高的铬含量，该钢制造起来昂贵。因此，期望有不具有前述限制的压制硬化的部件和制造方法。更特别地期望具有厚度为0.8mm至4mm、屈服应力ys为700mpa至950mpa、拉伸应力ts为950mpa至1200mpa和高延性(特征为弯曲角高于75°)的压制硬化的钢部件。还期望具有在平面应变条件下断裂应变高于0.60的压制硬化的部件。由于在进一步服务状态期间或在车辆碰撞期间压制硬化的部件中的严重变形区域(例如如半径区域)经受高应力集中，故还期望具有在这些变形区域中显示较高延性的压制硬化的部件。还期望具有容易焊接的压制硬化的部件，和具有高延性且在热影响区中没有显著软化的压制硬化的焊接接头。还期望具有适用于激光焊接的钢板：该过程对未对准缺陷(这可以是由于不足够的平坦度)非常敏感：因此，激光焊接需要具有非常好的平坦度特性的钢板。还期望具有这样的钢板，其在同质过程(即，具有相同组成的两个板的焊接)中或在异质过程(具有不同钢组成的两个钢板的焊接)中可容易焊接并进一步被压制硬化，并且这些压制硬化的焊缝具有高的机械特性。还期望具有这样的钢组成，其用于以未经涂覆的状态或在具有在压制硬化后向钢基础提供耐蚀性的金属涂层的情况下可行的压制硬化。技术实现要素：为此，本发明的第一目的是一种具有包含以下的钢化学组成的压制硬化的钢部件，以重量计：0.062％≤c≤0.095％，1.4％≤mn≤1.9％，0.2％≤si≤0.5％，0.020％≤al≤0.070％，0.02％≤cr≤0.1％，其中1.5％≤(c+mn+si+cr)≤2.7％，0.040％≤nb≤0.060％，3.4×n≤ti≤8×n，其中：0.044％≤(nb+ti)≤0.090％，0.0005≤b≤0.004％，0.001％≤n≤0.009％，0.0005％≤s≤0.003％，0.001％≤p≤0.020％，任选地：0.0001％≤ca≤0.003％，剩余部分为fe和不可避免的杂质，并且其中以表面分数计，在部件的大部分中显微组织包含：小于40％的贝氏体、小于5％的奥氏体、小于5％的铁素体，剩余部分为马氏体，所述马氏体由新鲜马氏体和自回火马氏体组成。优选地，组成使得：1.7％≤(c+mn+si+cr)≤2.3％。在一个优选方案中，钢部件的c含量使得：0.065％≤c≤0.095％。优选地，显微组织包含以表面分数计至少5％的自回火马氏体。新鲜马氏体和自回火马氏体表面分数的总和优选为65％至100％。根据一个优选方案，在包括在部件的四分之一厚度和部件的最靠近表面之间的外侧区域中氮化钛的平均尺寸小于2微米。优选地，在包括在部件的四分之一厚度和部件的最靠近表面之间的外侧区域中硫化物的平均长度小于120微米。根据一个优选方案，压制硬化的钢部件包括变形量高于0.15的至少一个热变形区域(a)，以及在压制硬化中经历与区域(a)相同的冷却循环的至少一个区域(b)，其中变形量小于0.05。区域(b)与热变形区域(a)之间的硬度差优选大于20hv。优选地，与区域(b)中的马氏体-贝氏体组织的板条(lath)宽度相比，热变形区域(a)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度降低大于50％。在一个优选方案中，热变形区域(a)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度小于1μm。区域(b)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度优选为1μm至2.5μm。根据本发明的一个方案，压制硬化的钢部件涂覆有金属涂层。金属涂层优选为基于锌的合金或锌合金。优选地，金属涂层为基于铝的合金或铝合金。在一个优选方案中，压制硬化的部件的屈服应力为700mpa和950mpa，拉伸应力ts为950mpa和1200mpa和弯曲角高于75°。根据一个优选方案，压制硬化的钢部件具有可变的厚度。非常优选地，可变的厚度通过连续柔性轧制过程产生。本发明的另一个目的是一种压制硬化的激光焊接的钢部件，其中焊接部的至少一个第一钢部件是如上所述的经al涂覆的部件，其至少与至少一个第二钢部件焊接，至少一个第二钢部件的组成包含0.065重量％至0.38重量％的碳，并且其中在第一钢部件与第二钢部件之间的焊缝金属的铝含量小于0.3重量％，并且其中第一钢部件、第二钢部件和焊缝金属在相同操作下被压制硬化。本发明的目的还在于一种用于制造压制硬化的钢部件的方法，其包括以下顺序的步骤：-提供具有上述组成的钢半成品，-将半成品热轧以获得经热轧的钢板，-在550℃至ms的卷取温度tc下卷取经热轧的钢板，ms为钢板的马氏体转变起始温度，以获得经卷取的钢板，-任选地，将经卷取的钢板冷轧，-使钢板在退火温度ta下退火以获得小于10％的未再结晶面积分数，以获得经退火的钢板，-将经退火的钢板切割成预定形状以获得坯件，-加热坯件并将其保持在890℃至950℃的温度tm下，在温度tm下的保持持续时间dm为1分钟至10分钟，以获得经加热的坯件，-将经加热的坯件转移到压型机内，转移持续时间dt小于10秒，-使经加热的坯件在压型机中热成形以获得经成形的部件，–在750℃至450℃的温度范围中以40℃/秒至360℃/秒的冷却速率cr1和在450℃至250℃的温度范围中以15℃/秒至150℃/秒的冷却速率cr2将所述经成形的部件冷却，其中cr2<cr1。优选地，冷轧压下量为50％至80％。退火温度ta优选为800℃至850℃，非常优选地800℃至835℃。在一个特定方案中，在所述温度tm下加热所述坯件之前，使坯件冷成形。优选地，在部件的至少一个热变形区域的变形量高于0.15下进行热成形。在一个优选方案中，在将经退火的钢坯件切割成预定形状之前，用金属预涂层预涂覆经退火的钢板。金属预涂层优选为锌、或基于锌的合金、或锌合金。优选地，金属预涂层为铝、或基于铝的合金、或铝合金。根据一个优选方案，板预涂覆有包含al和铁及任选的硅的至少一个金属间化合物层，并且预涂层既不包含游离al，也不包含fe3si2al12型的τ5相，也不包含fe2si2al9型的τ6相。在另一个优选方案中，金属预涂层包括顶部为锌或基于锌的合金或锌合金的层的铝或基于铝的合金或铝合金的层。本发明的目的还在于一种用于制造压制硬化的激光焊接的钢部件的方法，其包括顺序的以下步骤：-提供具有如所述的组成的至少一个第一钢板，其预涂覆有铝或基于铝的合金或铝合金的金属预涂层，-提供具有包含0.065重量％至0.38重量％的碳的组成的至少一个第二钢板，其预涂覆有铝或基于铝的合金或铝合金的金属预涂层，-沿着第一钢板和第二钢板的边缘的一侧除去上面的和下面的铝预涂层的厚度的一部分，然后-通过激光焊接第一钢板和第二钢板产生经焊接的坯件，使得焊缝金属中的铝含量低于0.3重量％，激光焊接沿着其中已经除去铝预涂层的一部分的边缘进行，-加热经焊接的坯件并将其保持在890℃至950℃的温度tm下，在所述温度下的保持持续时间dm为1分钟至10分钟，以获得经加热的经焊接的坯件，-将经加热的经焊接的坯件转移到压型机内，转移持续时间dt小于10秒，-使经加热的经焊接的坯件在压型机中热成形以获得经焊接的经成形的部件，-在750℃至450℃的温度范围中以40℃/秒至360℃/秒的冷却速率cr1并在450℃至250℃的温度范围中以15℃/秒至150℃/秒的冷却速率cr2将经焊接的经成形的部件冷却，其中cr2<cr1。优选地，保持持续时间dm为1分钟至6分钟。本发明的目的还在于如上所述的部件或根据如上所述的方法制造的部件用于制造车辆的结构或安全部件的用途。附图说明现在将鉴于以下附图更详细地而非限制性地描述本发明，其中：-图1和图2示出了根据本发明制造的压制硬化的部件的显微组织，-图3和图4示出了由与本发明不对应的钢组成制造的压制硬化的部件的显微组织，-图5示出了在由与本发明不对应的钢组成制造的压制硬化的部件中大尺寸的氮化钛对裂纹扩展路径的影响，-图6示出了由与本发明不对应的钢组成制造的压制硬化的部件中的大尺寸硫化锰，-图7示意性地示出了在压制硬化的部件的表面附近的外侧区域，具体实施方式压制硬化的钢部件由具有特定组成的钢板制造，元素以重量百分比表示：-0.062％≤c≤0.095％：碳含量必须不小于0.062％用以获得足够的可淬火性和淬透性，及在压制硬化之后令人满意的拉伸强度。为了以稳定的方式获得这样的特性，c含量最优地不小于0.065％。然而，当碳含量超过0.095％时，可弯曲性和焊缝韧性降低。-1.4％≤mn≤1.9％：锰必须不小于1.4％mn用以获得足够的淬透性，以在压制硬化之后获得具有足够马氏体比例的组织。然而，高于1.9％的锰含量增加了形成偏析及与延性降低相关的带型显微组织的风险。-0.2％≤si≤0.5％：硅有助于液体阶段中的钢脱氧和热成形后的硬化。为了获得这些效果，si必须高于0.2％。然而，si必须不超过0.5％以避免在压制硬化中的冷却步骤期间奥氏体的过度稳定。此外，这样的高si含量可以导致在制造金属涂覆的钢板中阻碍涂层粘附的表面氧化物的形成。-0.020％≤al≤0.070％：当以不小于0.020％的量添加时，铝在液态下是非常有效的脱氧剂。然而，当al超过0.070％时，存在在液态中形成可降低压制硬化的部件的延性的粗铝酸盐的风险。-0.02％≤cr≤0.1％：以高于0.02％的量，铬添加对提高在压制硬化期间的可淬火性是有效的。然而，结合组成中的也提高可淬火性的其他元素，高于0.1％的cr添加有利于甚至在变形区域中的完全马氏体组织的状态，而没有提高延性的贝氏体形成的可能性。-0.030％≤nb≤0.060％：铌结合碳和/或氮形成细nb(cn)。不小于0.030％的nb含量使得可以获得这样的析出物，其在紧接在热压成形之前的加热期间细化奥氏体粒径。该更细的奥氏体晶粒得到更细的板条组织和提高的延性和韧性。然而，高于0.060％的含量导致经热轧的板更高的硬度，这使进行热带轧制更加困难。-3.4×n≤ti≤8×n：钛在高温下以氮化物的形式析出。当ti不小于3.4×n时，足够量的氮与钛稳定结合，使得氮不再可能与硼结合。因此，硼可用于扩散到奥氏体晶界并延迟冷却时奥氏体的转变，因此提高淬火性。然而，当钛超过8×n时，存在这样的风险：在钢精制期间钛在液体阶段析出，因此产生降低压制硬化后的延性和可弯曲性的粗氮化钛。甚至更优选地，ti含量低于7×n。-0.044％≤(nb+ti)≤0.090％：铌和钛含量的总和必须不小于0.044％以获得有助于在压制硬化后获得高于950mpa的拉伸强度的析出。然而，钛和铌的总和必须不超过0.090％，否则增加在压制硬化后获得小于75°的弯曲角的风险。-0.0002％≤b≤0.004％：以至少0.0002％含量，硼阻止冷却时铁素体的形成并提高在压制硬化过程期间的可淬火性。其含量限于0.004％，因为高于该水平，其效果饱和并且进一步添加没有效果。-0.001％≤n≤0.009％：在钢精制期间调整氮含量。在含量不小于0.001％时，氮与钛和铌结合形成氮化物和碳氮化物，其限制在加热期间奥氏体晶粒的粗化，其转而又细化在压制硬化后获得的马氏体板条和贝氏体组织。然而，高于0.009％的n含量降低压制硬化的部件的弯曲角并降低延性。甚至更优选地，氮含量低于0.007％。-0.0005％≤s≤0.003％：硫含量必须高于0.003％，因为产生了降低压制硬化的部件的可弯曲性和延性的硫化物。然而，低于0.0005％的s含量需要昂贵的脱硫处理，而没有显著的益处。因此，不低于0.0005％的s含量是优选的。-0.001％≤p≤0.020％：当以高于0.020％的量存在时，磷可以在奥氏体晶界处偏析并且降低压制硬化的部件的韧性。然而，低于0.001％的p含量需要在液态阶段进行昂贵的处理，而对压制硬化的部件的机械特性没有显著的益处。因此，优选不小于0.001％的p含量。-0.0001％≤ca≤0.003％：作为一种任选元素，可以将钙添加到钢组成中。当以不小于0.0001％的含量添加时，ca与硫和氧结合，因此产生不对延性产生不利影响的氧硫化物，如在细长的硫化锰的情况下。此外，这些氧硫化物充当(ti,nb)(c,n)的细析出物的成核剂。当ca含量高于0.003％时，该效果饱和。1.5％≤(c+mn+si+cr)≤2.7％：碳、锰、硅、铬是提高可淬火性的元素。组合地选择这些元素的含量的总和以获得期望的结果：当(c+mn+si+cr)小于1.5重量％时，存在可淬火性不足以获得期望的马氏体的表面分数的风险。然而，当这些元素的含量的总和高于2.7％时，存在形成可以降低压制硬化的部件的韧性的大量新鲜马氏体的风险。优选地，为了确保关于可淬火性和韧性的非常高效的稳定的结果，含量是这样的：1.7％≤(c+mn+si+cr)≤2.3％。现在描述根据本发明的压制硬化的钢部件的显微组织。该显微组织描述适用于压制硬化的钢部件的大部分，这意指该显微组织存在于压制硬化的部件的至少95％的体积中以实现期望的机械特性。如以下将解释的，由于如下事实：部件可以在压制硬化之前被焊接，即焊缝显微组织可与压制硬化的部件的主体不同，或者由于可由冲压成形步骤中的更强烈的局部变形产生的显微组织变化，部件的一些区域中的显微组织可局部地不同，其占该部件的小于5％的体积。因此，硬化部件的大部分包含以表面分数计大于50％的马氏体。表面分数通过以下方法来确定：从压制硬化的部件切割试样，抛光并用本身已知的试剂进行蚀刻，以露出显微组织。随后，通过光学显微镜或扫描电子显微镜检查截面。各个组分(马氏体、贝氏体、铁素体、奥氏体)的表面分数的确定通过本身已知的方法用图像分析进行。马氏体以细的细长板条存在，在原始奥氏体晶粒内取向。根据压制硬化过程的冷却速率和奥氏体向马氏体的转变温度ms，马氏体可以新鲜马氏体和/或自回火马氏体存在。这些子组分的具体特征可以通过电子显微镜观察来确定：-自回火马氏体呈现为包含碳化铁的细板条，碳化物根据板条晶格的方向<111>取向。自回火马氏体通过在热成形后的冷却速率不太高以使析出成为可能时在低于ms的温度范围中碳化物析出来获得。-相比之下，板条或膜形式的新鲜马氏体不包含这样的碳化物析出物。根据本发明的一个优选方案，压制硬化的部件中的新鲜马氏体和自回火马氏体表面分数的总和为65％至100％。当在750℃至450℃的温度范围中压制硬化的冷却速率为40℃/秒至360℃/秒时，这样的条件有助于得到至少950mpa的拉伸强度。根据另一个优选方案，压制硬化的部件的显微组织包含以表面分数计至少5％的自回火马氏体。因此，与其中显微组织包含仅新鲜马氏体的情况相比，获得了提高的延性和可弯曲性。-部件的显微组织还可包含以表面分数计低于40％的贝氏体，以提高压制硬化的部件的韧性和可弯曲性。与其中组织中存在仅马氏体的情况相比，贝氏体使得可以获得更高的延性。-部件的显微组织还可包含铁素体。然而，该软的可延展的组分无法得到高的拉伸应力。因此，作为本发明的一个目的是制造拉伸强度为950mpa至1200mpa的压制硬化的部件，铁素体的表面分数必须不高于5％，否则无法获得期望的强度。-部件的显微组织还可包含小比例的奥氏体(其在室温下为残留奥氏体)。当碳和硅含量高时，冷却时奥氏体的转变温度可降低至在室温下奥氏体稳定的程度。奥氏体可以马氏体-奥氏体(或“m-a”)岛状物(其联合了这两种类型的组分)的形式存在。当以小于5％的表面分数存在时，奥氏体有助于提高延性。然而，当奥氏体分数更高时，存在以下风险：该奥氏体的稳定性不高，并且在碰撞或温度降低的情况下不可以容易地转变成新鲜马氏体，因此导致韧性降低。当压制硬化的部件必须具有高的可弯曲性特性时，已经发现为此必须控制氮化钛的平均尺寸。tin的平均尺寸可通过扫描电子显微镜或透射电子显微镜观察经过观察来确定。更具体地，已经确定了在压制硬化的部件表面附近的外侧区域(其是在弯曲期间最应变的区域)中必须限制tin的平均尺寸。这些区域为部件的四分之一厚度至部件的最靠近表面。平行于压制硬化的部件的主表面的这样的外侧区域作为一个实例示于图7的压制硬化的帽形部件(或“ω”形状)的示意图上，其中他们被称为(a)和(b)。应理解外侧区域的这样的说明不限于该具体的帽形几何形状，而是适用于任何压制硬化的部件几何形状。如果tin的平均尺寸不小于2微米，则在矩形形状的氮化钛和基体之间的边界处引发损坏，并且弯曲角可小于75°。在这些外侧区域中，还存在由存在细长的硫化物而产生损害引发(damageinitiation)的风险：当硫含量足够高以主要地与锰结合时，这些组分可以以粗析出物的形式存在。由于他们的塑性在升高的温度下高，故他们通过热轧和在压制硬化中的热变形期间容易地延伸。因此，当在外侧区域(即从四分之一厚度至最靠近表面)中硫化物的平均长度高于120微米时，由于在这些硫化物上的延性引发(ductileinitiation)，断裂应变可以小于0.60。上述的该压制硬化的部件可以是未经涂覆的或任选地经涂覆的。涂层可为基于铝的合金或铝合金。涂层还可为基于锌的合金或锌合金。在一个特定实施方案中，本发明的压制硬化的钢部件可以具有不均匀但可以变化的厚度。因此，可能在最承受外部应力的区域中达到期望的机械抗性水平，并且可以在压制硬化的部件的其他区域中节省重量，因此有助于减轻车辆重量。特别地，具有不均匀厚度的部件可以通过连续柔性轧制来产生，即，通过如下方法：其中轧制后获得的板厚度沿轧制方向可变，这与在轧制过程期间通过辊向板施加的载荷有关。因此，在本发明的条件下，可以有利地制造具有不同厚度的车辆部件，例如前纵梁和后纵梁、座椅横向构件、隧道拱、柱、前围挡板(dashpanel)横向构件或门框。现在将解释用于制造压制硬化的部件的方法。提供具有上述钢组成的能够被进一步热轧的扁铸坯或铸锭形式的半成品。该半成品的厚度通常为50mm至250mm。将该半成品热轧以获得经热轧的钢板，并在温度tc下卷取。卷取温度必须不高于550℃，否则发生过多的碳氮化铌析出，这导致硬化并增加进一步的冷轧步骤的难度。当tc不超过550℃时，至少50％的游离铌保留在钢板中。tc还必须不低于ms以避免马氏体形成，这使冷轧步骤更加困难。在该阶段，经热轧的钢板的厚度可在1.5mm至4mm的典型范围内。对于其中期望的最终厚度为2.5mm至4mm的应用，可用下述方法使钢板直接退火。对于0.8mm至2.5mm的应用，将经热轧的钢板在通常条件下酸洗并进一步冷轧。冷轧压下量是以以下方式定义的：如果t0表示冷轧前的厚度，tf表示冷轧后的厚度，则压下量为：(ti–tf)/ti。为了在将来的退火期间获得高分数的再结晶，冷轧压下量通常为50％至80％。然后，在临界范围ac1至ac3中在选择以获得小于10％的未再结晶分数的温度ta下使经热轧的或经热轧并进一步经冷轧的钢板退火。当未再结晶分数小于10％时，已经证明了退火后的钢板的平坦度特别好，这使得可以产生可用于激光焊接的钢板或坯件。激光焊接要求具有严格的平坦度公差的坯件，否则在焊接中由于间隙可以出现几何缺陷。800℃至850℃的退火温度ta使获得该结果成为可能。在800℃至835℃的优选范围内的退火温度使得到非常稳定的结果成为可能。在温度ta下的保持步骤之后，所述方法的紧接着进一步的步骤取决于待制造的钢板的类型：-如果待生产未经涂覆涂的钢板，则将经退火的钢板冷却到室温。-或者，可以生产具有金属预涂层的钢板：-如果期望的预涂层为铝、基于铝的合金(即，al是预涂层重量百分比中的主要元素)或铝合金(即，预涂层中al高于50重量％)，则将钢板在约670℃至680℃的温度下热浸在浴中，确切的温度取决于基于铝的合金或铝合金的组成。优选的预涂层为al-si，其通过将钢板热浸在包含以下的浴中来获得：以重量计，5％至11％的si、2％至4％的fe、任选地0.0015％至0.0030％的ca，剩余部分为al和由熔炼产生的杂质。然后，将钢板冷却到室温。作为一种选择，可以使该al、基于al的或al合金钢板在620℃至680℃的温度下进行进一步的热处理，以获得钢基底中的预涂层的预合金化。该预处理可以在进一步的压制硬化过程中更快速地加热钢坯件。在该预合金化处理之后，预涂层包含含有al和铁及任选的硅的至少一个金属间化合物层，并且既不包含游离al，也不包含fe3si2al12型的τ5相，也不包含fe2si2al9型的τ6相。-如果期望的预涂层为锌、基于锌的合金或锌合金，则将钢板在约460℃的温度的下热浸在浴中，确切的温度取决于基于锌的合金或锌合金的组成。预涂层可为连续热浸镀锌或镀锌扩散退火，即，包括紧接着约450℃至520℃下的热浸镀锌之后的热处理以获得包含7％至11％fe的预涂层。-作为一种选择，金属预涂覆过程可以包括沉积两个层，即金属预涂层包括顶部为锌或基于锌的合金或锌合金的层的铝或基于铝的合金或铝合金的层。然后，将未经涂覆或经预涂覆的经退火的钢板切割成预定形状以获得能够在进一步的步骤中热成形的平坯件。作为一种选择，在压机中的加热和热成形步骤之前，可以使坯件冷成形以获得经预变形的坯件。该冷预变形使得可以减少下一热成形步骤中的变形量。然后，将平的或经冷预变形的坯件在890℃至950℃的温度tm下加热。加热方式不受限制，可以为基于辐射、感应或电阻的。将经加热的坯件在tm下保持1分钟至10分钟的持续时间dm。这些(温度-持续时间)范围使得可以获得钢完全转变成奥氏体。如果坯件是经预涂覆的，则该处理导致预涂层与钢基底的相互扩散。因此，在加热期间，通过相互扩散暂时或最终产生金属间化合物相，这可以有利于在热压机中的进一步变形并防止钢表面的脱碳和氧化。为了提高的加工效率，持续时间dm为1分钟至6分钟。在加热和保持步骤之后，从加热装置(其可以为例如加热炉)取出经加热的坯件。将经加热的坯件转移到压型机中，转移持续时间dt小于10秒。该转移必须足够快以避免在压机中的热变形之前形成多边形铁素体，否则存在压制硬化的部件的拉伸强度变得小于950mpa的风险。然后，使经加热的坯件在压型机中热成形，以获得经成形的部件。在成形步骤期间，由于最终部件和成形工具的几何形状，变形的方式和量一个地方与另一个地方相互不同。例如，一些区域可处于扩张状态，而另一些限制变形。无论什么变形方式，在压制硬化的部件中的每个位置处的等效变形εb可以限定为其中ε1和ε2是主变形。因此，εb表示压制硬化的部件的每个区域中的通过热成形过程引入的应变量。然后，将部件保持在压型机的工具内以确保合适的冷却速率并避免由于收缩和相变而造成的部件畸变。部件主要由通过与工具的热传递的传导来冷却。工具可包括冷却剂循环以提高冷却速率，或加热盒以降低冷却速率。因此，冷却速率可以通过实施这样的装置来调整。为了获得根据本发明的压制硬化的部件，首先在750℃至450℃的温度范围中以40℃/秒和360℃/秒的冷却速率cr1将经成形的部件冷却。在该范围内，发生奥氏体向马氏体的转变，最终转变成贝氏体。在另外的步骤中，在450℃至250℃的温度范围中以比冷却速率cr1更慢的15℃/秒至150℃/秒的冷却速率cr2(即，cr2<cr1)将部件冷却。在该范围内，可在一定程度上发生马氏体的自回火，即细碳化物析出物。通过该自回火步骤提高了韧性。通过所述方法获得的部件的厚度通常为0.8mm至4mm。本发明人已经发现了一种在压制硬化的部件的其中在部件使用期间经历高应力集中的区域中获得高延性的方法：当在压型机中该区域以高于0.15的等效应变εb变形时，发明人已经示出这些变形区域的组织更细，并且在这些区域中可以获得更软且更可延展的相。本发明人已经比较了未变形或很少变形的区域(后者表示其中εb<0.05的区域)与其中已经以高于0.15的量施加应变的区域。与压制硬化的部件中的未应变或很少应变的区域相比，高度应变的区域的硬度降低了大于20hv1(hv1是在1kgf载荷下测量的维氏硬度)。该局部软化对应于韧性提高。然而，软化量保持有限的，这意味着在这些变形区域中满足屈服应力和拉伸强度要求。已经测量了在很少或高度变形的区域中的平均马氏体(新鲜或自回火)/贝氏体板条尺寸ls。在适当蚀刻以露出显微组织之后，通过本身已知的截距方法确定板条尺寸。在其中所施加的应变高于0.15的区域中，平均贝氏体/马氏体板条尺寸宽度小于1μm。相比之下，很少变形区域中的平均板条尺寸ls为1μm至2.5μm。还已经证明了与很少变形区域相比，高于0.15的应变水平的施加使板条尺寸减小大于50％。该板条尺寸的减小提高了对最终裂纹引发和扩展的抗性。因此，钢组成和压制硬化参数的组合使得可以在部件的目标区域中实现高的延性。在汽车应用中，在碰撞的情况下经成形的部件显示更高的延性。本发明的另一个目的是一种具有铝涂层的压制硬化的焊接的钢部件，其利用了压制硬化的部件的高机械特性：为了制造这样的部件，提供了涂覆有al或基于al的合金或al合金的具有上述组成的至少一个第一钢板。与该第一钢板一起，提供了也预涂覆有al或基于al的合金或al合金的至少第二钢板。钢板可具有相同组成或不同组成，相同厚度或不同厚度。在不同组成的情况下，已经证明了第二钢的碳含量应为0.065重量％至0.38重量％，以产生具有期望的延性特性的焊缝。将第一钢板和第二钢板沿着其各自的边缘侧中的一个焊接。在这些边缘侧上，除去al预涂层的厚度的一部分。该除去可以通过脉冲激光烧蚀，或通过机械烧蚀来进行。该烧蚀的目的是为了避免预涂层中太大量的al熔融并并入到焊缝金属中。根据初始al预涂层厚度和钢板厚度，待通过烧蚀除去的al的量可更不高。本发明人已经表明烧蚀条件必须适应使得在第一钢板和第二钢板之间产生的焊缝金属中的al含量小于0.3重量％。否则，脆性金属间化合物可在焊缝中析出，或者由于铝的α形成(alphagene)特性，高铝含量可阻止在冲压成形前的加热时转变成奥氏体。因此，当满足这些条件时，可在上述条件下将第一钢板和第二钢板压制硬化，而在热成形期间没有裂纹的风险。由此获得的压制硬化的焊接的部件(其中焊缝金属及第一钢板和第二钢板已经在相同操作下压制硬化)显示高的机械抗性和延性特性。现在将通过以下实施例来说明本发明，这些实施例不是限制性的。实施例1提供了具有根据表1的组成(以重量百分比表示)的板坯形式的钢。将这些板坯在1250℃下加热，热轧并在520℃下卷取。酸洗后，将经热轧的钢板冷轧降至1.5mm的厚度，压下量为50％。然后，使钢板在830℃下退火，以获得小于10％的未再结晶表面分数，并通过在675℃下的浴中连续热漫用al-si预涂覆。两侧上的预涂层厚度为25μm。将这些经预涂覆的钢板切割成进一步被压制硬化的坯件。表1钢组成(重量％)加下划线的值：不对应于本发明表2详述了施加的压制硬化条件，即，加热温度tm、加热持续时间dm、转移持续时间dt及冷却速率cr1和cr2。表2压制硬化条件加下划线的值：不对应于本发明。条件tm(℃)dm(分钟)dt(秒)cr1(℃/秒)cr2(℃/秒)a9004629189b905485022c870554518d90045450250e94010618545根据标准iso(en10002-1)使用20×80mm2试样在压制硬化的部件上确定屈服应力ys和拉伸强度ts。根据vda-238弯曲标准，在由两个辊支承的60×60mm2的压制硬化的部件上确定了临界弯曲角。弯曲力通过0.4mm半径尖锐冲头施加。辊与冲头之间的间隔等于测试部件的厚度，加上0.5mm的间隙。检测裂纹的初出现，因为其与载荷-位移曲线中的载荷降低一致。当载荷降低其最大值的大于30n时，中断测试。在卸载后并由此在试样弹性回跳之后测量每个试样的弯曲角(α)。使五个试样沿着各个方向(轧制方向和横向方向)弯曲以获得弯曲角的平均值αa通过在平面应变条件(鉴于车辆碰撞这是最严重的条件)下弯曲试样确定断裂应变。从这些测试，可以确定当发生断裂时试样的临界位移。在另一方面，有限元分析允许对这样的试样的弯曲进行建模，即以知道存在于这样的临界位移的弯曲区域中的应变水平。这样的临界条件下的该应变是材料的断裂应变。这样的机械测试的结果示于表3中。按照惯例，测试条件联合钢组成和压制硬化组成。因此，例如i1b是指在条件b下测试的钢组成i1。表3还示出了压制硬化的部件的一些显微组织特征。通过用不同试剂(硝酸酒精溶液(nital)、苦味醇液(picral)、bechet-beaujard、焦亚硫酸钠和lepera)抛光并蚀刻试样以露出具体成分确定了不同成分的表面分数。通过图像分析和apheliontm软件对多于10个的至少100×100μm2的代表性区域进行表面分数的定量。通过使用光学显微术、与x-显微分析关联的扫描电子显微术进行了tin和硫化物的确定。这些观察在位于试样表面附近的区域中进行，其中弯曲模式下的应变是最重要的。这些下表面区域位于部件的四分之一厚度与最靠近表面之间。在每种情况下，确定tin的平均尺寸是否超过2μm，以及硫化物的平均尺寸是否超过120μm。表3：压制硬化的部件的机械特性和显微组织特征加下划线的值：不对应于本发明。在试验i1b、i2a、i3a、i4e，组成和压制硬化条件对应于本发明，并且获得了期望的显微组织特征。结果是，达到了高的拉伸特性、高的延性和耐冲击性。如通过扫描电子显微镜观察到的，部件i1b和i2a的显微组织分别示于图1和图2中。关于组成的一些细节在显微照片上高亮显示。在试验r1a中，c、mn、cr、nb含量不满足本发明的条件。即使压制硬化条件依据本发明的范围，但自回火马氏体的量也不足，弯曲角和断裂应变不满足所要求的值。在试验i2c中，即使组成对应于本发明的元素范围，但加热温度tm不足。结果是，铁素体表面分数太高，马氏体表面分数太低。因此，无法达到700mpa的屈服应力。在试验r2d中，由于高的冷却速率cr1和cr2，自回火马氏体的量不足。在试验r3b中，c、cr和b含量太低。因此，由于淬透性不足，故铁素体含量太高，并且无法达到屈服应力和拉伸应力。r3b的显微组织示于图3中。对于给定的处理(b)，通过比较部件i1b(根据本发明)和r3b(不根据本发明)的显微组织可以看出钢组成的影响。此外，高ti含量导致平均尺寸大于2μm的tin的形成。在断裂测试中，观察到一些裂开区域。图5示出了这些脆性区域对应于充当裂开起始位点的tin的存在(在图5中由箭头指出)。这些粗tin位于压制硬化的部件的表面附近，即在包括在部件的四分之一厚度和最靠近表面之间的外侧区域中。结果是，断裂应变不足。在试验r4a中，nb和s含量不满足本发明的条件。部件r4a的显微组织示于图4中。除了nb和s含量之外，钢i4a和r4a的组成非常相似。从图1和图4的比较可以看出在nb不存在下原始奥氏体晶粒尺寸更大，这转而导致具有增加的长度的马氏体板条的形成，这提供了更小的对裂纹扩展的抗性。此外，r4a具有更高的硫含量，因此导致如图6所示的细长的mns的形成。这些细长的硫化物位于包括在部件的四分之一厚度和最靠近表面之间的外侧区域附近。结果是，临界弯曲角和断裂应变太低。实施例2对在上述条件i2a和r1a下产生的压制硬化的部件进行了电阻点焊测试。焊接参数为：强度：7.2ka，焊接力：450dan。为了确定焊缝金属附近的热影响区域中的最终软化，对经切割并经抛光的焊点进行了硬度测试。与焊接相关的热循环引起从室温最高至钢液相线的温度梯度。在ac1至ac3的温度下的加热可导致压制硬化的部件的显微组织的软化。该软化通过热影响区域中的基础金属硬度与最小硬度值之差测量。当软化太过时，外部施加的应力可以集中在软化区域，因此由于应变集中而导致过早失败。对电阻点焊进行了拉伸试验，并且测量了焊缝的总延伸率。与基础金属延伸率相比，焊接引起延伸率变化，与基础金属的延伸率相比，该延伸率变化可以是或多或少显著的。因此，相对延伸率变化是由如下限定的：(基础金属延伸率-焊缝延伸率)/基础金属延伸率。结果示于表4中。表4电阻点焊的热影响区域的硬度变化及其对总延伸率的影响根据本发明制造的压制硬化的部件i2a中的haz软化量比参考部件r1a中的更不显著。甚至尽管存在该软化区域，但是对于本发明i2a的情况，没有测量到延伸率损失，而对于参考部分r1a，延伸率损失显著。实施例3提供了预涂覆有al-si的具有组成i2和r1的钢板。如以上所解释的，制造方法使得可以产生具有允许激光焊接的严格平坦度公差的坯件。此外，还提供1.5mm厚的预涂覆有25μm厚al-si的具有表5的组成的钢板。表5：钢r5的组成(重量％)cmnsiaicrnbtivmonibnspr50.340.630.560.040.360.040.030.030.190.40.0030.0050.0020.004当在条件a下压制硬化时，该钢使得可以获得约2000mpa的拉伸强度uts。对所有这些预涂覆有al-si的钢坯件在其边缘侧的一个上进行烧蚀。除去al-si涂层的金属部分，同时将钢基底和预涂层之间的金属间化合物层留在原位。该烧蚀通过yag激光器(4kw，焦点为1mm2)在经预涂覆的钢板的上面和下面上进行。然后，在氦保护下用4kwyag激光器以6m/mn的焊接速率进行激光焊接。测试了不同的配置：-同质焊接：将i2钢板焊接到另一i2钢板-异质焊接：将i2钢板焊接到钢板r2或r5。在这种情况下，i2钢(c＝0.091％)与具有更高c含量(对于r1，0.22％，对于r5，0.34％)的钢组装。在所有情况下，在焊接之前进行的烧蚀使得可以实现焊缝金属中的铝含量低于0.3％。因此，避免了金属间化合物的形成，并且实现了在压制硬化之前焊缝金属完全转变成奥氏体。将所有焊接接头加热并根据表2的条件a进行压制硬化，以制造压制硬化的激光焊接的钢部件。因此，焊接接头的不同元件(围绕焊缝的基础钢板，焊缝自身)在相同操作下被压制硬化。沿横向于焊缝的方向和在邻近的基础钢中机械加工拉伸试样。将焊缝的结果与邻近的基础钢的结果进行比较。表6：对压制硬化的焊缝进行的拉伸测试的结果因此，条件是al-si焊缝包含小于0.3％al，本发明的钢板可以焊接到c含量最高至0.34％的钢板而没有脆化的风险。实施例4提供了钢i1并在表2的条件b下进行压制硬化，以制造具有多种ω形状的部件。这使得可以获得具有小变形量(εb<0.05)的区域和其中εb＝0.18的区域。后面的区域对应于使用条件下的应力集中。已从这些部件切割出试样并用硝酸酒精溶液蚀刻以露出显微组织。通过具有场发射抢的电子显微镜以5000和10000的放大倍数观察这些试样。观察的区域主要由马氏体(新鲜或自回火)和贝氏体构成。通过截距方法确定了马氏体和贝氏体的板条宽度的平均尺寸(即，无需区分这两种组分)。此外，在不同的区域中进行维氏硬度测量。结果示于表7中。表7平均板条宽度应变区域显示硬度降低了25hv。如从该硬度值估计的，该应变区域的uts为约1050mpa，其满足所要求的值。关于平均板条宽度，与很少应变或未应变的区域相比，应变区域显示减少了大于50％。因此，变形区域中更细的板条组织使得可以在部件使用期间最关键的区域中实现提高的韧性。因此，根据本发明制造的钢部件可以有利地用于制造车辆的结构或安全部件。本发明包括以下方案：方案1.一种压制硬化的钢部件，其中以重量计，钢的化学组成包含：0.062≤c≤0.095％1.4％≤mn≤1.9％0.2％≤si≤0.5％0.020％≤al≤0.070％0.02％≤cr≤0.1％,其中：1.5％≤(c+mn+si+cr)≤2.7％0.040％≤nb≤0.060％3.4×n≤ti≤8×n其中：0.044％≤(nb+ti)≤0.090％0.0005≤b≤0.004％0.001％≤n≤0.009％0.0005％≤s≤0.003％0.001％≤p≤0.020％任选地：0.0001％≤ca≤0.003％，剩余部分为fe和不可避免的杂质，并且其中以表面分数计，在所述部件的大部分中显微组织包含：小于40％的贝氏体、小于5％的奥氏体、小于5％的铁素体，剩余部分为马氏体，所述马氏体由新鲜马氏体和自回火马氏体组成。方案2.根据方案1所述的压制硬化的钢部件，其中：1.7％≤(c+mn+si+cr)≤2.3％。方案3.根据方案1或2所述的压制硬化的钢部件，其中：0.065％≤c≤0.095％。方案4.根据方案1至3中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中所述显微组织包含以表面分数计至少5％的自回火马氏体。方案5.根据方案1至4中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中新鲜马氏体和自回火马氏体表面分数的总和为65％至100％。方案6.根据方案1至5中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中在包括在所述部件的四分之一厚度和所述部件的最靠近表面之间的外侧区域中氮化钛的平均尺寸小于2微米。方案7.根据方案1至6中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中在包括在所述部件的四分之一厚度和所述部件的最靠近表面之间的外侧区域中硫化物的平均长度小于120微米。方案8.根据方案1至7中任一项所述的压制硬化的钢部件，包括变形量高于0.15的至少一个热变形区域(a)，以及在压制硬化中已经历与所述区域(a)相同的冷却循环的至少一个区域(b)，在所述至少一个区域(b)中变形量小于0.05。方案9.根据方案8所述的压制硬化的部件，其中所述至少一个区域(b)与所述至少一个热变形区域(a)之间的硬度差大于20hv。方案10.根据方案8和9中任一项所述的压制硬化的部件，其中与所述至少一个区域(b)中的马氏体-贝氏体组织的板条宽度相比，所述至少一个热变形区域(a)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度减小了大于50％。方案11.根据方案8至10中任一项所述的压制硬化的部件，其中所述至少一个热变形区域(a)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度小于1μm。方案12.根据方案8至11中任一项所述的压制硬化的部件，其中所述至少一个区域(b)中的马氏体-贝氏体组织的平均板条宽度为1μm至2.5μm。方案13.根据方案1至12中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中所述部件涂覆有金属涂层。方案14.根据方案13所述的压制硬化的钢部件，其中所述金属涂层为基于锌的合金或锌合金。方案15.根据方案13所述的压制硬化的钢部件，其中所述金属涂层为基于铝的合金或铝合金。方案16.根据方案1至15中任一项所述的压制硬化的部件，其中屈服应力为700mpa至950mpa，拉伸应力ts为950mpa至1200mpa，弯曲角大于75°。方案17.根据方案1至16中任一项所述的压制硬化的钢部件，其中所述压制硬化的钢部件具有可变的厚度。方案18.根据方案17所述的压制硬化的钢部件，其中所述可变的厚度通过连续柔性轧制过程产生。方案19.一种压制硬化的激光焊接的钢部件，其中焊接部的至少一个第一钢部件是根据方案15所述的部件，其至少与至少一个第二钢部件焊接，所述至少一个第二钢部件的组成包含0.065重量％至0.38重量％的碳，其中在至少一个第一钢部件与所述至少一个第二钢部件之间的焊缝金属的铝含量小于0.3重量％，并且其中所述至少一个第一钢部件、所述至少一个第二钢部件和所述焊缝金属在相同操作下被压制硬化。方案20.一种用于制造压制硬化的钢部件的方法，包括以下顺序步骤：-提供具有根据方案1至3中任一项所述的组成的钢半成品，然后-将这样的半成品热轧以获得经热轧的钢板，然后-在550℃至ms的卷取温度tc下卷取所述经热轧的钢板，ms为所述钢板的马氏体转变起始温度，以获得经卷取的钢板，然后-任选地将所述经卷取的钢板冷轧，然后-使所述钢板在退火温度ta下退火以获得小于10％的未再结晶的面积分数，从而获得经退火的钢板，然后-将所述经退火的钢板切割成预定形状，以获得坯件，然后-加热所述坯件并将所述坯件保持在890℃至950℃的温度tm下，在所述温度下的保持持续时间dm为1分钟至10分钟，以获得经加热的坯件，然后-将所述经加热的坯件转移到压型机内，转移持续时间dt小于10秒，然后-使所述经加热的坯件在所述压型机中热成形以获得经成形的部件，然后-在750℃至450℃的温度范围中以40℃/秒至360℃/秒的冷却速率cr1和在450℃至250℃的温度范围中以15℃/秒至150℃/秒的冷却速率cr2冷却所述经成形的部件，其中cr2<cr1。方案21.根据方案20所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述经冷轧的钢板以50％至80％的压下量冷轧。方案22.根据方案20或21中任一项所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述退火温度ta为800℃至850℃。方案23.根据方案20至22中任一项所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述退火温度ta为800℃至835℃。方案24.根据方案20至23中任一项所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中在所述温度tm下加热所述坯件之前，使所述坯件冷成形。方案25.根据方案20至24中任一项所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中在所述部件的至少一个热变形区域中的变形量高于0.15下进行所述热成形。方案26.根据方案20至25中任一项所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中在将所述经退火的钢坯件切割成预定形状之前，用金属预涂层预涂覆所述经退火的钢板。方案27.根据方案26所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述金属预涂层为锌、或基于锌的合金、或锌合金。方案28.根据方案26所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述金属预涂层为铝、或基于铝的合金、或铝合金。方案29.根据方案26所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述经预涂覆的钢板预涂覆有包含al和铁及任选的硅的至少一个金属间化合物层，其中所述预涂层既不包含游离al，也不包含fe3si2al12型的τ5相，也不包含fe2si2al9型的τ6相。方案30.根据方案26所述的用于制造压制硬化的钢部件的方法，其中所述金属预涂层包括顶部为锌或基于锌的合金或锌合金的层的铝或基于铝的合金或铝合金的层。方案31.一种用于制造压制硬化的激光焊接的钢部件的方法，包括顺序的以下步骤：-提供具有根据方案1至3中任一项所述的组成的至少一个第一钢板，其预涂覆有铝或基于铝的合金或铝合金的金属预涂层，然后-提供具有包含0.065重量％至0.38重量％的碳的组成的至少一个第二钢板，其预涂覆有铝或基于铝的合金或铝合金的金属预涂层，然后-沿着所述至少一个第一钢板和所述至少一个第二钢板的边缘的一侧除去上面的和下面的铝预涂层的厚度的一部分，-通过激光焊接所述至少一个第一钢板和所述至少一个第二钢板，产生经焊接的坯件，使得焊缝金属中的铝含量低于0.3重量％，所述激光焊接沿着其中已经除去部分所述铝预涂层的所述边缘进行，-加热所述经焊接的坯件并将所述经焊接的坯件保持在890℃至950℃的温度tm下，在所述温度下的保持持续时间dm为1分钟至10分钟，以获得经加热的经焊接的坯件，然后-将所述经加热的经焊接的坯件转移到压型机内，转移持续时间dt小于10秒，然后-使所述经加热的经焊接的坯件在所述压型机中热成形以获得经焊接的经成形的部件，-在750℃至450℃的温度范围中以40℃/秒至360℃/秒的冷却速率cr1和在450℃至250℃的温度范围中以15℃/秒至150℃/秒的冷却速率cr2冷却所述经焊接的经成形的部件，其中cr2<cr1。方案32.一种用于制造根据方案20至31中任一项所述的压制硬化的钢部件或压制硬化的激光焊接的钢部件的方法，其中所述保持持续时间dm为1分钟至6分钟。方案33.根据方案1至19中任一项所述的部件或根据方案20至32中任一项制造的部件用于制造车辆的结构或安全部件的用途。当前第1页12