本发明涉及适合在汽车中应用的至少两个钢板的电阻点焊(rsw)的接头，其中所述钢板的至少一个为先进高强度钢(ahss)。具体地，本发明涉及一种rsw接头，其中ahss钢板具有至少980mpa的抗拉强度、包括总量至少为75体积％的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体以及量为3-20体积％的残余奥氏体的多相微结构，和其中钢板提供有含zn层，其中点焊的接头中的热影响区(heataffectedzone)没有长度大于500μm的裂纹。
背景技术：
对于种类繁多的应用而言，增大的强度水平是特别是在汽车工业中的轻质结构的先决条件，因为车体质量减轻导致减少的燃料消耗。因此，为减少车辆的白车身(biw)重量，已经使用了各种ahss钢。然而，焊接缺陷例如表面裂纹可在涂zn钢的rsw接头中发生。关于由于在点焊期间的液态金属脆化引起的表面裂纹演变的现有技术状态的概述在如下的近期文章中给出：diptakbhattacharya(2018)，liquidmetalembrittlementduringresistancespotweldingofzn-coatedhigh-strengthsteels，materialsscienceandtechnology，34:15，1809-1829，doi:10.1080/02670836.2018.1461595。
wo2018/162937a1公开一种电阻点焊方法，其包括以下的相继步骤：-提供至少两个具有0.5-3mm厚度(th)的钢板，所述板的至少一个为抗拉强度(ts)高于800mpa和总伸长率(tel)例如(ts)x(tel)>14000mpa％的涂锌或锌合金的钢板(a)，其中(a)的钢基板的组成以重量计包含：0.05％≤c≤0.4％，0.3％≤mn≤8％，0.010％≤al≤3％，0.010％≤si≤2.09％，其中0.5％≤(si+ai)≤3.5％，0.001％≤cr≤1.0％，0.001％≤mo≤0.5％，和任选地：0.005％≤nb≤0.1％，0.005％<v≤0.2％，0.005％≤ti≤0.1％，0.0003％≤b≤0.005％，0.001％≤ni≤1.0％，剩余物为fe和不可避免的杂质；-对所述至少两个钢板进行电阻点焊以在所述钢板(a)的表面上产生具有如下的压痕深度(idepth)的焊接点：100pm≤(idepth)≤18.68(znsol)-55.1，其中(idepth)以微米计，和其中znsol为在板(a)的钢中在750℃下的以重量计％的zn溶解度。
ep3052672b1涉及至少两个钢板的点焊的接头，其中所述钢板的至少一个展现高于或等于600mpa的屈服强度、高于或等于1000mpa的极限抗拉强度、高于或等于15％的均匀伸长率。基本的金属化学组成包括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％，并且所述点焊的接头包含含有大于0.5％al且含有低于1％的偏析区的表面分数的熔融区微结构，所述偏析区为大于20μm2的区域且包含大于钢的标称磷含量。
虽然ahss的rsw为已确立的技术，但需要进一步降低对焊接缺陷的易感性，特别是因为一直致力于使用具有增加的强度水平的高度合金化的ahss钢，其继而导致在rsw期间更为严苛(severe)的条件。
技术实现要素：
本发明涉及至少两个钢板的电阻点焊的接头，其中所述钢板的至少一个为提供有含zn层的ahss钢板。ahss钢板具有至少980mpa的抗拉强度、包括总量至少为75体积％的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体以及量为3-20体积％的残余奥氏体的多相微结构，其中电阻点焊的接头中的热影响区没有长度大于500μm的裂纹。
本发明的总体目标在于改善电阻焊接的接头的焊接性和接头性质以便改善它们在汽车工业中的应用性，所述电阻焊接的接头包括至少一个提供有含zn层的ahss钢板。
具体目标在于将热影响区(haz)中液态金属脆化(lme)裂纹的长度减小至不大于500μm、优选地不大于300μm，以改善电阻点焊的接头的强度。
前述目标以及另外优势通过提供如权利要求中限定的电阻点焊的接头而在很大程度上实现。
本发明描述于权利要求中。
具体实施方式
本发明的总体目标通过提供如权利要求1中限定的电阻焊接的接头而达成。
钢板厚度可在0.5-3mm、特别是1-2mm的范围内。钢板可为冷轧的。
钢板的至少一个具有至少980mpa的抗拉强度、如下的多相微结构：其包括总量至少为75体积％的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体以及量为3-20体积％的残余奥氏体，和其中所述钢板提供有含zn层。钢板厚度通常在0.4-3mm、优选地0.6-2.2mm的范围内。1.0-1.6mm的厚度范围对于很多应用是特别适合的。
含zn层可为热浸镀锌(gi)涂层、镀锌退火的(镀锌层扩散处理的，galvannealed，ga)涂层或电镀锌的(电解镀锌的，eg)涂层。包括含zn层的涂层的厚度可为2-70μm、优选地5-20μm。eg涂层通常在2-10μm、优选地2.5-7.5μm的范围内。
涂覆的钢板的组成由以下合金元素构成(以重量％计)：
余量为除杂质外的fe。
在下文中简要地解释所要求保护的合金的单独元素和它们彼此的相互作用以及化学成分的界限的重要性。所述钢的化学组成的所有百分数在整个说明书中均以重量计％(wt.％)给出。单独元素的上限和下限在权利要求中列出的界限内可自由地组合。对于本申请中给出的所有值，数值的算术精度可增加一个或两个数位。因此，作为例如0.1％给出的值也可表示成0.10或0.100％。微结构的构成成分的量以体积％(vol.％)给出。
c：0.1-0.3％
c使奥氏体稳定化并且对于在残余奥氏体相内获得足够的碳是重要的。c对于获得期望的强度水平也是重要的。通常，可预期每0.1％的c大约100mpa的抗拉强度的增加。当c低于0.1％时，则难以达到980mpa的抗拉强度。若c超过0.3％，则损害焊接性。上限可为0.29、0.28、0.27、0.26、0,25、0.24、0.23或0.22％。下限可为0.12、0.13、0.14、0.15、0.16、0.17、0.18、0.19或0.20％。
si：0.2–3.0％
si充当固溶体增强元素并且对于确保薄钢板强度是重要的。si抑制渗碳体沉淀并且对于奥氏体稳定化是必要的。
然而，若含量过高，则可在带材表面上形成过多的氧化硅，这可导致在cal中在辊上的包层，并且作为其结果，导致在后续制造的钢板上的表面缺陷。因此，上限可限制到2.0、1.9、1.8、1.7、1.6、1.5、1.4、1.3或1.2％。下限可为0.4、0.5、0.6、0.7、0.75或0.80％。
mn：1.0–3.0
锰为固溶体增强元素，其通过降低ms温度而使奥氏体稳定并且防止铁素体和珠光体在冷却期间形成。另外，mn使ac3温度降低并且对于奥氏体稳定性是重要的。在小于1.0％的含量下，可能难以获得期望的残余奥氏体量、980mpa的抗拉强度，并且奥氏体化温度对于常规的工业退火线可能过高。另外，在较低含量下，可能难以避免多边形铁素体的形成。然而，若mn的量高于3.0％，则偏析问题可发生，因为mn在液相中累积并且导致带状化(聚集成带，banding)，引起潜在劣化的加工性。优选范围为2.2-2.8％。上限可为2.7、2.6、2.5或2.4％。下限可为1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9、2.0、2.1、2.2、2.3或2.4％。
cr：≤2.0
cr有效地增大钢板强度。cr为形成铁素体并且阻碍珠光体和贝氏体的形成的元素。ac3温度和ms温度随cr含量增大而仅略有下降。cr导致稳定化的残余奥氏体的量增大。cr的量限制到2.0％。优选范围为0.1–0.8％。上限可为0.75、0.70、0.65、0.60、0.55、0.50、0.45或0.40、0.35、0.30或0.25％。下限可为0.01、0.05、0.10、015、0,20或0.25％。根据本发明不需要进行cr的故意加入。
mo：≤0.5
为增大淬透性且延迟珠光体的形成，可任选地以最高达0.5％的量包含mo。mo延迟奥氏体的降解并且使残余奥氏体稳定化。大于0.5％的量导致高成本。上限可设定为0.4％、0.3％、0.2％或0.1％。最低量可设定为0.001、0.005、0.01、0.02、0.03、0.04或0.05％。
al：≤2.0、优选地0.03–1.0％
al促进铁素体形成并且也常用作脱氧剂。al如同si那样在渗碳体中不能溶解并且因此其在贝氏体形成期间大大地延迟渗碳体形成。al的加入导致残余奥氏体中碳含量的大幅增加。然而，ms温度也随al含量的增大而升高。al的另一个缺点在于，其导致ac3温度的大幅增大。然而，al的主要劣势为其在铸造期间偏析。在铸造期间，mn在板坯(slab)中间富集并且al-含量减少。因此，在板坯中间可形成显著的奥氏体稳定化的区域或带。这在加工结束时导致马氏体带状化和在马氏体带中形成低应变内部裂纹。另一方面，si和cr也在铸造期间富集。因此，马氏体带状化的倾向性可通过与si和cr合金化而降低，因为由于mn富集引起的奥氏体稳定化通过这些元素而抵消。由于这些原因，优选地限制al含量。所述钢优选为al镇静的(al-killed)并且优选范围为0.03–1.0％。较高水平可为0.9、0.8、0.7、0.6、0.5、0.4、0.3、0.2或0.1％。下限可设定为0.04、0.05、0.06、0.07、0.08、0.09或0.1％。若al仅用于脱氧，则较高水平可为0.09、0.08、0.07或0.06％。为确保一定效果，较低水平可设定为0.03或0.04％。
nb：≤0.2％
nb因其对晶粒尺寸的影响而常在低合金钢中用于改善强度和韧性。nb通过由于nbc的沉淀而细化(refining)基体微结构和残余奥氏体相来增大强度、伸长率的平衡。钢可以≤0.2％、优选地≤0.04％或甚至≤0.03％的量包含nb。根据本发明不需要故意加入nb。因此，上限可限于≤0.01％。
v：≤0.2％
v的作用和类似于nb的作用，因为其其促进沉淀硬化和晶粒细化。钢可以≤0.2％、优选地≤0.04％或甚至≤0.03％的量包含v。根据本发明不需要故意加入v。因此，上限可限于≤0.01％。
ti：0.01-0.15、优选地0.02-0.04％
ti由于其通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物对晶粒尺寸的影响而常在低合金钢中用于改善强度和韧性。具体地，ti为强的氮化物形成元素并且可用于结合钢中的氮。然而，该效果在0.04％以上趋于饱和。为了产生良好的n对ti的固定，较低的量应该为0.01％。
b：0.0005–0.01、优选地0.001-0.005％
b抑制铁素体的形成并改善钢板的焊接性。为了产生明显效果，应加入至少0.0005％。然而，过量使加工性劣化。因此，上限为0.01％。优选范围为0.001-0.005％并且更优选的范围为0.002-0.004％。
cu：≤0.15％
cu为不期望的杂质元素，其通过仔细地选择所使用的废料(scrap，碎片)可限于≤0.15％。上限可限于0.12、0.10、0.08或0.06％。
ni：≤0.15％
ni也为不期望的杂质元素，其通过仔细地选择所使用的废料可限于≤0.15％。上限可限于0.12、0.10、0.08或0.06％。
其它杂质元素可以正常出现的量包含在钢中。然而，优选将p、s的量限制于以下任选的最大含量：
p：≤0.02％
s：≤0.005％
还优选将氮含量控制到如下范围：
n：0.003-0.005％
在该范围中，可实现稳定的氮固定。
ti/b：5-30
优选地调节比率ti/b使其在5-30的范围内以确保钢中最佳的氮固定，导致钢中不含未结合的硼。
微结构的构成成分在下文中以体积％(vol.％)表示。
本发明的冷轧的钢板具有主要由嵌入在贝氏体铁素体(bf)基体中的残余奥氏体组成的微结构，也即贝氏体铁素体的量通常≥50体积％。bf的较低量可设定为55、60、65或70体积％。
微结构也可包含最高达30体积％的回火马氏体(tm)和最高达20体积％的新马氏体(fm)。后者可存在于最终微结构中，因为取决于其稳定性，一些奥氏体例如在过时效(overaging，过老化)步骤结束时的冷却期间可转换为马氏体。fm的量可限制于19、18、17、16、15、14、13、12、11、10、9、8、7、6或5体积％。这些未回火马氏体颗粒通常与残余奥氏体颗粒紧密接触并且因此它们常称为马氏体-奥氏体(ma)颗粒。
残余奥氏体为获得期望的trip效果的先决条件。因此，残余奥氏体的量应在3.5–20体积％、优选地5–15体积％的范围内。残余奥氏体的下限可为4.0、4.5、5.0、5.5、6.0、6.5或7.0体积％。上限可限于19、18、17、1615或14体积％。残余奥氏体的量是借助详细记载于proc.int.conf.ontrip-aidedhighstrengthferrousalloys(2002)，ghent，belgium，第61-64页中的饱和磁化法而测量的。
多边形铁素体(pf)不是期望的微结构构成成分并且因此限制于≤10体积％。上限可为9、8、7、6、5、4、3、2或1体积％。最优选地，钢不含pf。
提供有含zn层的钢板的机械性质是重要的并且抗拉强度(rm)应为至少980mpa，优选地满足以下要求的至少一个：
抗拉强度(rm)1100-1350mpa
屈服强度(rp0.2)780-1100mpa
总伸长率(a50)≥7、特别是10％
扩孔率(λ)≥20％
屈服比(rp0.2/rm)≥0.50、特别是≥0.60、优选地≥0.70
更优选地，同时满足所有这些条件。
rm和rp0.2值根据欧洲标准en10002part1得出，其中在带材纵向上获取样品。伸长率(a50)按照相同标准得出。抗拉强度的下限可为1000、1050、1100、1150、1160、1170、1180、1190或1200mpa。屈服强度的下限可为800、820、830、840、850、860、870、880、890、900或100ompa。屈服比(rp0.2/rm)的下限可为0.55、0.60、0.65、0.70或0.75。
总伸长率(a50)的下限可为8、9、1011、1213、14或15％。
扩孔率(λ)为经历扩孔试验(het)的三个样品的平均值。其是通过根据iso/ts16630：2009(e)的扩孔试验方法测定的。在该试验中，将具有60°顶角(apex)的锥形冲头强制进到在尺寸为100x100mm2的钢板中制成的10mm直径的冲孔中。该试验一旦测定第一条裂纹就停止并且在彼此垂直(正交)的两个方向上测量孔直径。使用算术平均值进行计算。扩孔率(λ)的下限可为25、30或35％。
如下计算以％计的扩孔率(λ)：λ＝(dh–do)/dox100
其中do为孔在开始时的直径(10mm)且dh为孔在试验后的直径。
本发明钢板的机械性质在很大程度上可通过合金组成和微结构而调节。微结构可通过cal中的热处理、特别是经由过时效步骤中的等温处理而调节。
本发明限定至少两个钢板的电阻点焊的接头，其中所述钢板的至少一个提供有含zn层，所述钢板具有至少980mpa的抗拉强度、如下的多相微结构：其包括总量至少为75体积％的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体以及量为3.5-20体积％的残余奥氏体，和其中提供有含zn层的钢板具有由以下构成的组成(以重量％计)：
余量为除杂质外的fe，
其中点焊的接头中的热影响区没有长度大于500μm的裂纹。
所述裂纹的最大长度可限于450、400、350、300、250、200、150、100、80或60μm。
提供有含zn层的钢板可具有满足以下要求中的至少一个的组成(以重量％计)：
其中在杂质含量方面的组成满足以下要求中的至少一个(以重量％计)：
和/或其中点焊的接头中的热影响区没有长度大于200μm的裂纹。
提供有含zn层的钢板可具有由以下构成的组成(以重量％计)：
并且点焊的接头中的热影响区可没有长度大于100μm的裂纹。
提供有含zn层的钢板优选地满足要求a)、b)和c)中的至少一个：
a)组成，其由以下构成(以重量％计)：
其中在杂质方面的组成满足以下要求中的至少一个：
b)多相微结构，其包括如下的至少一个(以体积％计)：
贝氏体铁素体≥50
回火马氏体≤30
新马氏体≤20
残余奥氏体4-20
多边形铁素体≤10
c)以下机械性质中的至少一个
抗拉强度(rm)1100-1350mpa
屈服强度(rp0.2)780-1100mpa
总伸长率(a50)≥7％
扩孔率(λ)≥20％
d)和点焊的接头中的热影响区可优选地没有长度大于50mm的裂纹。
以上提到的多相微结构可包括如下的至少一个(以体积％计)：
贝氏体铁素体≥60
回火马氏体≤20
新马氏体≤10
残余奥氏体5-20
多边形铁素体≤6
优选地，多相微结构包括总量至少为80体积％的贝氏体、贝氏体铁素体和回火马氏体和/或如下的至少一个(以体积％计)：
贝氏体铁素体≥65
回火马氏体≤15
新马氏体≤5
残余奥氏体6-20
多边形铁素体≤5
以上提到的提供有含zn层的钢板满足如权利要求2、3或4中列出的所有要求。
本发明还涉及至少两个钢板的组件，其包括如权利要求1-7的任一项中限定的点焊的接头。
所述电阻焊接的接头可通过包括以下步骤的方法制造：
(ix)提供热轧的带材
(x)将带材在450–650℃下在罩式炉中间歇退火2-20小时、优选地5-10小时的总时间，
(xi)将间歇退火的带材以至少50％的厚度压下率(thicknessreduction)冷轧
(xii)将冷轧的带材在800–1000℃的温度下连续退火30至160秒
(xiii)将带材冷却到200至500℃的温度50至500秒
(xiv)向带材提供含zn层
(xv)切割带材以获得提供有含zn层的冷轧的钢板
(xvi)将所述板电阻点焊到另外的钢板。
含zn层优选地借助热浸镀锌、镀锌退火或电解镀锌施加。
实施例
具有以下组成的钢通过常规冶金法经由转炉熔融(冶炼)和二次冶金而制造：
余量为fe和杂质。
将所述钢连续铸造并且切割成板坯。将板坯再加热并且对其进行热轧直至约2.8mm的厚度。热轧最终温度为约900℃且卷取温度为约550℃。将热轧带材酸洗(pickle)并且在约580℃在罩式炉中间歇退火10小时总时间以降低热轧带材的抗拉强度并且由此降低冷轧力。然后将带材在五机架冷轧机中冷轧至约1.3mm的最终厚度并且最后将其在连续退火线(cal)中进行连续退火。
退火循环由如下组成：加热到约850℃的温度，均热(soaking)约120s，在30秒期间冷却到约405℃的过时效温度，在过时效温度下等温保持约1-3分钟，并且最终冷却到环境温度。由此获得的一个带材通过热浸镀锌(gi)而提供有含zn层，另一个提供有电镀锌的(eg)涂层。由此获得的带材不含fm、具有bf基体、和包含7％ra。抗拉强度(rm)为1220mpa。将带材切割成板并且对其进行电阻点焊以检查它们的裂纹敏感性。
试验分两步进行。首先，按照记载于sep1220-2(stahleisen
工业实用性
本发明电阻点焊的接头能够广泛地应用于汽车中的高强度结构零件。