洪磊，賀文，劉紅生

（華僑大學(xué) a.機(jī)電及自動化學(xué)院；b.福建省特種能場制造重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，c.廈門市數(shù)字化視覺測量重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，福建 廈門 361021）

輕量化問題一直是汽車制造領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。車身輕量化主要是從制造材料、車身結(jié)構(gòu)和零部件制造工藝3 大途徑進(jìn)行研究[1]。對于汽車車身制造，鋼的使用量占比約為70%，其中高強(qiáng)鋼成本低、成形工藝成熟，能提升汽車抵抗沖擊變形能力，提高整車的安全性能，并且在汽車輕量化上效果顯著[2—3]。隨著對形狀復(fù)雜、成形性好、韌性好、耐沖擊零件需求的增加，傳統(tǒng)的低合金高強(qiáng)鋼強(qiáng)度有限，價格相對昂貴，已不能滿足當(dāng)今汽車工業(yè)的要求。為此，高強(qiáng)鋼熱沖壓成形工藝應(yīng)運(yùn)而生[4]。采用高強(qiáng)鋼熱沖壓工藝可顯著提高沖壓件的力學(xué)性能，熱沖壓件的抗拉強(qiáng)度可達(dá)1500 MPa 以上。采用熱沖壓工藝制作汽車車身結(jié)構(gòu)件，可大幅提高汽車零部件抵御碰撞的能力，可提高碰撞的安全性，同時可降低汽車車身重量，但抗拉強(qiáng)度過高易導(dǎo)致碰撞能無法吸收，使汽車發(fā)生碰撞時易發(fā)生側(cè)翻，在一定程度上降低了汽車安全性。為此，理想的汽車車身結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能是“軟”“硬”兼具，汽車車身結(jié)構(gòu)件的某些區(qū)域材料抗拉強(qiáng)度高，而另一些區(qū)域材料抗拉強(qiáng)度中等但伸長率高，即合理控制熱沖壓件力學(xué)性能分布。如此，汽車發(fā)生碰撞時，車身結(jié)構(gòu)件一方面可抵御碰撞進(jìn)而提高汽車安全性，另一方面可吸收碰撞能，也可提高汽車安全性，同時可降低汽車車身重量，實(shí)現(xiàn)汽車輕量化。

為合理控制熱沖壓成形件力學(xué)性能分布，主要是在熱沖壓成形過程中控制冷卻速度，使熱沖壓件的“軟”區(qū)（強(qiáng)度低、塑性高）和“硬”區(qū)（強(qiáng)度高、塑性低）合理分布。主要采用不同導(dǎo)熱率材料分段制造模具或在模具內(nèi)部不同部位分別設(shè)置熱源和冷卻水道，以控制保壓時熱沖壓件各區(qū)的冷卻速度，使熱沖壓件不同區(qū)域獲得不同淬火效果，從而控制熱沖壓件力學(xué)性能分布。研究結(jié)果表明[5]，分段制造模具或改造模具結(jié)構(gòu)，可使熱沖壓件軟區(qū)的硬度、強(qiáng)度比硬區(qū)低50%左右，而伸長率比硬區(qū)高80%左右，能有效控制熱沖壓件力學(xué)性能分布，但同時也造成模具結(jié)構(gòu)過于復(fù)雜，使生產(chǎn)成本大幅增加，同時降低生產(chǎn)效率[6]。因此，迫切需要找到一種高質(zhì)、高效、低成本實(shí)現(xiàn)熱沖壓件力學(xué)性能分布控制的方法。

傳統(tǒng)拼焊板冷沖壓技術(shù)可高效、低成本實(shí)現(xiàn)沖壓件力學(xué)性能分布[7]。為使拼焊板沖壓件硬區(qū)強(qiáng)度更高、軟區(qū)韌性更好，近年來，高強(qiáng)鋼拼焊板冷沖壓成形得到了較深入的研究，通過高強(qiáng)鋼拼焊板冷沖壓成形可低成本、高效地實(shí)現(xiàn)沖壓件力學(xué)性能分布控制[8]。目前，高強(qiáng)鋼拼焊板冷沖壓成形主要采用TRIP鋼、DP 鋼和TWIP 鋼等，但此類高強(qiáng)鋼拼焊板強(qiáng)度高，成形后回彈大，嚴(yán)重影響拼焊板沖壓成形精度，另外，該類鋼淬火效果不佳。硼鋼具有極佳的淬火性能，此類鋼經(jīng)熱沖壓成形后其強(qiáng)度可達(dá)1500 MPa 以上。根據(jù)已有研究成果，若結(jié)合傳統(tǒng)拼焊板冷沖壓技術(shù)與硼鋼熱沖壓成形技術(shù)兩者的優(yōu)勢，不僅能有效控制熱沖壓件力學(xué)性能分布，還能大幅提高高強(qiáng)鋼拼焊板熱沖壓成形精度和高強(qiáng)鋼拼焊板沖壓件硬區(qū)強(qiáng)度。至今關(guān)于熱沖壓成形技術(shù)應(yīng)用于硼鋼-高強(qiáng)鋼拼焊板的研究鮮有報道。針對以上問題，基于傳統(tǒng)拼焊板冷沖壓成形技術(shù)和硼鋼熱沖壓成形技術(shù)，提出對不同厚度硼鋼板進(jìn)行激光拼焊或?qū)ε痄摪迮c高強(qiáng)鋼（適合熱成形的高強(qiáng)鋼）板進(jìn)行激光拼焊，后對拼焊板進(jìn)行熱沖壓成形，高質(zhì)、高效、低成本實(shí)現(xiàn)汽車熱沖壓件力學(xué)性能分布控制。采用激光拼焊技術(shù)將兩塊或多塊強(qiáng)度不同的板材拼焊，加工后得到不同區(qū)域不同強(qiáng)度的汽車部件，高強(qiáng)度區(qū)域能滿足抵抗變形能力要求，低強(qiáng)度區(qū)域通過變形而吸收碰撞能，滿足提高汽車安全性的要求[9]。

隨著對汽車輕量化的追求與發(fā)展，高強(qiáng)度鋼拼焊板的需求越來越大，因此高強(qiáng)鋼拼焊板成形性能成為主要研究的問題[10]。拼焊板在成形過程中，其焊縫、熱影響區(qū)和母材區(qū)域的組織與性能不均勻，并且焊縫、熱影響區(qū)的寬度及焊縫的偏移使拼焊板成為復(fù)雜的幾何非線性材料[11]。Fei 等[12]通過對DP1180-DP590超高強(qiáng)度鋼拼焊板成形性試驗(yàn)進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)在拼焊板成形過程中，板材中的馬氏體和貝氏體能有效促進(jìn)材料界面融合，提高成形性；Yong Chan Hur 等[13]通過對DP590 和DP980 兩種雙相鋼進(jìn)行激光焊接，并進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)域硬度值高于兩個母材區(qū)域；梁文等[14]研究了 1800 MPa 級熱成形鋼和Cr340LA 低合金高強(qiáng)鋼在不同激光焊接功率和焊接速度下的組織演變和熱沖壓成形性能，結(jié)果表明激光拼焊原板拉伸試樣均斷裂于CR340LA 母材區(qū)，焊縫區(qū)域引起的伸長率和抗拉強(qiáng)度損失分別在母材CR340LA 的28.3%和9.1%以內(nèi)。Hong 等[15]采用高功率光纖激光器對雙相鋼（DP980）與有鋁硅涂層和無涂層的超高強(qiáng)度鋼（22MnB5）分別進(jìn)行了拼焊，結(jié)果表明，鋁硅涂層對焊縫的拉伸性能沒有影響，但是鋁硅涂層在焊接過程中會混雜入焊縫中，會促進(jìn)拼焊板在熱沖壓的熱處理階段形成鐵素體，容易使拼焊板在熱沖壓過程中焊縫過早失效[16]。董伊康等[17]測試了1.5 mm厚的DC56D+Z 和0.7 mm厚的HC180BD+Z的激光拼焊板的顯微組織、顯微硬度和力學(xué)性能，研究發(fā)現(xiàn)焊縫兩側(cè)硬度分布不對稱，焊縫最大硬度達(dá)到200HV，高于母材硬度。同樣Kong 等[18]將低碳TRIP鋼與普通熱沖壓硼鋼（22MnB5）焊接，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)硬度（480HV）遠(yuǎn)高于22MnB5 鋼（160HV）和TRIP鋼（210HV）。Ken 等[19]將22MnB5 高強(qiáng)鋼板與270 MPa 鋼板焊接，發(fā)現(xiàn)拼焊板制作的熱沖壓件，其母材22MnB5 區(qū)會因碰撞而斷裂，而270 MPa 鋼板區(qū)具有高延展性而沒有斷裂，說明拼焊板可提高熱沖壓部件的安全性；王敏等[20]對1.6 mm 厚22MnB5 熱成形鋼板和DP980 雙相鋼板激光焊接，發(fā)現(xiàn)淬火后焊縫的平均抗拉強(qiáng)度為1294 MPa，比淬火前提高了97%。將兩種超高強(qiáng)度鋼板焊接雖然能夠得到擁有較好力學(xué)性能的拼焊板，但是對于車身制造來說并不能很好地滿足其高低強(qiáng)度分布的需求。

目前對高強(qiáng)鋼和普通鋼拼焊板的研究較少，賈進(jìn)等[21]研究了不同焊接速度對超高強(qiáng)鋼22MnB5-普通鋼Q235 拼焊板的焊縫性能，發(fā)現(xiàn)焊接速度越快，焊縫硬度越高。對于車身輕量化，熱沖壓成形也是輕量化的途徑之一[22]，熱沖壓過程中的溫度對拼焊板成形也有一定影響，但是目前缺乏溫度對拼焊板變形的研究，因此文中對不同溫度下的22MnB5-Q235 鋼拼焊板的顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行系統(tǒng)的分析與討論，并觀察了拼焊板U 形沖壓件的焊縫變形行為，為拼焊板熱沖壓工藝提供了溫度參考依據(jù)。

1 拼焊板高溫力學(xué)性能表征

實(shí)驗(yàn)材料選用硅鋁鍍層22MnB5 高強(qiáng)鋼和Q235普通鋼為母材的激光拼焊板，板厚均為2 mm，兩種母材的材料成分如表1 所示。將兩種母材板料進(jìn)行打磨處理，去除其毛刺和表面氧化層，采用4.5 J/s、10 Hz的激光射線進(jìn)行焊接，焊接間隙為1 mm，焊接速度為150 mm/s。利用熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)Gleeble-1500 對兩種母材鋼板和拼焊板分別進(jìn)行高溫拉伸變形試驗(yàn)，其熱拉伸試樣件尺寸如圖1 所示。去除拼焊板拉伸試件表面氧化物和焊接雜質(zhì)，進(jìn)行打磨處理。采用電阻加熱法以50 ℃/s 加熱速率將拉伸試樣件拉伸變形區(qū)域加熱至950 ℃并保溫270 s，使材料內(nèi)部組織得以充分奧氏體化，再以30 ℃/s 降溫速率分別將試件溫度降至800，900，950 ℃，并保溫5 s 使溫度分布均勻。以應(yīng)變速率為1 s-1將試件進(jìn)行拉伸變形。拉伸試驗(yàn)中試件溫度隨時間的變形曲線如圖2 所示。采用掃描電鏡JSM-IT500 對金相試件進(jìn)行觀察，并通過EDS能譜儀分析焊縫內(nèi)部元素成分，焊縫區(qū)材料化學(xué)成分見表2。

表1 兩種母材的材料成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Material composition of the two base metals (mass fraction)%

表2 焊縫區(qū)域元素成分及含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.2 Element composition and content in welding seam zone (mass fraction) %

圖1 熱拉伸試樣件尺寸Fig.1 Size of hot stretch specimen

圖2 拉伸試驗(yàn)中試件溫度隨時間變形曲線Fig.2 Deformation curve of specimen temperature with time in stretch test

水平焊縫（拉伸方向與焊縫平行）和垂直焊縫（拉伸方向與焊縫垂直）拼焊板不同拉伸溫度下所得拉伸件如圖3 所示。由圖3a 可以看出，在3 種不同溫度條件下，水平焊縫拼焊板拉伸5 mm 后，拉伸試件中部均出現(xiàn)頸縮變形。不同溫度下所得水平焊縫拼焊板拉伸變形件表明，水平焊縫拼焊板拉伸件焊縫兩側(cè)母材變形基本一致。圖3b 為不同溫度下垂直焊縫拼焊板拉伸變形件，從圖3b 可以看出，所有拉伸變形件均發(fā)生較大頸縮變形，頸縮均發(fā)生在Q235 區(qū)，隨著溫度的升高，頸縮位置向Q235 區(qū)移動，表明拉伸變形時，Q235 鋼區(qū)為“軟”區(qū)，而22MnB5 鋼為“硬”區(qū)。

圖3 拼焊板不同拉伸溫度下所得拉伸件Fig.3 Stretched parts of TWBs at different temperature

通過不同溫度下的等溫拉伸試驗(yàn)，得到不同溫度下兩種母材的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖4 所示。從圖4a可看出隨著溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都有所下降，在溫區(qū)800～950 ℃間，22MnB5 鋼抗拉強(qiáng)度對溫度的敏感性較高。主要是由于溫度升高，材料內(nèi)部原子受熱易發(fā)生遷移，使動態(tài)回復(fù)也更易發(fā)生，導(dǎo)致22MnB5 的流變應(yīng)力下降，變形抗力降低，但塑性稍有下降。從圖4b 可以看出，Q235 鋼的屈服強(qiáng)度也隨著溫度的升高而降低，但抗拉強(qiáng)度基本保持不變，表明在溫區(qū)800～950 ℃間，Q235 鋼抗拉強(qiáng)度對溫度的敏感性不高；此外，隨著溫度的升高，Q235 鋼的伸長率大幅增加，表明在溫區(qū)800～950 ℃間，Q235 鋼的伸長率對溫度有較高的敏感性。

圖4 兩種母材不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Stress-strain curves of two base metals at different temperature

圖5 為拼焊板拉伸件不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，從圖5a 可以看出，水平焊縫拼焊板的抗拉強(qiáng)度達(dá)到140 MPa，且在不同高溫條件下，其屈服強(qiáng)度變化趨勢與22MnB5 高強(qiáng)鋼曲線變化相似，但當(dāng)溫度在900～950 ℃時，水平焊縫拼焊板抗拉強(qiáng)度大幅下降。從圖5b 可以看出，在溫區(qū)800～950 ℃間，垂直焊縫拼焊板的抗拉強(qiáng)度均低于120 MPa，且其曲線變化趨勢與Q235 鋼相似，這與垂直焊縫拼焊板拉伸件斷裂總是在Q235 區(qū)結(jié)果一致，說明垂直焊縫拼焊板整體的力學(xué)性能受Q235 鋼的影響較大，主要是因?yàn)榇怪焙缚p拼焊板拉伸變形時，頸縮均發(fā)生在“軟”區(qū)：Q235 鋼區(qū)。綜合可看出，焊縫的排布方式（水平焊縫和垂直焊縫）對拼焊板抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和塑性影響較大。焊縫對拼焊板整體變形的影響沒有母材大，并且水平焊縫拼焊板隨著溫度的升高，拼焊板的塑性增強(qiáng)，母材兩側(cè)拉伸變形程度均勻，有益于板材成形。

圖5 拼焊板拉伸件不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves of tailor-welded blanks tensile parts at different temperature

2 拼焊板協(xié)調(diào)變形機(jī)理

高溫下兩種母材的力學(xué)性能不同，導(dǎo)致拼焊板成形時焊縫兩側(cè)母材變形不一致。為此，對拼焊板高溫拉伸變形和U 形件彎曲成形進(jìn)行數(shù)值模擬，分析拼焊板熱成形時焊縫兩側(cè)母材的協(xié)調(diào)變形機(jī)理。為此建立高溫拉伸變形數(shù)值模型，拉伸后伸長量為5 mm 時所得的模擬值與試驗(yàn)值比較如圖6 所示。從圖6 可知所建立的數(shù)值模型是可靠的。從圖6 還可看出，不管是壓縮類變形（頸縮處的變形）還是伸長類變形，兩種母材變形量均隨著溫度升高差值越來越小，拉伸變形隨著溫度升高越來越均勻。原因主要是在溫度越高時，22MnB5 高強(qiáng)鋼材料內(nèi)部流變應(yīng)力降低，使其塑性變強(qiáng)，從圖4 也可看出，隨著溫度的升高，兩種母材的抗拉強(qiáng)度值不斷接近。進(jìn)一步說明高溫有益于提高拼焊板焊縫兩側(cè)母材變形的一致性，有利于拼焊板焊縫兩側(cè)兩母材間的協(xié)調(diào)變形。

圖6 不同加熱溫度下拉伸試件形變試驗(yàn)值與模擬值Fig.6 Deformation test and simulation values of stretched specimens at different heating temperature

圖7 為與拉伸試驗(yàn)相同加熱溫度條件下得到的拉伸件拉伸變形的模擬結(jié)果。高溫加熱條件下由于兩種母材性能不同，拼焊板在熱拉伸成形中存在兩種母材變形不一致。從圖7a—c 可以看出，當(dāng)拉伸變形溫度為800 ℃時，水平焊縫拉伸件“硬”區(qū)為22MnB5 鋼，“軟”區(qū)為Q235 鋼，“軟”區(qū)與“硬”區(qū)的屈服強(qiáng)度差較大。因此，拉伸變形時，主要由“硬”區(qū)承受拉伸力，所以導(dǎo)致“硬”區(qū)等效應(yīng)力較高，而“軟”區(qū)等效應(yīng)力較低。隨著溫度的升高，“軟”區(qū)與“硬”區(qū)的屈服強(qiáng)度差減小，使“軟”區(qū)所承受的拉伸力越大，因此，拉伸溫度為900 ℃和950 ℃時，焊縫兩側(cè)的“軟”區(qū)和“硬”區(qū)等效應(yīng)力相差較小。拉伸件的最大應(yīng)力減小，并且兩種母材的應(yīng)力差也在縮小，在950 ℃時，兩種母材的最大應(yīng)力值趨于一致。

圖7 不同加熱溫度下拼焊板拉伸變形時等效應(yīng)力和位移分布Fig.7 Distribution of effective strain and displacement during stretched deformation of TWBs at different heating temperature

針對拼焊板高溫U 形件彎曲成形過程搭建拼焊板的熱沖壓成形數(shù)值模型，并進(jìn)行了拼焊板U 形件彎曲成形的數(shù)值模擬仿真，得到在不同溫度條件下拼焊板進(jìn)行熱沖壓成形的模擬結(jié)果。圖8 為在不同溫度下拼焊板熱沖壓成形后的變形情況以及焊縫區(qū)域變形放大結(jié)果。可以看到，在不同高溫下，拼焊板熱沖壓成形后沒有出現(xiàn)破裂情況，并且板材整體的變形量較均勻；兩種母材的形變量也比較接近，只有在拼焊板的側(cè)壁區(qū)域，Q235 鋼區(qū)域板材增厚較22MnB5 區(qū)域大。從圖a 和4b 的對比也可看出，主要由于溫度較高，兩種母材的流變應(yīng)力均降低，但是22MnB5 高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度在3 種溫度下均比Q235 鋼高。說明22MnB5 高強(qiáng)鋼高溫條件下的流變應(yīng)力較Q235 大，22MnB5 鋼的塑性沒有Q235 好，因此Q235 鋼側(cè)壁區(qū)域增厚較大。同時隨著溫度升高，22MnB5 高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度不斷降低至與Q235 鋼強(qiáng)度接近，兩母材增厚量也越接近。

從圖b，d，f 可以看出，焊縫在圓角區(qū)域變形量最大，圖8c，e，g 為焊縫標(biāo)記處的放大圖?？梢钥闯鲈诓煌瑴囟认?，圓角處焊縫都有較大變形，主要是在熱沖壓過程中，圓角區(qū)域存在雙向拉應(yīng)力的作用，使其拉伸變形，并且焊縫處晶粒細(xì)致緊密，塑性較好，隨著溫度的升高，晶粒更加細(xì)化，材料塑性增強(qiáng)，變形量增大；由于Q235 鋼在高溫時的抗拉強(qiáng)度均較22MnB5 高強(qiáng)鋼低，因此焊縫形變較大區(qū)域主要靠近Q235 鋼一側(cè)，隨著溫度提升，其最大變形區(qū)域不斷向焊縫中間部位移動，焊縫邊緣形變趨于一致，這與拼焊板拉伸試樣的模擬結(jié)果一致。主要原因是22MnB5 高強(qiáng)鋼在溫度越高的條件下，強(qiáng)度和塑性都有提升，因此溫度越高，其形變與Q235 鋼越接近，焊縫邊緣區(qū)域變形越均勻。由此可以看出，溫度對拼焊板熱沖壓成形的影響很大，尤其是焊縫區(qū)域。溫度越高，兩側(cè)母材的變形更加協(xié)調(diào)均勻，焊縫位置不易發(fā)生偏移。

圖8 U 形件熱彎曲時拼焊板與圓角處焊縫在不同加熱溫度下的等效應(yīng)變分布Fig.8 Distribution of effective strain of TWBs and fillet weld at different heating temperature during hot bending of U-shaped parts

3 拼焊板熱沖壓成形件的組織與性能

3.1 組織分析

在不同溫度下進(jìn)行22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235 鋼拼焊板U 形彎曲試驗(yàn)，長、寬分別為270 mm 和250 mm，厚度為2 mm，中間焊縫寬度小于3 mm，拼焊板具體尺寸以及拼焊板成形件如圖9 所示。分別在沖壓成形件的兩母材區(qū)域和焊縫處取試樣，取樣位置如圖9b所示，試樣尺寸為20 mm×10 mm 鑲嵌后依次打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精侵蝕樣品表面至淺灰色（約10～15 s），最后用無水乙醇清洗之后干燥處理。拼焊板在不同高溫（750，800，900，950 ℃）條件下沖壓成形后，兩種母材和焊縫區(qū)域的金相組織如圖10 所示。從圖10 可以看出，高溫成形后的拼焊板各區(qū)域材料內(nèi)部組織隨著溫度變化較大。當(dāng)成形溫度為750 ℃時，試件22MnB5 區(qū)材料以珠光體為主。由于加熱溫度高于800 ℃，即在Ac1以上，可使材料內(nèi)部組織完全奧氏體化，奧氏體在冷卻后，22MnB5區(qū)出現(xiàn)馬氏體組織，并且隨著溫度的升高，成形時坯料內(nèi)部奧氏體組織均勻化，馬氏體含量明顯增大。800 ℃時，22MnB5 鋼組織仍以珠光體為主，但含有少量的馬氏體，原因是冷卻到Ms點(diǎn)以下，導(dǎo)致相變沒有孕育期，只形成一定數(shù)量的馬氏體；這一點(diǎn)從高于850 ℃后的組織可以看出，其組織中存在大量的板狀馬氏體，先形成的馬氏體不會隨溫度降低而繼續(xù)長大，但是馬氏體的數(shù)量會隨之增加。由于焊縫處的wc＞0.77%（wc為鋼鐵含碳量，質(zhì)量分?jǐn)?shù)），焊縫在800 ℃條件下表現(xiàn)出了過共析鋼的屬性，其組織主要是珠光體和滲碳體，隨著含碳量的增高，貝氏體轉(zhuǎn)變需要更長的孕育期，轉(zhuǎn)變速度就越慢，很難冷卻到Ms點(diǎn)以下，無法生成馬氏體；當(dāng)溫度在800 ℃以上時與上述情況相同，其組織同樣為珠光體和滲碳體，并且隨著溫度的升高，過冷度增大，形核速度與生長速度的比值變大，晶粒越細(xì)，致密性越好。Q235 鋼在不同加熱溫度下的組織變化較小，其組織始終為珠光體和鐵素體，隨著溫度的提升，奧氏體含碳量也隨之增加，致使C 曲線右移，鐵素體形核幾率降低，所以鐵素體析出減慢，從900 ℃拉伸試樣中可以看出有少量的鐵素體晶核形成，但晶核尺寸不大，而在950 ℃時幾乎沒有鐵素體晶核形成，同時，先共析鐵素體的孕育期變長，析出速度隨之減慢，珠光體的轉(zhuǎn)變速度也減慢，從圖10 可以看出珠光體的晶粒尺寸隨著溫度的升高而變大，晶粒數(shù)量隨之減少。

圖9 熱彎曲件Fig.9 Hot bended part

圖10 不同加熱溫度下拼焊板成形件各區(qū)域的金相組織Fig.10 Metallographic structure of each zone of TWBs at different heating temperature

3.2 拼焊板熱沖壓件力學(xué)性能

在不同熱沖壓溫度條件下，成形試件不同取樣位置的力學(xué)性能變化趨勢如圖11 所示。從圖11a 可以看出，隨著加熱溫度的升高，22MnB5 區(qū)抗拉強(qiáng)度升高，而Q235 鋼區(qū)的抗拉強(qiáng)度與加熱溫度的關(guān)系不大。主要是因?yàn)?2MnB5 鋼具有良好的淬火性，而Q235鋼淬火性較差。此外，兩種母材的抗拉強(qiáng)度和伸長率在底部、法蘭和側(cè)壁處的變化一致，由此可見拼焊板成形效果好，沒有出現(xiàn)過度增厚或減薄現(xiàn)象。從圖11b 可以看出，隨著加熱溫度的升高，22MnB5 區(qū)的伸長率降低，而Q235 區(qū)伸長率有所提高，因此，拼焊板熱沖壓成形達(dá)到了拼焊板“軟”“硬”兼具的效果。當(dāng)加熱溫度低于850 ℃時，U 形件各區(qū)域的抗拉強(qiáng)度為550～800 MPa，伸長率為15%～25%，兩種母材的抗拉強(qiáng)度和伸長率均比較接近。主要原因是當(dāng)溫度低于850 ℃時，22MnB5 鋼內(nèi)部組織以珠光體為主，塑性較好，但是抗拉強(qiáng)度較低。當(dāng)加熱溫度高于850 ℃，22MnB5 鋼內(nèi)部馬氏體含量增加，其強(qiáng)度和硬度有較大提升，因此抗拉強(qiáng)度隨加熱溫度的升高增長迅速，在950 ℃時抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1500 MPa，同時隨著馬氏體含量的增大其伸長率降低到10%以下；而Q235 鋼則由于加熱溫度升高，其內(nèi)部的先共析鐵素體的孕育期變長，珠光體的轉(zhuǎn)變速度減慢，晶粒尺寸變大，導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)略微下降趨勢，由于Q235 在任一高溫下成形后的組織均以珠光體為主，使其伸長率始終保持在30%左右。由此可見，在溫度低于850 ℃時，22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235 鋼拼焊板整體的力學(xué)性能分布較均衡，沖壓成形后兩種母材的力學(xué)性能差異不大；隨著加熱溫度升高至850 ℃后，由于其內(nèi)部組織變化，兩種母材的力學(xué)性能表現(xiàn)出較大差異，說明22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235 鋼拼焊板熱沖壓的加熱溫度高于850 ℃，能夠獲得“軟”“硬”兼具的拼焊板，這對提高汽車安全性和輕量化制造有很大意義。

圖11 拼焊板成形件力學(xué)性能隨溫度變化情況Fig.11 Variation of mechanical properties of TEBs with temperature

4 結(jié)論

1）焊縫的排布直接影響拼焊板力學(xué)性能，當(dāng)受力方向與焊縫平行時，拼焊板抗拉強(qiáng)度取決于兩種母材的抗拉強(qiáng)度，拼焊板試件熱拉伸后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線與22MnB5 高強(qiáng)鋼相似；當(dāng)受力方向與焊縫垂直時，拼焊板抗拉強(qiáng)度主要取決于“軟”母材的抗拉強(qiáng)度，溫度越高，其伸長率越大，同時抗拉強(qiáng)度也有所增加。

2）水平焊縫的拼焊板拉伸變形時，“硬”區(qū)22MnB5 鋼區(qū)承受較大的應(yīng)力，焊縫兩側(cè)母材緊縮變形基本一致；而垂直焊縫的拼焊板拉伸變形時頸縮主要發(fā)生在“軟”區(qū)Q235 鋼區(qū)。隨著變形溫度的升高，焊縫兩側(cè)變形越均勻，越有益于提高拼焊板焊縫兩側(cè)母材變形的一致性，有利于拼焊板焊縫兩側(cè)兩母材間的協(xié)調(diào)變形。拼焊板U 形件的焊縫處兩側(cè)變形基本一致，U 形件圓角處焊縫形變量最大，成形溫度為800 ℃時焊縫變形不均勻，隨著溫度升高至850 ℃，焊縫邊緣處變形均勻一致。

3）22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235 鋼拼焊板的焊縫組織表現(xiàn)與過共析鋼類似，高溫冷卻后以珠光體為主，且其中摻雜少量滲碳體，且隨著加熱溫度的提高，冷卻后的組織更加細(xì)密。

4）加熱溫度高于850 ℃時，22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235鋼拼焊板進(jìn)行U 形件熱彎曲成形所得成形件，成形件“軟”區(qū)Q235 鋼與“硬”區(qū)22MnB5 高強(qiáng)鋼區(qū)的抗拉強(qiáng)差值區(qū)間約為550～1000 MPa，伸長率差值區(qū)間約為8%～20%，“軟”區(qū)的伸長率達(dá)到35%，“硬”區(qū)為5%，滿足了22MnB5 高強(qiáng)鋼-Q235 鋼拼焊板熱成形件“軟”“硬”兼具的要求。