高強度鋼-普通鋼拼焊板熱沖壓成形機理研究

洪磊，賀文，劉紅生

（華僑大學 a.機電及自動化學院；b.福建省特種能場制造重點實驗室，c.廈門市數(shù)字化視覺測量重點實驗室，福建 廈門 361021）

輕量化問題一直是汽車制造領域的研究熱點之一。車身輕量化主要是從制造材料、車身結構和零部件制造工藝3 大途徑進行研究[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)的低合金高強鋼強度有限，價格相對昂貴，已不能滿足當今汽車工業(yè)的要求。為此，高強鋼熱沖壓成形工藝應運而生[4]。采用高強鋼熱沖壓工藝可顯著提高沖壓件的力學性能，熱沖壓件的抗拉強度可達1500 MPa 以上。采用熱沖壓工藝制作汽車車身結構件，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，但抗拉強度過高易導致碰撞能無法吸收，使汽車發(fā)生碰撞時易發(fā)生側翻，在一定程度上降低了汽車安全性。為此，理想的汽車車身結構件的力學性能是“軟”“硬”兼具，汽車車身結構件的某些區(qū)域材料抗拉強度高，而另一些區(qū)域材料抗拉強度中等但伸長率高，即合理控制熱沖壓件力學性能分布。如此，汽車發(fā)生碰撞時，車身結構件一方面可抵御碰撞進而提高汽車安全性，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，實現(xiàn)汽車輕量化。

為合理控制熱沖壓成形件力學性能分布，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)（強度低、塑性高）和“硬”區(qū)（強度高、塑性低）合理分布。主要采用不同導熱率材料分段制造模具或在模具內部不同部位分別設置熱源和冷卻水道，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性能分布。研究結果表明[5]，分段制造模具或改造模具結構，可使熱沖壓件軟區(qū)的硬度、強度比硬區(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性能分布，但同時也造成模具結構過于復雜，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、高效、低成本實現(xiàn)熱沖壓件力學性能分布控制的方法。

傳統(tǒng)拼焊板冷沖壓技術可高效、低成本實現(xiàn)沖壓件力學性能分布[7]。為使拼焊板沖壓件硬區(qū)強度更高、軟區(qū)韌性更好，近年來，高強鋼拼焊板冷沖壓成形得到了較深入的研究，通過高強鋼拼焊板冷沖壓成形可低成本、高效地實現(xiàn)沖壓件力學性能分布控制[8]。目前，高強鋼拼焊板冷沖壓成形主要采用TRIP鋼、DP 鋼和TWIP 鋼等，但此類高強鋼拼焊板強度高，成形后回彈大，嚴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)熱沖壓成形后其強度可達1500 MPa 以上。根據(jù)已有研究成果，若結合傳統(tǒng)拼焊板冷沖壓技術與硼鋼熱沖壓成形技術兩者的優(yōu)勢，不僅能有效控制熱沖壓件力學性能分布，還能大幅提高高強鋼拼焊板熱沖壓成形精度和高強鋼拼焊板沖壓件硬區(qū)強度。至今關于熱沖壓成形技術應用于硼鋼-高強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和硼鋼熱沖壓成形技術，提出對不同厚度硼鋼板進行激光拼焊或對硼鋼板與高強鋼（適合熱成形的高強鋼）板進行激光拼焊，后對拼焊板進行熱沖壓成形，高質、高效、低成本實現(xiàn)汽車熱沖壓件力學性能分布控制。采用激光拼焊技術將兩塊或多塊強度不同的板材拼焊，加工后得到不同區(qū)域不同強度的汽車部件，高強度區(qū)域能滿足抵抗變形能力要求，低強度區(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，高強度鋼拼焊板的需求越來越大，因此高強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雜的幾何非線性材料[11]。Fei 等[12]通過對DP1180-DP590超高強度鋼拼焊板成形性試驗進行研究，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 兩種雙相鋼進行激光焊接，并進行了拉伸試驗，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度損失分別在母材CR340LA 的28.3%和9.1%以內。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度鋼（22MnB5）分別進行了拼焊，結果表明，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、顯微硬度和力學性能，研究發(fā)現(xiàn)焊縫兩側硬度分布不對稱，焊縫最大硬度達到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）遠高于22MnB5 鋼（160HV）和TRIP鋼（210HV）。Ken 等[19]將22MnB5 高強鋼板與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度為1294 MPa，比淬火前提高了97%。將兩種超高強度鋼板焊接雖然能夠得到擁有較好力學性能的拼焊板，但是對于車身制造來說并不能很好地滿足其高低強度分布的需求。

目前對高強鋼和普通鋼拼焊板的研究較少，賈進等[21]研究了不同焊接速度對超高強鋼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性能進行系統(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 拼焊板高溫力學性能表征

實驗材料選用硅鋁鍍層22MnB5 高強鋼和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的激光射線進行焊接，焊接間隙為1 mm，焊接速度為150 mm/s。利用熱模擬實驗機Gleeble-1500 對兩種母材鋼板和拼焊板分別進行高溫拉伸變形試驗，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，進行打磨處理。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。以應變速率為1 s-1將試件進行拉伸變形。拉伸試驗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 對金相試件進行觀察，并通過EDS能譜儀分析焊縫內部元素成分，焊縫區(qū)材料化學成分見表2。

表1 兩種母材的材料成分（質量分數(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（質量分數(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，得到不同溫度下兩種母材的應力-應變曲線，如圖4 所示。從圖4a可看出隨著溫度的升高，抗拉強度和屈服強度都有所下降，在溫區(qū)800～950 ℃間，22MnB5 鋼抗拉強度對溫度的敏感性較高。主要是由于溫度升高，材料內部原子受熱易發(fā)生遷移，使動態(tài)回復也更易發(fā)生，導致22MnB5 的流變應力下降，變形抗力降低，但塑性稍有下降。從圖4b 可以看出，Q235 鋼的屈服強度也隨著溫度的升高而降低，但抗拉強度基本保持不變，表明在溫區(qū)800～950 ℃間，Q235 鋼抗拉強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力-應變曲線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力-應變曲線，從圖5a 可以看出，水平焊縫拼焊板的抗拉強度達到140 MPa，且在不同高溫條件下，其屈服強度變化趨勢與22MnB5 高強鋼曲線變化相似，但當溫度在900～950 ℃時，水平焊縫拼焊板抗拉強度大幅下降。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)結果一致，說明垂直焊縫拼焊板整體的力學性能受Q235 鋼的影響較大，主要是因為垂直焊縫拼焊板拉伸變形時，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）對拼焊板抗拉強度、屈服強度和塑性影響較大。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，母材兩側拉伸變形程度均勻，有益于板材成形。

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

2 拼焊板協(xié)調變形機理

高溫下兩種母材的力學性能不同，導致拼焊板成形時焊縫兩側母材變形不一致。為此，對拼焊板高溫拉伸變形和U 形件彎曲成形進行數(shù)值模擬，分析拼焊板熱成形時焊縫兩側母材的協(xié)調變形機理。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 高強鋼材料內部流變應力降低，使其塑性變強，從圖4 也可看出，隨著溫度的升高，兩種母材的抗拉強度值不斷接近。進一步說明高溫有益于提高拼焊板焊縫兩側母材變形的一致性，有利于拼焊板焊縫兩側兩母材間的協(xié)調變形。

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

圖7 為與拉伸試驗相同加熱溫度條件下得到的拉伸件拉伸變形的模擬結果。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，所以導致“硬”區(qū)等效應力較高，而“軟”區(qū)等效應力較低。隨著溫度的升高，“軟”區(qū)與“硬”區(qū)的屈服強度差減小，使“軟”區(qū)所承受的拉伸力越大，因此，拉伸溫度為900 ℃和950 ℃時，焊縫兩側的“軟”區(qū)和“硬”區(qū)等效應力相差較小。拉伸件的最大應力減小，并且兩種母材的應力差也在縮小，在950 ℃時，兩種母材的最大應力值趨于一致。

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行熱沖壓成形的模擬結果。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)域變形放大結果?？梢钥吹剑诓煌邷叵?，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，兩種母材的流變應力均降低，但是22MnB5 高強鋼的抗拉強度在3 種溫度下均比Q235 鋼高。說明22MnB5 高強鋼高溫條件下的流變應力較Q235 大，22MnB5 鋼的塑性沒有Q235 好，因此Q235 鋼側壁區(qū)域增厚較大。同時隨著溫度升高，22MnB5 高強鋼的抗拉強度不斷降低至與Q235 鋼強度接近，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 為焊縫標記處的放大圖。可以看出在不同溫度下，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)域存在雙向拉應力的作用，使其拉伸變形，并且焊縫處晶粒細致緊密，塑性較好，隨著溫度的升高，晶粒更加細化，材料塑性增強，變形量增大；由于Q235 鋼在高溫時的抗拉強度均較22MnB5 高強鋼低，因此焊縫形變較大區(qū)域主要靠近Q235 鋼一側，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果一致。主要原因是22MnB5 高強鋼在溫度越高的條件下，強度和塑性都有提升，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，兩側母材的變形更加協(xié)調均勻，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

在不同溫度下進行22MnB5 高強鋼-Q235 鋼拼焊板U 形彎曲試驗，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，用體積分數(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)域材料內部組織隨著溫度變化較大。當成形溫度為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點以下，導致相變沒有孕育期，只形成一定數(shù)量的馬氏體；這一點從高于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，質量分數(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，貝氏體轉變需要更長的孕育期，轉變速度就越慢，很難冷卻到Ms點以下，無法生成馬氏體；當溫度在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，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)抗拉強度升高，而Q235 鋼區(qū)的抗拉強度與加熱溫度的關系不大。主要是因為22MnB5 鋼具有良好的淬火性，而Q235鋼淬火性較差。此外，兩種母材的抗拉強度和伸長率在底部、法蘭和側壁處的變化一致，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到了拼焊板“軟”“硬”兼具的效果。當加熱溫度低于850 ℃時，U 形件各區(qū)域的抗拉強度為550～800 MPa，伸長率為15%～25%，兩種母材的抗拉強度和伸長率均比較接近。主要原因是當溫度低于850 ℃時，22MnB5 鋼內部組織以珠光體為主，塑性較好，但是抗拉強度較低。當加熱溫度高于850 ℃，22MnB5 鋼內部馬氏體含量增加，其強度和硬度有較大提升，因此抗拉強度隨加熱溫度的升高增長迅速，在950 ℃時抗拉強度可達到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，其內部的先共析鐵素體的孕育期變長，珠光體的轉變速度減慢，晶粒尺寸變大，導致其抗拉強度出現(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 高強鋼-Q235 鋼拼焊板整體的力學性能分布較均衡，沖壓成形后兩種母材的力學性能差異不大；隨著加熱溫度升高至850 ℃后，由于其內部組織變化，兩種母材的力學性能表現(xiàn)出較大差異，說明22MnB5 高強鋼-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 拼焊板成形件力學性能隨溫度變化情況Fig.11 Variation of mechanical properties of TEBs with temperature

4 結論

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

2）水平焊縫的拼焊板拉伸變形時，“硬”區(qū)22MnB5 鋼區(qū)承受較大的應力，焊縫兩側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，焊縫兩側變形越均勻，越有益于提高拼焊板焊縫兩側母材變形的一致性，有利于拼焊板焊縫兩側兩母材間的協(xié)調變形。拼焊板U 形件的焊縫處兩側變形基本一致，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密。

4）加熱溫度高于850 ℃時，22MnB5 高強鋼-Q235鋼拼焊板進行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 高強鋼區(qū)的抗拉強差值區(qū)間約為550～1000 MPa，伸長率差值區(qū)間約為8%～20%，“軟”區(qū)的伸長率達到35%，“硬”區(qū)為5%，滿足了22MnB5 高強鋼-Q235 鋼拼焊板熱成形件“軟”“硬”兼具的要求。