熱成形淬火對(duì)QP1180/22MnB5激光拼焊板組織與性能的影響

蘇文超，王金鳳*，車亞軍，郭億，王晶

熱成形淬火對(duì)QP1180/22MnB5激光拼焊板組織與性能的影響

蘇文超1，王金鳳1*，車亞軍2，郭億1，王晶3

（1.湖北汽車工業(yè)學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖北 十堰 442002；2.東風(fēng)汽車零部件（集團(tuán)）有限公司，湖北 十堰 442016；3.湖北長平汽車裝備有限公司，湖北 十堰 442000）

對(duì)QP1180和22MnB5激光拼焊板進(jìn)行熱成形試驗(yàn)，以解決超高強(qiáng)鋼板材焊后的軟化問題。選擇QP1180和22MnB5異種高強(qiáng)鋼作為母材進(jìn)行激光自熔焊，對(duì)焊后的激光拼焊板進(jìn)行熱成形試驗(yàn)，通過體式顯微鏡、掃描電子顯微鏡、液壓拉伸試驗(yàn)機(jī)和維氏硬度計(jì)等手段，分析熱成形前后激光拼焊板微觀組織和力學(xué)性能的變化。與焊態(tài)拉伸試樣相比，熱成形試樣抗拉強(qiáng)度提高了135%，斷后伸長率降低了55%，拉伸試樣都在22MnB5母材處斷裂，均為塑性斷裂。在熱成形后，對(duì)焊接接頭進(jìn)行組織分析，發(fā)現(xiàn)QP1180母材區(qū)馬氏體含量增加，22MnB5母材區(qū)和臨界熱影響區(qū)組織由珠光體和鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，焊接接頭熱影響區(qū)各亞區(qū)的組織均轉(zhuǎn)變?yōu)榇笮〔煌陌鍡l馬氏體。硬度測試結(jié)果表明，焊態(tài)試樣焊接接頭的QP1180臨界區(qū)存在軟化現(xiàn)象，硬度值最低為335HV，22MnB5側(cè)硬度值由母材處向焊縫升高，母材硬度最低為170HV；而在熱成形后，QP1180臨界區(qū)軟化現(xiàn)象消失，硬度值趨于平緩，22MnB5母材處硬度比焊態(tài)試樣硬度高了2倍。與焊態(tài)試樣相比，經(jīng)熱成形后激光拼焊板的焊后軟化問題得到了解決。

異種高強(qiáng)鋼；激光拼焊；熱沖壓成形；力學(xué)性能；微觀組織

在碳中和大背景下，汽車行業(yè)對(duì)減重和碰撞提出了更高的要求，輕量化技術(shù)因節(jié)能減排等優(yōu)勢而成為汽車制造領(lǐng)域的研究重點(diǎn)[1-3]。汽車輕量化主要包括材料輕量化、工藝輕量化和結(jié)構(gòu)輕量化三方面[4]。在材料輕量化方面，高強(qiáng)鋼因具有吸能性好、強(qiáng)度高和成本低等優(yōu)點(diǎn)而成為汽車輕量化的主要用材之一，目前廣泛應(yīng)用于車身的高強(qiáng)鋼包括DP鋼[5]、Q&P鋼[6]和熱成形鋼[7]等。其中Q&P鋼是一種具有TRIP效應(yīng)的第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼，具有較好的超高強(qiáng)度和塑性匹配，主要由鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體組成[8-10]；熱成形鋼經(jīng)淬火后，其抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1 500 MPa，一方面能夠更好地抵擋外部碰撞，另一方面能夠更好地降低板厚，達(dá)到輕量化目的，目前廣泛應(yīng)用于車門防撞梁及加強(qiáng)板、風(fēng)窗支柱加強(qiáng)柱等汽車安全部件中[11]。

激光拼焊是汽車行業(yè)常用的焊接方法，它是將2種厚度相同或者不同的材料焊接在一起，加工后得到不同區(qū)域不同強(qiáng)度的部件，可以更好地滿足部分零部件的需求[12-16]。為實(shí)現(xiàn)與碰撞相關(guān)的結(jié)構(gòu)部件的性能定制，通過激光拼焊和熱成形處理異種材料，這樣能進(jìn)一步提高部件碰撞吸收潛力，更好滿足汽車安全性要求[17-19]。國內(nèi)外學(xué)者對(duì)高強(qiáng)鋼的激光拼焊和拼焊板熱沖壓成形技術(shù)進(jìn)行了諸多研究，梁文等[20]對(duì)AC1800HS級(jí)熱成形鋼和CR340LA低合金高強(qiáng)鋼激光拼焊板進(jìn)行了熱沖壓成形檢測，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，經(jīng)熱成形后，未出現(xiàn)焊縫開裂現(xiàn)象，淬火后焊縫處仍保持較高的強(qiáng)度，拉伸試樣在低強(qiáng)度母材側(cè)頸縮并斷裂。趙廣威等[21]對(duì)1 500 MPa熱成形鋼鋼帶進(jìn)行了對(duì)接焊，并在不同溫度下對(duì)焊接接頭進(jìn)行了熱處理，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在500 ℃下熱處理時(shí)，焊縫和熱影響區(qū)組織均為回火馬氏體，而在600 ℃和800 ℃下熱處理時(shí)，其組織分別轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚魇象w和貝氏體。當(dāng)溫度為600 ℃時(shí)，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗鹚鲗?shí)體，當(dāng)溫度提升到800 ℃時(shí)，組織轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w。Wang等[22]研究了22MnB5和DP980激光拼焊板的熱成形性能，結(jié)果表明，熱成形試樣的抗拉強(qiáng)度提高了 75%，斷后伸長率降低了50%，未成形試樣在22MnB5側(cè)斷裂，熱成形試樣在DP980側(cè)斷裂。吳岳等[23]采用激光填絲焊的方法對(duì)22MnB5和6Mn6異種熱成形鋼進(jìn)行了拼焊，并對(duì)焊縫進(jìn)行了焊后熱成形實(shí)驗(yàn)，結(jié)果表明，焊縫組織在熱成形前后均以粗大的馬氏體為主。洪磊等[24]研究了22MnB5鋼-Q235鋼拼焊板熱沖壓成形機(jī)理，研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊縫與拉伸方向平行時(shí)，拼焊板塑性較好，溫度越高，焊縫兩側(cè)變形越一致，當(dāng)焊縫與拉伸方向垂直時(shí)，拼焊板的力學(xué)性能主要取決于“軟”區(qū)母材的性能。唐炳濤等[25-26]研究了B340L與B1500HS激光拼焊板焊接后熱沖壓淬火特性，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，當(dāng)冷卻速度超過30 K/s時(shí)，母材B1500HS鋼基本轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，從焊縫至母材區(qū)域，硬度值平滑過渡，母材及焊縫力學(xué)性能具有良好的連續(xù)性。

超高強(qiáng)鋼激光拼焊板在冷沖壓時(shí)會(huì)出現(xiàn)開裂、回彈及焊接軟化等問題。本文為解決超高強(qiáng)鋼板材焊后軟化及焊接性差等問題，首先對(duì)QP1180鋼和軋制態(tài)的22MnB5鋼進(jìn)行了激光拼焊，其次對(duì)拼焊板進(jìn)行了熱成形，研究了焊后熱成形對(duì)拼焊板性能的影響，以期為QP1180和22MnB5鋼激光拼焊板熱成形應(yīng)用提供理論參考。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

試驗(yàn)鋼為1.6 mm厚的QP1180鋼和1.4 mm厚的22MnB5鋼，供貨狀態(tài)均為冷軋態(tài)。2種鋼的主要化學(xué)成分及力學(xué)性能分別如表1和表2所示。2種材料在掃描電子顯微鏡（SEM）下的形貌如圖1所示?？梢钥闯?，QP1180鋼的母材由馬氏體（M）和鐵素體（F）以及極少量的殘余奧氏體（RA）組成，22MnB5鋼主要由珠光體（P）和鐵素體（F）組成。

表1 QP1180與22MnB5鋼主要化學(xué)成分

Tab.1 Main chemical composition of QP1180 and 22MnB5 steel wt.%

表2 QP1180與22MnB5鋼主要力學(xué)性能

Tab.2Main mechanical properties of QP1180 and 22MnB5 steel

圖1 材料的微觀組織

Fig.1 Microstructure of materials

1.2 方法

利用REL-C6000光纖激光器對(duì)QP1180和22MnB5鋼進(jìn)行激光拼焊。激光焊接的主要工藝參數(shù)如下：激光輸出功率為2.6 kW，焊接速度為26 mm/s，激光鏡頭焦距為370 mm，激光束的夾角為0°，離焦量為+1 mm，激光光斑直徑為2 mm，保護(hù)氣體流量為20 L/min。焊接前采用線切割設(shè)備進(jìn)行取樣，焊接板材尺寸為100 mm×200 mm。由于焊接試驗(yàn)對(duì)焊接間隙要求較高，故焊接時(shí)采用對(duì)接方式。在焊接裝配板材前采用砂紙對(duì)待焊區(qū)域進(jìn)行打磨，以去除表面的氧化膜和雜質(zhì)。

采用KSL-1200X型高溫箱式電阻爐和金屬模具進(jìn)行熱成形試驗(yàn)，將激光拼焊試樣加熱到950 ℃并保溫5 min，隨后將高溫試樣放到模具中進(jìn)行沖壓成形，冷卻到室溫后取出。激光拼焊板熱成形工藝參數(shù)如下：加熱溫度為950 ℃，保壓壓力為5 MPa，保持時(shí)間為300 s，成形速度為5 mm/s，成形時(shí)間為3 s。

分別對(duì)焊態(tài)和熱成形拼焊板進(jìn)行取樣，取樣方向垂直于焊縫，金相試樣經(jīng)鑲嵌、粗磨、精磨和拋光處理后，用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精腐蝕。采用SZ680連續(xù)變倍體式顯微鏡觀察焊接接頭宏觀形貌，用JSM-6510LV型掃描電子顯微鏡觀察焊接接頭各個(gè)亞區(qū)的微觀形貌。根據(jù)GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》要求，利用MH-5維氏硬度計(jì)對(duì)焊接接頭進(jìn)行硬度測試，試驗(yàn)載荷為4.9 N，保壓時(shí)間為15 s，相鄰測試點(diǎn)間隔為0.15 mm。根據(jù)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》制備拉伸試樣，試樣總長為120 mm，標(biāo)距為40 mm，平行段寬度為10 mm，過渡圓弧半徑為25 mm，焊縫位于拉伸試樣中心位置，拉伸試樣形狀及尺寸如圖2所示。利用CMT5205液壓拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行單向拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm/min，每組測試3個(gè)試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率，取其平均值作為接頭的拉伸性能。

圖2 拉伸試樣及尺寸

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭拉伸性能與斷口分析

在拉伸試驗(yàn)前，為了去除拉伸試樣表面的油污和氧化皮，保證焊接接頭拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，采用砂紙分別對(duì)焊態(tài)和熱成形拉伸試樣進(jìn)行打磨。焊態(tài)和熱成形接頭拉伸性能如表3所示，典型焊接接頭的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示。從表3和圖3可知，焊態(tài)拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度為615～640 MPa，斷后伸長率為17.01%～18.06%；而熱成形拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度為1 450～1 510 MPa，斷后伸長率為7.69%～8.24%，與焊態(tài)試樣相比，其抗拉強(qiáng)度提高了135%，斷后伸長率降低了55%，為22MnB5熱成形試樣的89.6%。這主要是因?yàn)樵跓岢尚魏螅?2MnB5鋼原來的鐵素體和珠光體組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，抗拉強(qiáng)度得到了極大的提高，而斷后伸長率有所降低。

表3 焊態(tài)和熱成形焊接接頭拉伸性能

Tab.3 Tensile test results of welded joints in welding state and hot forming

圖3 焊態(tài)和熱成形焊接接頭的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

焊態(tài)與熱成形焊接接頭的斷裂位置及斷口形貌如圖4所示。拉伸試樣的宏觀斷口形貌如圖4a所示，可以看出，焊態(tài)與熱成形拉伸試樣的斷裂位置均發(fā)生在22MnB5鋼母材區(qū)，在拉伸過程中，焊縫向高強(qiáng)度母材偏移，在弱強(qiáng)度母材側(cè)產(chǎn)生了應(yīng)力集中并發(fā)生了斷裂。由前期測試結(jié)果可知，QP1180鋼側(cè)母材在熱成形后的抗拉強(qiáng)度為1 620 MPa，而22MnB5側(cè)母材的抗拉強(qiáng)度為1 480 MPa，于是斷裂發(fā)生在性能較差的22MnB5母材處。焊態(tài)試樣在斷裂處出現(xiàn)了明顯的頸縮現(xiàn)象，且存在明顯的塑性變形，而熱成形試樣無明顯的塑性變形，在斷口附近無頸縮現(xiàn)象，且斷裂方向與拉應(yīng)力方向呈45°。焊態(tài)試樣的斷口形貌如圖4b所示，可以看出，拉伸試樣斷口由許多大小不一的韌窩組成，且韌窩較為密集。熱成形試樣的斷口形貌如圖4c所示，可以看到，韌窩大小不均，且存在一些較窄的撕裂棱，焊態(tài)與熱成形試樣均屬于韌性斷裂。

2.2 焊接接頭宏觀形貌

典型試樣的焊態(tài)與熱成形焊接接頭橫截面宏觀形貌如圖5所示。在焊接過程中，受焊接熱循環(huán)作用，焊縫區(qū)的峰值溫度達(dá)到母材熔點(diǎn)以上，焊接熱量通過熱傳導(dǎo)向兩側(cè)母材擴(kuò)散，材料的組織和性能發(fā)生了明顯變化。根據(jù)與焊縫中心距離的不同，可將焊接接頭分為QP1180母材區(qū)（a）、QP1180側(cè)熱影響區(qū)（b～e）、焊縫區(qū)（f）、22MnB5側(cè)熱影響區(qū)（g～i）和22MnB5（j）母材區(qū)，其中QP1180側(cè)熱影響區(qū)是由亞臨界區(qū)（b）、臨界區(qū)（c）、細(xì)晶區(qū)（d）和粗晶區(qū)（e）組成，22MnB5側(cè)熱影響由臨界區(qū)（i）、細(xì)晶區(qū)（h）和粗晶區(qū)（g）組成。熱成形焊接接頭橫截面的宏觀形貌如圖5b所示。與焊態(tài)接頭相比，熱成形接頭區(qū)域發(fā)生了較大的變化，經(jīng)過950 ℃保溫5 min后，組織完成奧氏體化，焊接接頭區(qū)域從左到右依次為QP1180母材區(qū)（A）、QP1180側(cè)完全淬火區(qū)（B）、焊縫區(qū)（C）、22MnB5側(cè)完全淬火區(qū)（D）和22MnB5母材區(qū)（E）。

2.3 焊接接頭顯微組織

2.3.1 熱成形前后母材及焊縫組織

2.2節(jié)介紹了2種狀態(tài)下焊接接頭橫截面的宏觀形貌及其區(qū)別，接下來對(duì)焊接接頭各個(gè)區(qū)域微觀組織的變化情況進(jìn)行分析。熱成形前后QP1180和22MnB5母材的顯微組織如圖6所示。熱成形前，QP1180母材的組織為馬氏體、鐵素體和極少量的殘余奧氏體，如圖6a所示；22MnB5母材的組織為均勻的珠光體和鐵素體，如圖6b所示。熱成形后，QP1180母材的組織仍以馬氏體和鐵素體為主，但鐵素體含量減少，馬氏體含量增加，晶粒尺寸有所長大，如圖6c所示；22MnB5母材組織完全奧氏體化，珠光體和鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻陌鍡l馬氏體，如圖6d所示。

熱成形前后焊縫區(qū)的顯微組織如圖7所示?？梢钥吹剑瑹岢尚吻昂蠛缚p區(qū)的組織均為馬氏體，組織變化較小。焊態(tài)焊縫區(qū)的組織為板條馬氏體，且板條馬氏體的板條束較長，熱成形后，焊縫區(qū)的組織由板條馬氏體和片狀馬氏體組成。

圖5 焊接接頭橫截面宏觀形貌

圖6 熱成形前后母材的顯微組織

Fig 6 Microstructure of the base metal before and after hot forming: a) QP1180 BM before hot forming; b) 22MnB5 BM before hot forming; c) hot forming QP1180 BM after hot forming; d) hot forming 22MnB5 BM after hot forming

圖7 熱成形前后焊縫區(qū)的顯微組織

2.3.2 熱成形前后熱影響區(qū)組織

熱成形前后QP1180側(cè)熱影響區(qū)的組織如圖8所示。圖8a～d為焊態(tài)QP1180側(cè)熱影響區(qū)的組織。QP1180亞臨界區(qū)主要由回火馬氏體、鐵素體和極少數(shù)的殘余奧氏體組成，如圖8a所示。QP1180臨界區(qū)主要由塊狀馬氏體和鐵素體組成，如圖8b所示。QP1180細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的組織都是由板條馬氏體組成，與焊縫區(qū)相比，馬氏體尺寸有所減小，如圖8c～d所示。熱成形后，熱影響區(qū)組織完全奧氏體化，組織細(xì)分的各亞區(qū)消失，熱影響區(qū)組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體和板條貝氏體，如圖8e所示。

熱成形前后22MnB5側(cè)熱影響區(qū)的組織如圖9所示。焊態(tài)22MnB5臨界區(qū)的組織由馬氏體、鐵素體和粒狀珠光體組成，與母材相比，部分鐵素體和珠光體發(fā)生了奧氏體轉(zhuǎn)變，生成了馬氏體，如圖9a所示。22MnB5細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)的組織與QP1180側(cè)一致，但馬氏體的板條束更加密集，組織均由板條馬氏體組成，如圖9b～c所示。圖9d為熱成形后熱影響區(qū)的組織，22MnB5經(jīng)過950 ℃保溫5 min淬火后，其組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮陌鍡l馬氏體。

2.4 焊接接頭硬度

焊態(tài)與熱成形焊接接頭硬度的分布情況如圖10所示。焊態(tài)焊接接頭各亞區(qū)的硬度差異較大，從QP1180母材區(qū)到焊縫區(qū)，硬度值先降低后升高，這是因?yàn)樵诤附蛹訜徇^程中，馬氏體發(fā)生回火作用，生成回火馬氏體，強(qiáng)度與硬度下降。軟化區(qū)位于臨界區(qū)與亞臨界區(qū)之間，硬度值為335HV～355HV，低于QP1180母材硬度。硬化區(qū)位于QP1180臨界熱影響區(qū)與焊縫之間，該區(qū)域主要由馬氏體組成，硬度值在焊縫中心達(dá)到最大，為495HV。在22MnB5側(cè)只存在明顯的硬化現(xiàn)象，從22MnB5母材到焊縫區(qū)，硬度值增大。22MnB5母材主要由鐵素體和珠光體組成，由于鐵素體相對(duì)較軟，22MnB5母材的硬度最低，為165HV～175HV，隨著與焊縫距離的減小，熱影響區(qū)的硬度逐漸增大，這是因?yàn)闊嵊绊懡M織由鐵素體和珠光體逐漸向馬氏體轉(zhuǎn)變。熱成形后，QP1180母材的馬氏體含量增加，硬度由360HV提高到522HV，QP1180側(cè)熱影響區(qū)的軟化區(qū)和硬化區(qū)消失，硬度分布平緩，在510HV～525HV間波動(dòng)，焊縫區(qū)的硬度最高，可達(dá)565HV；在22MnB5側(cè)，母材區(qū)組織由鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，硬度從170HV提高到510HV，熱成形后焊接接頭的硬度比焊態(tài)的整體提高了56%，并且更加均勻。

圖8 熱成形前后QP1180側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織

圖9 熱成形前后22Mnb5側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織

圖10 焊態(tài)與熱成形焊接接頭硬度分布

3 結(jié)論

對(duì)熱成形前后的QP1180和22MnB5激光拼焊板接頭的組織和性能進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論：

1）熱成形后，QP1180和22MnB5激光拼焊板接頭的抗拉強(qiáng)度提高了135%，斷后伸長率減小了55%，熱成形前后拉伸試樣均在22MnB5母材區(qū)斷裂。熱成形前，斷口周圍存在頸縮現(xiàn)象，在拉伸試樣斷口上分布有均勻的韌窩；熱成形后，斷口韌窩大小不均，且存在撕裂棱，二者均屬于韌性斷裂。

2）對(duì)熱成形前后焊接接頭的微觀組織進(jìn)行分析，可知焊縫區(qū)組織均為板條馬氏體。熱成形前后，QP1180側(cè)母材區(qū)的組織由馬氏體、鐵素體、殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體和少量鐵素體，馬氏體含量增加；QP1180熱影響區(qū)組織由馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體和板條貝氏體；22MnB5熱影響區(qū)和22MnB5母材組織均轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀馬氏體。

3）焊接接頭硬度差異較大。熱成形前，從QP1180母材到QP1180側(cè)軟化區(qū)，硬度下降，在硬化區(qū)升高，在焊縫區(qū)硬度達(dá)到最大值；在22MnB5側(cè)，從母材到焊縫，硬度升高，母材硬度最低為170HV，整個(gè)焊接接頭硬度分布非常不均勻。熱成形后，硬度分布無明顯波動(dòng)，軟化區(qū)和硬化區(qū)消失，22MnB5側(cè)母材區(qū)、熱影響區(qū)、焊縫區(qū)以及QP1180側(cè)母材區(qū)和熱影響區(qū)組織均轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，與熱成形前相比，整體提高了56%，22MnB5母材硬度變化較大，由170HV增大到510HV，提高了2倍。

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Effect of Hot Forming on Microstructure and Mechanical Properties of Laser Tailor-welded Blank

SU Wenchao1, WANG Jinfeng1*, CHE Yajun2, GUO Yi1, WANG Jing3

(1. School of Materials Science and Engineering, Hubei University of Automotive Technology, Hubei Shiyan 442002, China; 2. Dongfeng Motor Parts and Components Group Co., Ltd., Hubei Shiyan 442016, China; 3. Hubei Changping Automobile Equipment Co., Ltd., Hubei Shiyan 442000, China)

The work aims to solve the softening problem of ultra-high strength steel plate after welding by hot forming test of QP1180 and 22MnB5 laser tailor-welded blanks. QP1180 and 22MnB5 dissimilar high strength steel materials were selected as the base metal for laser self-fusion welding. The hot forming test was carried out on the laser tailor-welded blanks after welding. The changes of microstructure and mechanical properties of laser tailor-welded blanks before and after hot forming were analyzed by means of stereo microscope, scanning electron microscope, hydraulic tensile testing machine and Vickers hardness tester. Compared with the as-welded tensile specimen, the tensile strength of the hot-formed specimen increased by 135%, and the elongation after fracture decreased by 55%. The tensile specimens all broken at the base metal of 22MnB5, all of which were subject to plastic fracture. After hot forming, the microstructure of the welded joint was analyzed. The martensite content in the QP1180 base metal area increased, and in the 22MnB5 base metal area and the critical heat affected zone pearlite and ferrite changed to martensite. The microstructure of each sub-zone of the heat affected zone of the welded joint was transformed into lath martensite of different sizes. The hardness test results showed that there was a softening phenomenon in the QP1180 critical zone of the welded joint under the as-welded sample, and the lowest hardness value was 335HV. The hardness value of the 22MnB5 side increased from the base metal to the weld, and the lowest hardness of the base metal was 170HV. After hot forming, the softening phenomenon in the critical zone of QP1180 disappeared, and the hardness value tended to be gentle. The hardness of 22MnB5 base metal was 2 times higher than that of the as-welded sample. Compared with the as-welded state, the laser tailor-welded blanks can significantly solve the post-weld softening problem of ultra-high strength steel after hot forming.

dissimilar high strength steel; laser welding; hot stamping forming; mechanical properties; microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2024.01.013

TG44

A

1674-6457(2024)01-0112-09

2023-09-21

2023-09-21

先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放課題基金（AWJ-23M25）；中央引導(dǎo)地方科技專項(xiàng)基金（2019ZYYD023）

Open Project Fund of State Key Laboratory of Advanced Welding and Connection (AWJ-23M25); the Central Government Guides Local Special Funds for Science and Technology (2019ZYYD023)

蘇文超, 王金鳳, 車亞軍, 等. 熱成形淬火對(duì)QP1180/22MnB5激光拼焊板組織與性能的影響[J]. 精密成形工程, 2024, 16(1): 112-120.

SU Wenchao, WANG Jinfeng, CHE Yajun, et al. Effect of Hot Forming on Microstructure and Mechanical Properties of Laser Tailor-welded Blank[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(1): 112-120.

（Corresponding author）