CN106350741B

CN106350741B - 一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法

Info

Publication number: CN106350741B
Application number: CN201610925708.7A
Authority: CN
Inventors: 常颖; 李晓东; 王存宇; 赵坤民; 任大鑫; 郑国君; 韩硕; 王明辉
Original assignee: Dalian University of Technology
Current assignee: Dalian University of Technology
Priority date: 2016-10-24
Filing date: 2016-10-24
Publication date: 2017-12-19
Anticipated expiration: 2036-10-24
Also published as: CN106350741A

Abstract

本发明公开了一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法，其特征在于包括如下步骤：将22MnB5钢板和中锰钢板制成待用钢件；进行激光拼焊连接处理；将激光拼焊之后的待用钢件加热处理；转运到冲压模具上进行冲压成形并淬火。最终，拼焊钢件的22MnB5钢区域获得由大量铁素体、马氏体或贝氏体组成的两相或三相微观组织结构；中锰钢区域获得马氏体组织结构，从而形成了预先无需涂层处理、力学性能梯度分布的激光拼焊高强钢温成形技术。本发明实现了激光拼焊和温成形技术的工艺结合且利用温成形工艺，使得22MnB5钢形成了两相或三相复合组织结构，与最终具有马氏体组织的中锰钢搭配，获得了性能梯度分布的定制温成形零件效果，简化了工艺流程，提高了生产效率。

Description

一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法

技术领域

本发明属于材料加工技术领域，涉及一种汽车用激光拼焊高强钢的温成形制备方法。

背景技术

为了符合汽车轻量化和安全性的技术需求，各大汽车制造商努力从改善汽车的结构设计和寻找新的替代材料两个方面减轻汽车的重量，汽车钢方面也跟着经历了第一代(包括当前热成形技术所用以22MnB5为主的硼钢，以及适于冷成形的TRIP钢、DP钢等)、第二代(以TWIP钢为主)至第三代(包括Q&P钢和超细晶中锰钢)的发展。同时，材料加工方面也相应地推出了多种先进工艺技术，激光拼焊技术就是其中的一种，激光拼焊可以实现不同材质、不同厚度、不同涂层的钢板焊接在一起，以满足零件对材料性能的不同要求，通过降低整车重量、装配公差，减少外围加强件数量等优势，利于实现轻量化、安全性和降低制造成本的目的，因此，激光拼焊技术在汽车的内/外覆盖件、结构件制造中得到了广阔的应用，如图1所示。当前，激光拼焊钢板大多通过冷成形工艺加工成一定形状，使得出现了一些不良现象：成形过程中焊缝的不良移动影响板材上应力应变的分布，导致产品最终出现明显的回弹、破裂等缺陷，而且因冷成形工艺，板材的力学性能遭到了限制，较难应用于超高强度钢，即抗拉强度很难超过1000MPa。

关于期望获得抗拉强度超过1400MPa的激光拼焊钢零件，中国专利授权公告号为：CN102162574B《一种超高强钢激光拼焊板及成形工艺》所描述的技术，其将22MnB5钢与适于冷成形的冷轧汽车钢板进行激光拼焊处理，再对整个钢件进行加热处理，即加热温度在920-940℃，此温度范围在22MnB5钢的Ac3温度以上，使得22MnB5钢形成全奥氏体组织结构，然后急冷淬火处理，冷却速率不低于30℃/s，22MnB5钢最终获得马氏体组织结构，制得激光拼焊热成形高强钢件，其中，将热成形22MnB5钢与适于冷成形工艺的低碳钢、DP钢、TRIP钢等汽车钢预先进行激光拼焊处理，再与硼钢进行热成形工艺，直接影响各种冷成形汽车钢性能和成形性的最佳状态。关于22MnB5钢的奥氏体化加热温度(如图2所示，在其Ac3温度以上)，不同文献的报道略有差别。谷诤巍等报道22MnB5钢在950℃下保温5分钟获得全奥氏体化组织结构；He L等人指出，22MnB5钢的奥氏体化加热温度在880～910℃范围内；Naderi M等人发现在950℃下奥氏体化保温3分钟有利于最终最大马氏体含量的获得；杨洪林等人报道：在工业生产中22MnB5钢的奥氏体化工艺选择在860℃～950℃，更多的是在900℃以上。因此，现有报道中22MnB5钢的奥氏体化加热温度均明显超过其Ac3温度。从而，存在的问题是：从热成形工艺来说，当22MnB5钢的加热温度超过Ac3温度以上时，其氧化现象也尤为突出，常用Al-Si涂层对硼钢进行预先防护处理，根据欧洲阿塞洛-米塔尔和韩国浦项等汽车钢制造著名公司报道，Al-Si涂层的存在，不但影响了硼钢焊接性能和最终的成形性能，而且涂层成分Al在焊接过程中因影响微观结构而对力学性能具有不良的影响；另外，全奥氏体化加热保温后，淬火得到的热成形硼钢塑性较低，工业化产线上获得的热成形硼钢件总延伸率在6-7％左右。因此，在获得高强度、高塑性目标力学性能的前提下，降低加热温度和成形温度，以提高钢板的抗氧化能力；提高钢板的淬透性，使得不必在30℃/s的急冷条件下进行淬火处理，利于增加多种冷却方式的选择，降低模具成本。

发明内容

根据上述提出的当前激光拼焊高强钢热成形工艺中存在的加热和成形温度高、因氧化现象严重而需要涂层保护处理、需要较高的淬火速率、较低塑性等技术和性能问题，而提供了一种高强度、高塑性并且性能梯度分布的激光拼焊高强钢温成形技术。本发明主要利用中锰钢和22MnB5钢两种适于温热成形的高强钢进行激光拼焊组合，通过降低加热和成形温度，最终使22MnB5钢实现铁素体、马氏体或贝氏体两相或三相新的微观组织结构，使中锰钢获得全马氏体微观组织结构，从而避免了明显氧化现象的发生，无需涂层处理，并且中锰钢板较高的淬透性为多种冷却方式提供了选择空间，为22MnB5钢实现复相组织也提供了技术保证，因此，在提升22MnB5钢区域塑性的同时，中锰钢区域也获得了高强度、高塑性的力学性能，实现了性能梯度分布的激光拼焊高强钢温成形零件。

本发明采用的技术手段如下：

一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法，其特征在于包括如下步骤：

S1、选用硼钢板作为拼焊板材一，厚度在1.2mm-1.8mm之间，所述硼钢板的化学成分重量百分比为：C：0.21-0.25％；Mn：1.2-1.4％；Cr：0.11-0.25％；Si：0.2-0.3％；B：0.002-0.005％；Al：0.02-0.05％；P≤0.015％；S≤0.005％；余量为Fe以及不可避免的杂质；

选用中锰钢板作为拼焊板材二，厚度在1.2mm-1.8mm之间，所述中锰钢板的化学成分重量百分比为：C：0.05-0.50％；Mn：4.0-6.0％；P≤0.015％；S≤0.02％，余量为Fe及不可避免的杂质；

S2、将两种拼焊板材按照产品预设的形状要求进行激光拼焊处理，形成具有较高质量的焊缝要求的待用钢件；

S3、将拼焊后的待用钢件在真空高温炉内加热，加热温度控制在750℃～810℃，保温3-5分钟；

S4、将加热后的待用钢件转运到冲压模具上进行冲压成形并淬火，成形温度保持在500℃-700℃之间，冷却速率不低于5℃/s；成形后，钢件上22MnB5钢区域获得铁素体、马氏体或贝氏体的复相组织，中锰钢区域获得细化的全马氏体微观组织，从而形成了高强度、高塑性并性能梯度分布的高强钢件。

进一步地，所述步骤S1中22MnB5钢板和中锰钢板可以是等厚度，也可以是不等厚度。

进一步地，所述步骤S1中，在所述中锰钢板化学成分的基础上加入重量百分比如下的一种或多种元素：Ni：0.1-3.0％；Cr：0.2-3.0％；Mo：0.1-0.8％；Si：0.3-2.3％；Cu：0.5-2.0％；B：0.0005-0.005％；Nb：0.02-0.10％；[N]：0.002-0.25％；Ti：0.05-0.25％；V：0.02-0.25％；Al：0.015-0.060％；Re：0.002-0.005％；Ca：0.005-0.03％。

进一步地，所述步骤S4中的冷却速率不低于5℃/s，根据力学性能需要，可以选用多种冷却方式：通过模具水道冷却、空冷或选择性冷却方式。

进一步地，所述步骤S4中，22MnB5钢区域抗拉强度为650MPa-1000MPa；中锰钢区域抗拉强度为1400MPa-1800MPa；延伸率不低于10％。

较现有技术相比，本发明科学地运用激光拼焊技术和温成形技术，将22MnB5钢和中锰钢进行合理搭配，与本领域之前已经公开的技术手段的区别是：

(1)将加热温度有效地降低到22MnB5钢的Ac3温度以下，使得22MnB5钢获得大量铁素体、马氏体或贝氏体的复相组织结构，并且，利用中锰钢较低的奥氏体化温度优势，使得中锰钢获得全马氏体结构，因此，在提高22MnB5钢区域塑性的同时，中锰钢区域仍能获得1400MPa以上的抗拉强度，其塑性(总延伸率不低于10％)明显高于传统热成形22MnB5钢(6-7％左右)，获得了高强度、高塑性，性能梯度分布的激光拼焊汽车钢零件。

(2)因较低的加热温度和成形温度，使得22MnB5钢的氧化现象明显降低，无需Al-Si涂层，避免了涂层中成分Al对激光拼焊板成形性能和力学性能的不良影响，利于零件性能品质的提升。

(3)具有较低的淬火速率，即冷却速率不低于5℃/s，为多种冷却方式提供了选择空间，降低了模具制造成本，通过调节冷却速率，能够实现22MnB5钢区域不同的微观相比例，同时中锰钢区域仍能保持全马氏体的微观结构。

综上，本发明提出的激光拼焊高强钢温成形制备方法，合理搭配适于温热成形的高强钢板，从工艺设计、性能设计方面获得最佳组合，实现了加热温度、成形温度的有效降低，在获得超高强度1400MPa以上抗拉强度的同时，塑性也得到了明显提升；通过调节22MnB5钢的最终复相组织结构，可获得多种性能的梯度搭配；省去了22MnB5钢涂层的工艺环节，节能并节约工艺成本，保证了钢件优异的力学性能和表面质量，对实际轻量化汽车钢零件的生产实践具有重大意义。

附图说明

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

图1是激光拼焊在汽车上的应用。

图2是22MnB5钢的连续冷却相变曲线(CCT曲线)。

图3是激光拼焊的22MnB5钢和中锰钢的示意图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法，包括如下步骤：

S1、选用22MnB5钢板作为拼焊板材一，厚度在1.2mm-1.8mm之间，所述22MnB5钢板的化学成分重量百分比为：C：0.21-0.25％；Mn：1.2-1.4％；Cr：0.11-0.25％；Si：0.2-0.3％；B：0.002-0.005％；Al：0.02-0.05％；P≤0.015％；S≤0.005％；余量为Fe以及不可避免的杂质；

选用中锰钢板作为拼焊板材二，厚度在1.2mm-1.8mm之间，所述中锰钢板的化学成分重量百分比为：C：0.05-0.50％；Mn：4.0-6.0％；P≤0.015％；S≤0.02％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，22MnB5钢板和中锰钢板可以是等厚度，也可以是不等厚度；可在所述中锰钢板化学成分的基础上加入重量百分比如下的一种或多种元素：Ni：0.1-3.0％；Cr：0.2-3.0％；Mo：0.1-0.8％；Si：0.3-2.3％；Cu：0.5-2.0％；B：0.0005-0.005％；Nb：0.02-0.10％；[N]：0.002-0.25％；Ti：0.05-0.25％；V：0.02-0.25％；Al：0.015-0.060％；Re：0.002-0.005％；Ca：0.005-0.03％。

S3、将拼焊后的待用钢件在真空高温炉内加热，加热温度控制在750℃～810℃，保温3-5分钟；加热温度控制在750℃～810℃，是因为此温度范围是在22MnB5钢的Ac3温度以下，在中锰钢的Ac3温度以上，即22MnB5钢获得少量奥氏体化，中锰钢获得全奥氏体化的微观结构。

S4、将加热后的待用钢件转运到冲压模具上进行冲压成形并淬火，成形温度保持在500℃-700℃之间，冷却速率不低于5℃/s，根据力学性能需要，可以选用多种冷却方式：通过模具水道冷却、空冷或选择性冷却方式；成形后，钢件上22MnB5钢区域获得大量铁素体、马氏体或贝氏体的复相组织，中锰钢区域获得细化的全马氏体微观组织，从而形成了高强度、高塑性并性能梯度分布(22MnB5钢区域抗拉强度650MPa-1000MPa；中锰钢区域抗拉强度1400MPa-1800MPa；延伸率不低于10％)的高强钢件。

实施例1

选用22MnB5钢和中锰钢，其化学成分按重量百分数计分别为：

22MnB5钢为C：0.225％；Mn：1.25％；Cr：0.18％；Si：0.22％；B：0.003％；Al：0.025％；P：0.013％；S：0.003％；余量为Fe以及不可避免的杂质；

中锰钢为C：0.1％；Mn：5％；P：0.013％；S：0.01％；余量为Fe以及不可避免的杂质。

制备方法包括如下步骤：

S1、将上述成分的两种高强钢制成待用钢件；

S2、将两种钢件进行激光拼焊处理；本实施例中，选择22MnB5钢板为1.5mm，中锰钢板为1.2mm。两种钢板的尺寸均为40cm*30cm，激光拼焊的示意图，如图3所示。真实汽车零部件依据本专利进行激光拼焊和温成形时，两种钢板的尺寸依据性能要求设置；

S3、将拼焊后的待用钢件在真空高温炉内加热，加热温度控制在800℃，保温5分钟；

S4、将加热后的拼焊待用钢板转运到冲压模具上进行冲压成形并淬火，成形温度在650℃左右，保压后，以降温速率8℃/s的空冷方式淬火至室温。

将上述工艺下制得的钢件在22MnB5钢区域和中锰钢区域分别进行解剖，制成单轴拉伸试验样件，利用UTM5105X型伺服拉伸试验机，测得22MnB5钢区域屈服强度R_p0.2为565MPa，抗拉强度R_m为786MPa，延伸率为19.2％；中锰钢区域屈服强度R_p0.2为1080MPa，抗拉强度R_m为1530MPa，延伸率为11.3％。本发明首次将两种适于温热成形的高强钢，即22MnB5钢和中锰钢合理搭配，并通过降低加热和成形温度，不但避免了钢板出现明显的氧化现象，而且因22MnB5钢获得了含有大量铁素体的两相或三相复相组织，使得其区域内的塑性得到了提高，与中锰钢区域形成了性能的梯度分布。同时，在中锰钢区域内实现了强度不低于1400MPa，高塑性(延伸率为11.3％)的力学性能，对于整体钢件来说，不但满足了车身轻量化的需求，而且具有更好的安全性。因无需涂层处理，避免了涂层成分Al对焊接性能、钢件成形性和力学性能的负面影响，省去了涂层工艺环节；另外，多种选择的冷却方式，降低了模具制造成本。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种激光拼焊高强钢的温成形制备方法，其特征在于包括如下步骤：

S2、将两种拼焊板材按照产品预设的形状要求进行激光拼焊处理，形成具有较高质量焊缝要求的待用钢件；

S4、将加热后的待用钢件转运到冲压模具上进行冲压成形并淬火，成形温度保持在500℃-700℃之间，冷却速率不低于5℃/s；成形后，钢件中22MnB5钢区域获得铁素体、马氏体或贝氏体的复相组织，中锰钢区域获得细化的全马氏体微观组织，从而形成了高强度、高塑性并性能梯度分布的高强钢件。

2.根据权利要求1所述的温成形制备方法，其特征在于：所述步骤S1中22MnB5钢板和中锰钢板的钢板厚度可相等或不等。

3.根据权利要求1所述的温成形制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，在所述中锰钢板化学成分的基础上加入重量百分比如下的一种或多种元素：Ni：0.1-3.0％；Cr：0.2-3.0％；Mo：0.1-0.8％；Si：0.3-2.3％；Cu：0.5-2.0％；B：0.0005-0.005％；Nb：0.02-0.10％；[N]：0.002-0.25％；Ti：0.05-0.25％；V：0.02-0.25％；Al：0.015-0.060％；Re：0.002-0.005％；Ca：0.005-0.03％。

4.根据权利要求1所述的温成形制备方法，其特征在于：所述步骤S4中，冷却方式为通过模具水道冷却、空冷或选择性冷却方式。

5.根据权利要求1所述的温成形制备方法，其特征在于：所述步骤S4中，22MnB5钢区域抗拉强度为650MPa-1000MPa；中锰钢区域抗拉强度为1400MPa-1800MPa；整个激光拼焊高强钢件的延伸率不低于10％。