CN112455024A - 激光拼焊预镀层钢板及其热冲压成形构件 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及激光拼焊预镀层钢板及其热冲压成形构件。激光拼焊预镀层钢板包括第一预镀层钢板、第二预镀层钢板及二者的边缘之间的焊缝，其中，以重量百分数计的所述焊缝的成分使得焊缝在平衡态下的完全奥氏体化温度Ae3满足：Ae3=898‑30×C Mn‑weld‑231×C C‑weld+58×C Al‑weld 2+37×C Al‑weld≤820。本发明通过控制基体钢板的成分和厚度及其预镀层厚度来控制焊缝的成分，使得在激光焊接期间不需要利用额外的辅助手段。由激光拼焊预镀层钢板制成的热冲压成形构件的焊缝具有改善的性能，提高了碰撞安全性。

Description

激光拼焊预镀层钢板及其热冲压成形构件
技术领域
本发明涉及一种通过激光拼焊获得的激光拼焊预镀层钢板及由其制成的热冲压成形构件，其中，预镀层钢板是具有铝或铝合金预镀层的热冲压成形用的预镀层钢板。
背景技术
近年来，随着节能环保的迫切需求以及对于汽车安全性要求的提高，汽车轻量化和安全性成为汽车制造业亟待解决的问题。为了解决这两个问题，越来越多的技术人员关注到超高强钢，尤其是带有铝硅镀层的热冲压成形钢，其在抗碰撞性能等方面具有明显的优势，已成为保证安全性并减轻重量的发展方向。
在汽车制造中，激光拼焊方法能够将不同厚度、不同材质甚至不同表面状态的钢板焊接在一起。这种方法可以将需要的材料放在零件需要的位置上，进而实现最优化的成本、重量和安全性能。然而，对于常用的带有铝硅镀层的热冲压成形钢，初始钢板的Al-Si预镀层不利地影响焊缝的性能，这是因为Al-Si预镀层将在激光拼焊过程中熔入焊缝。所得焊缝中铝含量的分布会导致以下两个问题：
i）在铝含量相对较高的区域会形成金属间化合区域，其在热冲压后具有较高脆性，因此在焊缝服役过程中容易诱发裂纹，加速焊缝的失效；
ii）在铝含量相对较低的区域会形成铁素体，使得在热冲压过程中焊缝组织不能完全奥氏体化，进而在热冲压工艺之后产生马氏体和铁素体的双相组织，因此焊缝内会形成不同机械强度的区域，影响焊缝力学性能。
为解决上述技术问题，CN101426612A公开了由滚轧的涂镀板制造具有良好机械特性的焊接部件的方法，其中，板材由钢板基体和铝合金或铝基预镀层构成，所述预镀层由Al-Si金属合金层和包含Fe2Al3、Fe2Al5和FexAlySiz的金属间化合物层构成。金属间化合物层为3到10μm，并且金属合金层可为20μm。该专利一方面教导通过指向板材周边的激光束来除去上下两侧预镀层的Al-Si金属合金层，从而防止焊缝内形成金属间化合区域；另一方面教导保留上述金属间化合物层，其在后续加热阶段期间和加热阶段之后防止钢板基体的氧化和脱碳，从而获得的焊接接头在热处理后具有优良延展性和优良耐腐蚀性。
但是，在实际操作中发现，该专利未能完全解决上述第二个问题。为此，CN103917329A进一步提出，在去除Al-Si金属合金层后的激光拼焊过程中使用填充焊丝，其中，填充焊丝包含以重量百分数表示的以下元素：0.6%≤C≤1.5%、1%≤Mn≤4%、0.1%≤Si≤0.6%，Cr≤2%、Ti≤0.2%，余量为铁和来自加工的不可避免的杂质。填充焊丝的使用使得至少一部分焊缝金属区域的碳含量与基体钢板的最高碳含量之间的比率为1.27至1.59，增加了焊缝硬度，从而获得具有一定机械强度的焊接构件。
然而，不论是CN101426612A还是CN103917329A，焊接过程都较为复杂，并且精确地移除外侧的金属合金层非常困难。而且，众所周知，虽然高的碳含量可以提高硬度，但同时也会降低焊缝的韧性，从构件的碰撞安全性或者焊缝的疲劳性能来讲，提高焊缝碳含量的方法是不可取的。为此，针对带Al-Si预镀层的热冲压成形钢，CN101104225A及CN106687248A提出了无需焊前去除预镀层的外侧的金属合金层，直接进行焊接的技术方案。
CN101104225A提出利用激光-钨极惰性气体保护焊炬的组合来增加熔化区域的尺寸，从而通过增加熔融的基体钢板的量和使熔化区域同质化来降低熔化区域中的铝的比例，从而消除了大于1.2％的局部铝含量，进而避免妨碍基体钢板的奥氏体转变。另外，该专利还教导使用激光-惰性气体保护金属极电弧焊/活性气体保护焊的组合，在这种情况下，利用包括诱发γ-相的元素例如锰、镍、铜等的可消耗电极金属丝6来抵消铝的α-相诱发作用，保证整个熔化区域的奥氏体转变。
同样，CN106687248A教导在激光拼焊过程中添加合金粉末材料，其被引导到在将预涂覆的金属板激光拼焊在一起时形成的熔池中。合金粉末材料是镍以至少部分地补偿从预涂覆层引入的铝的不利影响。进一步，合金粉末还包括铬，其与镍的组合可以改善焊接接合部的性能，并实现更大的淬透性、更高的冲击强度和抗疲劳性、以及更高的切口韧性。
虽然这两个专利不再需要去除预镀层的金属合金层，但是其或是利用激光-焊炬的复杂组合，或是通过引入额外的元素来解决问题。额外于利用激光，这些专利都还需要别的辅助手段来克服由于预镀层熔融至焊缝中所带来的问题。
本发明的发明人发现，在不需要额外辅助手段的情况下，即无需预先剥离预镀层且无需使用填充焊丝或合金粉末材料，由本发明获得的激光拼焊预镀层钢板经过热冲压工艺后，焊缝不存在前述脆性问题并具有均匀的焊缝机械强度。
发明内容
本发明提供了一种激光拼焊预镀层钢板，其包括第一预镀层钢板、第二预镀层钢板及二者的边缘之间的焊缝，
所述第一预镀层钢板包括第一基体钢板和在所述第一基体钢板的上表面和下表面上的铝或铝合金的单侧预镀层，所述第一基体钢板的碳含量C C-A在0.08wt%~0.45wt%的范围内，优选地，C C-A在0.18wt%~0.45wt%的范围内，锰含量C Mn-A在1.70wt%~3.50wt%的范围内，铝含量C Al-A在0.010wt%~1.000wt%的范围内，优选地C Al-A在0.010wt%~0.700wt%的范围内，进一步优选地0.010wt%~0.100wt%，并且其厚度t 0A为0.7mm~3.0mm；
所述第二预镀层钢板包括第二基体钢板和在所述第二基体钢板的上表面和下表面上的铝或铝合金的预镀层，所述第二基体钢板的碳含量C C-B在0.08wt%~0.45wt%的范围内，优选地，C C-B在0.18wt%~0.45wt%的范围内，锰含量C Mn-B在1.70wt%~3.50wt%的范围内，铝含量C Al-B在0.010wt%~1.000wt%的范围内，优选地C Al-B在0.010wt%~0.700wt%的范围内，进一步优选地0.010wt%~0.100wt%，并且其厚度t 0B为0.7mm~3.0mm；
在所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板的上表面和下表面上的单侧预镀层包括：靠近第一或第二基体钢板的金属间化合物层及在所述金属间化合物层外侧的Al合金层，所述Al合金层的厚度不小于所述单侧预镀层的厚度的40%，并且所述单侧预镀层的厚度为8μm~18μm，使得所述第一预镀层钢板上的预镀层的总厚度t 1A为16μm~36μm并且所述第二预镀层钢板上的预镀层的总厚度t 1B为16μm~36μm；
其中，以重量百分数计的所述焊缝的成分使得焊缝在平衡态下的完全奥氏体化温度Ae3满足：
Ae3=898-30×C Mn-weld-231×C C-weld+58×C Al-weld 2+37×C Al-weld≤820；（式1）
C Mn-weld=（t 0A×C Mn-A+t 0B×C Mn-B)÷（t 0A+t 0B）；（式2）
C C-weld=（t 0A×C C-A+t 0B×C C-B)÷（t 0A+t 0B）；（式3）
C Al-weld=C Al-weld-base+C Al-weld-coat；（式4）
C Al-weld-base=（t 0A×C Al-A+t 0B×C Al-B)÷（t 0A+t 0B）；（式5）
C Al-weld-coat=[（t 1A+t 1B）×0.7×2.7]÷[（t 0A+t 0B）×7.8+（t 1A+t 1B）×0.7×2.7）]×100；（式6）
其中，
C Mn-weld为焊缝的Mn的含量；
C C-weld为焊缝的C的含量；
C Al-weld为焊缝的Al的含量；
C Al-weld-base为焊缝中来自基体钢板的Al的含量；
C Al-weld-coat为焊缝中来自预镀层中的Al的含量。
一方面，本申请的单侧预镀层为8μm~18μm的薄预镀层。由于预镀层的减薄，所以由预镀层的熔化引入到焊缝中的铝含量减少，相当于通过薄镀层替代去除厚预镀层的Al-Si金属合金层这个步骤，从而消除了焊缝局部铝元素的聚集（即，高的局部铝含量）及由其产生的金属间化合区域的可能性。
另一方面，本申请对焊缝中C含量、Al含量和Mn含量的关系进行了限制以使焊缝获得预期的完全奥氏体化温度。显然，只要存在预镀层，那么在激光拼焊中预镀层中的铝将不可避免地熔入到焊缝中。众所周知，各金属及非金属元素对完全奥氏体化温度Ae3影响不同，其中，Al是强铁素体稳定元素，因此Al含量的升高将提高完全奥氏体化温度，从而导致在后续的热冲压工艺中焊缝不能完全奥氏体化，进而导致铁素体和马氏体的双相组织；相对的，Mn和C是奥氏体稳定元素，因此提高锰含量和碳含量可以降低完全奥氏体化温度。因此，本发明提出通过合理设计焊缝的Al含量（来自预镀层及基体钢板）、Mn含量及C含量（来自基体钢板）的关系来控制焊缝的完全奥氏体化温度，使得激光拼焊后的焊缝在热冲压过程中最大程度地奥氏体化，从而尽可能地消除铁素体的存在。由于焊缝合金元素来自于预镀层及基体钢板，因此可以认为对焊缝的成分关系的限制相当于对预镀层及基体钢板的相关参数的限制。
在此基础上，为了获得具有期望形状及性能的零件并保证零件生产的稳定性，需要使焊缝的完全奥氏体化温度Ae3≤820，否则不能保证较少的铁素体存在量，这将导致焊缝的性能降低。
C Al-weld-coat计算公式（式6）中0.7表示预镀层的平均Al含量。预镀层的平均Al含量取0.7的原因如下：考虑到金属合金层的Al含量一般大于83wt%，且金属合金层厚度不低于预镀层厚度的40%，而金属间化合物层的Al含量一般在30wt%以上，因此，预镀层的铝含量应不低于50wt%。由于不同工艺下获得的预镀层中的金属合金层和金属间化合物层的厚度不一，所以预镀层的铝含量会在50wt%~80wt%之间变化，由此综合考虑预镀层的平均铝含量取中间值0.7。
根据获得的公式，在已知基体钢板的C、Mn、Al含量的情况下可以选择相应的预镀层结构，或者在已知预镀层结构的情况下可以选择适当地基体钢板成分，使得通过激光拼焊获得的焊缝的强度和韧性具有良好的性能，但不需要在激光拼焊过程中辅以其他手段。
优选地Ae3≤800。通过控制上述Al、Mn及C之间的关系来进一步降低完全奥氏体化温度，使得在后续热冲压过程中能够进一步提高奥氏体化程度，即，进一步减少铁素体的存在，从而进一步改善焊缝的性能。
优选地，焊缝的铝含量应满足：C Al-weld≤1.2wt%。铝含量过高会导致焊缝中δ-铁素体的产生，一旦δ-铁素体产生，将无法通过热处理工艺来进行消除，非常不利地影响焊缝的性能。进一步优选地，C Al-weld≤1.0wt%，以进一步减少铁素体的产生。
此外，因为激光拼焊的过程很剧烈，在重力、流体应力等作用下无法控制铝在焊缝中的均匀性，所以即使按照公式设计的焊缝在热冲压成形以后依然可能会存在少量铁素体。铁素体的出现会降低焊缝硬度，相应地导致焊缝强度降低，使得焊缝强度低于其两侧的预镀层钢板的强度。因此，在拉伸过程中，低强度的焊缝区域首先发生塑性变形，导致焊缝被拉长，使得截面尺寸收缩。该截面尺寸收缩导致应力应变集中直至断裂。相对的，在该过程中，焊缝两侧的预镀层钢板还未经历能够使其变形的拉力。故而，相对于不包含焊缝的预镀层钢板，由于焊缝的存在，试样强度降低，延伸率大幅下降。若焊缝中没有铁素体，即焊缝与预镀层钢板同等强度，则焊缝与预镀层钢板在整个拉伸过程中一同变形，承受相同的应力，使得焊缝具有与预镀层钢板同等的性能。若焊缝中存在极少的铁素体，焊缝强度将略低于预镀层钢板的强度。在拉伸过程中，虽然焊缝会首先发生变形，但是首先变形的焊缝经历加工硬化。故而，焊缝虽然发生截面尺寸收缩，但是其总体上所能承受的拉力提高，甚至可以与预镀层钢板所能承受的拉力相同。在这种情况下，整个试样均承受力并发生塑性变形，使得具有激光焊缝的试样的拉伸强度和延伸率基本与预镀层钢板相当。发明人发现，为了保证焊缝强度，经过热冲压后的焊缝中的铁素体含量按体积计应少于3%。
所述激光拼焊预镀层钢板经过热冲压成形后的总延伸率不小于4%且其抗拉强度不小于第一预镀层钢板和第二预镀层钢板两者中较低强度的90%。
本发明通过控制基体钢板的成分和厚度及其预镀层厚度来控制焊缝的成分，基本上消除了由于预镀层中的Al在激光拼焊期间熔入到焊缝中所带来的技术问题，从而不需要在激光焊接期间利用额外的辅助手段来解决这些问题，使得激光拼焊过程易于操作并降低了成本。由激光拼焊预镀层钢板获得的热冲压成形构件能够作为机动车辆结构或者安全部件，其具有改善的碰撞安全性。
附图说明
图1示意性地示出了激光拼焊预镀层钢板；
图2示出试样1的单侧预镀层；
图3示出试样2的单侧预镀层；
图4示出试样3的单侧预镀层；
图5示出试样4的单侧预镀层；
图6示出试样5的单侧预镀层；
图7示出试样6的单侧预镀层；
图8示出试样7的单侧预镀层；
图9示出试样8的单侧预镀层；
图10示出试样9的单侧预镀层；
图11示出试样10的单侧预镀层；
图12示出试样11的单侧预镀层；
图13示出试样12的单侧预镀层；
图14示出试样13的单侧预镀层；
图15示出试样1至试样13在经过热冲压成形后的力学性能；
图16示出根据本发明的各实施例及各对比例经过热冲压成形后的焊缝的力学性能；
图17A示出根据本发明的实施例4经过热冲压成形后的焊缝组织；
图17B示出对比例3经过热冲压成形后的焊缝组织；
图18示出C含量对Ae3的影响；
图19示出Mn含量对Ae3的影响；
图20示出Al含量对Ae3的影响。
具体实施方式
下面将参考示例性实施例来更详细地描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。此外，文中关于化学元素含量的描述都是指重量百分数。
本发明采用的基体钢板的主要化学成分详细描述如下：
C：约0.08wt%~0.45wt%，
C是钢中最有效的固溶强化元素，为保证钢材的抗拉强度在1000MPa以上，需要碳含量大于等于约0.08wt%。但是，如果碳含量超过0.45wt%，其显微组织主要为脆性的高碳马氏体，其延性和韧性均较差，且抗氢脆性能显著下降。因此，本发明所用的高强度钢的C含量在约0.08~0.45wt%之间。优选地，C含量在0.18wt%~0.45wt%之间，可以保证钢材的抗拉强度达到1400MPa以上。
Mn：约1.70wt%~3.50wt%，
Mn是提高钢材淬透性以确保钢材强度的元素。为保证钢材的淬透性，通常热冲压成形钢的Mn含量在1.2wt%左右。而本发明考虑Mn元素可以降低完全奥氏体化温度，将Mn含量设计为1.7wt%以上。另一方面，高的Mn含量会导致连铸过程中偏析严重，此外淬透性过高导致热轧板强度太高，导致后续的无法进行冷轧处理。因此，本发明要求所用的高强度钢的Mn含量不超过3.50wt%。
Al：约0.010wt%~1.000wt%，
铝是强脱氧剂，故而为了保证脱氧效果要求Al含量在约0.010wt%以上。此外，由于Al和N具有较强的结合力，所以当B含量大于0.0005wt%时，为了防止BN的产生以确保B提高淬透性的作用，可以加入适量的Al，使其和N结合。但是，需要注意过多的Al会提升钢材的Ae3，因此Al含量也不宜过高。故而Al含量限定至约0.010wt%~1.000wt%，优选地0.010wt%~0.700wt%，进一步优选地0.010wt%~0.100wt%。
其他合金元素中，适量Si可以起到固溶强化的作用进而提高基体钢板的强度，适量的B、Cr、Mo、Ni等元素可以保证钢的淬透性，适量的Nb、Ti、V可以在钢基体中形成弥散的碳化物来提高强度及韧性。
作为示例，准备具有表1所示成分的基体钢板，相应的制造工艺如下：
a)炼钢：按照表1中成分由真空感应炉、电炉或转炉冶炼，利用连铸技术生产铸坯，或直接采用薄板坯连铸连轧工艺；
b)热轧：将钢坯加热至1120～1280℃进行热轧，热轧总压下量在50%以上，终轧温度在800℃以上，得到热轧钢板，并在700℃以下进行卷曲，形成热轧钢卷，并对热轧卷进行酸洗以清除热轧过程中产生的氧化皮；
c)冷轧：将经过酸洗的热轧卷进行冷轧，冷轧压下量为30%~70%，得到不同厚度冷轧钢卷。
表1 基体钢板的化学成分（wt%）
Figure 91366DEST_PATH_IMAGE001
其中，余量为Fe和其他不可避免杂质元素。
将所得的冷轧钢卷经过连续退火处理后进行预涂镀，其中镀液以重量计包含：7~12wt%Si、4wt%以下Fe、余量为Al或Al合金以及不可避免的杂质，镀液温度为650℃~700℃、钢板进入镀液的预定温度（即钢板入锅温度）为640℃、热浸镀时间为2s~7s。通过气刀吹扫来移除表面上多余的镀液以控制各个表面上不同的单侧预镀层厚度，为防止由于单侧预镀层太薄导致热冲压后产生单层结构，对零件性能产生不利影响，遂控制单侧预镀层厚度不低于8μm。
表2 基体钢板及其单侧预镀层的相关参数
Figure 214393DEST_PATH_IMAGE002
其中数值为多次测量的平均值。
对两块预镀层钢板进行激光拼焊，其中，焊接工艺参数如下：焊接功率为3kW、焊接速度为0.078m/s、离焦量为0、能量密度为38J。
图1示意性地示出激光拼焊预镀层钢板，其包括第一预镀层钢板20、第二预镀层钢板30及位于二者的边缘之间的焊缝40。第一预镀层钢板的基体钢板201的上表面和下表面上分别具有第一单侧预镀层202和第二单侧预镀层203，并且第二预镀层钢板的基体钢板301的上表面和下表面上分别具有第三单侧预镀层302和第四单侧预镀层303。
图2-图14分别示出了各试样的单侧预镀层的微观形貌，其中单侧预镀层的厚度及其Al合金层的厚度通过多次测量后取平均值获得并列于表2中。
可根据本领域的常规热冲压工艺对上述激光拼焊预镀层钢板进行热冲压。在本实施例中，对上述各激光拼焊预镀层钢板进行平板热冲压模拟，热冲压工艺为：
1）将激光拼焊预镀层钢板加热至900℃保温300s，随后冷却在700℃以上进行热冲压，压力400t且保压时间10s，并在模具内冷却至100℃以下取出；
2）为模拟汽车零件实际的使用情况，待钢板冷至室温，放入170℃的回火炉中保温20min后以模拟零件涂装烘烤过程，随后取出空冷至室温以获得热冲压成形构件。
根据ASTM E8/E8M-09金属材料拉伸试验标准方法，将由激光拼焊预镀层钢板获得的热冲压成形构件制成拉伸试样，使得焊缝位于拉伸试样的中间位置。图15示出了各试样在热冲压成形后的力学性能，具体数据见表2。相应的，图16示出了各实施例和对比例在热冲压成形后的力学性能，具体数据见表3。另外，通过面积法测算热冲压成形后的焊缝中的铁素体含量，具体结果见表3。
表3 热冲压成形构件的力学性能、焊缝中的铁素体含量及相关计算值
Figure 443380DEST_PATH_IMAGE003
其中，相关计算值根据前述式6和式1计算。
根据表1、表2及表3，可以看出对比例和实施例中所涉及的基体钢板的成分及厚度、预镀层厚度有所不同，因此各个试样在经过激光拼焊工艺、热冲压工艺后测量的力学性能也各有差异。总体来说，实施例1至实施例6的焊缝中铁素体含量较低，表现出良好的力学性能。相对的，对比例1至对比例7的焊缝中铁素体含量较高，力学性能呈现明显劣化。通过对数据的详细分析，本发明人发现预镀层总厚度、基体钢板的厚度、Mn含量、C含量及Al含量都能直接影响焊缝的最终性能。
首先，预镀层总厚度反映了通过预镀层能够引入到焊缝中的铝含量，故而其能够显著影响焊缝的完全奥氏体化温度。例如，对比实施例2和对比例4，对比例4的焊缝中的铁素体含量（10.0wt%）显著的高，抗拉强度（1330MPa）明显降低。这是因为虽然实施例2和对比例4具有相似的基体钢板的碳含量、铝含量及厚度，但是对比例4的预镀层总厚度（其中，单侧预镀层的厚度为32.92μm，在本领域常规的单侧预镀层的厚度范围内）明显大于实施例2的预镀层总厚度（其中，单侧预镀层厚度为12.38μm），因此，在对比例4中更多的铝熔入焊缝，使得对比例4的焊缝的铝含量比实施例2的焊缝的铝含量高。根据式6的计算结果也是如此，对比例4的焊缝的铝含量为1.14wt%，高于实施例2的焊缝的铝含量0.44wt%。这导致焊缝的完全奥氏体化温度Ae3显著升高（其中，实施例2：817℃，对比例4：872℃），从而使得对比例4的焊缝在后续的热冲压过程中的奥氏体化程度显著小于实施例2，故而由对比例4所获得的焊缝中铁素体含量显著较高。此外，对比例4中较厚的预镀层会在焊缝中引起脆性金属间化合物，其也降低焊缝性能。
进一步，相对于实施例2，实施例1具有更薄的预镀层总厚度（其中，单侧预镀层的厚度为8.47μm），使得焊缝的Al含量进一步降低至0.30wt%且完全奥氏体化温度Ae3降低至809℃，因此热冲压后获得的焊缝中的铁素体含量仅为1.0wt%，且抗拉强度升高至1532MPa，延伸率升高至6.9%。
由以上数据可知，通过减薄预镀层总厚度（相应地，单侧预镀层厚度）不但能够降低焊缝的完全奥氏体化温度Ae3，从而获得铁素体含量较低的焊缝，而且能够消除脆性金属间化合物的形成，从而改善焊缝的强度。
其次，基体钢板的厚度也是需要考虑的重要因素之一。比较实施例1和对比例1可知，虽然两者具有相似的预镀层厚度和基体钢板的碳含量、锰含量及铝含量，但是由于实施例1的基体钢板的厚度（1.4mm）是对比例1的基体钢板的厚度（0.7mm）两倍，因此对比例1的焊缝的铝含量会比实施例1的焊缝的铝含量高，导致焊缝的完全奥氏体化温度升高。根据式6和式1的计算结果也是如此，对比例1的焊缝的铝含量为0.63wt%，高于实施例1的焊缝的铝含量0.30wt%，导致焊缝的完全奥氏体化温度Ae3从809℃升高至841℃，从而使得焊缝在后续的热冲压过程中奥氏体化程度降低。故而，在后续的热冲压过程中，对比例1的焊缝奥氏体化程度不足，表现为焊缝中的铁素体含量较高（6.3wt%），使得对比例1的抗拉强度从1532MPa降低至1510MPa，延伸率从6.9%降低至2.7%。
类似地，实施例2和对比例2的数据也反映出了基体钢板的厚度对于焊缝性能的影响，其中，在对比例2的焊缝的微观组织中观察到的铁素体含量达8.7wt%，抗拉强度降低至1443MPa，且延伸率相比于实施例2降低了约75%。
由此可知，虽然通过减薄预镀层可以降低焊缝中的铁素体含量以提高焊缝的性能，但是这种铁素体含量的降低实际上依赖于焊缝中的铝含量降低。仅仅减薄的预镀层不能确保焊缝中的减小的铝含量，而是需要同时考虑基体钢板的厚度和预镀层的厚度两者的协同作用。也就是说，不是所有的具有薄预镀层的钢板都能够通过直接激光拼焊获得良好的焊缝性能。
再者，钢板基体的Mn含量也对焊缝的完全奥氏体化温度Ae3有明显影响。例如，对于实施例3和对比例2，其中，由于对比例2的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3较高，所以在热冲压过程中不能完全奥氏体化，进而导致焊缝强度较低。相对的，实施例3的焊缝的抗拉强度和延伸率相比于对比例2明显改善（如实施例3的延伸率达到6.5%，显著高于对比例2的延伸率），并且焊缝中铁素体含量大幅降低，仅为0.9wt%。这是因为虽然实施例3和对比例2具有相同的基体钢板的厚度和相似的预镀层总厚度，且焊缝的铝含量大致相同（分别为0.76wt%和0.75wt%），但是实施例3的基体钢板具有高的Mn含量（达到了3.25wt%），使得实施例3的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3降低至811℃。因此，在后续热冲压成形过程中，实施例3的焊缝的奥氏体化程度较高，使得最后得到的焊缝中的铁素体含量大幅降低，从而显著改善了热冲压成形构件的力学性能。
类似地，实施例4和对比例3的数据同样显示出高的Mn含量对于焊缝性能改善的重要性。实施例4的高的Mn含量使其完全奥氏体化温度Ae3（815℃）显著低于对比例3的完全奥氏体化温度Ae3（854℃）。因此，在后续的热冲压过程中，相对于对比例3，实施例4的焊缝的奥氏体化程度提高，使得在焊缝的微观组织（参见附图17A及图17B）中观察到的铁素体含量从9.2wt%降低至1.2wt%，抗拉强度从1440MPa升高至1518MPa且延伸率从2.3%升高至6.0%。
但是注意到，并非高的Mn含量就能确保焊缝的性能。例如，对比例4也具有较高的Mn含量，但是其抗拉强度及断裂延伸率都较小。这是因为对比例4的预镀层总厚度较大，导致焊缝中Al含量过高。在这种的情况下，即使加入较高的Mn含量，也不能抵消过高的Al含量导致的完全奥氏体化温度升高，因此焊缝的完全奥氏体化温度Ae3依然高达872℃，使得焊缝经过热冲压后，奥氏体化程度相对较低，从而在焊缝中存在大量的铁素体，导致焊缝强度不足。
同样，Mn含量也不能过低。对比实施例1和对比例5的数据可以看出，二者具有相似的预镀层厚度、基体钢板的碳含量、铝含量及厚度，其中，对比例5中基体钢版的锰含量略低，为约1.40wt%，虽然与实施例1的基体钢板的锰含量（约1.81wt%）相差不大，但是热冲压成形后，对比例5的焊缝中的铁素体含量（约3.7%）较实施例1的焊缝中的铁素体含量（约1.0%）高。这是因为略低的Mn含量未能有效降低对比例5的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3（825℃，明显高于实施例1的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3（809℃））。更高的完全奥氏体化温度Ae3导致在热冲压成形过程中焊缝的奥氏体化程度降低，从而在热冲压成形后残留的铁素体较多，降低了焊缝的性能。
这也反映出控制焊缝的完全奥氏体化温度的重要性。发明人要求焊缝的完全奥氏体化温度Ae3不高于820℃。参见对比例6的数据，其中，基体钢板的厚度为1.4mm，C含量为0.21wt%，Mn含量为1.70wt%，Al含量为0.016wt%，且单侧预镀层厚度为13.77μm。虽然对比例6的各个参数都在限定的范围内，但是在热冲压后，焊缝中存在约4.2wt%的铁素体，焊缝延伸率仅有2.7%，焊缝性能较差。这是因为根据式1计算，焊缝的完全奥氏体化温度Ae3约831℃，高于预定的820℃。因此，为了保证在后续热冲压成形过程中焊缝的奥氏体化程度，从而尽可能减少在热冲压成形后残留的铁素体，期望焊缝的完全奥氏体化温度Ae3不高于820℃。
此外，钢板基体的C含量也对焊缝的完全奥氏体化温度Ae3有影响。对比实施例5和实施例1可以发现，两者具有相似的钢板基体厚度、预镀层总厚度及Mn含量，但是实施例5的C含量（0.33wt%）大于实施例1的C含量（0.22wt%）。经过热冲压后，实施例5的焊缝含有约0.3%的铁素体，最终获得的抗拉强度为约1923MPa，延伸率为6.3%，优于对比例1的焊缝性能。这是因为实施例5中焊缝的C含量略高于实施列1中焊缝的C含量，使得实施例5的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3降低至789℃，因此后续热冲压后可以获得1923MPa的抗拉强度和6.3%的延伸率。
最后，钢板基体的Al含量对焊缝的完全奥氏体化温度的影响也不可忽视。例如，对比例7和实施例5具有相似的钢板基体厚度、预涂镀层总厚度、C含量及Mn含量，但是对比例7的基体钢板中Al含量高达0.610wt%。经过热冲压后，对比例7的焊缝含有约8.3%的铁素体，最终获得的抗拉强度为约1841MPa，延伸率仅为2.3%，显著低于实施例5的焊缝性能。这是因为，根据计算，对比例7的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3（857℃）远高于实施例5的焊缝的完全奥氏体化温度Ae3（789℃）。进而，在后续热冲压过程中，对比例7的焊缝的奥氏体化程度降低，影响其最终的性能。
前述实施例和对比例说明控制焊缝的完全奥氏体化温度Ae3并且因此铁素体含量涉及到多个因素，诸如预镀层总厚度、基体钢板的厚度、基体钢板的C含量、Al含量和Mn含量，的协同作用。若不考虑多个因素的协同作用，即使多个因素各自都在相应规定的范围内，也难以改善焊缝的性能。
本发明人发现对这些因素的协同作用的控制可以通过对焊缝成分的控制来实现，即通过合理的限定焊缝的C含量、Al含量和Mn含量之间的关系使其完全奥氏体化温度Ae3满足式1。在这种情况下，无需使用其他辅助手段，由激光拼焊预镀层钢板获得的焊缝能够具有改善的性能：
Ae3=898-30×C Mn-weld-231×C C-weld+58×C Al-weld 2+37×C Al-weld≤820；（式1）
C Mn-weld=（t 0A×C Mn-A+t 0B×C Mn-B)÷（t 0A+t 0B）；
C C-weld=（t 0A×C C-A+t 0B×C C-B)÷（t 0A+t 0B）；
C Al-weld=C Al-weld-base+C Al-weld-coat；
C Al-weld-base=（t 0A×C Al-A+t 0B×C Al-B)÷（t 0A+t 0B）；
C Al-weld-coat=[（t 1A+t 1B）×0.7×2.7]÷[（t 0A+t 0B）×7.8+（t 1A+t 1B）×0.7×2.7）]×100；
其中，
C Mn-weld为焊缝的Mn的含量；
C C-weld为焊缝的C的含量；
C Al-weld为焊缝的Al的含量；
C Al-weld-base为焊缝中来自基体钢板的Al的含量；
C Al-weld-coat为焊缝中来自预镀层中的Al的含量；
t 0A为第一基体钢板的厚度；
t 0B为第二基体钢板的厚度；
t 1A为第一预镀层钢板上的预镀层的总厚度；
t 1B为第二预镀层钢板上的预镀层的总厚度。
式1是本发明人在认识到相关因素的协同作用的情况下，通过商用相变温度计算软件进行大量的数据计算及统计获得的。具体如下：
计算中建立的合金体系成分如下：0.08wt%~0.45wt%的C，1.0wt%~4wt%的Mn，0.01wt%~1.3wt%的Al，0.15wt%的Cr，0.10wt%的Mo，0.005wt%的Nb，0.02wt%的Ni，0.2wt%的Si，0.01wt%的Ti，0.002wt%的B，其余为Fe。因为在该材料合金体系中，C、Mn、Al元素的含量是需要进行调整的，因此设置为一定范围内的变量。除了C、Mn和Al，其余合金元素（简称“其他合金元素”）按照该固定成分设计，即便是生产中少量的偏差对完全奥氏体化温度影响也较小。
C元素对Ae3值影响因数的确定：在上述的合金体系中，其他合金成分保持不变，设置Al含量为0.010wt%，且C含量在0.08wt%到0.45wt%区间内以每0.01wt%为间隔，分别在1.5wt%Mn、2.0wt%Mn、2.5wt%Mn和3.0wt%Mn的条件下，计算平衡态下的Ae3值，并且将所得的Ae3值绘制成曲线，如图18所示。由图18可知，随着C含量的增加，Ae3值逐渐下降，即使在不同的Mn含量下亦表现出相同的趋势。通过对曲线拟合获得，单位C含量（每1wt%）对Ae3值的影响因数为-231。
Mn元素对Ae3值影响因数的确定：在上述的合金体系中，其他合金成分保持不变，设置Al含量为0.010wt%，且Mn含量在1.0wt%到4.0wt%区间内以每0.1wt%为间隔，分别在0.1wt%C、0.2wt%C、0.3wt%C和0.4wt%C的条件下，计算平衡态下的Ae3值，并且将所得计算后的Ae3值绘制成曲线，如图19所示。由图19可知，随着Mn含量的增加，Ae3值逐渐下降，即使在不同的C含量下亦表现出相同的趋势。通过对曲线拟合获得，单位Mn含量（每1wt%）对Ae3值的影响因数为-30。
Al元素对Ae3值影响因数的确定：在上述的合金体系中，其他合金成分保持不变，分别设置1.5wt%Mn-0.2wt%C、2.5wt%Mn-0.2wt%C、2.5Mn-0.3wt%C和3.0wt%Mn-0.3wt%C，且Al含量在0wt%到1.3wt%区间内以每0.1wt%为间隔，计算平衡态下的Ae3值，并且将所得的Ae3值绘制成曲线，如图20所示。由图20可知，随着Al含量的增加，Ae3值逐渐上升，即使在不同的C、Mn含量下亦表现出相同的趋势。通过对曲线拟合获得，单位Al含量（每1wt%）对Ae3值影响可以用关系式58Al2+37Al来表示。
发明人将0.08wt%C-1.0wt%Mn-0wt%Al以及其他合金成分设置为初始合金成分，计算得到Ae3值为850。在此基础上，将C、Mn、Al对Ae3值的影响因数合并即可得到：Ae3=850-231（C-0.08）-30（Mn-1.0）+58Al2+37Al，公式整理得到：Ae3=898-231C-30Mn+58Al2+37Al。进一步的，将上述约定的焊缝成分表示方法带入，即可得到式1：Ae3=898-30×C Mn-weld-231×C C-weld+58×C Al-weld 2+37×C Al-weld；
基于式1推导过程，在上述的合金体成分范围内的C、Mn、Al成分的变化，均可以采用式1进行Ae3值的计算。
根据式1和式6，分别计算各实施例和对比例的焊缝的Al含量及Ae3值，并列于表3中。
对于实施例1至实施例6，根据式1计算可得，经过激光拼焊后，计算的Ae3值约在789~817℃的范围内，远低于后续热冲压工艺中的保温温度，从而在后续热冲压过程中提高了焊缝的奥氏体化程度。这通过热冲压成形后在焊缝中的铁素体含量得到验证。低的铁素体含量改善了焊缝并且因此热冲压成形构件的性能。
相对的，对于对比例1至对比例7，根据式1计算可得，经过激光拼焊后，计算的Ae3值约在825~872℃的范围内。相对的，在后续热冲压工艺中，焊缝的奥氏体化程度下降，这通过热冲压成形后在焊缝中增加的铁素体含量得到验证。例如，对比例4的铁素体含量高达10%，导致焊缝并且因此热冲压成形构件的性能显著下降。
根据获得的公式，在已知基体钢板的C、Mn、Al含量及厚度的情况下可以选择相应的预镀层结构，或者在已知期望预镀层结构的情况下可以选择适当地基体钢板成分及厚度，使得通过激光拼焊获得的焊缝的强度和韧性具有改善的性能，但不需要在激光拼焊过程中辅以其他手段。
例如，对于实施例3的较薄基体钢板，为使Ae3≤820，单侧预镀层厚度不能超过13.5μm。实际使用的单侧预镀层厚度12.36μm在该范围内，故而由直接激光拼焊获得焊缝在热冲压成形后能获得优良的性能。相对的，为使Ae3≤820，对于对比例1至对比例7，单侧预镀层厚度应分别不能超过5.6μm、6.5μm、9.2μm、22.5μm、6.5μm、10μm及2.1μm。对比例1至对比例7实际使用的单侧预镀层厚度均超出了相应的范围，故而在没有辅助手段直接激光拼焊的情况下，获得的焊缝在热冲压成形后存在过多铁素体，劣化了焊缝的性能。这一方面验证了仅使用薄的预镀层（对比例1至对比例3及对比例5至对比例7）并不能确保焊缝的优良性能，另一方面也再次说明需要考虑多个因素的协同作用，因为一个或多个因素分别处于设定范围内未必能够确保焊缝成分满足预定的关系，从而无法获得预期的性能。
以上实施例和实验数据旨在示例性地说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不仅限于这些实施例，在不脱离本发明保护范围的情况下，可以进行各种变更。

Claims (9)

1.一种激光拼焊预镀层钢板，其包括第一预镀层钢板、第二预镀层钢板及二者的边缘之间的焊缝，
所述第一预镀层钢板包括第一基体钢板和在所述第一基体钢板的上表面和下表面上的铝或铝合金的单侧预镀层，所述第一基体钢板的碳含量C C-A在0.08wt%~0.45wt%的范围内，锰含量C Mn-A在1.70wt%~3.50wt%的范围内、铝含量C Al-A在0.010wt%~1.000wt%的范围内，并且其厚度t 0A为0.7mm~3.0mm；
所述第二预镀层钢板包括第二基体钢板和在所述第二基体钢板的上表面和下表面上的铝或铝合金的预镀层，所述第二基体钢板的碳含量C C-B在0.08wt%~0.45wt%的范围内，锰含量C Mn-B在1.70wt%~3.50wt%的范围内，铝含量C Al-B在0.010wt%~1.000wt%的范围内，并且其厚度t 0B为0.7mm~3.0mm；
在所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板的上表面和下表面上的单侧预镀层包括：靠近第一或第二基体钢板的金属间化合物层及在所述金属间化合物层外侧的Al合金层，所述Al合金层的厚度不小于所述单侧预镀层的厚度的40%，并且所述单侧预镀层的厚度为8μm~18μm，使得所述第一预镀层钢板上的预镀层的总厚度t 1A为16μm~36μm并且所述第二预镀层钢板上的预镀层的总厚度t 1B为16μm~36μm；
其中，以重量百分数计的所述焊缝的成分使得焊缝在平衡态下的完全奥氏体化温度Ae3满足：
Ae3=898-30×C Mn-weld-231×C C-weld+58×C Al-weld 2+37×C Al-weld≤820；
C Mn-weld=（t 0A×C Mn-A+t 0B×C Mn-B)÷（t 0A+t 0B）；
C C-weld=（t 0A×C C-A+t 0B×C C-B)÷（t 0A+t 0B）；
C Al-weld=C Al-weld-base+C Al-weld-coat；
C Al-weld-base=（t 0A×C Al-A+t 0B×C Al-B)÷（t 0A+t 0B）；
C Al-weld-coat=[（t 1A+t 1B）×0.7×2.7]÷[（t 0A+t 0B）×7.8+（t 1A+t 1B）×0.7×2.7）]×100；
其中，
C Mn-weld为焊缝的Mn的含量；
C C-weld为焊缝的C的含量；
C Al-weld为焊缝的Al的含量；
C Al-weld-base为焊缝中来自基体钢板的Al的含量；
C Al-weld-coat为焊缝中来自预镀层中的Al的含量。
2.根据权利要求1所述的激光拼焊预镀层钢板，其中，C C-A和C C-B在0.18wt%~0.45wt%的范围内；C Al-A和C Al-B在0.010wt%~0.700wt%的范围内。
3.根据权利要求1所述的激光拼焊预镀层钢板，其中，C Al-A和C Al-B在0.010wt%~0.100wt%的范围内。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的激光拼焊预镀层钢板，其中，C Al-weld≤1.2wt%。
5.根据权利要求4所述的激光拼焊预镀层钢板，其中，C Al-weld≤1.0wt%。
6.根据权利要求1至3中任一项所述的激光拼焊预镀层钢板，其中，Ae3≤800。
7.一种热冲压成形构件，其由根据权利要求1至6中的任一项所述的激光拼焊预镀层钢板制成。
8.根据权利要求7所述的热冲压成形构件，其中，经热冲压成形后的焊缝中的铁素体按体积计少于3%。
9.根据权利要求7所述的热冲压成形构件，其中，所述热冲压成形构件的延伸率不小于4%且其抗拉强度不小于第一预镀层钢板和第二预镀层钢板两者中较低强度的90%。
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