CN117662581A - 热冲压成形构件及激光拼焊预镀层钢板 - Google Patents

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CN117662581A CN202311215153.3A CN202311215153A CN117662581A CN 117662581 A CN117662581 A CN 117662581A CN 202311215153 A CN202311215153 A CN 202311215153A CN 117662581 A CN117662581 A CN 117662581A
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易红亮
李峥先
陈仪霖
周澍
刘贞伟
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Abstract

本发明涉及一种由激光拼焊构件经热冲压形成的热冲压成形构件。本发明还涉及对预镀层钢板进行激光拼焊而获得的激光拼焊构件，涉及形成该激光拼焊构件的方法以及适用于激光拼焊的焊丝。

Description

热冲压成形构件及激光拼焊预镀层钢板
技术领域
本发明涉及一种通过对预镀层钢板进行激光拼焊而获得的激光拼焊构件，以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。本发明还涉及形成该激光拼焊构件的方法。
背景技术
近年来，随着节能环保的迫切需求以及对于安全要求的提高，汽车轻量化和安全性成为汽车制造业的普遍追求，高强度钢受到领域内越来越多的关注。作为汽车钢中强度最高级别的材料品类，热冲压钢在汽车材料中的应用比例逐年递增。如果采用裸板进行热冲压成形，则不可避免的会发生钢板的表面氧化，从而会对模具表面质量、零件质量以及后续汽车装配和涂装过程产生影响。使用带有预镀层的热冲压钢板能够有效避免钢板表面氧化和脱碳，同时提升钢板的耐蚀性。在国内外研发的预镀层热冲压用钢产品中，铝硅(Al-Si)预镀层热冲压钢的应用最为广泛。
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。这种方法可以将所需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。对激光拼焊后的板料进行热冲压，可以在减重的同时减少车身零件数量、在提高制造精度的同时使得零件具有更好的碰撞性能，轻量化效果也更加明显。
为了在满足更加严苛的碰撞要求的同时实现最大程度的轻量化，各种拼焊部件应运而生。拼焊部件不仅可以由具有相同强度、厚度的材料(例如，钢板)拼焊而成，还可以由具有不同强度(强度级别例如包含：抗拉强度为500MPa级、1000MPa级、1500MPa级、2000MPa级等)、厚度的材料组合拼焊而成。然而，根据现有技术，在对不同强度级别的铝或铝合金预镀层板进行激光拼焊来形成拼焊部件时，存在如下问题。
问题1：铝或铝合金预镀层钢板的表面的初始预镀层可能会对焊缝质量造成不利影响。这是因为预镀层(特别是Al-Si预镀层)在焊接过程中会熔入到焊缝中，造成焊缝的以下缺陷：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；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。
问题2：在将不同强度级别或不同厚度的材料拼焊在一起的情况下，焊缝在服役过程中容易率先失效。这是因为不同强度级别的材料成分存在一定差异，经过激光拼焊以后形成的焊缝成分是两侧的不同材料混合而得，物理特性亦不同于两侧材料。如此，焊缝容易成为最薄弱的区域，在经过热冲压以后，焊缝在服役过程中容易率先失效。
问题3：现有焊丝难以兼顾各种材料组合的焊接。在实际工程应用中，被焊接材料在拼接时焊接面之间存在一定间隙，可通过填丝焊来保证焊缝的成形。现有焊丝通常仅适用于某一种材料组合，无法在多种强度级别、多种厚度规格的钢板组合的激光拼焊中均取得良好效果。
问题4：强度较高的焊缝往往韧性不足，存在较大氢致延迟开裂的风险。例如，2000MPa级别材料由于基材成分中碳含量较高，热成形以后得到的马氏体淬硬性较高，具有更明显的延迟开裂风险。因此，对于2000MPa级别材料的激光拼焊，在保证焊缝强度的同时还应注意降低焊缝的延迟开裂风险。
为了解决上述问题中的某些，现有技术中已经存在一定尝试。例如，一类方法提出，在进行焊接之前对焊接区域附近的预镀层进行剥离，以降低Al进入焊缝中的含量，保证焊缝中尽可能少的铁素体含量。然而，该手段需要额外的剥离步骤，在生产成本和产品稳定性上均存在一定劣势，且对改善焊缝韧性没有帮助。另一类方法采用激光填丝焊，通过使特定成分的焊丝熔入焊缝中来改善焊缝特性。然而，现有的激光填丝焊方法及产品存在诸多不足。
例如，CN104023899A关注到预镀层中的铝在激光焊接期间可能进入焊接区域从而导致焊接区域的物理特性变差，提出了通过添加高碳、高锰的焊丝来中和预镀层中铝的影响，从而保证焊缝区域在热冲压加热过程中能获得全奥氏体组织。然而，在生产和使用中发现，高碳、高锰焊丝生产制作困难，不易拉拔。同时，在焊接碳含量较高(例如，大于0.3wt％)的高强度热冲压用钢时，添加高碳、高锰的焊丝会导致最终得到的焊缝韧性较差，有较大延迟开裂的风险。
CN111215751A提供了一种带铝或者铝合金预镀层的钢制差强焊接部件，其由热冲压后抗拉强度为1300MPa-1700MPa的高强钢板与热冲压后抗拉强度为400MPa-700MPa的低强钢板对焊而成。进行焊接时，需将两块待焊接钢板的焊缝对接间隙保持为0.2-0.5mm，这对于板料加工精度及定位精度都提出了很高要求。另一方面，该文献的技术只能解决将两种特定级别(即，400-700MPa与1300-1700MPa)的热冲压用钢对焊的问题，而实际工业生产中往往涉及各种不同厚度、强度钢板组合的拼焊，该文献提供的技术方案不能满足生产需求。
类似地，CN111230301A提供了一种带铝或铝合金预镀层的钢制薄板焊接等强部件的制造方法，通过预留间隙加填丝焊的工艺焊接带铝或铝合金预镀层的等强钢板。然而该项技术需要将两块待焊接钢板的对接间隙预置为0.2-0.5mm，对于板料加工精度及定位精度都提出了很高要求。另一方面，该文献的技术只能解决等强度部件的拼焊问题，而实际工业生产中往往涉及各种不同厚度、强度钢板组合的拼焊，该文献提供的技术方案不能满足生产需求。
CN111432975A提供了一种带铝或铝合金预镀层的涂覆板的激光填丝焊方法，其提出引入了焊接接头淬火因子的概念，通过添加高合金焊丝获得高淬透性的焊接接头，从而确保焊接接头的强度。然而，该项技术虽然通过向焊缝中添加一定量的Ni来提高了焊接接头的淬透性，能够保证焊缝在热冲压后得到全马氏体组织，但是并未考虑到焊接接头的淬硬性。对于一些特殊的焊接组合(例如差厚板焊接，厚板侧的基材在热冲压后屈服强度较低而薄板侧的基材在热冲压后屈服强度较高)，为了保证最终得到热冲压构件的焊缝接头性能优于基材，需要保证焊缝接头部分区域的淬硬性要高于基材，该文献的技术并不能实现这一点。
因此，本领域中存在如下需求：以较低成本实现对市面上常用的1000～2000MPa级别热冲压用钢材的各种组合(包括等强度、不等强度、等厚度、不等厚度组合)进行高质量激光拼焊，焊缝强度高、韧性好，抗氢致延迟开裂能力强。
发明内容
本发明旨在提供一种改进的包括热冲压成型构件，其由激光拼焊构件经热冲压形成，能够克服上文中所描述的问题。本发明旨在提供一种适于热冲压成型的激光拼焊构件，其能够克服上文中所描述的问题，以适应产业需求。
本发明还旨在提供该改进的激光拼焊构件的有利制造方法以及有利的焊丝成分。
本发明的关注点之一在于对具有铝或铝合金预镀层的热冲压用钢材的各种组合(涉及各种抗拉强度级别、各种厚度规格)实现高质量激光拼焊。
本发明的另一关注点在于以低成本和简化的工艺来实现上述高质量激光拼焊。
本发明的另一关注点在于提供一种改进的用于激光焊接的焊丝，其一方面对多种待焊接钢板的强度、厚度组合均能够实现良好的焊接质量，另一方面能够良好适应较宽范围的钢板对接间隙变化，具有较强的通用性。
根据热冲压构件优异性能的要求，或根据高质量激光拼焊的要求，焊缝(又称焊接接头)需既具有优异的强度，又具有优异的抗氢致延迟开裂能力：在拉伸作用下，断裂将发生在基材(即，被焊接的钢板)而并非发生在焊缝；同时，焊缝抵抗氢致延迟开裂的能力不低于基材。为了实现这种高质量的焊缝，本发明的发明人通过潜心研究，就镀覆有铝或铝合金预镀层(特别是铝硅预镀层)的热冲压钢板的激光拼焊方面获得了如下发现。
其一，为了满足焊缝的高强度要求，焊缝与基材的需满足特定关系。
对于焊接同等抗拉强度级别的基材来说，为了实现拉伸时断裂不发生在焊缝，需保证经过热冲压以后焊缝硬度大于基材硬度，即HV焊缝≥HV基材。
对于焊接两种不同抗拉强度级别的基材来说，需按照以下两种情形来分别讨论：
情形1：被拼焊的基材满足：T1×YS1≥0.9×T2×YS2，其中YS1＜YS2，其中YS1、YS2分别为第一基材和第二基材在热冲压后的屈服强度，T1、T2分别为第一基材和第二基材的厚度。
在不进行填丝的情况下，即便假设焊缝中消除了铝的影响，在此种焊接搭配组合中，焊缝依然是薄弱部位。这是因为两种屈服强度不一致的材料在组成成分上存在一定差异，其中最明显的是C含量的差异。焊缝成分为两种基材的混合成分，从理论上讲，焊缝的屈服强度YSw大于YS1并且小于YS2。由于焊缝是从板厚一侧向板薄一侧逐渐过渡，因此在靠近第二基材的焊缝边缘处一定存在部分区域满足Tw×YSw＜T2×YS2(Tw为该焊缝区域的厚度)，在拉伸过程中，焊缝中的该区域会率先发生塑性变形，导致焊缝率先失效。因此，需要对焊缝填充一定含有C、Mn的焊丝以提高焊缝的强度，保证至少距离具有高的屈服强度材料的一侧焊缝边缘0.2mm以内的焊缝硬度大于具有高的屈服强度材料的硬度。即，在此情形中需要保证焊缝硬度特征：HV焊缝0.2≥HV高强度基材，其中HV焊缝0.2是指经热冲压之后距离高屈服强度基材一侧的焊缝熔合线0.2mm范围内的硬度值。
情形2：被拼焊的基材满足：T1×YS1<0.9×T2×YS2，其中YS1＜YS2，YS1、YS2分别为第一基材和第二基材在热冲压后的屈服强度，T1、T2分别为第一基材和第二基材的厚度。在这种情形中，需满足HV焊缝≥HV低强度基材，即，经过热冲压以后焊缝硬度大于低屈服强度基材硬度，即可保证拉伸时从基材断裂。
其二，现有技术普遍认为来自于铝硅预镀层钢板的预镀层中的铝会对焊缝性能造成不利影响，因而要么尽可能减少进入焊缝的铝含量(例如，通过局部剥离预镀层来实现这一点)，要么在焊缝具有高铝含量的情况下，通过使用高合金成分焊丝来减轻高铝含量对焊缝强度造成的不利后果。与现有技术不同，本发明的发明人发现，在焊缝合金成分适当的情况下，焊缝中若含有少量的铝(0.3％≤Al≤1.0％)，不但不会对焊缝的强度产生值得注意的负面影响，反而还有利于提高焊缝抗氢致延迟开裂的能力，从而实现焊缝强度与焊缝韧性、抗氢致延迟开裂能力的兼顾。
具体来说，为了提高焊缝强度，可向焊缝中添加C、Mn成分，然而，C、Mn含量的增加容易引起导致焊缝硬脆，增加焊缝的氢致延迟开裂风险。本发明的发明人发现，焊缝中若含有适量的Al，则能够减弱由于较高C、Mn含量导致的焊缝硬脆，且能够提高焊缝的抗氢致延迟开裂风险，具体分析如下。
马氏体是由奥氏体由切变机制相变而产生的相变，也就是说，基于面心立方结构的奥氏体通过剪切变形直接相变为体心立方结构的马氏体。金属材料的变形共有两种机制：位错滑移和孪晶。实际发生的马氏体相变机制与相变时奥氏体的强度(塑性变形的困难程度)有关，若奥氏体强度较低，塑性变形容易发生，则以位错滑移方式变形实现相变；若奥氏体强度较高，塑性变形不易发生，则只能已孪晶方式变形实现相变。位错马氏体中具有更高的位错密度且晶体结构畸变较小(其仍然保持BCC结构，因位错线上可容纳更多碳原子)，因此位错马氏体具有良好的加工硬化能力，从而具有高的韧性。而孪晶马氏体则位错密度较低且晶体结构畸变较大(其位错密度低，碳原子只能过饱和固溶于BCC中，BCC只能畸变形成BCT结构才能固溶较高的碳原子)，低的位错密度不利于加工硬化，而且BCT这种非三维对称结构的晶体结构中位错无法滑移，因此孪晶马氏体会导致马氏体韧性下降。马氏体的整体韧性主要取决于其中孪晶马氏体的含量。
为了满足拼焊2000MPa级别铝或铝合金预镀层钢板所需的焊缝强度(如上文所述，需保证焊缝强度大于基材)，可提升焊缝马氏体中C含量和Mn含量，以保证热冲压后形成全马氏体组织，提高马氏体强度。然而，C含量和Mn含量的提升成为加剧孪晶马氏体生成的重要原因，从而倾向于在提升焊缝强度的同时导致焊缝韧性及抗氢致开裂能力下降。
根据本发明，可通过使焊缝合金成分中包括少量Al来实现焊缝韧化。在马氏体的体心立方晶体结构中，Al原子可作为置换原子占据原有Fe原子的位置。由于Al原子的体积较大(Al原子半径约0.1434nm，Fe原子半径约0.1241nm)，Al置换固溶Fe会使得体心立方晶格膨胀，增大原有的原子间隙，使得BCC中可以容纳更多的间隙固溶碳原子，从而降低碳原子过饱和导致的BCC正方度拉长为BCT导致位错滑移受限。Al元素提高马氏体相变温度，且因晶格膨胀导致碳原子的间隙固溶强化效果降低，这两点均导致相变时奥氏体强度降低，从而促进位错马氏体生成，抑制或减少孪晶马氏体的产生。如此，则能够提高焊缝韧性。
发明人经研究发现，当焊缝中Al含量大于0.3％时，对焊缝的抗氢致延迟开裂性能提升较为明显。
因此，可在适当提高C含量和Mn含量以实现焊缝微强化的同时，通过引入适当Al含量来实现焊缝韧化，提高抗氢致延迟开裂能力，如此即可解决焊缝的强度与韧性之间的矛盾，获得强度与韧性俱佳的焊缝。
在上述思路的基础上，本发明提出，使焊缝合金成分中包含适当C、Mn含量以及适当的Al含量，使其彼此配合、协同作用而实现稳定、优异的焊缝性能。换句话说，本发明创新性地提出通过焊缝中特定的C、Mn、Al含量来实现“焊缝微强化+焊缝韧化”这一构思。
相应地，本发明提出评价因子FA来辅助判断焊缝合金成分是否有利于实现优异的焊缝性能。评价因子FA可由焊缝中锰、碳、铝以重量百分数计的含量Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝得出，定义为FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝。该评价因子能够反映来自锰、碳、铝的多方作用对焊缝性能的影响，特别是对抗氢致延迟开裂性能的影响。针对不同的焊接场景，需将评价因子FA控制在本发明所提出的相应范围内。
焊缝的最佳合金成分与所拼焊的钢材的碳含量或抗拉强度级别有关。众所周知，钢材的碳含量与其抗拉强度级别通常大致具有如下对应关系：
0.27％<C≤0.38％(特别是0.28～0.38wt％)的碳含量通常对应2000MPa级钢材，钢材抗拉强度≥1800MPa；
0.15％<C≤0.27％(特别是0.18～0.26wt％)的碳含量通常对应1500MPa级钢材，钢材抗拉强度≥1350MPa；
0.05％<C≤0.15％(特别是0.05～0.12wt％)的碳含量通常对应1000MPa级钢材，钢材抗拉强度≥950MPa。
针对各种抗拉强度级别的预镀层钢板激光拼焊，本发明提出如下方案：
一种激光拼焊构件，其包括：
第一预镀层钢板，其上设有由铝或铝合金构成的第一预镀层；
第二预镀层钢板，其上设有由铝或铝合金构成的第二预镀层；以及
将所述第一预镀层钢板连接到所述第二预镀层钢板的焊缝，
其中，所述焊缝具有焊缝评价因子FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝，其中Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝分别为焊缝中以重量百分数计的锰、碳、铝含量，
其中，所述焊缝的合金成分和所述焊缝评价因子FA满足如下条件：
1.0％≤Mn焊缝≤3.0％，
0.3％≤Al焊缝≤1.0％，并且
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，满足：
0.32％≤C焊缝≤0.4％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.06％；且
10％≤FA≤32％；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，满足：
0.19％≤C焊缝≤0.32％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.1％，且
10％≤FA≤30％；或者
(c)0.05％<C基材≤0.15％的情况下，满足：
0.05％≤C焊缝≤0.32％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.3％，且
10％≤FA≤25％；
其中，当所述第一预镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度不同时，C基材表示所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中抗拉强度相对较低一者的碳含量；当所述第一预镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度相同时，C基材表示所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中任一者的碳含量。
即，本发明针对不同的待焊接钢板组合情况分别提出相应的焊缝合金成分。研究发现，当焊缝合金成分满足本发明的条件时，由于实现了“焊缝微强化+焊缝韧化”，即便该焊缝是在不同强度级别或不同厚度的钢板之间形成，也能够保证焊缝既具有优异的强度，又具有优异的韧性和抗氢致延迟开裂能力。如此，一方面，本发明解决了在不同强度级别、不同厚度规格的钢板之间提供可靠焊接的难题，克服了现有技术仅适用于特定强度级别或特定厚度关系的钢板所带来的局限性；另一方面，本发明克服了焊缝强度与韧性、抗氢致延迟开裂的能力之间的矛盾，实现了各种性能的兼顾。
值得注意的是，本发明在将2000MPa级与2000MPa级钢板拼焊方面也能够取得良好效果。实际上，从保证焊缝强度和韧性方面来看，将两块2000MPa级钢板拼焊是非常具有挑战性的。这是因为2000MPa材料的本身已经具有较高的碳含量(通常在0.28％～0.38％之间)，而为了保证2000MPa/2000MPa级钢板的焊缝强度高于2000MPa级钢板的基材强度，理论上焊缝中需含有比2000MPa的基材更高的C、Mn含量。焊缝中C、Mn含量的升高(至约0.4％以上)会导致焊缝中容易产生硬脆的孪晶马氏体，这种硬脆的孪晶马氏体具有较差的韧性及较弱的抗延迟开裂风险的能力。因此，要想获得2000/2000MPa级钢板之间的高质量焊缝，会面临既希望提供较高C、Mn含量来保证高焊缝强度，又希望避免较高C、Mn含量以避免对焊缝韧性和抗氢致延迟开裂能力造成不利影响的难题。现有技术无法解决该难题，事实上，2000MPa级钢板本身也是前沿新兴产品，相关研发尚处于早期阶段。本发明通过在焊缝合金成分中包含适量的铝减弱了增加C、Mn含量对焊缝韧性和抗氢致延迟开裂能力的不利影响，从而解决了这一难题。
优选地，焊缝合金成分中的Mn含量可为1.0～2.5wt％。
优选地，焊缝合金成分中的Al含量可为0.4～0.8wt％。
优选地，焊缝合金成分满足：
(a)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板的中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.27％<C基材≤0.38％的情况下，焊缝评价因子10％≤FA≤30％；
(b)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板的中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.15％<C基材≤0.27％的情况下，焊缝评价因子10％≤FA≤26％；
(c)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板的中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.05％<C基材≤0.15％的情况下，焊缝评价因子10％≤FA≤22％。
本发明中的铝或铝合金预镀层中Al含量优选不低于85％。该预镀层例如为铝硅预镀层，其优选地包括88～95％的Al以及5％～12％的Si。
最终形成的焊缝中的Al含量与铝或铝合金预镀层的厚度以及被焊接的钢板厚度有关。由于钢板中的铝含量低于铝或铝合金镀层中的铝含量，因此通常，铝或铝合金预镀层的厚度越大，或钢板厚度越小，则焊缝中的Al含量倾向于变得越高。
本发明的发明人发现，若将钢板单侧铝或铝合金预镀层(特别是铝硅预镀层)的厚度控制在6μm～19μm，则由于预镀层本身较薄，即便在焊接前不剥离预镀层，熔入焊缝中的铝含量也较低。在不剥离预镀层的情况下直接配合具有适当C、Mn含量的焊丝进行激光填丝焊，即可实现适当的合金焊缝成分。如此，本发明特别适合于配合预镀层厚度为6μm～19μm的钢板使用，从而进一步简化工艺、降低成本。优选地，铝或铝合金预镀层的厚度为8μm～16μm。优选地，铝或铝合金预镀层的厚度为10μm～16μm。
在一些实施例中，所述第一预镀层钢板和/或所述第二预镀层钢板的厚度为0.8～3.0mm，优选1.0～2.5mm。
本发明还提供了一种改进的焊丝，以重量百分比计，其成分包括：C：0.30～0.45％，优选0.35～0.45％；Mn：1.0～3.0％，优选1.5～2.5％。根据一种特别有利的实施例，焊丝除了上述C、Mn成分之外，其余为Fe及不可避免的杂质，也即无需再添加其他合金元素。
在一些实施例中，除了C、Mn之外，焊丝中还可含有0.035％以下的Al，Al是强脱氧剂，故而为了焊丝冶炼过程中的脱氧效果要求Al含量在约0.010wt％以上；焊丝中还可含有0.022％以下的Si，以起到固溶强化的作用进而提高焊缝的强度。
本发明创新性地发现，利用上述焊丝，能够对1000～2000MPa间任意强度等级、任意厚度组合的铝或铝合金预镀层(特别是铝硅镀层)钢板实现高质量激光拼焊，提高焊缝强韧性、稳定性。一方面，其克服了现有技术在将不同强度的钢板或不同厚度的钢板彼此焊接时焊缝成分分布不均、焊缝性能稳定性差的缺陷；另一方面，其是适用于各种钢板组强度和厚度组合的“通用/万能”焊丝，极大地方便了生产。
特别是，此种焊丝在配合带有6μm～19μm厚的铝硅预镀层的钢板进行激光拼焊时，在不对钢板进行剥离镀层等预先处理的情况下，即可针对不同强度等级、不同厚度规格的钢板组合获得性能优异的焊接接头。
而且，上述焊丝可具有较低硬度，从而容易拉拔，易于生产。此外，较硬的焊丝在通过送丝导管时，容易因为路径曲折而导致送丝不稳定，焊丝硬度低于300Hv，可以实现较为流畅的送丝。
另外，利用该焊丝时，对被焊接的钢板之间的对接间隙要求并不严苛，间隙范围可放宽至0.5mm以内(被焊接边因为切割或其他因素而导致的不可控间隙)，这进一步有利于提高效率、降低成本。同时，此焊丝中并未包含大量昂贵的合金元素，成本十分低廉。
在本发明的上下文中，“焊丝填充量”指的是在所形成的焊缝中来自于焊丝的材料所占的体积比例，其与被焊接材料在拼焊时焊接面之间的间隙密切相关。
作为优选方案，本发明所要求的焊缝合金成分可利用上述根据本发明的改进的焊丝来实现。配合上述改进的焊丝，为了方便在焊缝中获取适当的C、Mn含量，焊丝填充量可为5～30％，优选10-25％。
需注意，虽然使用上述焊丝成分和填充量是特别有利的，构成本发明建议的优选方案，但本发明并不局限于使用上文建议的焊丝成分和填充量。实际上，只要拼焊后所形成的焊缝合金成分满足本发明所限定的条件即可。使用其他焊丝成分或填充量也有可能获得本发明所要求的焊缝合金成分，从而满足焊缝性能要求。
类似地，虽然本发明特别适合于配合预镀层厚度为6μm～19μm的钢板使用，但本发明并不局限于使用如此具有如此预镀层厚度的钢板。例如，在预镀层较厚的情况下，也可通过在焊接之前从预镀层中去除少量铝来使焊缝中的铝含量落入本发明所要求的范围内。
本发明还涉及用于形成前述激光拼焊构件的激光焊接方法，其中，在激光焊接期间使用包括如下成分的焊丝：C：0.30～0.45％，Mn：1.0～3.0％；焊丝填充量为5-30％。
本发明还提供了一种有利的热冲压成型构件，其包括：
第一镀层钢板，其上设有第一镀层；
第二镀层钢板，其上设有第二镀层；以及
将所述第一镀层钢板连接到所述第二镀层钢板的焊缝，
其中，所述焊缝具有焊缝评价因子FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝，其中Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝分别为焊缝中以重量百分数计的锰、碳、铝含量，
其中，所述焊缝的合金成分和所述焊缝评价因子FA满足如下条件：
1.0％≤Mn焊缝≤3.0％，
0.3％≤Al焊缝≤1.0％，并且
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，满足：
0.32％≤C焊缝≤0.4％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.06％；且
10％≤FA≤32％，优选10％≤FA≤30％；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，满足：
0.19％≤C焊缝≤0.32％，优选0.19％≤C焊缝≤0.29％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.1％，且
10％≤FA≤30％，优选10％≤FA≤26％；或者
(c)0.05％<C基材≤0.15％的情况下，满足：
0.05％≤C焊缝≤0.32％，优选0.05％≤C焊缝≤0.27％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.30％，且
10％≤FA≤25％，优选10％≤FA≤22％；
其中，当所述第一镀层钢板与所述第二镀层钢板的抗拉强度不同时，C基材表示所述第一镀层钢板和所述第二镀层钢板中抗拉强度相对较低一者的碳含量；当所述第一镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度相同时，C基材表示所述第一镀层钢板和所述第二镀层钢板中任一者的碳含量。
所述热冲压成型构件的第一和第二镀层钢板上的第一和第二镀层分别由铝或铝合金构成的第一预镀层和第二预镀层经热冲压而形成，优选地，所述第一预镀层和/或所述第二预镀层厚度为6μm～19μm，优选8μm～18μm。
根据本发明，该热冲压成形构件中的焊缝中的铁素体按体积计不大于5％，优选不大于2％。
在该热冲压成型构中，焊缝的硬度满足如下条件：
(a)在所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板的抗拉强度级别相同的情况下，满足HV焊缝≥HV基材；
(b)在T1×YS1≥0.9×T2×YS2的情况下，满足HV焊缝0.2≥HV高强度基材；
(c)在T1×YS1<0.9×T2×YS2，满足HV焊缝≥HV低强度基材；
其中，YS1为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的屈服强度，T1为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的厚度，YS2为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的屈服强度，T2为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的厚度，HV基材为所述第一预镀层钢板或所述第二预镀层钢板经热冲压之后的硬度，HV高强度基材为经热冲压后所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的硬度，HV焊缝0.2为经热冲压之后距离所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者一侧的焊缝熔合线0.2mm范围内的硬度值，HV低强度基材为经热冲压后所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的硬度。
优选地，本发明的热冲压成型构件可通过对根据本发明的上述激光拼焊构件进行热冲压而制成。
本发明还涉及一种生产热冲压成型构件的方法，包括如下步骤：
A)提供根据本发明的激光拼焊构件；
B)完全奥氏体化处理：将步骤A)中的激光拼焊构件加热至900℃以上并保温；
C)热冲压成形处理：在完成步骤B)之后，将经加热的激光拼焊构件转移到压机中进行热变形并在模具内冷却至300℃以下以获得热冲压成形构件。
在一些实施例中，所述热冲压成形构件从700℃冷却至Ms温度的平均冷速在未发生热变形的区域中不低于40℃/s，并且在发生热变形的区域中以更高的平均冷速进行冷却。
借助于上述全新构思，本发明得以实现对多种抗拉强度级别、多种厚度规格的带有铝或铝合金预镀层的热冲压用钢材的各种组合进行高质量激光拼焊。本发明能够良好适用于等强度钢材拼焊、不同强度钢材拼焊、等厚度钢材拼焊、不同厚度钢材拼焊等多种场景，获得具有优异的强度和韧性、抗氢致延迟开裂能力强的高质量焊缝，克服了现有技术无法兼顾多种焊接材料组合、无法兼顾焊缝强度与韧性的缺陷。
另外，本发明的方案并未对焊缝对接间隙大小提出严苛要求，且可以在无需事先剥离预镀层等额外步骤的情况下实施，能够以低成本实现。
此外，本发明所提出的焊丝成分中无需包含大量昂贵合金成分，成本低廉。
附图说明
图1示意性地示出了焊缝硬度测量位置；
图2示意性地示出了距离高屈服强度的基材一侧的焊缝熔合线0.2mm范围内的硬度值HV焊缝0.2测试的测量位置。
具体实施方式
下面结合示例性实施例来更详细地描述本发明。本文中关于化学元素含量的描述(％)指的是重量百分数。
本发明的焊缝合金主要成分介绍如下。
C：焊缝中的碳含量C焊缝与所焊接预镀层钢板的碳含量或强度级别有关：
(a)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.27％<C基材≤0.38％情况下，需满足0.32％≤C焊缝≤0.4％，且C基材+0.01wt％≤C焊缝≤C基材+0.06wt％，；
(b)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板的中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.15％<C基材≤0.27％的情况下，需满足0.19％≤C焊缝≤0.32％，且C基材+0.01wt％≤C焊缝≤C基材+0.1％；
(c)在第一预镀层钢板和第二预镀层钢板的中抗拉强度相对较低一者(如果二者抗拉强度相同，则为二者中的任一者)的碳含量C基材符合0.05％<C基材≤0.15％的情况下，需满足0.05％≤C焊缝≤0.32％，且C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.30％。
C是有效的固溶强化元素，为保证焊缝具有足够的抗拉强度，需保证碳含量不低于约0.05％。但是，如果碳含量超过0.4％，将形成脆性的孪晶马氏体，其延性和韧性均较差，且抗氢脆性能显著下降。因此，对于焊接低强度级别钢板，本发明的焊缝碳含量不低于0.05％；对于焊接高强度级别钢板，本发明的焊缝碳含量不高于0.4％。
Mn：约1.0～3.0wt％，优选1.0～2.5wt％。
Mn能够提高钢材淬透性，以确保焊缝的强度。为保证焊缝具有良好的淬透性，Mn含量不宜低于1.0％。另一方面，Mn含量的增加倾向于导致在热冲压以后的焊缝形成的马氏体塑韧性降低，脆硬性增大，增加焊缝氢致延迟开裂的风险。而且，因此，焊缝中的Mn含量不宜过高，应不超过3.0wt％，优选不超过2.5wt％。
Al：约0.3～1.0wt％，优选0.4～0.8wt％。
铝是铁素体稳定元素，焊缝中如存在过多的Al，容易导致焊缝在热冲压后不能完全形成马氏体，且容易导致形成具有较高脆性的金属间化合区域从而诱发裂纹，从而影响焊缝强度。因此，焊缝中的Al含量不宜过高，根据本发明，不宜超过1.0wt％，优选不超过0.8wt％。另一方面，本发明的发明人发现，焊缝中若存在少量Al，能够起到韧化焊缝的效果，增强焊缝抵抗氢致延迟开裂的能力。因此，为了获得良好的抗氢致延迟开裂的能力，根据本发明，焊缝中的Al含量不宜低于0.3wt％，优选不低于0.4wt％。
进一步，为了判断焊缝的性能是否满足要求，特别是焊缝的抗氢致延迟开裂能力是否满足要求，本发明提出计算焊缝评价因子FA，以辅助判断缝合金成分是否有利于实现优异的焊缝性能：FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝，其中Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝分别为锰、碳、铝在焊缝中以重量百分数计的含量。
为获得良好的焊缝性能，在焊缝的锰、碳、铝含量需分别落入上文给出的特定范围内的基础上，FA也需落入相应范围内。所要求的FA取值范围与被焊接的钢板的碳含量有关，本发明要求其满足如下条件：
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，需满足10％≤FA≤32％，优选10％≤FA≤30％；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，需满足：10％≤FA≤30％，优选10％≤FA≤26％；
(c)0.05％<C基材≤0.15％的情况下，需满足：10％≤FA≤25％，优选10％≤FA≤22％。
如果用各元素去掉百分号的含量来计算，也可设置评价因子FB代替FA来进行判断，二者起到相同的效果：FB＝10Mn+77C-19Al2-12Al，其中Mn、C、Al分别表示焊缝中各元素去掉百分号的含量。根据本发明，则需满足如下条件：
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，需满足10≤FB≤32，优选10≤FB≤30；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，需满足：10≤FB≤30，优选10≤FB≤26；
(c)0.05％＜C基材≤0.15％的情况下，需满足：10≤FB≤25，优选10≤FB≤22。
为了简化工艺，本发明提出，将铝或铝合金预镀层厚度设置为6μm～19μm是特别有利的。选用该预镀层厚度，容易在焊接前不对预镀层进行剥离等额外操作的情况下，在焊缝中获得本发明所要求的适当Al含量。
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的说明本发明，本领域的技术人员应清楚的是，本发明不限于这些实施例或实验数据。
作为示例，提供市面上常见的100MPa～2000MPa级别带有铝硅预镀层的热冲压钢板，其成分如表1所示。
表1带有铝硅预镀层的钢材的成分(wt％)
材料编号 C Mn Si Cr V B Al Ti Nb
T1 0.07 1.9 0.15 0.2 - 0.003 0.035 0.03 0.03
T2 0.21 1.18 0.22 0.16 - 0.0025 0.034 0.04 -
T3 0.30 1.2 0.27 0.2 0.14 0.003 0.030 0.03
余量为Fe和其他不可避免杂质元素。
根据ASTM E8/E8M-09金属材料拉伸试验标准方法，将由上述的材料制的热冲压成形构件制成A50拉伸试样。通过拉伸实验获得的力学性能结果见表2。
表2带有铝硅预镀层的钢材经热冲压后的力学性能
材料编号 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 硬度/HV基材 抗拉强度级别
T1 920 1151 392 1000MPa级
T2 1192 1517 482 1500MPa级
T3 1350 1860 585 2000MPa级
提供直径为1mm的焊丝，焊丝具有不同成分，如表3所示。其中，W1、W2为根据本发明的适于对各种不同强度、不同厚度钢板进行焊接的通用焊丝。W3、W4焊丝成分不在本专利范围内，为对比例。
表3实验用焊丝成分(wt％)
焊丝编号 C Mn Si Al Ti
W1 0.31 2.5 0.20 0.034 0.04
W2 0.40 2.0 0.18 0.035 0.03
W3 0.49 3.3 0.17 0.031 0.03
W4 0.24 1.8 0.22 0.031 0.03
对如上所述的钢材选取各种强度等级、各种厚度，配合不同焊丝成分和焊丝填充量，形成各种激光填丝焊组合如表4所示。在激光填丝焊之前，并未对预镀层进行剥离等操作。
表4实验钢的拼焊组合
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完成激光拼焊后，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。在本示例中，对上述各激光拼焊预镀层钢板进行热冲压模拟，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。
表5示出了激光拼焊板热冲压后的力学性能测量结果，其中，带下划线的示例为不满足本发明要求的对比例。各参数/性能测量方法如下。
抗拉性能测量方法为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。
焊缝硬度测试按照标准GBT4342-1991进行，硬度测量取值位置在图1示意性地示出。为测量焊缝硬度HV焊缝，沿着焊缝斜线至少取6个测试点，并取其平均值；为测量基材硬度，在焊缝外至少取三个测试点，并取其平均值。此外，距离高屈服强度的基材一侧的焊缝熔合线0.2mm范围内的硬度值HV焊缝0.2测试的取值位置在如图2中示意性地示出，即，在距离焊缝边缘0.2mm范围内取3～6个硬度测试点，并取其平均值。
氢致延迟开裂观察按照以下方法进行：按GB/T 15970.2—2000标准在热冲压后的平板上取15×115mm样，焊缝位于试样中间且垂直于试样长度方向，根据IS07539-2:1989标准对选取施加的应力值(低碳含量基体的屈服强度)进行挠度换算，施加好挠度的试样放置在pH＝1的环境中，每隔24小时校准PH值，直到试样断裂为止，并记录断裂位置。
试样焊缝位置成分测量方法：将焊缝位置切割下来，通过化学湿法检测，测量其C、Mn、Al的含量。
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如表4所示，焊缝S1～S38是由1000MPa、1500MPa和2000MPa级的多种强度级别、多种厚度钢板组合焊接而来，所采用的焊丝成分分别编号为W1～W4，填丝量根据焊接时设置的对接间隙估算得到。对经激光拼焊得到的拼焊构件进行热冲压以及回火后，进行力学性能、焊缝成分及氢致延迟开裂评价，参照表5，分析测量结果如下。
S1～S4涉及对1000MPa级与1000MPa级材料进行对拼焊接，分别采用W1和W2两种不同焊丝以及5％和25％两种不同填丝量。在焊缝成分方面，由于S1～S4所用焊丝的成分、焊丝填充量以及钢板预镀层厚度均处于本发明所建议的范围内，因此虽然各参数在具体数值上略有差异，但均能够实现满足本发明条件的焊缝合金成分。测得焊缝S1～S4中的C含量在0.09～0.15wt％之间，Mn含量在1.73～1.90wt％之间，Al含量在0.31～0.42wt％之间。代入公式计算FA或FB可见，均满足本发明要求的10％≤FA≤25％或10≤FB≤25。
在焊缝性能方面，硬度测量显示，焊缝硬度均大于T1基材的硬度；静态拉伸测试显示，试样均从基材T1断裂；另一方面，观测氢致延迟开裂情况，S1～S4试样均首先从T1基材开裂。故S1～S4焊缝性能满足要求。
S5～S7同样涉及对1000MPa级与1000MPa级材料进行对拼焊接，但S5、S6采用不落入本发明建议范围内的较大填丝量，S7采用不落入本发明建议成分的对比焊丝W3。
由S5和S6可见，当采用W1和W2焊丝并且填丝量增大至35％时，焊缝中的C、Mn含量均增加，这进而使得焊缝的硬度和强度上升，焊缝平均硬度分别达到448Hv和451Hv，远大于基材的平均硬度。此时焊缝的强度大于基材的硬度，因此静态拉伸时试样从T1基材断裂。尽管强度优异，但S5和S6焊缝的抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝，这是因为焊缝中的Al含量偏低，计算可知FA＞25％(FB>25)，不符合本发明的要求。也就是说，S5、S6焊缝中所含有的Al量不足以与C、Mn达成良好匹配，无法充分发挥Al提高焊缝的韧性并且提高抵抗氢致开裂的作用。
S7采用的是具有较高的C、Mn含量的对比焊丝W3，在填丝量为25％的情况下，也在焊缝中获得偏高的C和Mn含量，未与其Al含量良好适配。如此，虽然焊缝S7的硬度和强度均大于基材T1，但其抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝。计算可知FA＝30.8819％，不符合本发明10％≤FA≤25％的要求。
S8～S11涉及对1500MPa级与1500MPa级材料进行对拼焊接，分别采用W1和W2两种不同焊丝以及5％和25％两种不同填丝量。
在焊缝成分方面，由于S8、S10、S11所用焊丝的成分、焊丝填充量以及钢板预镀层厚度均处于本发明所建议的范围内，因此虽然各参数在具体数值上略有差异，但均能够实现满足本发明条件的焊缝合金成分。以重量百分数计，测得焊缝S8、S10、S11中的C含量在0.23～0.27％之间，Mn含量在1.38～1.51％之间，Al含量在0.42～0.52％之间，计算评价因子FA可知满足本发明要求的10％≤FA≤30％(10≤FB≤30)。
对比而言，S9虽然使用了焊丝W2及5％的填充量，但其预镀层厚度过大，导致进入到焊缝中的Al高达1.03％，不满足本发明的要求。计算评价因子FA可知其值为-1.9911％，亦不满足本发明的要求。
在焊缝性能方面，硬度测量显示，S8、S10和S11焊缝硬度均大于T2基材的硬度；静态拉伸测试显示，试样均从基材T2断裂。另一方面，观测氢致延迟开裂情况，S8、S10和S11试样均首先从T2基材开裂。故S8、S10和S11焊缝性能满足要求。
对比而言，S9中的过高铝含量导致焊缝在经过热冲压后存在铁素体，从而焊缝的强度和硬度降低，在静态拉伸测试中试样从焊缝断裂，不满足焊缝性能要求，后续也无需再进行氢致延迟开裂评价。
S12～S14同样涉及对1500MPa级与1500MPa级材料进行对拼焊接，但S12、S13采用不落入本发明建议范围内的较大填丝量，S14采用不落入本发明建议成分的对比焊丝W3。
由S12、S13可见，当采用W1和W2焊丝并且填丝量增大至35％时，焊缝中的C、Mn含量均增加，这进而使得焊缝的硬度和强度上升，焊缝平均硬度分别达到529Hv和574Hv，远大于基材的平均硬度。此时焊缝的强度大于基材的硬度，因此静态拉伸时试样从T2基材断裂。尽管强度优异，但S12和S13焊缝的抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝，这是因为焊缝中的Al含量偏低，计算可知FA＞30，不符合本发明的要求。也就是说，S12、S13焊缝中所含有的Al量不足以与C、Mn达成良好匹配，无法充分发挥Al提高焊缝的韧性并且提高抵抗氢致开裂的作用。
S14采用的是对比焊丝W3，焊丝中有较高的C、Mn含量，在填丝量为25％的情况下，也能在焊缝中获得较高的C和Mn含量。如此，虽然焊缝S14的硬度和强度均大于基材T2，但其抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝。计算可知FA＝31.8601％，不符合本发明10％≤FA≤30％的要求。
S16～S19涉及对2000MPa级与2000MPa级材料进行对拼焊接，分别采用W1和W2两种不同焊丝以及5％和25％两种不同填丝量。在焊缝成分方面，由于S16～S19所用焊丝的成分、焊丝填充量以及钢板预镀层厚度均处于本发明所建议的范围内，因此虽然各参数在具体数值上略有差异，但均能够实现满足本发明条件的焊缝合金成分。测得焊缝S16～S19中的C含量在0.32～0.33％之间，Mn含量在1.24～1.32％之间，Al含量在0.39～0.81％之间。代入公式计算FA或FB可见，均满足本发明要求的10％≤FA≤35％或10≤FB≤35。
在焊缝性能方面，硬度测量显示，焊缝硬度均大于T3基材的硬度；静态拉伸测试显示，试样均从基材T3断裂。另一方面，观测氢致延迟开裂情况，S16～S19试样均首先从T3基材开裂。故S16～S19焊缝性能满足要求。
S15、S20～S24同样涉及对2000MPa级与2000MPa级材料进行对拼焊接，但S15采用不落入本发明建议范围内的较小填丝量，S20采用不落入本发明建议范围内的预镀层厚度，S21、S22采用不落入本发明建议范围内的较大填丝量，S23、S24采用不落入本发明建议成分的对比焊丝W3、W4。
对于S15，由于填丝量太低，焊缝中的C含量无明显提升，仅为0.3％，不满足本发明的要求。这导致焊缝硬度略低于基材，因此焊缝强度低于基材，也即，焊缝并未因为焊丝的填入而受到强化。在静态拉伸测试中，试样从焊缝断裂。
对于S20，由于预镀层厚度过大，导致进入到焊缝中的Al高达1.02％，不满足本发明的要求。计算评价因子FA可知其值为9.0024％，亦不满足本发明的要求的10％≤FA≤35％。过高铝含量导致焊缝在经过热冲压后存在铁素体，从而焊缝的强度和硬度降低，在静态拉伸测试中试样从焊缝断裂，不满足焊缝性能要求，后续也无需再进行氢致延迟开裂评价。
由S21、S22可见，当采用W1和W2焊丝并且填丝量增大至35％时，焊缝中的C、Mn含量均增加，这进而使得焊缝的硬度和强度上升，焊缝平均硬度分别达到622Hv和637Hv，远大于基材的平均硬度。此时焊缝的强度大于基材的硬度，因此在静态拉伸测试中试样从T3基材断裂。尽管强度优异，但S21和S22焊缝的抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝，这是因为焊缝中的Al含量偏低，计算可知FA＞35，不符合本发明的要求。也就是说，S21、S22焊缝中所含有的Al量不足以与C、Mn达成良好匹配，无法充分发挥Al提高焊缝的韧性并且提高抵抗氢致开裂的作用。
S23采用的是对比焊丝W3，焊丝中有较高的C、Mn含量，在填丝量为25％的情况下，也能在焊缝中获得较高的C和Mn含量。如此，虽然焊缝S23的硬度和强度均大于基材T3，但其抗氢致延迟开裂能力差，开裂位置在焊缝。计算可知FA＝36.5494％，不符合本发明10％≤FA≤35％的要求。
S24采用的是对比焊丝W4，焊丝中C、Mn含量较低，容易导致焊缝强化不足，从而硬度不达标。在静态拉伸测试中，试样从焊缝断裂。
S25～S30涉及对相等厚度、不同强度等级的钢板进行对拼焊接，其使用本发明建议的焊丝W1和W2和本发明建议的焊丝填充量，获得了符合本发明要求的焊缝合金成分。由表5可见，对于各种组合方式，静态拉伸测试、硬度测试和氢致延迟开裂测试显示焊缝性能均符合要求。
S31～S34涉及对不同厚度、不同强度等级的钢板进行对拼焊接，具体涉及将1.8mm的1000MPa材料T1与1.4mm的1500MPa材料T2材料对拼焊接。由表2可知，T1屈服强度为920MPa，T2屈服强度为1192MPa，计算可知待焊接的两块钢板满足：T1×YS1≥0.9×T2×YS2，其中YS1、T1为待焊接的1.8mm的材料T1的屈服强度和厚度，YS2、T2为待焊接的1.4mm的材料T2的屈服强度和厚度。
S31、S32采用了本发明所建议的焊丝成分、焊丝填充量和预镀层厚度，实现了本发明所要求的合金成分。相应地，S31、S32的硬度测试显示HV焊缝0.2大于1500MPa基材硬度，在静态拉伸测试中，试样从T2基材断裂；观测氢致延迟开裂情况，开裂位置在基材。故S31、S32的焊缝性能满足要求。
S33、S34采用了不落入本发明建议成分的对比焊丝W3、W4。对于S33，虽然其硬度、强度能够满足需求，但是计算评价因子FA值为27.3901％，不满足本发明要求的10≤FA≤25％，观测氢致延迟开裂情况，开裂位置在焊缝。S34采用的对比焊丝W4中C、Mn含量较低，容易导致焊缝强化不足，从而硬度不达标。即便在填丝量较大的情况下，HV焊缝0.2也仅为440Hv，不能满足HV焊缝0.2大于T2基材硬度，在静态拉伸测试中试样从焊缝断裂，不满足焊缝性能要求，后续也无需再进行氢致延迟开裂评价。
S35～S38涉及对不同厚度、不同强度等级的钢板进行对拼焊接，具体涉及将1.7mm的1500MPa材料T2与1.2mm的2000MPa材料T3材料对拼焊接。由表2可知，T2屈服强度为1192MPa，T3屈服强度为1350MPa，计算可知待焊接的两块钢板满足：T1×YS1≥0.9×T2×YS2，其中YS1、T1为待焊接的1.7mm的材料T2的屈服强度和厚度，YS2、T2为待焊接的1.2mm的材料T3的屈服强度和厚度。
S35和S36采用了本发明所建议的焊丝成分、焊丝填充量和预镀层厚度，实现了本发明所要求的合金成分。相应地，S35、S36的硬度测试显示HV焊缝0.2大于T3基材硬度，在静态拉伸测试中，试样从T3基材断裂；观测氢致延迟开裂情况，开裂位置在基材。故S31～S32的焊缝性能满足要求。故S35、S36的焊缝性能满足要求。
S37、S38采用了不落入本发明建议成分的对比焊丝W3、W4。对于S37，虽然其硬度、强度能够满足需求，但是计算评价因子FA值为34.4009％，不满足本发明要求的10％≤FA≤30％，观测氢致延迟开裂情况，开裂位置在焊缝。S38采用的对比焊丝W4中C、Mn含量较低，容易导致焊缝强化不足，从而硬度不达标，硬度测试显示其HV焊缝0.2仅为537Hv，不能满足HV焊缝0.2大于T3基材硬度，在静态拉伸测试中试样从焊缝断裂，不满足焊缝性能要求，后续也无需再进行氢致延迟开裂评价。
由以上可见，利用本发明的焊缝合金成分，无论是相同强度钢材拼焊、不同强度钢材拼焊、相同厚度钢材拼焊、还是不同厚度钢材拼焊，均能良好应对，实现强度、韧性、抗氢致开裂能力俱佳的可靠焊缝。而且，本发明的方案能够以低廉的成本实现。
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 (12)

1.一种热冲压成型构件，其包括：
第一镀层钢板，其上设有第一镀层；
第二镀层钢板，其上设有第二镀层；以及
将所述第一镀层钢板连接到所述第二镀层钢板的焊缝，
其中，所述焊缝具有焊缝评价因子FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝，其中Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝分别为焊缝中以重量百分数计的锰、碳、铝含量，
其中，所述焊缝的合金成分和所述焊缝评价因子FA满足如下条件：
1.0％≤Mn焊缝≤3.0％，优选1.0％≤Mn焊缝≤2.5％，
0.3％≤Al焊缝≤1.0％，优选0.4％≤Al焊缝≤0.8％，并且
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，满足：
0.32％≤C焊缝≤0.4％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.06％；且
10％≤FA≤32％，优选10％≤FA≤30％；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，满足：
0.19％≤C焊缝≤0.32％，优选0.19％≤C焊缝≤0.29％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.1％，且
10％≤FA≤30％，优选10％≤FA≤26％；或者
(c)0.05％<C基材≤0.15％的情况下，满足：
0.05％≤C焊缝≤0.32％，优选0.05％≤C焊缝≤0.27％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.30％，且
10％≤FA≤25％，优选10％≤FA≤22％；
其中，当所述第一镀层钢板与所述第二镀层钢板的抗拉强度不同时，C基材表示所述第一镀层钢板和所述第二镀层钢板中抗拉强度相对较低一者的碳含量；当所述第一镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度相同时，C基材表示所述第一镀层钢板和所述第二镀层钢板中任一者的碳含量。
2.根据权利要求1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不大于5％，优选不大于2％。
3.根据权利要求1或2所述的热冲压成形构件，其中，经热冲压后，焊缝的硬度满足如下条件：
(a)在所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板的抗拉强度级别相同的情况下，满足HV焊缝≥HV基材；
(b)在T1×YS1≥0.9×T2×YS2的情况下，满足HV焊缝0.2≥HV高强度基材；
(c)在T1×YS1<0.9×T2×YS2，满足HV焊缝≥HV低强度基材；
其中，YS1为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的屈服强度，T1为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的厚度，YS2为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的屈服强度，T2为所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的厚度，HV焊缝为经热冲压后焊缝的硬度，HV基材为所述第一预镀层钢板或所述第二预镀层钢板经热冲压之后的硬度，HV高强度基材为经热冲压后所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较高一者的硬度，HV焊缝0.2为经热冲压之后距离所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者一侧的焊缝熔合线0.2mm范围内的硬度值，HV低强度基材为经热冲压后所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中屈服强度较低一者的硬度。
4.一种激光拼焊构件，其包括：
第一预镀层钢板，其上设有由铝或铝合金构成的第一预镀层；
第二预镀层钢板，其上设有由铝或铝合金构成的第二预镀层；以及
将所述第一预镀层钢板连接到所述第二预镀层钢板的焊缝，
其中，所述焊缝具有焊缝评价因子FA＝10Mn焊缝+77C焊缝-1900Al焊缝 2-12Al焊缝，其中Mn焊缝、C焊缝、Al焊缝分别为焊缝中以重量百分数计的锰、碳、铝含量，
其中，所述焊缝的合金成分和所述焊缝评价因子FA满足如下条件：
1.0％≤Mn焊缝≤3.0％，
0.3％≤Al焊缝≤1.0％，并且
(a)在0.27％<C基材≤0.38％的情况下，满足：
0.32％≤C焊缝≤0.4％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.06％；且
10％≤FA≤32％，优选10％≤FA≤30％；
(b)在0.15％<C基材≤0.27％的情况下，满足：
0.19％≤C焊缝≤0.32％，优选0.19％≤C焊缝≤0.29％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.1％，且
10％≤FA≤30％，优选10％≤FA≤26％；或者
(c)0.05％<C基材≤0.15％的情况下，满足：
0.05％≤C焊缝≤0.32％，优选0.05％≤C焊缝≤0.27％，
C基材+0.01％≤C焊缝≤C基材+0.30％，且
10％≤FA≤25％，优选10％≤FA≤22％；
其中，当所述第一预镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度不同时，C基材表示所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中抗拉强度相对较低一者的碳含量；当所述第一预镀层钢板与所述第二预镀层钢板的抗拉强度相同时，C基材表示所述第一预镀层钢板和所述第二预镀层钢板中任一者的碳含量；
其中，所述第一预镀层和/或所述第二预镀层的厚度为6μm～19μm，优选8μm～16μm，优选10μm～16μm。
5.根据权利要求4所述的激光拼焊构件，其中，所述第一预镀层钢板和/或所述第二预镀层钢板的厚度为0.8～3.0mm，优选1.0～2.5mm。
6.根据权利要求4或5所述的激光拼焊构件，其中，所述焊缝的合金成分包括：1.0％≤Mn焊缝≤2.5％。
7.根据权利要求4或5所述的激光拼焊构件，其中，所述焊缝的合金成分包括：0.4％≤Al焊缝≤0.8％。
8.一种用于对铝或铝合金预镀层钢板进行激光焊接的焊丝，其以重量百分数计包括如下成分：C：0.30～0.45％，Mn：1.0～3.0％；优选C：0.35～0.45％，Mn：1.5～2.5％。
9.根据权利要求8所述的焊丝，其中，所述焊丝的硬度小于300Hv。
10.一种激光焊接方法，用于形成根据权利要求4-7中任一项所述的激光拼焊构件，其中，在激光焊接期间使用以重量百分数计包括如下成分的焊丝：C：0.30～0.45％，Mn：1.0～3.0％；优选C：0.35～0.45％，Mn：1.5～2.5％；焊接时，所述第一预镀层钢板与所述第二预镀层钢板之间的对接间隙为0～0.5mm。
11.根据权利要求10所述的激光焊接方法，其中，焊丝填充量为5-30％。
12.一种生产热冲压成型构件的方法，包括如下步骤：
A)提供根据权利要求4-7中任一项所述的激光拼焊构件；
B)完全奥氏体化处理：将步骤A)中的激光拼焊构件加热至900℃以上并保温；
C)热冲压成形处理：在完成步骤B)之后，将经加热的激光拼焊构件转移到压机中进行热变形并在模具内冷却至300℃以下以获得热冲压成形构件。
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