高啟涵 金成

摘要：采用宏觀數(shù)值模擬與微觀EBSD試驗(yàn)相結(jié)合的方法研究了激光焊焊接1060鋁合金焊縫晶粒的生長情況及其對接頭力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：晶粒尺寸隨著熱輸入的降低而減小，焊縫中心逐漸產(chǎn)生致密的等軸晶，增強(qiáng)晶界強(qiáng)化作用，從而提升焊縫區(qū)塑性;在熱輸入降低過程中，熔池形狀從橢圓狀過渡為淚滴狀，柱狀晶生長形態(tài)受其影響由彎曲轉(zhuǎn)變?yōu)樨Q直，柱狀晶的生長方向與熱流分布一致，垂直于熔化邊界尾部，并且隨著熱輸入降低與焊縫中心線夾角增大。柱狀晶各向異性的特點(diǎn)使其與拉伸力趨近平行時(shí)抗拉強(qiáng)度更高;在較小熱輸入下焊縫晶粒會(huì)產(chǎn)生較為明顯的立方織構(gòu)，有助于提升焊縫區(qū)塑性;熱輸入由120 J/mm降至75 J/mm，接頭拉伸強(qiáng)度逐步提升，而當(dāng)熱輸入降至58 J/mm時(shí)焊接速度過快，會(huì)產(chǎn)生明顯的氣孔缺陷，使接頭抗拉強(qiáng)度與75 J/mm時(shí)相比有所下降。

關(guān)鍵詞：1060鋁合金;焊接熱輸入;晶粒生長;力學(xué)性能;數(shù)值模擬

中圖分類號(hào)：TG456.7 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號(hào)：1001-2303（2020）07-0114-08

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.07.18

0 前言

鋁合金因其密度小、熱膨脹系數(shù)大、塑韌性強(qiáng)的特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于高速列車及航空航天等領(lǐng)域。激光具有焊接速度快、變形小、功率密度高等優(yōu)點(diǎn)，常被用于焊接鋁合金材料[1]。

焊接接頭在不同工藝參數(shù)下晶粒生長情況存在差異，直接影響接頭的力學(xué)性能和使用壽命。焊縫一般是接頭性能最薄弱區(qū)域，因此研究不同工藝參數(shù)下焊縫晶粒生長趨勢及其對接頭力學(xué)性能的影響具有一定的實(shí)際意義。傳統(tǒng)的試驗(yàn)研究往往耗費(fèi)更多的時(shí)間和成本，通過計(jì)算機(jī)數(shù)值模擬技術(shù)與試驗(yàn)驗(yàn)證相結(jié)合的手段既節(jié)省資源，又可以獲得直觀的可視化分析結(jié)果。已有許多學(xué)者通過細(xì)觀數(shù)值模擬或EBSD研究了晶粒生長，但如果從宏觀尺度入手分析熱場改變對晶粒生長的影響并與試驗(yàn)驗(yàn)證相結(jié)合能夠更好地指導(dǎo)實(shí)際焊接[2-4]。

文中針對1060鋁合金進(jìn)行了激光焊焊接試驗(yàn)，利用有限元法及組合熱源模型進(jìn)行宏觀熱場模擬，研究焊接接頭在不同熱輸入下的熱流分布及熔池形狀變化，分析宏觀熱場改變對于焊縫晶粒生長的尺寸、拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)、織構(gòu)特性的影響。結(jié)合EBSD測試對宏觀模擬分析結(jié)果進(jìn)行驗(yàn)證，并根據(jù)拉伸試驗(yàn)分析焊接接頭力學(xué)性能與晶粒生長趨勢之間的關(guān)系，為激光焊焊接鋁合金過程中焊接熱輸入?yún)?shù)的選擇提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)與模擬方法

1.1 激光焊試驗(yàn)與EBSD測試

激光焊試驗(yàn)材料選用3 mm厚1060鋁合金板材，具體成分如表1所示。選用發(fā)射波長為1.06 μm的光纖激光器，試驗(yàn)前設(shè)定激光束的偏轉(zhuǎn)角為15°，激光離焦量為-1 cm。使用純度99.99%的氬氣作為保護(hù)氣體，氣體流量25 L/min。具體焊接工藝參數(shù)如表2所示。

試驗(yàn)后以焊縫為中心選取EBSD測試試樣，尺寸10 mm×10 mm×3 mm。經(jīng)處理后對試樣進(jìn)行電解拋光，配置體積比1∶3的HCLO4與無水乙醇混合液為電解拋光溶液，電解拋光中溫度控制在約-25 ℃，電壓設(shè)定為13 V。電解拋光時(shí)間為每個(gè)試樣55～65 s，拋光后采用HF作為侵蝕液進(jìn)行化學(xué)腐蝕[5]。EBSD試驗(yàn)觀測范圍以焊縫為中心，步長約15～25 μm，保證標(biāo)尺一致，視場清晰。

1.2 宏觀模擬

通過宏觀有限元模擬輸出焊接溫度場及熱流矢量，模擬中所需1060鋁合金相關(guān)屬性如表3所示。

由于單個(gè)熱源模型無法準(zhǔn)確地模擬出激光深熔焊的熔池形態(tài)，為適應(yīng)激光焊接速度較快及熔深方向“鎖孔”狀的形態(tài)特點(diǎn)，采取雙橢球-倒椎體組合熱源模型進(jìn)行模擬。兩種模型如圖1所示。其中雙橢球體熱源的表達(dá)公式為[6-9]：

q1（x，y，z）=exp

--

-

，x≥0

q2（x，y，z）=exp

--

-

，x≤0

式中 a1和a2分別為兩個(gè)1/4橢球的軸長;b為兩個(gè)半橢球的寬度;c為熱源作用深度;f1與f2分別為兩個(gè)1/4橢球的能量分配系數(shù)，f1設(shè)定為2/3，f2設(shè)定為4/3。通過校核雙橢球熱源兩個(gè)半橢球參數(shù)可以控制模擬過程中熔池上表面的長寬比，對應(yīng)不同焊接速度的熔池變化趨勢。

倒椎體熱源模型可以再現(xiàn)激光焊熔深截面小孔深熔焊的特點(diǎn)。倒椎體熱源模型的表達(dá)公式為[6-9]

q（r，z）=×

r0（z）=ri+（re-ri）

式中 r為距離柱體軸線的距離;Ze和Zi為倒椎體上下表面厚度方向坐標(biāo);re和ri為倒椎體上下表面有效加熱半徑;r0（z）為隨厚度方向衰減的加熱半徑。

1.3 拉伸性能測試

依據(jù)GB/T 2651-2008《金屬材料焊縫破壞性試驗(yàn)—橫向拉伸試驗(yàn)》的規(guī)定對接頭拉伸試樣進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)，夾頭移動(dòng)速度設(shè)定為1 mm/min。每組熱輸入?yún)?shù)選取3個(gè)試樣測定抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律。拉伸試件尺寸示意如圖2所示。

2 結(jié)果與討論

2.1 宏觀模擬結(jié)果

2.1.1 熔池形態(tài)結(jié)果

不同熱輸入下溫度場變化結(jié)果如圖3所示。熱輸入降低過程中溫度場等溫線范圍逐漸向焊縫中心收縮。等溫線的變化趨勢說明母材所接收的熱能逐漸降低，這主要是焊接速度變快導(dǎo)致焊接熱循環(huán)中高溫停留時(shí)間縮短所造成的。

由圖3可知，熔寬隨熱輸入的降低而變窄，熔池逐漸被拉長。熱輸入從120 J/mm降至58 J/mm的過程中，熔池形狀由橢圓狀過渡為淚滴狀。熔池形狀變化會(huì)影響凝固邊界的形態(tài)，晶粒在凝固過程中傾向于垂直凝固邊界前沿（即熔化邊界尾部）生長，因?yàn)樵摲较驕囟忍荻茸畲?，散熱速度最快[10]。凝固邊界形態(tài)的改變將影響焊縫處柱狀晶的生長形態(tài)及方向。淚滴狀熔池尾部邊界近似于直線，曲率半徑較小，柱狀晶生長過程也會(huì)呈現(xiàn)豎直形態(tài);而橢圓狀熔池尾部邊界曲率半徑相對更大，將導(dǎo)致柱狀晶在生產(chǎn)過程中產(chǎn)生彎曲的形態(tài)變化。

2.1.2 熱流分布結(jié)果

不同熱輸入下的熱流分布結(jié)果如圖4所示，灰色區(qū)域?yàn)槿鄢?，深色區(qū)域?yàn)楹隣顓^(qū)，箭頭代表各個(gè)積分點(diǎn)熱流矢量的方向和大小。

因?yàn)槲闹兄饕芯亢缚p區(qū)域柱狀晶及等軸晶生長趨勢，所以重點(diǎn)分析熔化邊界尾部（即凝固邊界前沿）的熱流分布情況。由圖4可知，凝固邊界前沿?zé)崃魇噶颗c焊縫中心線的夾角隨著熱輸入的降低不斷增大，當(dāng)熱輸入降至58 J/mm時(shí)近似于90°。盡管夾角發(fā)生改變，但熱流矢量始終傾向于垂直熔化邊界尾部糊狀區(qū)固相線。熱流矢量的方向與溫度梯度方向相反，而晶粒生長過程中基本沿著溫度梯度方向生長，因此其生長方向與熱流分布方向基本一致。熱輸入通過控制熔池形狀影響熱流分布規(guī)律，從而導(dǎo)致柱狀晶生長方向隨其不斷變化。

2.2 晶粒生長觀測結(jié)果

EBSD測試結(jié)果如圖5所示。可以看出，隨著熱輸入的降低，焊縫晶粒尺寸逐漸減小，焊縫中心開始出現(xiàn)等軸晶帶。一方面熱輸入降低造成溫度場等溫線收縮（見圖3），焊接過程高溫停留時(shí)間變短，因此晶粒生長過程中接收到的晶界遷移能降低，導(dǎo)致晶粒尺寸變小;另一方面等軸晶逐漸產(chǎn)生且數(shù)量越來越多，抑制柱狀晶的生長使其尺寸縮小[10-12]。柱狀晶的生長方向與熱流矢量分布方向基本吻合，符合之前對于熱流結(jié)果的分析。當(dāng)熱輸入為120 J/mm時(shí)柱狀晶形態(tài)彎曲，隨著熱輸入降低逐漸變得筆直，該結(jié)果同樣符合熔池形態(tài)變化對其生長形態(tài)的影響。

等軸晶的產(chǎn)生主要受到糊狀區(qū)范圍變化的影響。其形核與生長遵循異質(zhì)形核機(jī)理，這些異質(zhì)形核點(diǎn)主要存在于溫度較低固液混合的糊狀區(qū)。隨著熱輸入降低，糊狀區(qū)范圍增加，有利于異質(zhì)形核的產(chǎn)生。小熱輸入下焊接速度很快，成分過冷的作用更為明顯，同樣有助于生成更多等軸晶[10，12-13]。而等軸晶的存在有利于提升焊縫區(qū)域力學(xué)性能[14]。

2.3 晶粒織構(gòu)變化結(jié)果

EBSD試驗(yàn)獲得的極圖結(jié)果如圖6所示。圖中A1軸和A2軸分別代表赤道投影面的y軸以及x軸，藍(lán)色區(qū)域?yàn)殡S機(jī)設(shè)定的背景顏色，其他不同顏色區(qū)域象征不同的織構(gòu)強(qiáng)烈程度。

可以看出，熱輸入低至75 J/mm時(shí)產(chǎn)生了較為明顯的織構(gòu)取向，且在58 J/mm的試樣中構(gòu)強(qiáng)度最大。這是由于激光焊能量密度高、溫度梯度大，因此容易產(chǎn)生具有方向性的凝固過程[15]。

選取織構(gòu)特性最強(qiáng)的兩組試樣進(jìn)一步分析，其取向分布函數(shù)（ODF）圖如圖7所示。其中φ1、φ2及Ф表示取向的相互獨(dú)立的轉(zhuǎn)動(dòng)角，即歐拉角。不同顏色代表織構(gòu)強(qiáng)烈程度不同?？梢钥闯?，兩組試件最主要的織構(gòu)取向都是立方織構(gòu)（{001}<100>）。兩個(gè)熱輸入對應(yīng)的最大織構(gòu)強(qiáng)度數(shù)值分別為12.204和12.862，其中熱輸入為58 J/mm時(shí)織構(gòu)強(qiáng)度更為強(qiáng)烈。

2.4 拉伸試驗(yàn)結(jié)果

拉伸試驗(yàn)結(jié)果數(shù)據(jù)如表4所示，熱輸入變化對應(yīng)的抗拉強(qiáng)度變化趨勢如圖8所示。

在熱輸入由120 J/mm降至75 J/mm的過程中，試樣的抗拉強(qiáng)度和延伸率與熱輸入呈反比關(guān)系。結(jié)合焊縫區(qū)晶粒生長情況對力學(xué)性能變化進(jìn)行分析。首先，晶粒尺寸減小會(huì)增強(qiáng)晶界強(qiáng)化作用，有助于焊縫區(qū)域塑韌性的提升;其次，柱狀晶生長方向與焊縫中心線夾角增大，而柱狀晶具有各向異性，其長度方向性能優(yōu)于寬度方向，因此柱狀晶生長方向與拉伸力越趨近于平行，抗拉強(qiáng)度越高;等軸晶數(shù)量增多能有效提升焊縫區(qū)性能，同時(shí)對于鋁合金面心立方金屬立方織構(gòu)的存在會(huì)對力學(xué)性能產(chǎn)生一定積極作用[5，16-17]。但是當(dāng)熱輸入降至58 J/mm時(shí)，抗拉強(qiáng)度及延伸率較熱輸入為75 J/mm時(shí)有所降低，需進(jìn)一步分析。

拉伸試驗(yàn)試樣斷裂位置均出現(xiàn)在焊縫區(qū)域。宏觀斷口形貌如圖9所示?？梢钥闯觯?dāng)熱輸入降至58 J/mm時(shí)，由于速度太快，產(chǎn)生了較多的氣孔，如圖9d所示，而在其他3個(gè)對照組中無明顯氣孔。氣孔作為一種焊接缺陷會(huì)嚴(yán)重影響焊接接頭力學(xué)性能[18]。

拉伸斷口微觀形貌如圖10所示，試樣斷裂區(qū)域存在大量韌窩，符合韌性斷裂特征，隨著熱輸入的降低韌窩數(shù)量越來越多，尺寸越來越小。微觀斷口結(jié)果說明，焊縫區(qū)晶粒的塑性是逐漸提升的，在58 J/mm時(shí)由于氣孔缺陷的存在導(dǎo)致接頭性能出現(xiàn)降低趨勢，但因其晶界強(qiáng)化作用更強(qiáng)，織構(gòu)特性及柱狀晶各向異性效果更為顯著，因此抗拉強(qiáng)度依然優(yōu)于熱輸入為120 J/mm及87.5 J/mm的焊接接頭。

3 結(jié)論

采用宏觀有限元模擬與試驗(yàn)相結(jié)合的方法研究了1060鋁合金激光焊過程中焊縫晶粒生長情況及其對力學(xué)性能的影響，得出以下結(jié)論：

（1）隨著熱輸入的下降，等軸晶數(shù)量增多，晶粒尺寸縮小，晶界強(qiáng)化作用加強(qiáng)使得接頭塑韌性提升。較小的熱輸入有利于織構(gòu)產(chǎn)生，同樣有助于優(yōu)化接頭力學(xué)性能。

（2）晶粒生長形態(tài)及方向受熔池形狀及熱流分布影響，隨著熱輸入的減小，柱狀晶從彎曲形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)樨Q直形態(tài)，與焊縫中心線趨近于垂直。柱狀晶各向異性的特點(diǎn)使其生長方向與受力方向一致時(shí)具有更好的力學(xué)性能。

（3）當(dāng)熱輸入為58 J/mm時(shí)，焊接速度過快會(huì)產(chǎn)生氣孔缺陷，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度較75 J/mm時(shí)有所降低，但其抗拉強(qiáng)度仍然比120 J/mm、87.5 J/mm的接頭要好。

參考文獻(xiàn)：

[1] 趙耀邦，張小龍，李中權(quán)，等. 鋁合金激光焊接技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 電焊機(jī)，2017，47（2）：8-12.

[2] 劉立軍. 晶體生長數(shù)值模擬領(lǐng)域的若干研究進(jìn)展[J]. 中國材料進(jìn)展，2019，38（5）：523-527.

[3] 陳滿驕，呂威，黃作勛，等. 微觀組織模擬在焊接研究中的應(yīng)用與發(fā)展[J]. 電焊機(jī)，2019，49（2）：60-65.

[4] 喬及森，王鵬建，張陽羊，等. 7055噴射成形高強(qiáng)鋁合金激光焊接頭組織及性能[J]. 電焊機(jī)，2016，46（11）：21-25.

[5] 朱峰，伍超群，劉英坤. 電解拋光在6063鋁合金金相試樣制備中的應(yīng)用[J]. 理化檢驗(yàn)（物理分冊），2010，46（11）：692-694.

[6] 郭寶超，薛松，龔宏偉，等. 壓水堆導(dǎo)向鞘激光焊接技術(shù)研究及數(shù)值模擬[J]. 電焊機(jī)，2019，49（4）：127-132.

[7] 孫振邦，韓永全，張世全，等. 鋁合金LB-VPPA復(fù)合焊接熱源模型[J]. 機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2016，42（12）：42-46.

[8] 金成. 焊接過程的數(shù)值模擬[M]. 北京科學(xué)出版社，2017：11-12.

[9] Chen C，Lin Y J，Ou H，et al. Study of Heat Source Cali-bration and Modelling for Laser Welding Process[J]. Int. J.Precis. Eng. Manuf.，2018，19（8）：1239-1244.

[10] Kou S. Welding Metallurgy. 2nd ed. New Jersey（US）：Wiley& Sons Inc.Chapter7，Weld Metal Solidification I：GrainStructure，2003：170-178.

[11] 夏令，康悅，余海松，等. 2060鋁鋰合金激光焊接等軸晶帶及其形成機(jī)理[J]. 中國激光，2018，45（11）：127-131.

[12] Bolzoni L，Xia M，Babu N H. Formation of equiaxed crys-tal structures in directionally solidified Al-Si alloys usingNb-based heterogeneous nuclei[J]. Sci Reports，2016（6）：39554.

[13] 尹燕，劉鵬宇，路超，等. 選區(qū)激光熔化成形316L不銹鋼微觀組織及拉伸性能分析[J]. 焊接學(xué)報(bào)，2018，39（8）：77-81.

[14] Jiang D，Liao Z，Li P，et al. The evolution of the mushy zoneduring the melting process of a binary nitrate salt[J]. Int JHeat Mass Tran.，2019（142）：118456.

[15] 鄧運(yùn)來，王馮權(quán)，歐世聲，等. 不同溫度中間退火對6016鋁合金板材組織、織構(gòu)和力學(xué)性能的影響[J]. 熱加工工藝，2019，48（8）：168-172.

[16] 周俊，張津，計(jì)鵬飛. 2024/7075異種鋁合金攪拌摩擦焊的晶體取向演化[J]. 焊接學(xué)報(bào)，2016，37（8）：59-62.

[17] Hector L G，Chen Y L，Agarwal S，et al. Texture charact-erization of autogenous Nd：YAG laser welds in AA5182-O and AA6111-T4 aluminum alloys[J]. Metall Mater TransA.，2004，35（9）：3032-3038.

[18] 田志騫，馬國龍，石業(yè)勇，等. 鋁合金激光焊接氣孔缺陷形成及抑制機(jī)理[J]. 電焊機(jī)，2016，46（9）：24-28.