高啟涵 金成

摘要：采用宏觀數(shù)值模擬與微觀EBSD試驗相結(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，增強晶界強化作用，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使其與拉伸力趨近平行時抗拉強度更高;在較小熱輸入下焊縫晶粒會產(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，接頭拉伸強度逐步提升，而當(dāng)熱輸入降至58 J/mm時焊接速度過快，會產(chǎn)生明顯的氣孔缺陷，使接頭抗拉強度與75 J/mm時相比有所下降。

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：TG456.7 文獻標志碼：A 文章編號：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、塑韌性強的特點，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，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際意義。傳統(tǒng)的試驗研究往往耗費更多的時間和成本，通過計算機數(shù)值模擬技術(shù)與試驗驗證相結(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驗證相結(jié)合能夠更好地指導(dǎo)實際焊接[2-4]。

文中針對1060鋁合金進行了激光焊焊接試驗，利用有限元法及組合熱源模型進行宏觀熱場模擬，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、拓撲結(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)果進行驗證，并根據(jù)拉伸試驗分析焊接接頭力學(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 試驗與模擬方法

1.1 激光焊試驗與EBSD測試

激光焊試驗材料選用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。電解拋光時間為每個試樣55～65 s，拋光后采用HF作為侵蝕液進行化學(xué)腐蝕[5]。EBSD試驗觀測范圍以焊縫為中心，步長約15～25 μm，保證標尺一致，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。

由于單個熱源模型無法準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，采取雙橢球-倒椎體組合熱源模型進行模擬。兩種模型如圖1所示。其中雙橢球體熱源的表達公式為[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1/4橢球的軸長;b為兩個半橢球的寬度;c為熱源作用深度;f1與f2分別為兩個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。倒椎體熱源模型的表達公式為[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;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—橫向拉伸試驗》的規(guī)定對接頭拉伸試樣進行準靜態(tài)拉伸試驗，夾頭移動速度設(shè)定為1 mm/min。每組熱輸入?yún)?shù)選取3個試樣測定抗拉強度的變化規(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，因為該方向溫度梯度最大，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)域為熔池，深色區(qū)域為糊狀區(qū)，箭頭代表各個積分點熱流矢量的方向和大小。

因為文中主要研究焊縫區(qū)域柱狀晶及等軸晶生長趨勢，所以重點分析熔化邊界尾部（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?？梢钥闯?，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)形核機理，這些異質(zhì)形核點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?？棙?gòu)變化結(jié)果

EBSD試驗獲得的極圖結(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，藍色區(qū)域為隨機設(shè)定的背景顏色，其他不同顏色區(qū)域象征不同的織構(gòu)強烈程度。

可以看出，熱輸入低至75 J/mm時產(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)特性最強的兩組試樣進一步分析，其取向分布函數(shù)（ODF）圖如圖7所示。其中φ1、φ2及Ф表示取向的相互獨立的轉(zhuǎn)動角，即歐拉角。不同顏色代表織構(gòu)強烈程度不同?？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>）。兩個熱輸入對應(yīng)的最大織構(gòu)強度數(shù)值分別為12.204和12.862，其中熱輸入為58 J/mm時織構(gòu)強度更為強烈。

2.4 拉伸試驗結(jié)果

拉伸試驗結(jié)果數(shù)據(jù)如表4所示，熱輸入變化對應(yīng)的抗拉強度變化趨勢如圖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)性能變化進行分析。首先，晶粒尺寸減小會增強晶界強化作用，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，抗拉強度越高;等軸晶數(shù)量增多能有效提升焊縫區(qū)性能，同時對于鋁合金面心立方金屬立方織構(gòu)的存在會對力學(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，抗拉強度及延伸率較熱輸入為75 J/mm時有所降低，需進一步分析。

拉伸試驗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。可以看出，當(dāng)熱輸入降至58 J/mm時，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個對照組中無明顯氣孔。氣孔作為一種焊接缺陷會嚴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，但因其晶界強化作用更強，織構(gòu)特性及柱狀晶各向異性效果更為顯著，因此抗拉強度依然優(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，晶界強化作用加強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使其生長方向與受力方向一致時具有更好的力學(xué)性能。

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

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