6061鋁合金激光焊接頭的軟化機理

蔡佳思,王新元,李秀梅,魏艷紅,龍金衛,孔斌

（南京航空航天大學，南京 211106）

0 前言

6061鋁合金是Аl-Mg-Si系可熱處理強化鍛鋁合金，具有良好的成形性、焊接性及加工性，且具備等強度及無晶間腐蝕傾向，廣泛應用于要求有一定強度和抗蝕性高的各種工業結構件，如航空固定裝置、載貨汽車、塔式建筑、船舶、管道[1-2]。在眾多焊接方法中，激光焊比電弧焊能量密度集中、生產效率高，能夠得到變形小、精度高、質量優異的接頭，因此，激光焊已經成為鋁及鋁合金輕量化設計的先進成形工藝[3-4]。在鋁合金激光焊過程中，由于高激光反射率、優良的流動性及液固相相差20倍的氫溶解度差異會導致焊縫極易產生未焊透、整體塌陷、焊接氣孔及軟化等問題[5-7]。氣孔的存在會影響焊接的致密性，降低有效承載面積和重量，導致焊接接頭的強度、耐蝕性及塑韌性受到一定程度的影響，因而焊接時，需嚴格控制焊接過程的激光功率及焊接速度，以獲得成形好、氣孔率低、質量優異的接頭，推進鋁合金激光焊構件的實際工程應用[8-9]。

學者們[10- 12]通過研究不同激光焊接工藝參數下接頭組織類型及尺寸、析出物分布特性、斷口形貌及力學性能的對應關系，得到了較優的焊接工藝參數及成形良好的焊接接頭，以改善接頭力學性能和降低氣孔率。周立濤[13]研究了掃描軌跡、掃描幅度及掃描頻率等激光掃描焊接參數對6061鋁合金激光深熔焊接小孔型氣孔缺陷的抑制規律及焊縫成形規律，發現：較高的激光功率和適當的焊接速度能夠顯著降低氣孔率。Babalová等學者[14]及Yu等學者[15]采用商用軟件模擬了不同牌號鋁合金弧焊、激光-MIG復合焊及高能束焊接過程的溫度場分布，熔池形貌及提取得到熱循環曲線和試驗測量結果吻合良好。Kou學者[16]發現熔合線處聯生結晶現象，即液態金屬原子會直接排列在原有基體晶粒上，不會改變本來的晶體擇優取向，新形成的晶粒會沿著母材晶粒的晶體擇優取向繼續向焊縫中心生長。Gu等學者[17]建立了2xxx系鋁合金激光焊熔池柱狀晶定向凝固三維元胞自動機（Cellular automata， CА）模型，分析了組織演化過程溶質場分布及冷卻速度對枝晶形貌的影響。Chen等學者[18]建立鎳基合金TIG接頭熱影響區晶粒長大及熔池枝晶形核演化跨尺度CА模型。

文中采用數值仿真和試驗驗證相結合的研究方法。首先，構建了焊接溫度場及組織預測有限元-元胞自動機（Finite element-cellular automata， FE-CА）宏介觀多尺度模型，成功動態再現了焊接熔池邊緣聯生結晶行為，揭示了熔池內部不同區域的熱循環對枝晶形核長大的調控機制。進一步開展了6061鋁合金焊接性工藝探索試驗，基于UTM電子萬能試驗機開展接頭力學性能測試及變化規律研究，結合SEM，OM定量分析咬邊、焊縫下塌過程聯生結晶區尺寸變化、氣孔尺寸，揭示激光功率、焊接速度對接頭軟化影響規律，并得到較優優化工藝；最終對比試驗和模擬結果，驗證了FE-CА多尺度模型及代碼的有效性及準確性。

1 試驗材料及方法

針對尺寸為100 mm × 50 mm × 2 mm的6061鋁合金薄板開展拼焊試驗，6061鋁合金化學成分見表1。焊接前用砂紙將試板焊縫區域和近縫區進行打磨，去除表面氧化層和油污，然后用酒精擦拭試板表面，將表面的灰塵、細小顆粒和油污除凈，吹干后待焊。

表1 6061鋁合金化學成分（質量分數,%）

試驗中使用的激光器為TruDisk4001碟片式光纖激光器，機器人/送絲機構及示教器型號為通快TruLaser Cell3000。激光焊接原理示意圖如圖1所示。焊接工藝參數見表2。根據GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》標準切割拉伸件并開展拉伸試驗，獲得不同焊接工藝參數下的接頭強度。通過切割-打磨-拋光-腐蝕獲得接頭金相式樣，借助TESCАN LYRА3 GMU電離雙束電子顯微鏡、4XC倒置金相顯微鏡觀察拍攝測量焊縫下塌距離及氣孔尺寸。

圖1 激光焊接原理示意圖

表2 焊接工藝參數

2 構建模型

2.1 建立幾何模型

為了兼顧計算精度和效率，該文在建立網格模型時采用了2∶1網格疏密過渡的方式。焊縫及其附近區域在焊接過程溫度變化劇烈，是研究宏觀溫度場和微觀組織的主要區域，對計算精度的要求較高，故采用較小的網格尺寸，而距離焊縫較遠的區域在焊接過程溫度變化較小，因此采用較粗的網格。劃分后的網格模型如圖2所示。網格模型中共包含22712單元和28795節點。其中，為了便于有限元模型和元胞自動機模型的耦合，網格類型采用均勻的六面體結構，焊縫及其附近的網格尺寸為 0.5 mm。

圖2 網格劃分策略及模型示意圖

2.2 6061鋁合金高溫熱物理性能參數

準確的高溫熱物理性能參數應用JmatPro計算6061鋁合金比熱容、熱導率等參數隨溫度變化，分別如圖3和圖4所示，為有限元模型提供材料模型建立基礎。

圖3 比熱容隨溫度變化

圖4 熱導率隨溫度變化

2.3 熱源模型和熱邊界條件

激光焊作為一種高能束焊接方法，其熱流密度不只作用于工件表面，在工件厚度方向上熱流的作用也比較顯著，因此，該文采用能夠很好模擬構件溫度場分布及熔池形貌的雙橢球體熱源模型，其熱流密度分布表達式為[19]：

式中：Q為激光功率；f1，f2分別為熱源前后部分熱量分布比例；a1，a2，b，c為熱源相關參數。

采用三點法完成焊接路徑設置，圖5為1/2對稱模型的焊接路徑顯示。焊件表面采用對流換熱邊界條件，且下邊界比上邊界散熱系數略大，熱邊界條件顯示如圖6所示，以上為溫度場計算有限元模型建立過程。

圖5 焊接路徑示意圖

圖6 不同熱-機械邊界條件示意圖

2.4 激光焊過程溫度場結果與分析

根據表2工藝條件模擬了6061鋁合金激光焊接傳熱過程，獲得了不同工藝條件下的溫度場結果。以5號焊件為例，其焊接工藝條件為激光功率為3.2 kW，焊接速度為試驗激光束移動速度，為1.5 m/min。焊接開始后，第200個增量步即第2 s時的焊接構件及局部熔池周圍的溫度場分布如圖7所示。在有限元溫度場后處理時，將溫度高于熔點的區域用灰色標識。由圖7可以看出，激光焊接的熔池形態上寬下窄且焊透。熔池高溫區以一定的溫度梯度向四周進行熱傳遞，且熔池前方的等溫線較為密集，溫度梯度較大，而熔池后方的等溫線較稀疏，溫度梯度較小。

圖7 焊接過程接頭溫度分布

圖8為該焊接工藝下垂直于焊縫方向上3個節點的熱循環曲線。其中，node1位于焊縫中心位置，node2和node3分別距離焊縫中心1 mm，2 mm， node3位于母材區。當焊接熱源移動到node1附近時，其溫度由初始狀態的室溫迅速增加到6061鋁合金的熔點以上，node1在第0.2 s時，溫度達到最大值。由于熱傳導需要一定的時間且構件在熱量傳遞過程中也在向外界散熱，因此，其余2個位置達到峰值溫度的時刻晚于焊縫中心位置，且與焊縫中心距離越遠，升溫速度越慢，達到峰值溫度的時刻越晚，峰值溫度也越小。在第0.2 s后，焊接熱源向前移動離開所選節點位置，激光束加熱作用減弱，節點溫度逐漸下降。

圖8 接頭溫度分布

圖9 為沿厚度方向上的節點熱循環曲線。node2距離焊縫上表面的距離為1 mm，node3位于焊縫下表面。熱循環曲線的變化趨勢基本與垂直焊縫方向上的節點一致。3個節點峰值溫度分別為：1845 ℃，1065 ℃，894 ℃，這是由于node1更靠近焊接熱源，得到的熱量更多，并使最終的焊縫形狀呈現上寬下窄。

圖9 熔池溫度分布

2.5 建立聯生結晶CА模型

該文將基于非均勻形核過程選擇應用較廣泛的連續形核模型[20]描述焊接熔池凝固過程的枝晶形核。該模型考慮了連續性和過冷度等對形核的影響，能夠很好地描述由臨界形核過冷度表征的熔融金屬中多形核點共存現象。單位時間步長內，液相金屬中的形核密度表達式為[20]

式中：nv為形核密度；v為熔池內部形核；ΔT為過冷度；δ(ΔT)為單位時間步長內的過冷度增量；為形核密度分布函數；nmax為最大異質形核襯底密度；ΔTσ為標準曲率過冷度；ΔTN為最大形核過冷度。

單位步長內元胞的形核概率為

式中：δNv為單位時間步長內形成的晶核總數；NCА為系統內所有元胞總數；VCА為單個元胞的體積。

凝固過程枝晶生長受到溫度和溶質分布控制，需要通過計算域溫度分布和溶質分布建立枝晶生長動力學模型。基于固/液界面局部熱力學平衡，總過冷度表達式為[21]

式中：ΔTtemp為溫度過冷；ΔTcons為成分過冷；ΔTcurv為曲率過冷；ΔTskin為動力學過冷。將式（7）～式（10）代入式（6），得到[21]

式中：Tliq為初始溶質成分；C0對應的液相線溫度；Tlocal為局部瞬時溫度；CL*固液界面處的平衡液相濃度；mL為液相線斜率；Γ為平均Gibbs-Thompson系數；κ為界面曲率；Vn為界面生長速度；μk為枝晶生長過程的界面動力學系數。

圖10為單個生長態元胞溶質濃度分布示意圖。基于過冷度公式和溶質擴散方程計算固/液界面液相溶質濃度及計算域溶質分布，元胞內液相溶質濃度及擴散方程為

圖10 生長態元胞界面參數含義示意圖

式中：GL為液相溶質濃度梯度，可通過上一時間步當前元胞與鄰居元胞的溶質濃度計算得到；Δx為元胞尺寸；fS為固相分數；CE為等效溶質濃度；CS為元胞內固相溶質濃度；DE為等效溶質擴散系數；DL，DS分別為溶質在液相和固相的擴散系數。

考慮凝固過程枝晶尖端的溶質守恒，同時考慮固/液界面處的相平衡及元胞邊長相等，可得出二維枝晶生長速度和溶質分布的關系[22]：

式中：k為溶質分配系數；→n為固液界面指向液相的法向方向。

模型單元尺寸為2 μm，模型其余參數通過以下計算公式得到[22-23]：

式中：Vx，Vy，Vmax分別為枝晶在x和y方向的生長速度分量及尖端最大速度；Δt為時間步長。

3 激光功率對熔池形貌模擬分析

對比不同參數下模擬和試驗熔池形貌(焊接速度1.5 m/min)，如圖11所示，粗實線表示熔合線位置，模擬和試驗結果吻合良好，說明熱源模型選擇合適。激光焊接工藝參數對鋁合金焊縫成形具有重要的影響，在上述有限元計算模型基礎之上，通過改變FE模型中激光功率參數，模擬同一焊接速度不同激光功率工藝參數下溫度場分布和熔池形貌。模擬結果顯示：當保證焊接速度不變，隨著激光功率從2.6 kW增加至3.2 kW，熱輸入增加，焊縫熔寬增加，和實際試驗測量熔寬結果一致，如圖11所示。

圖11 不同激光功率下模擬和試驗結果對比

4 焊接工藝參數對焊縫強度的影響

4.1 焊件拉伸性能

斷后試件宏觀形貌如圖12所示，發現所有試樣均斷裂在焊縫，3號試件從焊縫中心起裂沿著焊縫中心裂紋發生擴展，4號試件從焊根起裂沿著熔合線裂紋擴展，熱輸入最大的5號試件從焊根焊趾位置起裂沿著熔合線擴展，7號試件從焊趾起裂沿著焊縫中心擴展，其余試件均從母材焊根位置起裂沿著焊縫中心裂紋擴展，證明了焊趾、焊根、焊縫中心及熔合線是鋁合金焊接接頭的薄弱位置。所有斷口沒有明顯的縮頸，斷后伸長率均小于1%，無明顯屈服現象，屬于脆斷，說明接頭強度和塑韌性均低于母材。

圖12 斷后試件宏觀形貌

4.2 不同熱輸入下焊縫強度

根據式（21）計算焊接熱輸入

式中：E為熱輸入；η為熱效率系數；P為激光功率；v為焊接速度。圖13為接頭抗拉強度與熱輸入的關系。隨著熱輸入的增加，接頭抗拉強度整體呈現先增加后降低的變化趨勢，這是由于當激光功率過小或者焊接速度過大導致熱輸入很小時，試板根部未熔合，導致抗拉強度不高；隨著熱輸入的增加，試板逐漸熔透，最高強度達到了母材強度的98%，幾乎等強；熱輸入超過104 kJ/m，焊縫塌陷逐漸嚴重直至焊穿，最差僅有母材強度的53%。

圖13 接頭抗拉強度與熱輸入的關系

當熱輸入為82 kW，91.8 kW時，焊縫熔合良好且成形良好；當熱輸入增加至96 kW時，焊根反而產生未熔合，這是由于較焊接速度增大而言，激光功率減小程度更大，加上鋁合金高的光反射率，導致焊縫產生未焊透缺陷。

4.3 激光功率-焊接速度配比對抗拉強度的影響

在一定范圍內接頭成形及力學性能隨熱輸入變化和現有研究結論一致（圖14），且有一定規律可循，不足是無法定量獲得焊接速度和激光功率最優值從而優化焊接工藝。采用單一變量分析法，研究焊接速度恒定下，接頭抗拉強度隨激光功率的增加呈現先增后減的變化趨勢，如圖15所示。

圖14 不同激光功率下的焊件

圖15 接頭抗拉強度與激光功率的關系

當激光功率為2.4 kW時，焊縫產生未熔合，且余高較高，如圖16所示。SEM觀測到位于焊縫根部氣孔內部臺階狀形貌的工藝氣孔，如圖17所示，其最大直徑達到280 μm。工藝氣孔是匙孔在不穩定工藝下，金屬蒸氣反沖壓力和表面張力無法平衡，同時金屬熔體沒有及時回填導致的工藝缺陷。

圖16 焊根未熔合缺陷

圖17 工藝氣孔及液橋

當激光功率為2.6 kW時，焊縫全部熔合，焊縫魚鱗狀波紋連續。激光功率增加焊縫呈現熔寬逐漸變大、整體下塌的特點。當激光功率達到3.2 kW時，強度僅有母材的53%，如圖18所示，其熔寬明顯變大，焊縫整體下塌嚴重，背透過大，距離焊縫中心距離不同下塌位移呈現無規律的高低變化。此外，焊縫左側有宏觀咬邊缺陷，焊縫右側下塌嚴重且熔合線附近存在尺寸為205 μm的析出型氫氣孔，這是由于高激光功率和低焊接速度匹配下，高溫熔池存在時間過長，固液溶解度差導致大量氫氣析出同時增加環境中氫的溶解。

圖18 接頭宏觀缺陷

圖19 為焊趾咬邊和熔合線附近塌陷。焊縫左側塌陷200 μm，聯生結晶區枝晶尺寸隨塌陷程度增加，聯生結晶一次枝晶尺寸逐漸減小直至前方有金屬熔體從而得以繼續生長，如圖20和圖21所示。這是由于上表面對流輻射散熱快，較熔池內部溫度下降快，首先滿足形核外延生長過冷度要求。由于鋁合金流動性好，在重力作用下金屬溶液下沉，導致正在生長的枝晶無法得到液態溶質補充因此柱狀樹枝晶生長停止。隨著遠離上表面逐漸滿足外延生長過冷度，枝晶演化時間逐漸減少，導致主干長度隨之減小。

圖19 焊趾咬邊和熔合線附近塌陷

圖20 聯生結晶柱狀晶尺寸變化

圖21 枝晶主干長度隨塌陷位移變化

提取焊縫熔合線上表面、熔池內部、靠近熔池底部的節點熱循環曲線。由于位于上表面的node1空間上靠近熱源模型，并在輻射對流換熱作用下首先升溫到熔點以上并降溫至液相線，依次是node2，node3，如圖22所示。由于空間上y方向node1，node2距離較node2，node3距離近，如圖23所示，因此，兩者整體溫差更小，熱循環曲線更為接近。

圖22 橫截面熔池溫度場分布

圖23 橫截面熔池溫度場分布細節

熔池在宏觀溫度場計算結果進一步通過空間雙線性插值后作為微觀枝晶生長熱輸入，枝晶在依次滿足過冷度要求后逐步形核生長，模擬結果如圖24所示，熔合線柱狀枝晶呈現枝晶主干尺寸逐漸減小的分布，與圖20組織OM表征結果一致。

圖24 聯生結晶柱狀晶一次枝晶主干長度變化模擬結果

5號焊縫右側塌陷細節及程度如圖25所示，經測量塌陷位移達到290 μm，達到了板厚（2 mm）的14.5%，且該側靠近熔合線位置還有肉眼可見的氣孔，氫氣孔直徑達到205 μm。綜上所述，不難理解接頭從焊根焊趾處起裂，沿著熔合線擴展直至斷裂。說明焊接速度1.5 m/min，激光功率為3.2 kW時，熱輸入過大，導致熔池存在時間長，更有利于氫氣充分形核長大和外來攜氫物質的溶入，如圖26所示。

圖25 焊縫塌陷

圖26 析出型氫氣孔

5 結論

（1）建立了6061鋁合金激光焊熔池組織預測多尺度計算有限元（FE）模型，熔池形貌尺寸模擬和試驗結果吻合良好，證明了溫度場FE模型的準確性；同時模擬結果顯示：隨著激光功率的增加，熔寬、熔深增加，和試驗測量結果一致。在溫度場模型基礎之上，建立了熔池邊緣聯生結晶宏介觀多尺度元胞自動機模型（CАM），模擬結果顯示：沿構件高度降低方向聯生結晶一次枝晶干長度逐漸減小，和實際表征結果一致，證明了組織預測模型及代碼的可靠性。

（2）焊后接頭性能表征及組織表征試驗結果表明：焊根、焊趾是薄板鋁合金激光焊接頭的普遍薄弱位置，當激光功率為2.6 kW、焊接速度為1.5 m/min，接頭強度最高達到了母材的98%，該工藝可用于指導實際焊接過程參數選擇。

（3）建立焊接工藝參數和聯生結晶枝晶隨塌陷位移尺寸變化、2種類型氣孔尺寸間的定量關系，從宏觀成形和組織結構多角度揭示了不同激光功率下鋁合金激光焊接頭軟化原因：焊接熱輸入過大或未焊透導致的焊縫塌陷、咬邊、未熔合等成形缺陷，以及鋁合金固有的焊后氣孔率高的綜合因素，降低了接頭有效承載面積、增加裂紋源位置，最終導致了接頭軟化。通過優化焊接工藝，改善焊縫塌陷、降低氣孔率，可以改善接頭軟化問題。