本研究為預(yù)測大范圍材料的焊縫合金化濃度和均勻性提供了一種簡單而有效的方法。

摘要

為研究低碳鋼和不銹鋼激光焊接熔池流體動力學(xué)、稀釋度和合金成分，建立了三維多相計算流體動力學(xué)模型。利用所建立的模型，對激光參數(shù)范圍內(nèi)的焊接性能進行了獨立的預(yù)測，在所有情況下，數(shù)值模型的結(jié)果都與實驗觀察的結(jié)果接近。研究表明，在一定的點能以上，熔池內(nèi)的材料主要是均勻的。在不同類型的激光焊接中，為了獲得適合工業(yè)應(yīng)用的焊縫性能，需要最小的熔池規(guī)范。該模型為預(yù)測大范圍材料的焊縫合金化濃度和均勻性提供了一種簡單而有效的方法。

1. 介紹

激光焊接已成為自動化制造中的重要連接工藝，目前廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、能源、電子和醫(yī)療等行業(yè)(Duley, 1999, Nekouie Esfahani et al.， 2015)。激光焊接的優(yōu)點包括精確的能量控制，低熱變形，狹窄的熱影響區(qū)，高焊接速度，深熔透，與電子束焊接相比，激光焊接不需要真空室。不同材料的激光焊接比相似材料的激光焊接更為復(fù)雜，因為金屬的元素組成和熱物理性能存在巨大差異(Tomashchuk 等， 2010)。然而，低碳和不銹鋼的激光焊接接頭目前用于發(fā)電行業(yè)，更普遍的是用于連接3D結(jié)構(gòu)、復(fù)雜的組件和高精度組件。盡管有激光異種焊接的潛力，但焊縫中合金濃度不均勻往往會導(dǎo)致焊接強度降低(Sun and Ion, 1995)，金屬間物相不合格和裂紋形成(Anawa 和Olabi, 2008)。因此，需要確定預(yù)測和控制焊縫合金成分和合金分布的策略。

導(dǎo)模激光異種焊接的原理圖見圖1。一束足夠強度的連續(xù)激光束以恒定的速度(掃描速度)入射到工件表面。一小部分入射能量被工件吸收，導(dǎo)致熔池的形成。當(dāng)激光束穿過工件時，熔池沿掃描方向延伸，激光束離開后熔池迅速凝固。

圖1 激光異種焊接工藝示意圖。

不同的研究人員對激光異種焊接進行了一些數(shù)值和實驗研究。Rosenthal(1941)首先提出了準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)假設(shè)下移動熱源的數(shù)學(xué)模型。在此基礎(chǔ)上，進行了激光異種焊接模擬研究，研究了熱傳導(dǎo)、熔池對流和殘余應(yīng)力分布的性質(zhì)。Ranjbarnodeh等(2012)利用有限元分析(FEA)建立了三維模型，預(yù)測了熔池溫度分布和熔合區(qū)形狀，得出在沒有熔池對流的情況下，焊縫溫度分布是不對稱的，最高溫度向低碳鋼方向偏移。Deng 等(2009)建立了一個綜合的有限元模型來計算不同金屬管道接頭的殘余應(yīng)力，考慮了熔覆、黃油、焊后熱處理和使用簡化移動熱源的多道焊接。并確定了焊后熔覆、涂黃油和焊后熱處理對殘余應(yīng)力的影響。

Youtsos和Katsareas(2005)開發(fā)了一個有限元模型來預(yù)測A508和AISI 304L之間不同接頭的熱應(yīng)力和殘余應(yīng)力分布。他們使用“元素出生和死亡”技術(shù)來模擬焊接池中添加的填充金屬。鋁和鋼異種焊接中，在不同方向的Marangoni力作用下，熔體池慣例和熔合區(qū)形狀被研究(Chung 和Wei, 1999, Wei和 Chung, 2000)。Phanikumar等(2001)研究了Cu-Ni激光異種焊接中熔融金屬的流體動力學(xué)和混合，報告稱，盡管將光束定位在焊縫中心，但異種熔合區(qū)大部分是不對稱的。Chakraborty(2009)擴展了Phanikumar的工作，建立了三維模型，應(yīng)用有限體積法研究了Cu-Ni的導(dǎo)模激光異種焊接，隨后討論了湍流的意義。Esfahani等(2014)研究了低碳與奧氏體不銹鋼異種接頭的顯微組織和使用性能，發(fā)現(xiàn)合金元素濃度對焊縫的顯微組織和使用性能有顯著影響。最近Hu 等(2012)開發(fā)了一個模型來預(yù)測焊接不銹鋼和鎳的傳熱和傳質(zhì)，并得出結(jié)論:傳質(zhì)在熔池形成的初期是最高的，之后隨著時間的推移而減小。

圖A (a) 10 ms時，F(xiàn)e在頂部表面的濃度分布;(b) 30 ms;(c) 60毫秒和(d) 500毫秒。

圖B (a) 10ms時，F(xiàn)e沿截面的濃度分布;(b) 30 ms;(c) 60 ms;(d) 90 ms;(e) 120毫秒及(f) 500毫秒。

當(dāng)熔池開始形成時，流體將Fe和Cr等元素從不銹鋼側(cè)輸送到鎳側(cè)，這些元素與鎳混合。類似地，鎳元素從鎳側(cè)運輸?shù)讲讳P鋼側(cè)。圖A、圖B分別為頂面Fe濃度剖面和不同時間的截面。對于頂面，熔池中Fe元素的分布在前60 ms內(nèi)不均勻，這是由于混合時間不夠。60 ms后，熔池兩側(cè)金屬繼續(xù)熔化，熔池尺寸繼續(xù)增大，熔池頂面熔池濃度分布基本均勻。但在截面上，F(xiàn)e元素在60 ms時分布不均勻，特別是在固液界面附近。鐵元素均勻分布的時間較長，約為90 ms。因此，頂面?zhèn)髻|(zhì)速度快于截面?zhèn)髻|(zhì)速度。由于溫度梯度和濃度梯度引起的馬朗戈尼應(yīng)力，頂面對流較強。非均勻的單元分布會導(dǎo)致較大的馬朗戈尼應(yīng)力，從而加速流體的流動以輸送質(zhì)量。

本文建立了一個三維計算流體力學(xué)(CFD)模型來研究低碳鋼(CS)與不銹鋼(SS)異種激光焊接熔合區(qū)的合金化。分析了不同參數(shù)下的溫度場、速度場和物料濃度分布。將計算得到的熔合區(qū)的合金濃度和稀釋度與實驗結(jié)果進行了比較。

2. 公式和網(wǎng)格結(jié)構(gòu)

采用基于有限體積的Fluent程序?qū)鳠帷⒘黧w流動和材料擴散進行了CFD分析。本研究中使用的數(shù)學(xué)模型基于雷諾平均Navier–Stokes（RANS）時間相關(guān)方程?？刂品匠逃少|(zhì)量守恒、動量守恒、能量守恒、湍流輸運方程和體積分?jǐn)?shù)方程（修正連續(xù)性方程）組成（Fluent，2009）。流體體積（VOF）模型用于解釋met池內(nèi)的兩種不同材料（SS和CS）。做出以下簡化假設(shè)：

?焊接在傳導(dǎo)模式下進行（無小孔形成），熔池的自由表面根據(jù)熔池對流而變化。

?假設(shè)激光氣體動力學(xué)參數(shù)，如保護氣體射流、噴嘴間距和噴嘴出口直徑，對熱歷史和焊縫形狀特性的影響不大。

?熔池中沒有化學(xué)反應(yīng)或氧化。

?焊接過程中機械性能的變化對流體流動動力學(xué)的影響不大。

圖2顯示了用于CFD分析的初始網(wǎng)格。采用了一種變間距網(wǎng)格系統(tǒng)，在熱源附近有一個細網(wǎng)格，在遠離熱源的地方有一個課程網(wǎng)格。計算域的長度為4mm，寬度為8mm，厚度為1mm，因此模型由194300個元素組成。環(huán)境溫度設(shè)定為300 K。分析中使用的奧氏體不銹鋼（Attarha和Sattari Far，2011）和低碳鋼（BritishStandards，2006）的材料性能如表1和表2所示。

圖2 網(wǎng)格用于分析。

表1 基材的熱性能。

表2 基板的熱特性隨溫度變化而變化。

材料(CS和SS)的混合主要是由于熔體池的對流，而對流受表面張力梯度、粘性和浮力的影響。焊縫表面拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)主要受熔池運動方向的影響(Marimuthu等人，2013)。在CFD模型中，自由表面(焊縫頂部和底部)的節(jié)點根據(jù)熔池速度和方向進行了重新定位(Amara和Fabbro, 2010)。在CFD模擬中采用自適應(yīng)網(wǎng)格細化方法，在每個時間步長預(yù)測和跟蹤新的表面拓?fù)?。代碼寫成用戶定義函數(shù)(UDF)在使用C編程語言應(yīng)用作為瞬態(tài)熱流邊界條件的上表面焊縫和跟蹤焊縫表面輪廓(X, Y, Z坐標(biāo)點的每個節(jié)點融合區(qū))。然后，UDF與Fluent CFD求解器動態(tài)鏈接。

3.結(jié)果與討論

本研究的主要目標(biāo)是建立一個既能預(yù)測激光異種焊接熱循環(huán)和流體流動，又能預(yù)測熔合區(qū)合金濃度和焊縫均勻性的CFD模型。為了更好地洞察機制焊縫池中流體流動和材料混合和評估CFD模型的魯棒性,三個模型被開發(fā),以50 J的特定點能量,J, 17日和10 J .內(nèi)聯(lián)與實驗配置,光束的激光光斑直徑維持在0.5毫米。為了獲得真實的結(jié)果，每一次的時間步長梁被移動一個元素長度。進行了100個時間步的CFD分析，其中80個時間步為焊接階段(與沿焊縫長度的元素數(shù)量相關(guān))，最后20個時間步為冷卻階段(考慮計算資源的選擇)。50 J、17 J和10 J的

時間步長分別為10、3.3和1.4 ms。這是根據(jù)元件長度沿激光束橫貫方向而定的。

為了突出不同激光焊接的非線性傳熱現(xiàn)象，首先以溫度等值線疊加在焊道表面輪廓上的形式給出了結(jié)果。吸收的能量一部分用于產(chǎn)生熔池，一部分傳導(dǎo)到固體母材中。在焊接初期，導(dǎo)熱是主要的傳熱方式，在焊接中間階段，流體對流占主導(dǎo)地位，對垂直方向的傳熱影響顯著。

圖3a-c分別為特定點能量為50 J、17 J和10 J時的溫度輪廓和對應(yīng)的焊縫輪廓。圖是在溫度和焊縫形貌達到準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)后生成的。從圖3a中可以看出，比點能量為50 J時，溫度較高，這是因為激光相互作用時間較長。X-Y圖清晰地顯示了不同激光焊接過程中熱分布的不對稱性。這是由于熱性能的差異，在所有情況下，最高溫度超過了基板的熔化溫度。

圖3 (a) 50 J， (b) 17 J， (c) 10 J的比點能溫度分布比較。

材料導(dǎo)熱系數(shù)的溫度依賴性顯著影響了材料在熔池內(nèi)和遠離熔池的最高溫度位置(熱影響區(qū))。圖4為熔池內(nèi)和熔池外1mm處的最高溫度。從圖4中可以看出，在所有情況下，低碳鋼的內(nèi)部溫度最高，而在遠離熔池的區(qū)域(距離熔池1mm)，不銹鋼的上方溫度更高。這是由于材料的熱導(dǎo)率與溫度有關(guān)。在高溫下(1200k以上)，低碳鋼的導(dǎo)熱系數(shù)相對較低，熱量在低碳鋼上積累，因此最高溫度發(fā)生在低碳鋼熔池區(qū)域內(nèi)。低溫時不銹鋼的導(dǎo)熱系數(shù)較小，并注意其溫度分布。

圖4 不同比點能下熔池內(nèi)外溫度的比較。

如圖5所示(能量為50 J、17 J和10 J時)，熔合區(qū)液相部分也出現(xiàn)了類似的不對稱行為。X-Y視圖(圖5)表示了垂直于焊縫方向的液相部分輪廓。從圖5中可以看出，在比點能較低的情況下，主要是不銹鋼熔化;而隨著束流能量的增加，低碳鋼的熔化速率往往高于不銹鋼。這是由于不銹鋼在熔化初期導(dǎo)熱系數(shù)較低，導(dǎo)致在熔池形成初期(低碳鋼達到熔化溫度之前)加熱快，熔化快。然而，不銹鋼在高溫下較高的熱導(dǎo)率導(dǎo)致了在較高的比點能下較高的熔化速率。不銹鋼在高溫下導(dǎo)熱系數(shù)的增加導(dǎo)致低碳鋼(與不銹鋼相比)的溫度升高。從圖5中還可以看出，熔合區(qū)表面輪廓隨比點能量的變化而變化。當(dāng)熔體比點能達到50 J時，熔體表面幾乎是平坦的，而當(dāng)熔體比點能達到17 J時，熔體表面出現(xiàn)一個隆起，這可以從熔體的大小和流速分布來解釋。

圖5 (a) 50 J， (b) 17 J， (c) 10 J時熔點能和凝固點能分布曲線的比較。

圖6為熔體在中點截面(X-Y)和頂面(X-Z)的熔池速度。熔池內(nèi)的速度是由材料的表面張力梯度驅(qū)動的，而表面張力梯度又取決于表面溫度梯度而不是最高溫度。隨著比點能的增大，熱梯度和隨之而來的表面張力增大，導(dǎo)致熔體中流體流速增大。熔池中表面張力的負(fù)熱梯度導(dǎo)致了向外流動(圖6)，這提供了從中心到焊縫外圍以及從表面到焊縫根部的有效的熱量傳遞。相對較低的流體流動速度(~ 0.18米/秒)發(fā)現(xiàn)，在較低的比能10J和相當(dāng)高的速度在17 J(0.3米/秒)和50 J(0.41米/秒)。此外，由于低碳鋼內(nèi)部的高溫梯度，在低碳鋼中發(fā)現(xiàn)了最大的速度。這種以低碳鋼為主的熔池動力學(xué)增加是導(dǎo)致低碳鋼熔化速率增加的主要原因(如圖5所示)。

圖6 (a) 50 J， (b) 17 J， (c) 10 J時，比點能量的頂面速度矢量比較。

在17 J（圖5）的比點能量下注意到的駝峰歸因于不銹鋼和低碳鋼中速度大小的差異。盡管負(fù)表面張力梯度會導(dǎo)致向外流動，但速度大小的差異會導(dǎo)致材料界面處形成隆起。在高比點能（50 J）下，熔池寬度增加，從而抑制隆起，并形成主要均勻的焊縫。然而，在比能量較低（10 J）時，表面上的熔池向外流動（由于負(fù)表面張力梯度），導(dǎo)致熔池中心出現(xiàn)輕微凹陷。觀察到的表面拓?fù)溱厔菖cMills等人（1998）和Li等人（2011）報告的趨勢一致。

很明顯，流體速度會顯著影響異種焊道的混合和均勻性。合金元素的混合程度和濃度取決于熔池中由表面張力驅(qū)動的流體流動的大小。圖7示出了焊接熔合區(qū)的中點橫截面（X–Y）相場，具體點能量分別為50 J、17 J和10 J。相場是焊接區(qū)內(nèi)焊接金屬混合的良好指示，可用于估計焊道的合金化濃度和均勻性（Amara和Fabbro，2010）。比點能的增加導(dǎo)致熔池表面的溫度梯度增大。熔池上方的高溫度梯度導(dǎo)致負(fù)（表面張力系數(shù)隨溫度變化），這會通過對流（從中心到焊縫邊緣）導(dǎo)致強烈的向外流動，從而將合金元素從母材輸送到熔池中，從而使焊縫更加均勻。從圖7可以看出，這兩種材料在50 J和17 J的比點能量下經(jīng)歷了廣泛的混合，而在10 J的低比點能量下，混合最少。在沿熔合區(qū)進行顯微硬度分析的實驗觀察中，也注意到了類似的趨勢，如圖8所示。

圖7 (a) 50 J， (b) 17 J， (c) 10 J比點能下不銹鋼體積分?jǐn)?shù)的比較。

圖8 焊縫熔合區(qū)的實驗硬度分布。

使用焦距為127 mm、激光功率為500 W、出口直徑為2 mm、間隔距離為5 mm、氬氣保護氣體為1 bar的CO2激光器，在比能量為50 J、17 J和10 J的情況下，對1 mm不銹鋼和低碳鋼進行了激光焊接試驗（Esfahani等人，2014年）。通過控制掃描速度改變了比點能量（Esfahani等人，2014）。

從圖8可以看出，隨著束流能量的增加，焊道內(nèi)硬度的變化減小，這表明對于小于17 J的比點能量，焊道中的合金元素濃度是不均勻的。對于50 J和17 J的比點能量，熔合區(qū)內(nèi)硬度的百分比變化接近5%，而對于10 J，百分比變化在15–16%的范圍內(nèi)。焊接區(qū)內(nèi)的硬度變化可能會破壞接頭的有效性，應(yīng)避免（Baghjari和Akbari Mousavi，2013），但比點能量的高幅度可能會導(dǎo)致焊縫中的熱影響區(qū)和殘余應(yīng)力更高。所提出的模型可以作為一個有用的工具，在焊接之前估計異種焊接區(qū)的均勻性。

圖9顯示了不同特定點能量下異種接頭（沿樣品中心的橫截面）的實驗（左側(cè)）和模擬（右側(cè)）熔合區(qū)輪廓的比較。模擬結(jié)果的輪廓顯示了低碳鋼的正態(tài)稀釋。稀釋被定義為低碳鋼在焊縫熔合區(qū)的百分比貢獻，并能很好地指示焊道中的合金化濃度。正如所觀察到的，焊接梁表面輪廓在不同的特定點能量下發(fā)生變化，這對異種接頭的使用性能特別重要。不同束流能量下表面拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)的變化歸因于熔池中的對流流體流動，這又取決于表面張力驅(qū)動的流體流動的大小。與實驗焊道輪廓一致，CFD模型預(yù)測了焊道稀釋（兩種材料的熔化百分比）和不同比點能量的表面狀況。圖10顯示了低碳鋼的實驗稀釋和模擬稀釋的比較。根據(jù)低碳鋼的熔化面積與各元素體積分?jǐn)?shù)值得出的總焊道面積之比計算得出（圖9）。實驗和模擬結(jié)果之間的邊際差異應(yīng)歸因于CFD模擬中不銹鋼在熔融溫度以上的恒定反射率和線性導(dǎo)熱系數(shù)的假設(shè)，而實際實驗中并非如此。這些屬性細節(jié)無法用于模擬。

圖9 (a) 50 J， (b) 17 J， (c) 10 J時，試驗(左側(cè))和模擬(右側(cè))焊縫截面剖面的對比。

圖10 焊縫稀釋率的比較。

4. 結(jié)論

對低碳奧氏體不銹鋼激光焊接接頭的稀釋度和均勻性進行了數(shù)值模擬研究。在這項工作中獲得的重要結(jié)果總結(jié)如下。

?稀釋度和均勻性對焊縫性能有顯著影響，所建立的模型可用于預(yù)測。

?熔池的熱梯度和表面張力對熔池動力學(xué)、表面拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)和熔合區(qū)稀釋(合金混合物)有顯著影響。

?激光能量的增加導(dǎo)致熔體熔池對流的增加。與類似材料不同，熔池對流的最小閾值是實現(xiàn)均勻焊縫的必要條件。

?對于1 mm厚的異種接頭，在比點能大于17 J的情況下，產(chǎn)生了主要的均勻組織和良好的融合區(qū)。在不考慮激光能量的情況下，較低的表面張力系數(shù)會破壞不同激光焊接中焊縫的均勻性。

?該模型也適用于其他熔焊工藝，包括電子束焊接或電弧焊。

來源：Numerical simulation of alloy composition in dissimilar laserwelding，Journal of Materials Processing Technology，doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2015.05.005

參考文獻：E.H. Amara, R. Fabbro，Modeling of humps formation during deep-penetration laser welding，Appl. Phys.A, 101 (2010), pp. 111-116；E.M. Anawa, A.G. Olabi，Control of welding residual stress for dissimilar laser weldedmaterials，J. Mater. Process. Technol., 204 (2008), pp. 22-33