1 引言

镁合金与目前工程上应用最广泛的钢连接组成的复合构件,具有整体减重、局部承载能力强的特性,在航空航天、汽车工业等领域具有极广阔的应用前景。然而Mg和Fe之间的固溶度低、熔沸点差异大,且无任何金属间化合物生成,导致两者之间的焊接性很差。因此,镁合金/钢复合结构件的设计及开发迫切需要先进连接技术的支撑^[1-3]。

目前,镁合金和钢主要采用固相焊或熔钎焊^[4-6]进行连接。焊接过程中,钢侧母材基本不会熔化,镁合金母材(焊丝)熔化后,在钢母材上润湿铺展,通过第三方夹层或镀层金属获得一系列Fe-Al金属化合物界面层,实现有效连接。通常情况下,界面反应温度低于钢的熔点。Chen等^[7]采用搅拌摩擦焊接技术对镁合金/镀锌钢进行焊接后发现,其界面层的峰值温度为522 ℃,在热源作用下Zn熔化产生Mg-Zn共晶,Mg-Zn共晶、破碎的氧化膜及表面污染物在压力作用下被挤出界面,使Mg/Fe和Al/Fe相互扩散形成新的界面反应层;Wang等^[8]采用MIG(melt inert-gas)电弧钎焊技术对镁合金/钢进行焊接后发现,界面层峰值温度为1097 ℃,在焊接过程中Mg、Fe、Al元素相互扩散,在界面处形成了AlFe、AlFe₃和Mg(Fe,Al)₂O₄等金属间化合物。

与现有的以低界面反应温度为特征的镁合金/钢焊接研究思路不同,Song等^[9]提出了高界面反应温度下的镁合金/钢对接熔化焊,该技术利用激光诱导TIG(tungsten inert gas)电弧复合热源能量梯度柔性可控的特征,将热源偏移到钢侧母材,并通过添加镍夹层以及工艺优化,在镁合金/钢界面获得了由α-(Fe,Ni,Al,Mn)固溶体和(Al,Mg)(Ni,Mn,Fe)金属间化合物基固溶体组成的双固溶体界面结构,接头抗拉强度可达232 MPa。为了进一步阐述镁合金/钢对接熔化焊接头的成形机制及界面反应行为,迫切需要获得焊接接头的温度场分布特征。在对接熔化焊接过程中,镍和钢的熔点远高于镁合金的沸点,镁合金/钢界面存在复杂剧烈的反应,且焊接过程中的峰值温度较高,难以通过实验手段获得焊接接头及界面温度的变化规律。近年来,专家学者针对复合热源焊接温度场数值模拟进行了大量的研究工作,这为激光诱导TIG电弧复合焊接数值模拟研究提供了借鉴。胥国祥等^[10]建立的组合式体积热源充分考虑了激光+GMAW(gas metal arc welding)复合焊的工艺特点,所建模型对焊缝尺寸的模拟精度较高;刘剑等^[11]选用高斯函数分布的热源模型以及三维锥体热源模型的不重合组合热源,实现了异种厚度铝合金/钢电弧辅助激光对接熔钎焊接头温度场和应力场的模拟。

综上,本文利用ANSYS软件对添加镍夹层的镁合金/钢对接接头激光诱导TIG电弧焊接过程建立数值分析模型,对焊接温度场分布和热循环曲线进行模拟,为阐明镁合金/钢对接焊接头成形及界面反应机制提供理论和数据支撑。

2 实验材料及方法

如图1(a)所示,选用激光诱导TIG电弧旁轴复合焊接技术对镁合金和低碳钢进行对接焊。为了补偿镁合金在焊接过程中的蒸发损耗,选用不等厚的镁合金板和钢板,其中AZ31B镁合金(Mg-3Al-1.2Zn-0.3Mn-0.1Si)板的尺寸为100 mm×60 mm×1.6 mm,Q235低碳钢(Fe-0.6Mn-0.3Si-0.2C)板的尺寸为100 mm×60 mm×1.2 mm,采用厚度为0.1 mm、纯度为99.9%的纯镍箔作为过渡金属。如图1(b)所示,为了避免焊接过程中镁合金的大量飞溅,将热源整体向钢侧偏移0.1 mm,以实现连续稳定的焊接成形。为保证接头实现完全熔透,采用双面焊的方法进行焊接,正面焊接结束后,将接头冷却到室温,然后将工件翻转进行第二次焊接,完成背面焊接。焊接工艺参数见表1。

图 1. 焊接示意图。(a)焊接热源分布;(b)复合热源整体偏移

Fig. 1. Schematic of welding process. (a) Structure of the heat source; (b) heat source offset

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3 有限元模型的建立

在保证精度的前提下,为了提高计算效率,提出以下假设:假定材料是各向同性的,工件的初始温度为20 ℃。不考虑焊接过程中材料的气化和化学反应,通过适当增大热导率的方法来描述焊接过程中熔池的流动现象^[12]。

3.1 热源模型的选取及有限元模型的建立

在考虑激光与TIG电弧耦合效应的基础上对激光诱导TIG电弧复合热源进行建模。TIG电弧的作用使工件得以预热,降低了材料表面对激光的反射,进而提高了激光能量的利用率η_l(取值为0.8^[13]),并使激光的穿透能力增强。激光的作用使得TIG电弧压缩,故电弧的有效作用半径r_a减小。通过对电弧的光谱强度进行测量,确定其有效作用半径为1.2 mm^[14]。

采用高斯柱状体热源模型描述激光对薄板的加热作用,表达式为

q(x,y,z)=qmlexp-3rl2(x2+y2)u(z),u(z)=1,0≤z≤h0,h<z≤H,(1)

式中:q(x,y,z)为点(x,y,z)处的热流密度;q_ml=3η_lP/(π r12),P为激光功率,η_l为激光能量利用率,r_l为激光光斑半径(取值为0.3 mm);h为柱体热源的作用深度(由于双面焊接使得接头完全熔透,所以将其取为0.6 mm);H为材料厚度。

选用高斯面热源模型描述TIG电弧对工件表面的加热作用,表达式为

q(x,y)=qmaexp-3ra2(x2+y2),(2)

式中:q(x,y)为点(x,y)处的热流密度;q_ma=3η_aUI/(π ra2),η_a为TIG焊接的热效率(取值为0.75^[15]),U为电弧电压,I为电弧电流。

将上述热源模型代入如(3)式所示的固体热传导方程中,利用ANSYS软件对温度场进行模拟计算。

cρ∂T∂t=K∂2T∂x2+∂2T∂y2+∂2T∂z2+Q,(3)

式中:c为材料的比热容;ρ为材料的密度;T为温度;t为热源作用时间;K为热导率;Q为移动热源的强度。

由于TIG电弧放电路径遵循最小电压原理,在复合焊接过程中,电弧会被吸引至激光作用点区域。热源作用模式如图2所示。

图 2. 组合热源作用模式图

Fig. 2. Schematic of combined heat source

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建立如图3所示的有限元模型。对焊缝宏观形貌中Fe-Ni固溶区的面积进行测量,在建模时将其横截面尺寸等效处理为0.3 mm×1.2 mm。在双面焊接过程中,镍夹层完全熔透,其横截面尺寸为0.1 mm×1.2 mm。Ni和Fe可以无限互溶。熔融钢的横截面尺寸为0.2 mm×1.2 mm,将其按比例进行处理,建立横截面尺寸为0.3 mm×1.2 mm的Fe₆₇Ni₃₃固溶区。在焊缝附近温度梯度较大的区域,采用边长为0.15 mm的较为密集的网格进行划分;在远离焊缝的区域,其温度变化不明显,采用边长为0.6 mm的较为稀疏的网格进行划分,单元类型为solid 70三维热实体单元;两者之间的过渡区域采用自由网格划分的方式进行连接,单元类型为solid 90三维热实体单元。所建模型共356503个节点,279804个单元。

图 3. 工件几何模型及网格划分

Fig. 3. Schematic of geometry model and mesh generation

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3.2 材料热物性参数的选取

焊接的热作用使得焊缝及邻近区域的温度变化剧烈,故而该区域的热物性参数也会随着温度而发生剧烈变化。AZ31B镁合金^[12]和Q235低碳钢^[16]的热物性参数通过查阅文献可以获得。材料在熔化过程中会吸收一定的热量,AZ31B镁合金的熔化潜热为339 kJ/kg,Q235低碳钢的熔化潜热为281 kJ/kg;Fe₆₇Ni₃₃固溶区的热物性参数采用JMatPro软件进行计算,所得结果如表2所示。

3.3 边界条件的设置

边界条件主要包括焊件表面初始温度和焊接过程中的表面换热。前面的假设中已经提到焊件表面的初始温度设置为20 ℃。在焊接过程中,工件与周围环境之间存在温度差,并与周围介质发生对流换热和辐射换热。为了简化计算,通过适当增大对流换热系数β(取值见表3)来考虑焊接过程中的辐射换热^[17]。表面换热的计算公式为

qs=β(T-T0),(4)

式中:q_s为由边界散热损失的热能;β为总换热系数;T₀为焊件的初始温度。

4 结果与分析

4.1 接头成形及组织

图4为镁合金/钢激光诱导电弧复合焊接接头的表面形貌,可以看出,镁合金熔化形成焊缝,焊缝正面、背面均成形良好,无明显缺陷。

图 4. 焊缝的表面形貌。(a)正面焊道;(b)背面焊道

Fig. 4. Weld surface morphology. (a) The first welding; (b) the second welding

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图5(a)为扫描电镜下的镁合金/钢焊接接头横截面的形貌,可以看出,该接头主要由镁合金熔化区(Mg-FZ)、Fe-Ni固溶区以及钢母材组成。图5(b)为图5(a)中A区域的局部放大图,可以看出在镁合金熔化区与Fe-Ni固溶区之间存在连续分布的界面层,在镁合金熔化区存在弥散分布的白色的细小颗粒。分析后可知白色的细小颗粒为AlNi相^[18]。图5(c)为图5(b)中B区域的局部放大图,可以看出该界面层的宽度为1~3 μm。分析后可确定该界面层是由α-(Fe,Ni,Al,Mn)固溶体和(Al,Mg)(Ni,Mn,Fe)金属间化合物基固溶体组成的双固溶体界面层结构^[9]。

图 5. 焊接接头的扫描电镜分析结果。(a)接头横截面的宏观形貌;(b)图5(a)中的A区域;(c)图5(b)中的B区域

Fig. 5. SEM analysis results of welded joint. (a) Macroscopic appearance of cross section of welded joint; (b) area A in Fig.5(a); (c) area B in Fig.5(b)

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4.2 模拟结果验证及分析

建模完成以后,对焊接速度为800 mm/min的正面焊进行模拟,然后对其冷却过程进行模拟,待其冷却至室温后,在背面施加热源进行焊接速度为1200 mm/min的背面模拟焊,最终得到整个焊接过程的温度场分布。为了清楚地与实际形貌进行对比,分别取正面焊和背面焊过程中焊缝模拟截面图进行数据的提取及整合,得到模拟焊缝截面图,并将其与实际焊缝形貌进行对比,对比结果如图6所示。从图中可以看出,模拟焊缝熔合线与实际焊接接头熔合线的走向吻合得较好。表4为熔池尺寸模拟值与实测值的对比,具体测量位置已在实际焊缝形貌图中标出,模拟图测量位置与之相对应。由于建模过程存在假设,所以模拟结果与实测结果存在一定偏差:镁合金侧熔宽W_m的相对误差为5.2 %,钢侧正面焊熔宽W_F的相对误差为5.3%,熔深H_F的相对误差为2.8%,钢侧背面焊熔宽W_S的相对误差为1.9%,熔深H_S的相对误差为4.1%。

图 6. 焊缝形貌的对比。(a)模拟焊缝;(b)实际焊缝

Fig. 6. Comparison of weld morphology. (a) Simulated weld; (b) experimental weld

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为了进一步对所建立的热源模型进行校核,选用K型热电偶对焊接热循环曲线进行测量,并将其与模拟结果进行对比,对比结果如图7所示。为了避免焊接电弧对测量结果产生影响,在焊件背面的镁合金侧和钢侧,距离焊缝中心位置3 mm处,分别取点。可以看出,镁合金侧和钢侧模拟所得的热循环曲线与实测结果吻合得较好,镁合金侧热循环曲线的拟合度为95.44%,钢侧热循环曲线的拟合度为96.33%。镁合金和钢的热物理性能的差异,导致距离热源相同位置的镁合金和钢所经历的热循环并不相同,镁合金侧的温度变化速率较钢侧大,说明镁合金侧更容易进行热量传递。

图 7. 热循环曲线的对比

Fig. 7. Comparison of thermal cycle curves

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以上验证结果说明本文建立的热源模型可以用来对添加镍夹层的镁合金/钢激光诱导TIG电弧复合焊接过程的温度场进行计算。

图8给出了焊接速度为800 mm/min时激光诱导TIG电弧复合焊接镁合金/钢的温度场分布云图,可以看出,由于焊接速度较快,因此热源前方的等温线分布密集、温度梯度大,热源后方的等温线分布稀疏、温度梯度较小。镁合金和钢的热物理参数的差异,导致热量在两侧分布不均匀,从而导致等温线呈不对称分布,镁合金侧的等温线接近半圆形,而钢侧的等温线为细长的半椭圆形。镁合金/钢接头的峰值温度最高可达2249 ℃,高于Fe、Ni元素的熔点,说明焊接过程中镍夹层及其临近钢侧母材均发生熔化,界面处具有极高的反应温度。

图 8. 焊件上表面的温度分布云图

Fig. 8. Temperature distribution on weldment

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图9(a)为图8中镁合金/Fe-Ni固溶区界面位置C处的热循环曲线,可以看出:当热源到达时,温度瞬间可达到2000 ℃以上,体现了焊接热源加热速度快的特征;随着热源向前移动,温度逐渐下降,但温度下降速率较加热速率更加缓和,这是由于电弧作用面积比激光光斑大,在电弧热源的作用下,焊接冷却速率减慢;当温度降至Fe-Ni固溶区熔点1460 ℃以下时,Fe-Ni固溶区开始形成,钢侧的熔池停留时间约为0.11 s;1.56 s以后,热源完全离开C点位置,此时热量的传递主要依靠热传导,冷却速率大大减慢;当温度降至Mg原子沸点1107 ℃以下时,液态Mg原子开始在界面处聚集;当温度降低至镁合金熔点650 ℃以下时,镁合金焊缝凝固,液相线以上的作用时间约为0.28 s。

图9(b)为图8中板材表面沿路径AB的温度分布图,可见:由于钢的热导率比镁合金小,因此热量更容易从镁合金母材中散失,导致钢侧的温度梯度比镁合金侧大;热源向钢侧的偏移以及镁合金与钢热物性参数的差异,使得焊接高温区出现在钢侧。

图 9. 热循环曲线。(a)图8中界面位置C处的热循环曲线;(b)图8中板材表面沿路径AB的温度分布

Fig. 9. Thermal cycle curves. (a) Thermal cycle curves at position C in Fig.8; (b) temperature distribution along path AB in Fig.8

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4.3 焊接过程分析

结合以上组织分析结果以及温度场模拟结果可以得到图10所示的焊接接头凝固过程示意图。热源的作用使得峰值温度最高可达2249 ℃,由于钢的热导率较小,钢侧的温度梯度较大,再加上热源向钢侧的偏移,因此热量更容易在钢侧积累。焊接高温直接作用于镍夹层及其临近的钢母材并使其瞬时熔化,此时液态的Ni原子和Fe原子完全混熔,而镁合金的沸点只有1107 ℃,此时Mg原子会自发地远离高温界面区,而熔沸点较高的Fe、Ni、Mn、Al等原子会自发地在高温界面区聚集。随着热源向前移动,温度降低至1638 ℃时,镁合金中的液态Al原子与熔融的Ni原子结合析出AlNi相,并沿着Fe-Ni熔池边界生长形成连续的界面层。当温度降低至1460 ℃时,形成了Fe-Ni固溶区。当温度降至1107 ℃时,液态Mg原子开始在界面位置聚集(时间为0.28 s),有利于液态镁合金在钢侧的润湿铺展,形成成形良好的焊接接头;同时,由于熔池的搅拌作用,之前形成的AlNi相会弥散地分布于镁合金焊缝中,因此增强了镁合金焊缝区的强度。焊接的高温作用有利于Mg、Fe、Ni、Al、Mn等原子在界面处聚集、扩散,最终形成由α-(Fe,Ni,Al,Mn)固溶体和(Al,Mg)(Ni,Mn,Fe)金属间化合物基固溶体组成的双固溶体界面层^[6]。界面层的存在是实现镁合金和钢良好连接的关键。

图 10. 镁合金/钢接头凝固过程示意图

Fig. 10. Schematic of magnesium alloy/steel joint solidification

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5 结论

本文通过考虑激光与电弧之间的耦合效应及焊接过程中Fe-Ni固溶区的形成建立数值分析模型,然后对镁合金/钢激光诱导电弧复合焊接温度场及热循环曲线进行模拟计算,得到了以下结论:

1)模拟焊缝尺寸与实际尺寸的最大相对误差不超过6.0%,模拟热循环曲线与实测热循环曲线的拟合度约为95%,说明建立的热源模型对添加镍夹层的镁合金/钢激光诱导TIG电弧复合焊接过程的温度场计算有一定的指导作用。

2)镁合金和钢热物性参数的差异,导致等温线呈不对称分布,钢侧的温度梯度较镁合金侧大;接头的峰值温度可达2249 ℃,焊接高温作用于镍夹层及其邻近的钢母材,使其瞬时熔化,进一步促进了界面反应和元素扩散,为高熔点AlNi强化相、Fe-Ni固溶区以及双固溶体界面结构的形成提供了温度条件。

3)镁合金熔池的停留时间为0.28 s,可以保证液态镁合金在钢侧进行充分的润湿铺展,实现接头的良好成形;在镁合金熔池的搅拌作用下,纳米级AlNi相在镁合金焊缝中弥散分布,实现了焊缝区的弥散强化。