6061鋁合金激光焊接頭的軟化機(jī)理

蔡佳思,王新元,李秀梅,魏艷紅,龍金衛(wèi),孔斌

（南京航空航天大學(xué)，南京 211106）

0 前言

6061鋁合金是Аl-Mg-Si系可熱處理強(qiáng)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(qiáng)度及無晶間腐蝕傾向，廣泛應(yīng)用于要求有一定強(qiáng)度和抗蝕性高的各種工業(yè)結(jié)構(gòu)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(chǎn)效率高，能夠得到變形小、精度高、質(zhì)量?jī)?yōu)異的接頭，因此，激光焊已經(jīng)成為鋁及鋁合金輕量化設(shè)計(jì)的先進(jìn)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(yōu)良的流動(dòng)性及液固相相差20倍的氫溶解度差異會(huì)導(dǎo)致焊縫極易產(chǎn)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(huì)影響焊接的致密性，降低有效承載面積和重量，導(dǎo)致焊接接頭的強(qiáng)度、耐蝕性及塑韌性受到一定程度的影響，因而焊接時(shí)，需嚴(yán)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(zhì)量?jī)?yōu)異的接頭，推進(jìn)鋁合金激光焊構(gòu)件的實(shí)際工程應(yīng)用[8-9]。

學(xué)者們[10- 12]通過研究不同激光焊接工藝參數(shù)下接頭組織類型及尺寸、析出物分布特性、斷口形貌及力學(xué)性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系，得到了較優(yōu)的焊接工藝參數(shù)及成形良好的焊接接頭，以改善接頭力學(xué)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(shù)對(duì)6061鋁合金激光深熔焊接小孔型氣孔缺陷的抑制規(guī)律及焊縫成形規(guī)律，發(fā)現(xiàn)：較高的激光功率和適當(dāng)?shù)暮附铀俣饶軌蝻@著降低氣孔率。Babalová等學(xué)者[14]及Yu等學(xué)者[15]采用商用軟件模擬了不同牌號(hào)鋁合金弧焊、激光-MIG復(fù)合焊及高能束焊接過程的溫度場(chǎng)分布，熔池形貌及提取得到熱循環(huán)曲線和試驗(yàn)測(cè)量結(jié)果吻合良好。Kou學(xué)者[16]發(fā)現(xiàn)熔合線處聯(lián)生結(jié)晶現(xiàn)象，即液態(tài)金屬原子會(huì)直接排列在原有基體晶粒上，不會(huì)改變本來的晶體擇優(yōu)取向，新形成的晶粒會(huì)沿著母材晶粒的晶體擇優(yōu)取向繼續(xù)向焊縫中心生長(zhǎng)。Gu等學(xué)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(dòng)機(jī)（Cellular automata， CА）模型，分析了組織演化過程溶質(zhì)場(chǎng)分布及冷卻速度對(duì)枝晶形貌的影響。Chen等學(xué)者[18]建立鎳基合金TIG接頭熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大及熔池枝晶形核演化跨尺度CА模型。

文中采用數(shù)值仿真和試驗(yàn)驗(yàn)證相結(jié)合的研究方法。首先，構(gòu)建了焊接溫度場(chǎng)及組織預(yù)測(cè)有限元-元胞自動(dòng)機(jī)（Finite element-cellular automata， FE-CА）宏介觀多尺度模型，成功動(dòng)態(tài)再現(xiàn)了焊接熔池邊緣聯(lián)生結(jié)晶行為，揭示了熔池內(nèi)部不同區(qū)域的熱循環(huán)對(duì)枝晶形核長(zhǎng)大的調(diào)控機(jī)制。進(jìn)一步開展了6061鋁合金焊接性工藝探索試驗(yàn)，基于UTM電子萬能試驗(yàn)機(jī)開展接頭力學(xué)性能測(cè)試及變化規(guī)律研究，結(jié)合SEM，OM定量分析咬邊、焊縫下塌過程聯(lián)生結(jié)晶區(qū)尺寸變化、氣孔尺寸，揭示激光功率、焊接速度對(duì)接頭軟化影響規(guī)律，并得到較優(yōu)優(yōu)化工藝；最終對(duì)比試驗(yàn)和模擬結(jié)果，驗(yàn)證了FE-CА多尺度模型及代碼的有效性及準(zhǔn)確性。

1 試驗(yàn)材料及方法

針對(duì)尺寸為100 mm × 50 mm × 2 mm的6061鋁合金薄板開展拼焊試驗(yàn)，6061鋁合金化學(xué)成分見表1。焊接前用砂紙將試板焊縫區(qū)域和近縫區(qū)進(jìn)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(xì)小顆粒和油污除凈，吹干后待焊。

表1 6061鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）

試驗(yàn)中使用的激光器為TruDisk4001碟片式光纖激光器，機(jī)器人/送絲機(jī)構(gòu)及示教器型號(hào)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(shù)見表2。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)切割拉伸件并開展拉伸試驗(yàn)，獲得不同焊接工藝參數(shù)下的接頭強(qiáng)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(cè)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(shù)

2 構(gòu)建模型

2.1 建立幾何模型

為了兼顧計(jì)算精度和效率，該文在建立網(wǎng)格模型時(shí)采用了2∶1網(wǎng)格疏密過渡的方式。焊縫及其附近區(qū)域在焊接過程溫度變化劇烈，是研究宏觀溫度場(chǎng)和微觀組織的主要區(qū)域，對(duì)計(jì)算精度的要求較高，故采用較小的網(wǎng)格尺寸，而距離焊縫較遠(yuǎn)的區(qū)域在焊接過程溫度變化較小，因此采用較粗的網(wǎng)格。劃分后的網(wǎng)格模型如圖2所示。網(wǎng)格模型中共包含22712單元和28795節(jié)點(diǎn)。其中，為了便于有限元模型和元胞自動(dòng)機(jī)模型的耦合，網(wǎng)格類型采用均勻的六面體結(jié)構(gòu)，焊縫及其附近的網(wǎng)格尺寸為 0.5 mm。

圖2 網(wǎng)格劃分策略及模型示意圖

2.2 6061鋁合金高溫?zé)嵛锢硇阅軈?shù)

準(zhǔn)確的高溫?zé)嵛锢硇阅軈?shù)應(yīng)用JmatPro計(jì)算6061鋁合金比熱容、熱導(dǎo)率等參數(shù)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(chǔ)。

圖3 比熱容隨溫度變化

圖4 熱導(dǎo)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(gòu)件溫度場(chǎng)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(dá)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(guān)參數(shù)。

采用三點(diǎn)法完成焊接路徑設(shè)置，圖5為1/2對(duì)稱模型的焊接路徑顯示。焊件表面采用對(duì)流換熱邊界條件，且下邊界比上邊界散熱系數(shù)略大，熱邊界條件顯示如圖6所示，以上為溫度場(chǎng)計(jì)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(jī)械邊界條件示意圖

2.4 激光焊過程溫度場(chǎng)結(jié)果與分析

根據(jù)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(chǎng)結(jié)果。以5號(hào)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(yàn)激光束移動(dòng)速度，為1.5 m/min。焊接開始后，第200個(gè)增量步即第2 s時(shí)的焊接構(gòu)件及局部熔池周圍的溫度場(chǎng)分布如圖7所示。在有限元溫度場(chǎng)后處理時(shí)，將溫度高于熔點(diǎn)的區(qū)域用灰色標(biāo)識(shí)。由圖7可以看出，激光焊接的熔池形態(tài)上寬下窄且焊透。熔池高溫區(qū)以一定的溫度梯度向四周進(jìn)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(gè)節(jié)點(diǎn)的熱循環(huán)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(qū)。當(dāng)焊接熱源移動(dòng)到node1附近時(shí)，其溫度由初始狀態(tài)的室溫迅速增加到6061鋁合金的熔點(diǎn)以上，node1在第0.2 s時(shí)，溫度達(dá)到最大值。由于熱傳導(dǎo)需要一定的時(shí)間且構(gòu)件在熱量傳遞過程中也在向外界散熱，因此，其余2個(gè)位置達(dá)到峰值溫度的時(shí)刻晚于焊縫中心位置，且與焊縫中心距離越遠(yuǎn)，升溫速度越慢，達(dá)到峰值溫度的時(shí)刻越晚，峰值溫度也越小。在第0.2 s后，焊接熱源向前移動(dòng)離開所選節(jié)點(diǎn)位置，激光束加熱作用減弱，節(jié)點(diǎn)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(jié)點(diǎn)熱循環(huán)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(huán)曲線的變化趨勢(shì)基本與垂直焊縫方向上的節(jié)點(diǎn)一致。3個(gè)節(jié)點(diǎn)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(xiàn)上寬下窄。

圖9 熔池溫度分布

2.5 建立聯(lián)生結(jié)晶CА模型

該文將基于非均勻形核過程選擇應(yīng)用較廣泛的連續(xù)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(xù)性和過冷度等對(duì)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(diǎn)共存現(xiàn)象。單位時(shí)間步長(zhǎng)內(nèi)，液相金屬中的形核密度表達(dá)式為[20]

式中：nv為形核密度；v為熔池內(nèi)部形核；ΔT為過冷度；δ(ΔT)為單位時(shí)間步長(zhǎng)內(nèi)的過冷度增量；為形核密度分布函數(shù)；nmax為最大異質(zhì)形核襯底密度；ΔTσ為標(biāo)準(zhǔn)曲率過冷度；ΔTN為最大形核過冷度。

單位步長(zhǎng)內(nèi)元胞的形核概率為

式中：δNv為單位時(shí)間步長(zhǎng)內(nèi)形成的晶核總數(shù)；NCА為系統(tǒng)內(nèi)所有元胞總數(shù)；VCА為單個(gè)元胞的體積。

凝固過程枝晶生長(zhǎng)受到溫度和溶質(zhì)分布控制，需要通過計(jì)算域溫度分布和溶質(zhì)分布建立枝晶生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)模型。基于固/液界面局部熱力學(xué)平衡，總過冷度表達(dá)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(dòng)力學(xué)過冷。將式（7）～式（10）代入式（6），得到[21]

式中：Tliq為初始溶質(zhì)成分；C0對(duì)應(yīng)的液相線溫度；Tlocal為局部瞬時(shí)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(shù)；κ為界面曲率；Vn為界面生長(zhǎng)速度；μk為枝晶生長(zhǎng)過程的界面動(dòng)力學(xué)系數(shù)。

圖10為單個(gè)生長(zhǎng)態(tài)元胞溶質(zhì)濃度分布示意圖。基于過冷度公式和溶質(zhì)擴(kuò)散方程計(jì)算固/液界面液相溶質(zhì)濃度及計(jì)算域溶質(zhì)分布，元胞內(nèi)液相溶質(zhì)濃度及擴(kuò)散方程為

圖10 生長(zhǎng)態(tài)元胞界面參數(shù)含義示意圖

式中：GL為液相溶質(zhì)濃度梯度，可通過上一時(shí)間步當(dāng)前元胞與鄰居元胞的溶質(zhì)濃度計(jì)算得到；Δx為元胞尺寸；fS為固相分?jǐn)?shù)；CE為等效溶質(zhì)濃度；CS為元胞內(nèi)固相溶質(zhì)濃度；DE為等效溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；DL，DS分別為溶質(zhì)在液相和固相的擴(kuò)散系數(shù)。

考慮凝固過程枝晶尖端的溶質(zhì)守恒，同時(shí)考慮固/液界面處的相平衡及元胞邊長(zhǎng)相等，可得出二維枝晶生長(zhǎng)速度和溶質(zhì)分布的關(guān)系[22]：

式中：k為溶質(zhì)分配系數(shù)；→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(shù)通過以下計(jì)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(zhǎng)速度分量及尖端最大速度；Δt為時(shí)間步長(zhǎng)。

3 激光功率對(duì)熔池形貌模擬分析

對(duì)比不同參數(shù)下模擬和試驗(yàn)熔池形貌(焊接速度1.5 m/min)，如圖11所示，粗實(shí)線表示熔合線位置，模擬和試驗(yàn)結(jié)果吻合良好，說明熱源模型選擇合適。激光焊接工藝參數(shù)對(duì)鋁合金焊縫成形具有重要的影響，在上述有限元計(jì)算模型基礎(chǔ)之上，通過改變FE模型中激光功率參數(shù)，模擬同一焊接速度不同激光功率工藝參數(shù)下溫度場(chǎng)分布和熔池形貌。模擬結(jié)果顯示：當(dāng)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(shí)際試驗(yàn)測(cè)量熔寬結(jié)果一致，如圖11所示。

圖11 不同激光功率下模擬和試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比

4 焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫強(qiáng)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(fā)現(xiàn)所有試樣均斷裂在焊縫，3號(hào)試件從焊縫中心起裂沿著焊縫中心裂紋發(fā)生擴(kuò)展，4號(hào)試件從焊根起裂沿著熔合線裂紋擴(kuò)展，熱輸入最大的5號(hào)試件從焊根焊趾位置起裂沿著熔合線擴(kuò)展，7號(hào)試件從焊趾起裂沿著焊縫中心擴(kuò)展，其余試件均從母材焊根位置起裂沿著焊縫中心裂紋擴(kuò)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(zhǎng)率均小于1%，無明顯屈服現(xiàn)象，屬于脆斷，說明接頭強(qiáng)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(qiáng)度

根據(jù)式（21）計(jì)算焊接熱輸入

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

圖13 接頭抗拉強(qiáng)度與熱輸入的關(guān)系

當(dāng)熱輸入為82 kW，91.8 kW時(shí)，焊縫熔合良好且成形良好；當(dāng)熱輸入增加至96 kW時(shí)，焊根反而產(chǎn)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(dǎo)致焊縫產(chǎn)生未焊透缺陷。

4.3 激光功率-焊接速度配比對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響

在一定范圍內(nèi)接頭成形及力學(xué)性能隨熱輸入變化和現(xiàn)有研究結(jié)論一致（圖14），且有一定規(guī)律可循，不足是無法定量獲得焊接速度和激光功率最優(yōu)值從而優(yōu)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(qiáng)度隨激光功率的增加呈現(xiàn)先增后減的變化趨勢(shì)，如圖15所示。

圖14 不同激光功率下的焊件

圖15 接頭抗拉強(qiáng)度與激光功率的關(guān)系

當(dāng)激光功率為2.4 kW時(shí)，焊縫產(chǎn)生未熔合，且余高較高，如圖16所示。SEM觀測(cè)到位于焊縫根部氣孔內(nèi)部臺(tái)階狀形貌的工藝氣孔，如圖17所示，其最大直徑達(dá)到280 μm。工藝氣孔是匙孔在不穩(wěn)定工藝下，金屬蒸氣反沖壓力和表面張力無法平衡，同時(shí)金屬熔體沒有及時(shí)回填導(dǎo)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(dāng)激光功率為2.6 kW時(shí)，焊縫全部熔合，焊縫魚鱗狀波紋連續(xù)。激光功率增加焊縫呈現(xiàn)熔寬逐漸變大、整體下塌的特點(diǎn)。當(dāng)激光功率達(dá)到3.2 kW時(shí)，強(qiáng)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(yán)重，背透過大，距離焊縫中心距離不同下塌位移呈現(xiàn)無規(guī)律的高低變化。此外，焊縫左側(cè)有宏觀咬邊缺陷，焊縫右側(cè)下塌嚴(yán)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(shí)間過長(zhǎng)，固液溶解度差導(dǎo)致大量氫氣析出同時(shí)增加環(huán)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(cè)塌陷200 μm，聯(lián)生結(jié)晶區(qū)枝晶尺寸隨塌陷程度增加，聯(lián)生結(jié)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(xù)生長(zhǎng)，如圖20和圖21所示。這是由于上表面對(duì)流輻射散熱快，較熔池內(nèi)部溫度下降快，首先滿足形核外延生長(zhǎng)過冷度要求。由于鋁合金流動(dòng)性好，在重力作用下金屬溶液下沉，導(dǎo)致正在生長(zhǎng)的枝晶無法得到液態(tài)溶質(zhì)補(bǔ)充因此柱狀樹枝晶生長(zhǎng)停止。隨著遠(yuǎn)離上表面逐漸滿足外延生長(zhǎng)過冷度，枝晶演化時(shí)間逐漸減少，導(dǎo)致主干長(zhǎng)度隨之減小。

圖19 焊趾咬邊和熔合線附近塌陷

圖20 聯(lián)生結(jié)晶柱狀晶尺寸變化

圖21 枝晶主干長(zhǎng)度隨塌陷位移變化

提取焊縫熔合線上表面、熔池內(nèi)部、靠近熔池底部的節(jié)點(diǎn)熱循環(huán)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(duì)流換熱作用下首先升溫到熔點(diǎn)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(huán)曲線更為接近。

圖22 橫截面熔池溫度場(chǎng)分布

圖23 橫截面熔池溫度場(chǎng)分布細(xì)節(jié)

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

圖24 聯(lián)生結(jié)晶柱狀晶一次枝晶主干長(zhǎng)度變化模擬結(jié)果

5號(hào)焊縫右側(cè)塌陷細(xì)節(jié)及程度如圖25所示，經(jīng)測(cè)量塌陷位移達(dá)到290 μm，達(dá)到了板厚（2 mm）的14.5%，且該側(cè)靠近熔合線位置還有肉眼可見的氣孔，氫氣孔直徑達(dá)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(kuò)展直至斷裂。說明焊接速度1.5 m/min，激光功率為3.2 kW時(shí)，熱輸入過大，導(dǎo)致熔池存在時(shí)間長(zhǎng)，更有利于氫氣充分形核長(zhǎng)大和外來攜氫物質(zhì)的溶入，如圖26所示。

圖25 焊縫塌陷

圖26 析出型氫氣孔

5 結(jié)論

（1）建立了6061鋁合金激光焊熔池組織預(yù)測(cè)多尺度計(jì)算有限元（FE）模型，熔池形貌尺寸模擬和試驗(yàn)結(jié)果吻合良好，證明了溫度場(chǎng)FE模型的準(zhǔn)確性；同時(shí)模擬結(jié)果顯示：隨著激光功率的增加，熔寬、熔深增加，和試驗(yàn)測(cè)量結(jié)果一致。在溫度場(chǎng)模型基礎(chǔ)之上，建立了熔池邊緣聯(lián)生結(jié)晶宏介觀多尺度元胞自動(dòng)機(jī)模型（CАM），模擬結(jié)果顯示：沿構(gòu)件高度降低方向聯(lián)生結(jié)晶一次枝晶干長(zhǎng)度逐漸減小，和實(shí)際表征結(jié)果一致，證明了組織預(yù)測(cè)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(yàn)結(jié)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(dāng)激光功率為2.6 kW、焊接速度為1.5 m/min，接頭強(qiáng)度最高達(dá)到了母材的98%，該工藝可用于指導(dǎo)實(shí)際焊接過程參數(shù)選擇。

（3）建立焊接工藝參數(shù)和聯(lián)生結(jié)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(guān)系，從宏觀成形和組織結(jié)構(gòu)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(dǎo)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(dǎo)致了接頭軟化。通過優(yōu)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。