CC BY
346
УДК 621.9.048.7:621.375.826:539.4:620.2
Лазерная сварка металлов и сплавов с применением нанопорошковых модифицирующих добавок. Теория, эксперимент
А.Н. Черепанов1, A.M. Оришич1,2, В.П. Шапеев12
1 Институт теоретической и прикладной механики им. С.А. Христиановича СО РАН, Новосибирск, 630090, Россия 2 Новосибирский государственный университет, Новосибирск, 630090, Россия
Рассматриваются вопросы влияния на теплофизические и кристаллизационные процессы в сварочной ванне сплавов, модифицированных активированными нанодисперсными частицами. Описана физика явления и приведена математическая модель гетерогенной кристаллизации бинарного сплава при лазерной сварке металлических пластин. Сравнение данных численного расчета и эксперимента по глубине проплавления и морфологии поперечного сечения сварного шва показало удовлетворительное согласие результатов, что указывает на достаточную адекватность предложенной математической модели. Выполненные экспериментальные исследования показывают, что введение небольших количеств нанопорошков TiN, TiC0 5N0 5 + Y2O3 и TiN + SiC, плакированных металлами, в расплавы стали и титанового сплава приводит к измельчению структуры в процессе затвердевания металла, изменению морфологии кристаллического зерна и, как следствие, к повышению механических и рабочих характеристик сварного соединения.
Ключевые слова: лазерная сварка металлов, фазовые переходы, кристаллизация, структура, модифицирующие нанопорошки, численное моделирование
Laser welding of metals and alloys modified with nanopowder additives.
Theory and experiment
A.N. Cherepanov1, A.M. Orishich1'2, and V.P. Shapeev12
1 Khristianovich Institute of Theoretical and Applied Mechanics, SB RAS, Novosibirsk, 630090, Russia 2 Novosibirsk State University, Novosibirsk, 630090, Russia
The paper considers the effect of alloys modified with activated nanoparticles on thermophysical and crystallization processes in a molten pool. The physics of the phenomenon is described and a mathematical model of heterogeneous crystallization of binary alloys in sheet metal laser welding is presented. Comparison of computational and experimental data on the penetration depth and cross-sectional morphology of the weld shows their satisfactory agreement and this suggests sufficient adequacy of the proposed mathematical model. The experiments demonstrate that the addition of small amounts of metal-plated TiN, TiC0 5N0 5 + + Y2O3 and TiN + SiC nanopowders in melts of steels and titanium alloys causes structural refinement in metal solidification, a change in crystal grain morphology, and hence an increase in mechanical and operating characteristics of the weld.
Keywords: metal laser welding, phase transitions, crystallization, structure, nanopowder additives, numerical simulation
1. Введение
Исследования процесса лазерной сварки различных материалов проводились начиная с 80-х годов прошлого столетия. Было установлено, что эффективность использования тепла при лазерной сварке существенно выше, чем при электродуговой, а прочность сварного соединения ненамного отличается от прочности самого металла. Основные преимущества лазерной сварки, а также наличие СО2-лазерных технологических комп-
лексов стимулируют освоение этой технологии на длине волны 10.6 мкм в различных отраслях промышленности, в частности: в атомной и химической промышленности для сварки нержавеющей стали, в авиационной — для сварки сверхлегких алюминиевых сплавов, в нефтяной промышленности — для сварки труб больших диаметров из углеродистых сталей.
Получение качественных сварных соединений сплавов металлов является весьма трудной задачей. Это име-
© Черепанов А.Н., Оришич A.M., Шапеев В.П., 2013
ет прямое отношение к лазерной сварке сплавов железа и титана, которые исследовались в данной работе. Например, низкоуглеродистая сталь, не претерпевшая в процессе сварки структурных изменений, имеет типичную феррито-перлитную структуру. Средний размер ферритного зерна составляет 30 мкм, перлитной колонии — 10 мкм. Данная структура обеспечивает характерную для низкоуглеродистых сталей высокую пластичность, позволяющую избежать хрупкого разрушения конструкции. По мере приближения к зоне шва наблюдаются перекристаллизация, в которой в результате нагрева повышается растворимость углерода в феррите, вследствие чего углерод диффундирует из перлитных колоний в окружающий их феррит. Теряя углерод, перлитные колонии растворяются. При охлаждении материала на месте бывших колоний перлита образуются новые мелкие колонии и ферритные зерна. Степень перекристаллизации растет при приближении к сварному шву, т.е. с ростом температуры. Непосредственно к сварному шву примыкает зона крупнокристаллической структуры. Ее грубое строение обусловлено перегревом материала до температур, близких к температуре плавления основного металла. Ярким признаком перегрева является наличие кристаллов видманштеттова игольчатого феррита длиной до 60 мкм. Зона сварного шва обладает крупнокристаллической, четко ориентированной феррито-цементитной структурой с ферритом вид-манштеттова типа. Длина кристаллов достигает 100150 мкм. Это косвенно характеризует размер бывшего аустенитного зерна, из которого возникли кристаллы феррита.
Особенностью структуры такого типа является низкий уровень пластических свойств. Для улучшения механических свойств желательно устранение структуры видманштеттова феррита.
В последние годы большой интерес вызывают исследования по применению нанодисперсных тугоплавких материалов в качестве модифицирующих добавок для повышения качества стали и сплавов [1, 2]. Ввиду того что атомы на поверхности наночастиц имеют соседей только с одной стороны, их равновесие нарушается и происходит структурная релаксация, которая приводит к смещению межатомного расстояния в слое толщиной в 2-3 нм. Поэтому поверхностные слои частиц оказываются растянутыми, а внутренние — сжатыми. В нано-частицах реализуется особый тип дальнего порядка, при котором межатомное расстояние закономерно изменяется при переходе от центра частицы к ее поверхности. При этом трансляционная симметрия, характерная для макроматериалов, отсутствует, но дальний порядок существует, а средние межатомные расстояния существенно меньше (примерно до 10 %), чем в соответствующих массивных материалах, например в порошках, получаемых методом порошковой металлургии. Наночас-тицы имеют существенно искаженную кристалличес-
кую решетку, что влияет на энергию активации большинства процессов, в которых они участвуют, меняя их обычный ход и последовательность [3].
Введение специально подготовленного нанодис-персного порошка в расплав формирует дисперсную систему, в которой ядром каждой частицы суспензии служит твердая фаза, гетерогенизирующая жидкий металл по химическому составу, вызывая концентрационное переохлаждение в объеме адсорбированного на поверхности наночастиц слоя. В результате этого каждая наночастица становится потенциальной затравкой для зарождения новой фазы (кристалла, интерметаллического или химического соединений и др.). Благодаря этому в расплаве в процессе его охлаждения формируется мелкодисперсная глобулярная структура.
Исходя из теоретического анализа, а также результатов предыдущих опытных сварок с применением на-нопорошковых инокуляторов (затравок), в качестве модифицирующих соединений были выбраны нитрид титана (ЛЫ), оксид иттрия ^О2), полученные методом плазмохимического синтеза, в матрице из металлического хрома (уже опробованной ранее [4]). Процесс плакирования осуществляли в центробежной планетарной мельнице при соотношении «металл - тугоплавкая частица» равном 1:2. Карбонитрид титана (ТС,,^) получен методом СВС в матрице из а-железа при соотношении ТС,^ к железу 1:1.
Исследовалось влияние нанодисперсного порошка ТЮ,^ + Сг на качество сварных соединений из листовой стали марки 20, полученных методом СО2-лазерной сварки. Толщина свариваемых пластин составляла 3 мм. Порошок ТЮ,^ + Сг в виде суспензии наносился предварительно на поверхность кромок свариваемых пластин. Сварка осуществлялась в атмосфере гелия. Заготовки соединялись встык. Мощность СО2-лазерно-го излучения составляла 3.05 кВт, скорость сварки — 1.7 м/мин.
Следует отметить, что в настоящее время во всем мире ведется интенсивный научный поиск в области лазерной обработки материалов. Растет число экспериментальных и теоретических работ, создаются новые экспериментальные установки, вопросам лазерной обработки материалов посвящаются научные конференции, книги и обзоры публикаций. Одна из недавно вышедших работ [5] посвящена различным аспектам теории лазерной обработки материалов. В ней дана систематизация работ по моделируемым процессам, сопровождающих лазерную обработку материалов. Более ранние обзоры по этой теме имеются в работах [6-10]. В этих работах исследуются теплофизические процессы в сварочной ванне, сопровождающиеся фазовыми переходами, обусловленные плавлением и затвердеванием металла при воздействии лазерного луча на вещество. При этом для описания процесса затвердевания сплава используются равновесные либо квазиравновесные мо-
дели. Для численного моделирования процесса затвердевания сплава, модифицированного тугоплавкими высокодисперсными частицами, служащими гетерогенными зародышами твердой фазы, требуется иной подход. В этом случае математическая модель должна описывать процессы зарождения кристаллической фазы на активированных частицах (затравках) и ее рост в процессе непрерывного охлаждения расплава. В данной работе предлагается математическая модель лазерной сварки сплава, модифицированного тугоплавкими слаборастворимыми частицами, размер которых < 100 нм.
2. Математическое моделирование кристаллизации сплава, модифицированного наноразмерными инокуляторами
Процесс кристаллизации сплава, содержащего нерастворимые тугоплавкие наночастицы, принципиально отличается от затвердевания гомогенного расплава. Специально подготовленные частицы модифицирующих нанопорошков служат центрами кристаллизации, т.е. фактически они являются затравками, на поверхности которых формируются отдельные кластеры. При непрерывном охлаждении они превращаются в зародыши твердой фазы и дальнейший рост их определяется локальным переохлаждением, зависящим от интенсивности процессов тепло- и массопереноса.
В работах [11-13] предложены теоретические подходы для построения математической модели, описывающей явления зарождения и роста твердой фазы на высокодисперсных нерастворимых частицах, с учетом размерных явлений на поверхности раздела «частица - расплав». Ниже, следуя этим разработкам, сформулируем математическую модель процессов плавления и кристаллизации сплава, содержащего активированные частицы тугоплавких соединений, при лазерной сварке бинарного сплава. С целью упрощения модели считаем все физические параметры сплава постоянными в рассматриваемом интервале температур, равными их средним значениям. Долей твердой фазы, связанной с модифицирующими частицами, и образовавшейся кристаллической фазой в перегретом сплаве, ввиду малости, пренебрегаем. Все частицы считаем идеальными затравками — центрами кристаллизации. Конвекцию расплава в сварочной ванне не рассматриваем, введя эффективные значения для коэффициента теплопроводности в жидкой фазе.
2.1. Основные уравнения и граничные условия модели
Рассмотрим установившийся процесс сварки встык двух металлических пластин. Выберем систему декартовых координат с осью х, лежащей на верхней поверхности пластин, осью z, совпадающей с осью симметрии и направлением действия лазерного луча, а ось у — перпендикулярно стыку. Начало координат находится на оси луча на верхних поверхностях пластин (рис. 1). Луч
Рис. 1. Схема расположения парового канала и луча лазера на стыке пластин
перемещается вдоль стыка в отрицательном направлении оси х со скоростью сварки v = const. Для защиты металла от окисления свариваемые пластины обдуваются инертным газом, который частично уносит пары металла.
В подвижной системе координат квазистационарные 3Э-уравнения теплопереноса запишем в виде:
ciPi = h ox
д 2T + д2Т + Э2Т Эх2 ду2 dz2
я д/8 -8кр1 vV
дх
(1)
где с, АI, рг- — удельная теплоемкость, теплопроводность и плотность г'-й фазы (индексами i = 1, 2, 3 обозначены параметры твердого, двухфазного и жидкого состояний металла); 5 = 0 в области плавления (г = 1), 5=1 в области кристаллизации (г = 2); ^ — сечение (доля) твердой фазы; fl = 1 - ^ — сечение жидкой фазы в двухфазной зоне. В варианте модели, использованной в данной работе, все частицы изделия в подвижной системе координат перемещаются параллельно оси х со скоростью сварки V.
Процесс плавления рассматриваем в приближении задачи Стефана, считая границу фазового перехода гладкой поверхностью, на которой выполняются условия термодинамического равновесия и баланса тепла соответственно:
Т = Т , -h
эт
д n
+ h1
ЭТ Э n
= кр1 (v •n),
(2)
где Тт = (Т10 + Т)/2 — фиктивная температура плавления; То, Т — температуры равновесных значений ликвидуса и солидуса соответственно; п — единичная нормаль к границе раздела фаз; к — теплота плавления (кристаллизации); (А^Т/Эп)1 и -(X 2 дТ/Эп)2 — потоки тепла, вычисленные со стороны твердой и жидкой фаз соответственно. Принятое допущение оправдано, поскольку при высоких градиентах температуры зона фазового перехода при плавлении представляет собой тонкий слой, толщина которого много меньше харак-
терного размера сварочной ванны. Принимая в качестве температуры плавления Тт, мы можем непрерывно перейти к моделированию неравновесной гетерогенной кристаллизации на активных ультрадисперсных затравках в области затвердевания сплава (Те <Т < Т10). Здесь
Те-температура конца затвердевания, определяемая
из кинетического уравнения
Те = Т(Се)Че/*е , где 4е, Се, Ке — скорость движения границы затвердевания, концентрация примеси на ней и кинетическая константа соответственно. Для упрощения задачи кинетическим переохлаждением, ввиду его малости, пренебрегаем, а температура конца затвердевания, аналогично теории квазиравновесной двухфазной зоны [14], принимается равной температуре эвтектики (Т (4е)=Т1 (Се), где Се — концентрация примеси в точке эвтектики). В области затвердевания (;' = 2) темп кристаллизации определяется процессами зарождения и роста твердой фазы в переохлажденном сплаве на затравках, которыми являются тугоплавкие активированные наночастицы. Считая, что все наночастицы являются центрами кристаллизации, определим сечение твердой фазы, воспользовавшись формулой Колмогорова [15]
Л = 1 - е-0, (3)
где объем кристаллической фазы, образовавшейся в переохлажденном расплаве,
4п
х, у, z) = — Nt
#
r + rp ^
Ku
v
¡AT d^
У
Здесь ^ — число наночастиц в единице объема; Хщ — координата х точки на изотерме с температурой ликвидуса Т10, Л (Т10) = е~4ПЛр/3 =1; гр — радиус наночастиц; Ки — константа скорости роста кристалла в кинетическом законе [15, 16]
и = К и[Т (С) - Т ]т, (4)
где и — скорость роста; т — физическая константа (при нормальном механизме роста т = 1, при дислокационном — т = 2); Т (С) — температура ликвидуса, которую аппроксимируем линейной зависимостью от растворенной (легирующей) компоненты С:
Т (С) = То -Р(С - Со), (5)
где С0 — исходная концентрация растворенной компоненты; в — модуль коэффициента наклона линии ликвидуса на диаграмме состояния соответствующего бинарного сплава; АТ— локальное переохлаждение, определяемое выражением
АТ = Т (С )-Т. (6)
Согласно (1) и уравнению (3) в зоне кристаллизации (Те < Т < Т10) появляется источник тепла, связанный с тепловыделением при кристаллизации расплава. Ввиду нелинейной зависимости /1 (Т) для учета вклада этого тепловыделения уравнение теплопроводности можно
решать итерационно, уточняя на итерациях /1 и, следовательно, Т в зоне кристаллизации.
2.2. Краевые условия
Взаимодействие зоны сварки с окружающей средой описывается соответствующими условиями теплового баланса на границах расчетной области, которые формулируются как краевые условия для уравнения теплопроводности. На верхней и нижней поверхностях пластин, обдуваемых инертным газом, выполняются условия сложного конвективного и радиационного теплообмена:
X, —I
г dzl
=0,h
= Oj (T|z=0,h -Tg)
(7)
где Т — температура газа; — суммарный коэффициент теплопередачи, определяемый выражением
ау =а -- + е - ^0 (Т |2=0 +Т?)(Т|г=0 +Т8). Здесь е - — приведенная степень черноты поверхностей теплообмена; j = 0, 1 — для верхней и нижней поверхностей соответственно; ст0 — постоянная Стефана-Больцмана; а- — коэффициент конвективного теплообмена, имеющий вид [17]:
ак- = 0.646Re1//2 Рг1/3 X8/1, Re7- = Iи—У й, Рг = VаЁ ; —скорость течения газа; I—характерная длина зоны охлаждения; V , а , X — кинематическая вязкость, температуропроводность и теплопроводность газа соответственно. Вдали от зоны сварки, на вертикальной границе расчетной области по всей толщине пластин полагаем температуру приближенно равной температуре окружающей среды (условие Дирихле «на бесконечности»). Благодаря использованию неравномерных сеток, в численных экспериментах размеры расчетной области в горизонтальном направлении удавалось выбирать на значительном удалении (порядка тысяч гр радиусов фокального пятна луча лазера). Это позволяло практически исключить влияние конечности размера области на численный результат в зоне сварки и прилегающей к ней области.
Считаем, что сварка осуществляется излучением СО2-лазера с длиной волны X 0 = 10.6 мкм. Интенсивность излучения описывается нормальным распределением Гаусса
I(х, у, г) = 10ехр(-2( г/гР)2), г =у]х2 + у2,
где 10 = 2Ш/п гр , W — мощность излучения.
В зоне воздействия лазера на пластины при его мощности выше критической возникает паровой канал. На поверхности канала г = (х, у), где (х- гр)2 + у2 < < (2гр2), справедливо уравнение теплового баланса
. дТ
= qi •n+ <
on
. + qv + i
(8)
где п = (пх, пу, п2) — единичная (внешняя) нормаль к
поверхности канала, направленная внутрь области жидкой фазы; q 1 = q1eг определяет поглощенный поток ла-
зерного излучения без учета переотражения; ег — орт оси z; qr — поток тепла, возникающий в результате переотражений от стенок канала; qv — потери тепла за счет испарения металла; qc — слагаемое, которое моделирует конвективный поток тепла с передней стенки канала на заднюю. Плотность потока лазерного излучения задается формулой [18]
qi( x, ^ Z(^ у)) =
2WA
#
rz =
2 , rF +
z - ZF
rot
nrz
-exp
>$V2
-2
2 , 2 $ X + У
где Ж — мощность лазера; гг - радиус лазерного
луча на глубине z парогазового канала; Zр — координата по оси z фокуса луча лазера; А — коэффициент поглощения лазерного излучения поверхностью парового канала. Для простоты будем считать, что остаток мощности луча после первого и последующих его отражений от стенок канала Щ = (1 -А)Щ(г = 1, 2, ..., Щ = Щ) равномерно рассеивается по поверхности Sc, состоящей из боковой поверхности канала 5"ъ и его выходного отверстия при z = 0. Тогда мощность многократно отраженного излучения, поглощаемого стенками канала, вычислим с помощью эффективного коэффициента поглощения [18]
А (1 - А)¿ъ Т = А (1 - А)¿ъ п=х/ Бс . ¿С - (1 - А)Я по формуле Ща = АЩ. Для плотности мощности отраженного излучения лазера, поглощаемого элементом поверхности парогазового канала, имеем выражение = Щ; = ЩА (1 - А)
¿ъ = ¿с - (1 - А)¿ъ '
В уравнении теплового баланса (8) учитывается потеря тепла за счет испарения металла. Для ее оценки в
модели используется формула
qv = -
Здесь L — удельная теплота испарения металла; т — массовая скорость испарения с единицы поверхности парового канала. Она связана с избыточным давлением паров Р^), необходимым для удержания стенок канала от схлопывания, соотношением т = д/Р(, pv — плотность пара. С другой стороны, с избыточным давлением Р(г) в канале связана скорость пара, истекающего из канала. Так что знание этой скорости позволяет оценить среднее значение избыточного давления и значение величины т. Следует отметить, что для оценок этих и других величин, характеризующих процесс сварки, в научной литературе существуют различные подходы и приведены их значения в значительной мере приближенные. Здесь не рассчитывалось движение пара в канале, для оценки значения т бралось некоторое среднее
значение избыточного давления, а полученные значения сравнивались с различными данными, приведенными в литературе.
Как уже было сказано выше, в использованной здесь модели обтекание канала расплавом не рассчитывается, а полагается, что все частицы изделия перемещаются со скоростью сварки. Это упрощающее допущение в модели приводит к тому, что через любой элемент поверхности канала dS имеется ненулевой поток тепла, равный пхс2ТV . Он в данной модели учитывается в уравнении (8) как слагаемое
qc(х у) = -С2 Р1(х у^с(х,у)) -
-Т(2г, - х,у^^,у где (х,у,.с(х,у)) и (2гР -х,у,.с(х,у)) — симметричные относительно плоскости х = гр точки поверхности парового канала (рис. 1). В действительности же этих потоков нет, поскольку жидкий металл не течет через поверхность канала (потерей массы металла при испарении пренебрегаем ввиду ее малости), а обтекает ее, перенося тепло с прогретой лазером передней стенки, расположенной в полупространстве х < гр, в область, примыкающую к задней стенке.
2.3. Модель формирования парового канала
Если мощность лазера выше некоторого критического значения, то в области взаимодействия луча с металлом в окрестности оси луча возникает паровой канал. Его стенки хаотично колеблются из-за неоднородности материала, неравномерности поверхности при кипении, гидродинамической неустойчивости поверхности жидкости. Здесь следует оговорить, какие допущения принимаются в рассматриваемой модели процесса лазерной сварки. Заметим, что среди большого числа опубликованных работ на эту тему предложены различные модели передачи тепла от луча лазера к металлу при сварке, имеющие различные достоинства и недостатки, которые здесь не обсуждаются. В большинстве своем сначала в рамках допущений, принятых в конкретной модели, отдельно рассчитывается собственно углубление в металле, которое образуется под воздействием луча лазера. Затем с учетом потока тепла, поступающего от луча на стенки канала, рассчитывается поле температуры в пластине без учета обратного воздействия поля температуры в пластине на форму канала. В модели парового канала, использованной в данной работе, это взаимодействие учтено за счет одновременного расчета канала и поля температур. Таким образом решается самосопряженная задача о нахождении температурного поля в пластинах и формы парового канала с учетом условий теплового баланса на его стенке и на всех границах расчетной области.
Отметим еще несколько экспериментальных фактов, которые учитываются в принятой здесь модели канала. Как показывают эксперименты по сверлению лазером
нетолстых металлических пластин, сечение полученных отверстий близко к круглой форме и имеет радиус, немного превышающий радиус луча в фокальной плоскости. При движении луча с постоянной скоростью ось луча незначительно опережает ось канала и находится на передней по ходу движения луча стенке канала [19]. На стенки канала действует равномерно во всех направлениях давление паров испаряющегося металла, которое стремится расширить канал. В противовес ему действуют сила поверхностного натяжения расплавленного металла и сила гидростатического давления. Последняя по оценкам незначительна по сравнению с другими силами при небольшой толщине пластин и малости радиусов кривизны поверхности канала.
В данных расчетах не учитываем вызванную истекающими из канала парами силу трения, воздействующую на стенки канала. Не учитываем также воздействие на форму стенки канала конвективного движения расплава в ванне [9, 20]. Все указанные силы имеют гладкие профили. Поэтому стенки канала гладкие и не имеют ступенек и других особенностей.
При описании модели парогазового канала примем еще некоторые упрощающие допущения:
1) Колебания стенок канала происходят около некоторого среднего во времени положения. Колебания параметров расплава в ванне также происходят около некоторых их средних значений, которые принимаются за значения параметров рассчитываемого стационарного процесса.
2) Будем считать, что поверхность парового канала является монотонно сужающейся с ростом глубины поверхностью вращения относительно оси, параллельной оси 2 и лежащей в плоскости симметрии.
3) Луч лазера и паровой канал расположены друг относительно друга так, как это показано на рис. 1: ось вращения поверхности парового канала находится от оси луча лазера на расстоянии его радиуса, а при 2 = 0 (на поверхности пластин) радиус парового канала примерно вдвое больше радиуса луча лазера.
и ъ
Рис. 2. Схема расположения парового канала и луча лазера на стыке пластин
4) Дно парового канала локально имеет форму сферической поверхности, радиус которой Яс можно оценить из условия локального равновесия сил, обусловленных давлением пара, поверхностным натяжением и гидростатическим давлением жидкого металла, по формуле
с " о ^ ; ' (9)
Ртах -Р3 Ф
Здесь а — коэффициент поверхностного натяжения жидкого металла; g — ускорение свободного падения; h — глубина парового канала; Р—избыточное давление паров металла, достигает максимальное значение Ртах на дне канала. Гидростатическое давление р3gh и поверхностное натяжение расплава стремятся ликвидировать паровой канал, вернуть поверхности расплава плоскую форму. Напротив, избыточное давление, вызванное парами металла в канале, уравновешивает их и препятствует схлопыванию канала.
Наибольшее значение температуры на поверхности парового канала находится вблизи оси луча и не может значительно превышать температуру кипения расплава. Однако она может не достигать температуры кипения на периферии фокального пятна. При этом наибольший поток тепла приходится на зону действия прямого лазерного излучения. Среди всех возможных образующих поверхности парового канала (согласно второму допущению, являющейся поверхностью вращения), линия, лежащая в плоскости у = 0 на его передней стенке, будет самой «прогретой» (т.е., согласно принятой модели, из всех образующих эта линия будет иметь самый протяженный участок, на котором достигается температура кипения). Поэтому примем ее в качестве образующей поверхности парового канала. При построении этой линии будем руководствоваться следующим допущением: на возможно большем ее участке вблизи оси луча лазера температура должна быть близка к температуре кипения сплава Т8а1 при заданных параметрах режима сварки.
Образующая поверхности парового канала АС, лежащая в плоскости у = 0, ищется в виде сплайна — линии, состоящей из двух частей АВ и ВС (АС = АВ и ВС). АВ представляет собой кубический полином, построенный по касательной, сопрягающийся с ВС, являющейся частью окружности (рис. 2). При этом АВ целесообразно рассматривать принадлежащим двухпараметрическому семейству
М (с, И) = {х(г): х(г) = (гР - сИ)/И3 (г - И)3 + с(г - И),
0 < с < гр/И,И > 0}
с независимыми параметрами с и h. Линии этого семейства при принятых допущениях проходят через точку А (рис. 3) и обладают свойством симметрии относительно точки ее пересечения с прямой х = 0, у = 0 (осью луча лазера). При этом параметр h — координата по оси 2 точки симметрии АВ, с — тангенс угла 0 наклона
линии х^) к оси z в точке симметрии (это минимальный угол 6 наклона линии АС к оси z). В точке В линия х^) сопряжена с частью окружности, радиус которой определяется формулой (9). Поверхность парового канала с образующей АС, построенной указанным способом, удовлетворяет допущениям 2-4. Заметим попутно, что принятое здесь расположение луча относительно передней стенки канала, хорошо согласуется с выбранным в [19], а форма образующей стенки хорошо согласуется с формой передней стенки канала, приведенной там же.
Допустим, в первом приближении мы нашли поле температуры в пластине при известной и фиксированной форме поверхности парового канала. В этом случае задачу о нахождении этой поверхности можно свести к следующей задаче: варьируя форму поверхности канала, необходимо подобрать такое решение (т.е. распределение температуры), которое удовлетворяет принципу: на возможно большем участке А С вблизи оси луча лазера температура близка к температуре кипения сплава Т8а(. Иными словами, управляя параметрами с и h, стараемся построить наилучшую, с точки зрения сформулированного принципа, линию АС. Осуществляется это описанным ниже способом.
Управление параметром К. Вычислим среднюю температуру Тср на симметричном относительно точки пересечения с осью Z участке линии АВ, находящемся вблизи оси луча лазера. Если Тср > Т^, значит расплав «перегрет» и необходимо увеличить расчетную глубину парового канала (это достигается увеличением значения параметра К). Площадь поверхности канала, поглощающей прямое лазерное излучение, при этом возрастает, что, в свою очередь, приводит к спаду температуры на ней. Аналогично, если Тср < Т8а1, в этом случае необходимо уменьшать К. Так подбирается глубина канала.
Управление параметром с. После подбора подходящего К может получиться, что на пересечении линии АС и оси луча лазера температура превышает (или, наоборот, не достигает) температуру кипения Т8а(, в то время как на небольшом удалении на АС по обе стороны от оси луча наблюдается обратная ситуация. Это свидетельствует о неправильном выборе параметра с, характеризующего угол наклона стенок канала к оси z. Умень-
30 x/rF
Рис. 3. Поле температур и изотермы в расчетной области (сечение у = 0): 1 — паровой канал, 2 — 2629.1 К (температура кипения), 3 — Т = 2155 К, 4 — Т = 1724 К, 5 — Т10 = 862 К (температура ликвидуса), 6 — Т = 420 К
шая (или увеличивая) угол наклона 6, мы добиваемся того, что ближайшая окрестность точки пересечения линии AC и оси луча лазера будет получать меньше (больше) тепла по сравнению с периферией. (Это связано с тем, что плотность мощности лазерного излучения имеет гауссово распределение (11), а поглощенное стенками канала тепло от прямого излучения лазера пропорционально sin 6). Таким образом, варьируя c и h, находим оптимальную форму поверхности парового канала.
Дальнейшее уточнение формы стенки парового канала [21] осуществляется с учетом условия теплового баланса и условия динамического равновесия на ее поверхности z = Zc
P( z) = oK c +gP3 z, где P(z) — давление на стенке; Kc — ее кривизна; Zc — координата z точки на поверхности. В силу малости размеров сечений парового канала в направлениях, перпендикулярных оси z, и значительности капиллярного давления для малых Kc, по-прежнему с точностью до величин более высокого порядка малости поверхность канала можно считать поверхностью вращения. Поэтому уточнение ее формы можно свести к уточнению ее образующей. Величина P(z) представляет собой сумму статического давления при поверхностном испарении Ps(z) и давления отдачи (реакции) Pr(z). Используя упрощающую гипотезу, величины Ps(z) и Pr(z) можно выразить через температуру. В итоге в условиях теплового баланса и динамического равновесия остаются две взаимно связанные величины T(z) и x(z), которые можно уточнять итерационно, решая уравнение теплопроводности (1) с соответствующими граничными условиями.
2.4. Численный метод
Для численного решения задачи теплопроводности использована факторизованная конечно-разностная схема установления [22]. С ее помощью определяется распределение температуры в пластинах, устанавливается положение внутренней границы раздела фаз. Итерационно в процессе установления численного результата одновременно с полем температуры рассчитывается описанным выше методом поверхность парового канала. В реализованной компьютерной программе эти итерационные процессы совмещены: после каждой итерации температуры в пластинах корректируется форма поверхности парового канала. При этом величина h может принимать значения кратные величине шага сетки по оси z (т.е. образующая парогазового канала в сечении y = 0 проходит через узел сетки, лежащий на оси z), а ее изменение осуществляется в том случае, если
I T - Тоя
. 1 1 dT
|>2^ э7
х=0 ' у=0 z=h
где T — среднее значение температуры на поверхности
парогазового канала в плоскости у = 0 вблизи оси луча лазера; |Л — параметр для управления границами «коридора», в пределах которого изменение величины Н не производится. Такой механизм дискретного («ступенчатого») изменения параметра Н позволяет избежать малых колебаний формы канала, которые мешают установлению поля температур. Изменение параметра с также производится дискретно аналогичным образом.
Указанные выше приемы построения поверхности канала позволяют автоматизировать процесс расчета его формирования. Благодаря этому образующая поверхности канала строится в одном расчете вместе с полем температуры во всей расчетной области.
2.5. Обсуждение результатов численного моделирования
Во всех рассмотренных случаях мощность лазера при указанных параметрах сварки и материала пластин превышала критическое значение [23], при котором под воздействием луча лазера в пластинах возникал паровой канал. В расчетах определяются температурные поля в изделии, положение внутренних границ между фазами материала изделия, форма и глубина парового канала и другие параметры. По результатам расчетов можно сделать прогноз о величинах зон, занимаемых в процессе сварки различными фазами, и определить, какая скорость движения лазерного луча вдоль сварочного шва при заданной мощности лазера может обеспечить наличие достаточной по величине зоны жидкой фазы при отсутствии сквозного парового канала (пробоя изделия лучом лазера). Проведены численные эксперименты на последовательности сеток с убывающими шагами, прежде всего, в расчетной области с фиксированными длиной и шириной, а также с измененными ее размерами. Обнаружен первый порядок сходимости значений рассчитываемых параметров. На рисунках ниже приведены результаты расчетов температурных полей в жидкой ванне и прилегающих слоях твердого сплава. В качестве масштаба длины по всем осям выбран радиус луча гр в фокальной плоскости. На рисунках для наглядности приведена картина в небольшой части расчетной области. Численные расчеты проведены для сплава А1 + 10% Si (% массы) при тех же теплофизических параметрах, что и в [21]: Х1 = 155.7 Вт/(м-К); Х2 = 127.85 Вт/(м-К); Х3 = = 100 Вт/(м-К); с = 1000 Дж/(кг-К); с2 = 1050 Дж/(кг-К); с3 = 1100 Дж/(кг-К); р1 = 2.6-103 кг/м3; р2 = 2.45х х 103 кг/м3; р3 = 2.3 -103 кг/м3; ТА = 933 К; Т10 = 862 К; Т1 = 850 К; к = 5.37-105 Дж/кг; L = 1.11 -107 Дж/кг; Сю = 10 % (по массе); в1 = 7.1 К/%; к1 = 0.14; А = 0.65; хР = 10-4 м; гР = 0; Т% = 293 К; X8 = 0.024 Вт/(м-К); vg = 1.37-10-5 м2/с; Т1у = 2720 К; Т2у = 2628К; А1 = = 33.294; В1 = 37723.14 К; А2 = 43.584; В2 = = 63590.782 К; Р10 = Р20 = 1 Н/м2; Ку = 0.00014 м/ с-К; а = 0.57 Н/м; е1 = 0.176; е2 =е3 = 0.18; vg = 0.5 м/с; / = 0.02 м.
В качестве примера примем мощность лазера W = = 3.18 кВт, скорость сварки v = 4.7 м/мин, толщину пластины h = 1.5 мм, 350 х 200 х 150 — число шагов сетки по x, y и z.
На рис. 3, 4 видно, что самые прогретые участки, а также самые большие градиенты температуры в расчетной области находятся вблизи поверхности парового канала. Из расчетов также следует, что область наибольших градиентов температур находится в окрестности передней границы канала (в области плавления). Изотермические поверхности слева и справа от канала (в области охлаждения и затвердевания расплава) являются выпуклыми, при этом по мере удаления от канала их кривизна уменьшается, т.е. поле температур в пластинах выравнивается. Также можно заметить, что на передней поверхности парогазового канала температура на достаточно протяженной ее части в окрестности оси лазера близка к температуре кипения, что согласуется со сформулированным выше допущением при описании алгоритма построения канала.
Выбирая из расчета сечение жидкой ванны плоскостью x = const, соответствующей максимальной ее ширине (на верхней поверхности пластин), можно сопоставить рассчитанные размер и форму области, занятой жидким металлом, с экспериментально наблюдаемыми поперечными размерами сварного шва, полученного при тех же параметрах сварки, что и в расчете. Пример такого сопоставления приведен на рис. 5 и 7. Сравнение размеров поперечных сечений сварного шва (рис. 5, а) и расчетной жидкой ванны (рис. 5, б) показывает их удовлетворительное согласие. Отличие частично вогнутой формы экспериментального соединения от выпуклой формы сварочной ванны может быть связано с конвекцией расплава в ванне и усадочными эффектами [9, 20], что в данных расчетах не учитывалось. Поэтому, принимая во внимание упрощающие допущения при постановке задачи, результаты сопоставления можно считать удовлетворительными.
Особенностью неравновесной кристаллизации сплава с модифицирующим нанопорошком является образование переохлаждения в области кристаллической фазы, что обуславливает немонотонность изменения тем-
y/rF 05101520-10 0 10 20 30 x/rF Рис. 4. Поле температур и изотермы в расчетной области (вид сверху, плоскость z = 0)): 1 — паровой канал, 2 — T = 2155 K, 3 — T = 1724 K, 4 — T10 = 862 K (температура ликвидуса), 5— T = 560 K
*
4
Рис. 5. Фотография шлифа сварного шва в плоскости, перпендикулярной сварному шву (видна граница застывшей ванны) (а), сечение расчетной области плоскостью перпендикулярной оси х в точке с максимальной шириной ванны (область ванны отмечена наиболее светлым оттенком) (б)
пературы вдоль координаты х в области зарождения кристаллической фазы (рис. 6). Однако, в отличие от гомогенной кристаллизации, значение величины переохлаждения здесь невелико. Максимальное ее значение составляет 1.5-5.0 К и зависит от количества наночас-тиц N в единице объема расплава. Это указывает на более высокую скорость зарождения кристаллов в единице объема и более высокую дисперсность кристаллической структуры. При этом наличие наномоди-фицирующей добавки, в виду относительной малости ее массы, практически не влияет на положение границы жидкой ванны.
Были также проведены физические эксперименты и расчеты процесса сварки пластин из углеродистой стали при различных значениях параметров сварки. Сварка производилась СО2-лазером, мощностью Ж= 2.3 кВт, при скорости сварки V =2 м/мин и =0 мм.
В численном расчете, учитывая, что ведущим легирующим элементом является углерод, использовалась диаграмма состояния бинарного сплава Бе + 0.2 % С, где процент вычислен по массе. Теплофизические параметры металла задавались, согласно [23], соответствующими рассматриваемой стали. На рис. 7, а приведена фотография поперечного сечения сварного шва, полученного в одном из экспериментов, на рис. 7, б — форма этого сечения, полученная численным моделированием.
Из сравнения рис. 7, а и б видно, что в данном случае используемая модель позволила более точно, чем в пре-
-1-1-1-г^
0 1 2 3 4 х
Рис. 6. Профиль безразмерной температуры в зоне кристаллизации. Начало оси х в точке х1. ^ = 1018 (1), 1019 м"3 (2)
дыдущем случае (рис. 5), рассчитать глубину проплав-ления и морфологию сварочного шва. Видимо, в этом случае на форму ванны меньше повлияли указанные выше эффекты.
3. Экспериментальные исследования
3.1. Условия эксперимента
В экспериментах для лазерной сварки применялся непрерывный электроразрядный СО2-лазер с самофильтрующим резонатором с рабочей мощностью излучения 5 кВт. Лазер генерирует плоскополяризованный луч с углом наклона плоскости поляризации к горизонту 45°. Основные эксперименты проводились при мощности излучения до 3 кВт при толщине свариваемых пластин до 6 мм. Угол падения лазерного луча на свариваемый металл составляет 80°. Угол выбран из практических соображений: при больших углах часть отраженного излучения попадает на центральное сопло, при меньших — расплавленный металл вытекает из зоны расплава. Сварка производилась в защитной среде гелия. Расход гелия, приведенного к нормальной атмосфере, не превышал 60 л/мин.
3.2. Результаты экспериментов
3.2.1. Сварное соединение «сталь - сталь»
Были проведены исследования влияния нанодис-персного порошка ТЮ0 5К0 5 + Бе на качество сварных соединений из листовой стали марки Ст20 (химический состав: 0.2С, 0.5Мп, < 0.25Сг, <0.3№, <0.3Си,
< 0.3Р, < 0.04 % по массе S), полученных методом СО2-лазерной сварки. Толщина свариваемых пластин составляла 3 мм. Подготовка пластин включала зачистку свариваемых участков с помощью наждачной бумаги, травление разбавленным раствором фосфорной кислоты, мойку горячей водой, затем сушку и обработку ацетоном. Специально приготовленные нанопорошковые композиции в виде клеящей суспензии наносились тонким слоем вдоль стыка на верхнюю (2 = 0, рис. 1) предварительно обработанную поверхность пластин в количестве не более 0.1 % по массе проплавляемого металла в расчете на тугоплавкое соединение. В качестве моди-
Рис. 7. Сравнение морфологии поперечного сечения шва, полученного лазерной сваркой (а) и в результате численного моделирования (б) при мощности лазерного излучения Ж= 5.2 кВт и скорости сварки V = 0.6 м/мин, ZF = 0
фицирующих добавок использовались различные порошковые композиции с наночастицами ТМ, Y2O3, плакированные для повышения смачиваемости хромом.
Поверхности пластин в зоне сварки сверху и снизу защищались от окисления потоком гелия. Заготовки соединялись встык. Мощность СО2 -лазерного излучения составляла 3.05 кВт, скорость сварки — 1.7 м/мин.
Структуру подготовленных после сварки шлифов исследовали на электронном микроскопе. На рис. 8 представлены фотографии морфологии и структуры шва, полученного без инокулирующей добавки и с добавкой нанопорошкового инокулятора Т1С0 5М0 5 + Fe.
Нетрудно видеть, что применение наномодифика-тора изменило как морфологию сварного шва, так и микроструктуру соединения. Размеры кристаллов вид-манштеттова феррита в сварном шве без инокулятора достигают 100-150 мкм в длину, тогда как в инокули-рованном шве эти пластины не превышают 30-40 мкм. Это несомненно указывает на то, что добавка нанопорошкового инокулятора приводит к измельчению структуры сварного шва.
В центре сварного шва во всех случаях образуется мелкодисперсная феррито-перлитная смесь (троостит) с микротвердостью НУ 5-6 ГПа, в то время как микротвердость свариваемой стали не превышает 2.2 ГПа. Первичное аустенитное зерно имеет характерное для литого сплава строение с мелкими зернами в центре и вытянутыми вдоль направления теплоотвода. Однако с введением наноинокуляторов измельчается дендритное строение: расстояние между осями второго порядка дендритов и длина главной ости уменьшается в 1.52 раза.
Для оценки качества сварных соединений были выполнены металлографические и фрактографические исследования образцов, модифицированных нанопорош-ковым инокулятором Т1С0 5М0 5 + Сг. Проведены измерения микротвердости шва и прилегающей зоны термического влияния, осуществлены испытания на статическое растяжение и трехточечный ударный изгиб с У-образным концентратором, нанесенным по сварному шву.
Измерение микротвердости сварного шва и зоны термического влияния показало заметное сглаживание скачков микротвердости, наблюдаемых при лазерной сварке без нанопорошкового инокулятора (рис. 9, а), что, очевидно, связано с повышением однородности структуры при добавлении инокулятора.
При использовании нанопорошков отмечено повышение прочностных свойств (испытания на статическое растяжение): в 1.5 раза увеличилось относительное удлинение образцов при незначительном (3-4 %) повышении предела прочности, и это при наличии небольшой (не более 5 об. %) внутренней пористости шва.
Таким образом, введение наномодификаторов в сварной шов малоуглеродистой стали приводит к измельчению литой структуры, образованию мелкодисперсной феррито-перлитной смеси (троостита) и повышению прочностных свойств соединения.
Исследовано распределение микротвердости по Виккерсу по ширине и высоте сварных швов при нагрузке 0.5 Н. Результаты исследований представлены на рис. 9. Среднее значение микротвердости основного металла составляет НУ 260. Модифицирование нанопо-рошком ТМ вызывает повышение твердости сварного
1ЕГ '
ш
1 т^ "'" р
шд
• - - ' ■ -б
ЮГ- •■ " V
4. , г 4 \ . у'1-, - ' ■ ■ г
, V- V ■ *
' ¡ж-*« • -
' ' • ш
ЖШ- -¿V
л - - ■ ■ -Э
у 4
V ' - Аэ
" 1
"»Л1 ^ • - «
Ч *
л
\ - ^ ^ ^ Ч
20 мкм
Рис. 8. Морфология и структура сварного шва: без инокулятора (а, б), с инокулятором Т1С0 5 + Fe (в, г)
шва в центральной области шва в среднем от НУ 560 до НУ 580. После модифицирования нанопорошком Y2O3 среднее значение микротвердости понижается до НУ 517. После комплексного модифицирования смесью Y2O3 и Т№ значение микротвердости составило НУ 530.
3.2.2. Сварное соединение «титан-титан»
Получение качественных сварных соединений титановых сплавов является весьма трудной задачей, по-
'0.5^0.5
скольку титан характеризуется высокой активностью в расплавленном состоянии по отношению к кислороду и водороду, низкой теплопроводностью и теплоемкостью, повышенным электросопротивлением. При сварке титановых сплавов часто образуются холодные трещины, как сразу после сварки, так и в процессе длительного хранения.
Учитывая положительное влияние тугоплавких на-нопорошков на свойства сварного шва при сварке лазерным лучом стали, были проведены экспериментальные
^ 300
2 3 4 Расстояние, мм
2 3 4 5 Расстояние, мм
Рис. 9. Микротвердость сварных швов без инокулятора (а) и с добавлением порошка Т1С0 5 + Сг (б)
Рис. 10. Морфология и структура шва сплава титана ВТ20 толщиной 5 мм без применения нанопорошка (а, б) и с применением порошка ТЫ + Сг (в, г)
исследования воздействия нанопорошковых модификаторов на основе смеси TiN и Y2O3 на структуру, микротвердость и прочность сварных соединений титановых сплавов ВТ5 (4.3A1, остальное Ti) и ВТ20 (0.3Fe, 0.1C, 0.15Si, 1.0Mo, 0.9V, 6.0A1, 1.5Zr, 0.04N, 0.150, остальное Ti).
Прочность соединений оценивали при статическом растяжении и в условиях малоцикловой усталости на сервогидравлической испытательной машине Instron 8801. Макро- и микроструктура сварных швов исследованы на оптическом микроскопе Neophot 21. Измерения микротвердости по сварному шву проведены на приборе LEICA VMHT AUTO (Германия) при нагрузках от 10 до 50 г. Рельеф поверхности образцов после испытаний на статическое растяжение анализировали с помощью растрового электронного микроскопа TESCAN VEGA II XMU (Чехия), оснащенного системами рентгеновского волнодисперсионного микроанализа INCA WAVE 700, энергодисперсионного микроанализа INCA ENERGY 450 с ADD детектором фирмы OXFORD (Великобритания) и программным обеспечением INCA.
Подготовка образцов к сварке проводилась аналогично предыдущему. Для проведения экспериментальных работ использовались образцы из пластин титанового сплава ВТ5. Размер пластин: толщина 2 мм, ширина 5 ± 2 мм, длина 100 ± 2 мм. Сварка образцов проводилась в диапазоне мощностей лазерного луча P = 1.52.4 кВт и скоростей сварки (перемещения луча) v = 0.8-
1.2 м /мин. Поверхности пластин в зоне сварки сверху и снизу защищались от окисления потоком гелия.
На рис. 10 представлены фотографии морфологии и макроструктуры швов при обычной сварке и с применением наномодификатора ТЫ + Сг.
Видно, что применение наномодификатора ТЫ + Сг заметно меняет морфологию шва и измельчает макроструктуру затвердевшего металла в сварном шве.
Было установлено, что применение наномодификатора позволяет повысить скорость сварки при той же мощности луча за счет увеличения коэффициента поглощения интенсивности лазерного излучения. При этом улучшается качество соединения, существенно возрас-
Таблица 1
Результаты усталостных испытаний для ВТ 20
№ образца Опытные образцы Ресурс работы до разрушения, мин
1 Исходный образец без сварного шва т = 220.50 ср
2 Сварное соединение с добавкой нанопорошка ТЫ+Сг, Р = 3 кВт, V= 1 м/мин, Q = 65 л/ мин т = 63.23 ср
3 Сварное соединение без на-нопорошка, Р = 3 кВт, V = = 1 м/мин, Q = 65 л/мин т = 129.60 ср
НП TiN + Cr I«
I и +
¡¡ЯР СП О
ЖЯШ
Без НП ¡¡¡¡¡p + £ р с к
9
ll
Без НП
1*. НП TiN + Y2O3 + Сг
¡¡В
НП TiN + Сг
Без НП
■ шИ
Предел прочности
200-
100-
НП TiN + Сг
Без НП
U
+
СП
о
(N
+
£ р
с к
Ж.
Предел текучести
8, °/ 0.6J
0.4-
0.2-
0.0
"И
НП TiN + Y2O3 + Сг
НП TiN + Сг
Без НП
Ж
Относительное удлинение
Рис. 11. Механические характеристики сварного соединения сплава ВТ 20 без добавок и с добавками нанопорошка (НП)
тают его механические характеристики (рис. 11). Из рис. 11 видно, что относительное удлинение повысилось в 2.0-4.9 раза, предел прочности — в 1.23-1.35 раз, а предел текучести — в 1.8-2.0 раза.
При лазерной сварке пластин толщиной 5 мм из сплава ВТ20 исследовалась усталостная прочность сварного соединения, которая является важным показателем качества неразъемных соединений. Усталостные испытания образцов проводились на универсальном сервогидравлическом испытательном комплексе 1ш^оп 8810, оснащенном программным модулем сбора и обработки информации Wavematгix. Испытания проводились по пульсирующему мягкому циклу нагружения с частотой 5 Гц. При испытаниях сварных соединений нагрузка менялась от нулевого значения до величины 1500 Н. Амплитуда деформации при таких режимах на-гружения составляла приблизительно 0.20-0.25 мм. В процессе испытаний фиксировалось время до полного разрушения образца. Результаты испытаний приведены ниже в табл. 1.
Как следует из табличных данных, усталостная прочность сварных швов, модифицированных нанопорош-ковым инокулятором, значительно (в 1.5-2.0 раза) превышает значение этой величины при сварке пластин без применения наномодифицирующей добавки.
4. Заключение
Построена математическая модель гетерогенной кристаллизации бинарного сплава, модифицированного активированными нанодисперсными частицами, позволяющая анализировать влияние концентрации частиц на теплофизические и кристаллизационные процессы в сварочной ванне. Особенностью теплового режима кристаллизации сплава с модифицирующим нанопо-
рошком является образование переохлаждения в области зарождения и роста кристаллической фазы. Сравнение данных численного расчета и эксперимента по глубине проплавления и морфологии поперечного сечения шва указывает на удовлетворительное согласие результатов и достаточную адекватность предложенной математической модели. Выполненные экспериментальные исследования показывают, что введение небольших количеств порошков TiN, TiC05N05+ Y2O3, плакированных металлами, в расплавы стали и титанового сплава приводит к измельчению структуры затвердевшего металла, изменению морфологии кристаллического зерна и, как следствие, к повышению механических и рабочих характеристик сварного соединения.
Работа выполнена при финансовой поддержке партнерского интеграционного проекта ИТПМ СО РАН -ИМаш УрО РАН № 4 и гранта РФФИ № 10-01-00575-а.
Литература
1. Сабуров В.П., Еремин Н., Черепанов А.Н., Миннеханов Т.Н. Модифицирование сталей и сплавов дисперсными инокуляторами. -Омск: Изд-во ОмГТУ, 2002. - 212 с.
2. Lazarova R., Gaidarova V., Manchev M., Manolov V., Konstantinova S., Cherepahov A. Investigation of the Influence of Modifiers on the Microstructure and Mechanical Properties of P265GH/HII Steel // J. Mater. Sci. Technol. - 2010. - V. 18.- No. 2. - P. 120-128.
3. Морохов И.Д., Трусов Л.И., Чижик С.П. Ультрадисперсные металлические среды. - М.: Атомиздат, 1977. - 264 с.
4. Черепанов А.Н., Афонин Ю.В., Маликов А.Г., Оришич A.M. О применении нанопорошков тугоплавких соединений при лазерной обработке материалов // Тяжелое машиностроение. - 2008. -№ 4. - С. 25-26.
5. Dowden J. The Theory of Laser Materials Processing // Springer Series in Materials Science. - 2009. - V. 119. - P. 21-69.
6. Zhao H., White D.R., DebRoy T. Current issues and problems in laser welding of automotive aluminium alloys // Int. Mater. Rev. - 1999. -V. 44. - No. 6. - P. 238-266.
7. Mackwood A.P., Crafer R.C. Thermal modelling of laser welding and related processes: A literature review // Opt. Laser Technol. - 2005. -V. 37. - P. 99-115.
8. Semak V., Matsunava A. The role of recoil pressure in energy balance during laser materials processing // J. Phys. D: Appl. Phys. - 1997. -V. 23. - P. 2541-2552.
9. Sudnik W., Radaj D., Breitschwerdt S., Erofeew W. Numerical simulation of weld pool geometry in laser beam welding // J. Phys. D: Appl. Phys. - 2000. - V. 33. - P. 662-671.
10. Yilbas B.S., Mansoor S.B. Laser pulse heating and phase changes in the irradiated region: temperature dependent thermal properties case // Int. J. Therm. Sci. - 2008. - V. 48. - P. 761-772.
11. Черепанов А.Н., Борисов В.Т. К теории гетерогенного зародыше-образования на ультрадисперсных сферических частицах // Докл. РАН. - 1996. - Т. 351. - № 6. - С. 783-785.
12. Калинина А.П., Черепанов А.Н., Полубояров В.А., Сабуров В.П. Влияние размерных и электрических эффектов на нуклеацию в сплавах, содержащих тугоплавкие наночастицы // Физ. мезомех. -1999. - Т. 2. - № 5. - С. 93-97.
13. Черепанов А.Н., Попов В.Н., Солоненко О.П. Объемная кристаллизация капли никеля, содержащей тугоплавкие наночастицы, при соударении с подложкой // ПМТФ. - Т. 47. - № 1. - С. 29.
14. Борисов В.Т. Теория двухфазной зоны металлического слитка. -М.: Металлургия, 1987. - 224 с.
15. БаландинГ.Ф. Теория формирования слитка. - М.: Машиностроение, 1979. - 335 с.
16. Флемингс М. Процессы затвердевания / Под ред. А.А. Жукова, В.В. Рабиновича. - М.: Мир, 1977. - 424 с.
17. Кутателадзе С.С. Основы теории теплообмена. - Новосибирск: Наука, 1979. - 656 с.
18. Судник В.А., Радаи Д., Ерофеев В.А. Компьютерное моделирование лазерно-лучевой сварки. Модель и верификация // Свароч. пр-во. - 1997. - № 1. - С. 28-33.
19. Jin X., Li L., Zhang Y A heat transfer model for deep penetration laser welding based on an actual keyhole // Heat Mass Transfer. -2003. - V. 46. - P. 15-22.
20. Исаев В.И., Шапеев В.П., Черепанов А.Н. Численное моделирование лазерной сварки тонких металлических пластин с учетом конвекции в сварочной ванне // Теплофизика и аэромеханика. -2010. - № 3. - C. 451-466.
21. Черепанов А.Н., Шапеев В.П. Численное исследование процесса сварки тонких металлических пластин // Вычислительные технологии. - 2009. - Т. 14. - № 3. - С. 96-106.
22. Yanenko N.N. The Method of Fractional Steps. - Berlin: SpringerVerlag, 1971. - 160 p.
23. Григоръянц А.Г., Шиганов И.Н. Лазерная сварка металлов. - М.: Высшая школа, 1988. - 207 с.
Поступила в редакцию 12.05.2012 г., после переработки 16.01.2013 г.
Сведения об авторах
Черепанов Анатолий Николаевич, д.ф.-м.н., проф., гнс ИТПМ СО РАН, [email protected]
Оришич Анатолий Митрофанович, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб., зам. дир. ИТПМ СО РАН, [email protected]
Шапеев Василий Павлович, д.ф.-м.н., проф., гнс ИТПМ СО РАН, [email protected], [email protected]
