Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Анализсовременного состояния лазерной сварки металлов и сплавов 5
1.1. Основные особенности и преимущества лазерной сварки: 5
1.2. Характерными особенностями лазерной сварки являются : 6
1.3. Основные преимущества лазерной сварки перед другими видами сварки: 6
1.4. Основные физические процессы и виды лазерной сварки 8
1.5. Классификация процессов лазерной сварки 9
1.6. Основные режимы лазерной сварки: 10
1.7. Качество и свойства лазерной сварки. 12
1.8. Фундаментальные задачи теории кристаллизациисварного шва. 14
1.8.1. Гомогенная нуклеация. 17
1.8.2. Гетерогенная нуклеация. 18
ГЛАВА 2. Модель строения и устойчивость суспензии расплава с нанодисперсными тугоплавкими частицами . 20
2.1 Физическая модель строения суспензии. 20
2.2. Оценка диффузионной устойчивости некоторых тугоплавких наночастиц 22
2.3. Устойчивость к расплавлению в перегретом расплаве наночастиц, плакированных металлом. 24
ГЛАВА 3. Математические модели процессов нуклеации и роста твёрдой фазы при гетерогенной кристаллизации. 29
3.1. Влияние размерных и капиллярных эффектов на зарождение твердой фазы на тугоплавких наночастицах. 29
3.1.1. Равновесие кластера на криволинейной поверхности . 32
3.1.2. Зарождение твердой фазы на сферической подложке. 35
ГЛАВА 4. Математическое моделирование влияния термокапилярной конвекции на распределение наномодифицирующих частиц в сварочной ванне. 36
ГЛАВА 5. Экспериментальное исследование процессов физико-химического воздействия на зону обработки металла при лазерной сварке . 47
5.1.Сварка титановых сплавов ВТ 1- 0 и ВТ 20 излучением непрерывного СО2 лазера 48
5.2. Экспериментальное исследование сварки образцов из стали 12Х18Н10Т 51
5.2.1.Основные трудности при лазерной сварки нержавеющей стали 52
5.2.2. Влияние нанопорошковыхмодификатооров на структуру и свойства сварного соединения стали 12ХН10Т 53
5.3. Влияние композитных вставок, полученных взрывом, на свойства сварного соединения нержавеющей стали с титаном 62
Заключение 68
Литература 70
- Характерными особенностями лазерной сварки являются
- Равновесие кластера на криволинейной поверхности
- Экспериментальное исследование сварки образцов из стали 12Х18Н10Т
- Влияние композитных вставок, полученных взрывом, на свойства сварного соединения нержавеющей стали с титаном
Характерными особенностями лазерной сварки являются
Основные преимущества лазерной сварки перед другими видами сварки: - лазерный луч легко регулируется и с помощью зеркальных оптических систем направляется в труднодоступные для других способов места; - не требуется вакуум, как при электронно-дуговой сварке; - минимальная ширина шва (типичная 0,5 - 2мм); - минимальная дальнейшая механическая обработка изделия; - возможность сварки самого широкого спектра марок сталей, сплавов и тугоплавких материалов - от высоколегированных углеродистых марок стали до сплавов меди и титана, керамики и стекла; - возможность сварки разнородных металлов, отсутствие присадочных материалов; -возможность сварки встык листов металла достаточно большой толщины за один проход; - отличные свойства металла шва и около шовной зоны, во многих случаях механические свойства металла шва не хуже свойств основного металла, а иногда и выше; - малая ширина зоны термического влияния и малый уровень деформаций, примерно в 3-5 раз ниже, чем при дуговой сварке; - возможность сварки в труднодоступных местах и разных пространственных положениях; - хорошая управляемость и гибкость процесса, возможность полной автоматизации; - возможность транспортировки лазерного излучения от источника на значительные расстояния, а для волоконных лазеров и по оптическомусветоводу; - экологическая чистота процесса, определяется отсутствием флюсов и других сварочных материалов.
Однако при всех преимуществах лазерная сварка имеет ряд недостат-ков, из которых следует отметить следующие:: - низкий КПД ( 10 %); - из-за неспособности лазерного луча проникать в металл, теплопередача происходит только с поверхности. Поэтому, чтобы достичь глубокого проплавления необходимо осуществлять сварку при повышенной тепловой энергии в пятне нагрева, что вызывает образование парового канала (кинжальное проплавление). Это приводит к формированию рыхлости, бугристости, пористости. - высокие скорости нагрева и охлаждения металла обуславливают закалку материала шва, что приводит к снижению пластичности, ударной вязкости и циклической прочности, образованию трещин.
Основы технологии лазерной сварки материалов создавались в ФИАЭ им. И.С. Курчатова, институте электросварки им. Патона и в ряде других научных центров СССР:в НИИЭФА им. Д.В.Ефремова, в ЦНИИ КМ Прометей, МВТУ им. Баумана, Политехническом университете Санкт-Петербурга и в других научно технологических и учебных центрах. Так, наПО "Балтийский завод" была доведена до промышленного внедрения технология лазерной сварки специального теплообменного модуля из титановых сплавов [8,9] , где лазером производилась сварка трубок толщиной стенки до 2.5 мм в трубную доску. Решающий шаг в направлении использования лазерной сварки был сделан в 1996 году, когда был успешно завершен европейский проект, пос-вященный изучению возможностей использования лазерной сварки в судо-строительной промышленности[10]. К сожалению, в проекте, объединившем восемь стран Европы, Россия не участвовала, несмотря на большой научный и технологический задел в этой области. Технические материалы проекта были переданы в классификационные организации стран-участников, кото-рые разработали нормы использования лазерной сварки в судостроении. Этим, по - существу, был дан "зеленый свет" широкому применению новой технологии в судостроительной промышленности. В настоящее время лазерная сварка уже широко используется на ряде верфей Великобритании, Германии и Японии для сварки ряда типовых конструктивных фрагментов, например, крупногабаритных сотовых панелей.
Вторым технологическим прорывом можно считать начавшееся применение лазерной сварки алюминиевых сплавов в автостроении и авиастроении. Так, концерн Airbus применяет лазерную сварку для соединения стрингеров (продольных силовых элементов) с обшивкой при изготовлении нижней части фюзеляжа [11].
Основные физические процессы и виды лазерной сварки Процесс лазерной сварки состоит в расплавлении металла под действием высококонцентрированного источника световой энергии. Излучение лазера фокусируется на поверхности металла в области стыка двух деталей, частично поглощается верхним слоем металла, вызывая его нагрев до температуры плавления и кипения. Хотя поглощающая способность металлов и сплавов относительно невелика, но с ростом температуры поглощение растет. При достижении состояния кипения пленка жидкого металла может вытесняться под действием обратного давления струи паров металла и образуется каверна, а затем и парогазовый канал. В таком режиме излучение лазера поглощается почти полностью, а с точки зрения теплофизики источник нагрева имеет характер линейного. Если сфокусированный пучок излучения движется по стыку, то образуется зона проплавления и поверхности свариваются. К сожалению, существует еще один физический эффект, существенным образом усложняющий картину процесса. Это образование плазменного облака над поверхностью металла. Сравнительно легко ионизируемые пары металла начинают поглощать лазерное излучение, образуя плазменный факел. Этот факел может оказывать разнообразное влияние на процесс: 1- отрицательное, из-за блокирования передачи части лучевой энергии к поверхности металла и в канал проплавления, или рассеивания пучка вследствие образования отрицательной оптической линзы, 2 - положительное, за счет косвенного нагрева поверхности металла в начальных стадиях, когда прямое поглощение излучения невелико. Для исключения вредного влияния плазменного факела используют плазмоподавляющие газовые смеси. При лазерной сварке это обычно смесь гелия с аргоном, которая одновременно выполняет и функции защиты расплавленного металла от окисления воздухом. Так как скорости лазерной сварки могут быть достаточно велики, то иногда необходимо применять и газовую защиту хвостовой зоны и даже обратной стороны шва. Здесь можно применять чистый аргон. В классическом варианте для лазерной сварки не нужны ни присадочные материалы, ни флюсы. Процесс сварки бесконтактный и хорошо управляемый. В отличие от дуговых способов сварки здесь не нужно применять специализированных источников энергии с падающей характеристикой [12 - 20].
Равновесие кластера на криволинейной поверхности
В последнее время возрастающее внимание уделяется использованию специально подготовленных тугоплавких наночастиц для модифицирования сталей и сплавов с целью измельчения структуры литого металла [1-6]. Показано, что небольшие добавки наночастиц в количестве сотых долей процента по массе приводят к существенному измельчению литого зерна металла и повышению его механических и служебных характеристик. Было также установлено, что степень усвоения и, соответственно, модифицирующий эффект в значительной степени зависят от размера и смачиваемости нанодисперсных частиц [49 - 52]. Поэтому исследование особенностей зарождения центров кристаллизации на активированных ультрадисперсных затравках (наночастицах) с учетом размерных и капиллярных эффектов представляет интерес для построения теории структурообразования в сплавах, модифицированных высокодисперсными тугоплавкими соединениями размером 0,01-е-0,1 мкм. Несмотря на значительное количество публикаций, посвященных вопросу гетерогенного зародышеобразования, данная проблема – образование твердой фазы на частицах (подложках) порядка десятки и сотни ангстрем – остается малоизученной. Имеющиеся экспериментальные данные о воздействии ультрадисперсных (нанодисперсных) порошков на на структуру и свойства затвердевших сплавов [3] не дают окончательного ответа на вопрос о механизме их влияния и о размере области этого влияния.
Особенность зарождения твердой фазы на наночастице заключается в том, что размер самой частицы чрезвычайно мал, вследствие чего отношение толщины межфазного слоя, имеющего порядок межатомного расстояния, к радиусу криизны наночастицы становится существенным. Для металлических сплавов это приводит к снижению поверхностного натяжения и как следствие изменению краевого угла смачивания частицы расплавом [41, 53]. С другой стороны снижение поверхностного натяжения уменьшает значение свободной энергии зародыша на наноподложке и способствует увеличению скорости образования новых центров кристаллизации.
Таким образом, модель зарождения твердой фазы на малых включениях должна учитывать все возможные размерные эффекты. Большинство факторов свидетельствуют в пользу того, что зарождение твердой фазы начинается непосредственно на поверхности переходного слоя покрывающего ядро ультрадисперсной частицы [40.]. Помимо катализирующих свойств подложки, в известных моделях это объясняется либо охлаждением при возможном растворении частиц, либо скоплением вблизи частицы примесей, увеличивающих локальное концентрационное переохлаждение. Хотя структура жидкого металла представляет в основном кластерную фазу, в окрестности частицы в силу многокомпонентности системы присутствуют атомно-молекулярные частицы. Детальная информация о большинстве взаимодействий отсутствует. Поэтому наиболее целесообразным является описание процесса параметрами, с одной стороны, включающими информацию о каждой группе процессов, с другой стороны, достаточными для описания поведения системы, когда преобладающее влияние имеет один из них. Традиционно подобными параметрами как для равновесных, так и неравновесных процессов являются параметр смачивания (косинус краевого угла) и удельная энергия фазовой границы зародыша с расплавом [53]. Опытные данные свидетельствуют о том, что определяющим является размер частицы [54, 55].
Следовательно, в качестве общих параметров следует рассматривать параметр смачивания, удельную энергию свободной поверхности зародыша и радиус затравки. Поверхность зародыша при отсутствии подробной информации о характере процессов целесообразно рассматривать как сферическую.
В работе [56] предложена модель зарождения кристаллической фазы на сферической частице без учета влияния размерных параметров на поверхностные натяжения на границах раздела фаз и критический радиус зародыша, значение которого принималось равным радиусу гомогенного зародыша. Ниже на основе анализа свободной энергии Гиббса системы рассмотрим влияние указанных величин на процесс зародышеобразования кристаллической фазы на твердой частице, находящейся в переохлажденном расплаве (рис. 1).
Схема образования зародыша кристалла на сферической частице 1 – жидкая фаза; 2 – зародыш; 3 – частица Рассмотрим процесс зарождение твердой фазы на сферической наноразмерной частице, находящейся в переохлажденном сплаве. Считая, что образование зародыша наиболее вероятно в области поверхности частицы, характеризующейся наибольшей смачиваемостью, представим схему подложка -зародыш в виде изображенном на рис.3.1.
Здесь Rs - радиус сферической подложки (частицы порошка тугоплавкого соединения); Pv - радиус зародыша; в - краевой угол смачивания на подложке; 5\2, аіз, а2з - поверхностные натяжения границ раздела жидкость-зародыш, жидкость-подложка, зародыш-подложка; ф - угол между касательной к поверхности частицы в точке В и плоскостью, в которой лежит периметр смачивания; индексами 1, 2, 3 обозначены величины, относящиеся к жидкой фазе, зародышу и подложке соответственно.
Экспериментальное исследование сварки образцов из стали 12Х18Н10Т
Все выше перечисленные направления реализуются при лазерной сварке: высокие скорости нагрева и охлаждения в сочетании с малыми длительностями пребывания металла в расплавленном состоянии способствуют уменьшению диффузионного взаимодействия и формированию мелкодисперсной фрагментарной литой структуры материала шва; интенсивное конвективное перемешивание расплава в сварочной ванне способствует удалению неметаллических включений. Особую роль могут играть добавки тугоплавких нанопорошков (НП) в формирующийся материал сварных швов. В качестве модифицирующих добавок как и в случае с титановыми сплавами использовались тугоплавкие соединения TiN, TICN, Y2O3, а в качестве плакирующих металлов – хром железо[66, 68].
Исследования макро- и микроструктуры лазерных сварных швов на стали 12Х18Н10Т показали, что формирующиеся соединения характеризуются равномерным распределением химических элементов по всем зонам шва (рис. 5.4, 5.5), а также весьма дисперсным дендритным строением (рис. 5.5, 5.6). Fe
Микроструктура материала шва, полученного без нанопорошков: а – в центральной зоне; б – на границе с основой.
Небольшие добавки нанопорошков не привели к существенному изменению ширины швов и значений микротвердости. Этому способствуют как сверхвысокие скорости кристаллизации и последующего охлаждения материала шва и околошовной зоны, так и интенсивное перемешивание расплавленного металла в сварочной ванне. Основные параметры сварных швов показаны в табл. 5.3. Таблица 5.3. Параметры сварных швов из стали 12Х18Н10Т Следует отметить, что существенных различий по химическому составу металла в областях между осями дендритов и междендритных пространств не наблюдается (рис. 5.7, табл. 5.4).
Микроструктура сварного шва на границе с основой с отмеченными участками химического анализа (см. табл. 6.5). Результаты локального химического анализа зоны сварного шва без нанопорошков вблизи основы (Fe – остальное)
В зонах термического влияния обнаружены частицы сульфида марганца (рис. 5.8, табл. 5.5), которые встречаются и в основе стали. В материале сварного шва таких частиц не выявлено. Однако отмечено более высокое содержание марганца по сравнению с основой.
При лазерной сварке удаление газовых пузырьков приводит к «очищению» от них металла шва, но часть из них остается в шве в виде пор, не успевших всплыть на поверхность сварочной ванны. Газовые и газо-усадочные поры ослабляют материал шва, уменьшают его прочность и являются зонами концентрации напряжений.
Хотя сварка проводилась в струе инертного газа (гелия), в некоторых образцах наблюдали дисперсные поры (размерами 1–5 мкм) или макропоры (размером до 0,3 мм) (рис. 5.9), что может быть связано с нестационарностью режима защиты расплавленного материала от газонасыщения.
Нетрудно видеть, что разрыв у опытных образцов произошел по основному металлу, а у контрольного – в области зоны термического влияния, что указывает на достаточно высокую прочность лазерного соединения. В табл. 5.6 приведены результаты механических испытаний, полученных при статическом растяжении плоских образцов стали, показанных на рис. 5.10, на машине ИР 5113-100.
Здесь приведены средние значения величин по трем испытаниям. Разброс значений составил не более 5 %. Для сравнительной оценки прочности швов с добавками разного количества нанопорошков, чтобы образец разрушался не по основному металлу, а по шву, с двух сторон были сделаны фаски на глубину 1 мм (рис. 5.11). Рис. 5.11. Образец для испытаний сварных швов с разным количеством нанопорошковна статическое растяжение
Испытания проводились на сервогидравлической испытательной установке INSTRON 8801 в соответствии с ГОСТ 6996-66 «Сварные соединения. Методы определения механических свойств». Скорость растяжения составляла 1 мм/мин.
В сериях 2 и 4 имеет место достаточно большой разброс значенийв: в серии 2 разница между значениями составляет 22,7 %, в серии 3 – 11,1 %. В остальных сериях разброс не превышает 5 %. Значительный разброс результатов при испытании образцов серий 2 и 4 объясняется внутренней пористостью швов.
Поверхность разрушения образцов после статического растяжения в зоне термического влияния имеет характерный для вязкого разрушения ямочный рельеф (рис. 5.12, а). Участки разрушения материала непосредственно сварного шва характеризуются типичным для литого металла сотовым рельефом (рис. 5.12, б) в виде сетки мелких плоских ямок, что свидетельствует о малой доле локальной пластической деформации при разрушении.
Влияние добавок нанопорошков проявилось в измельчении дентритов материала сварных швов: при формировании сварного шва без добавления нанопорошков на дендритах отмечаются оси первого и второго порядка, а при добавлении нанопорошков оси второго порядка практически отсутствуют (рис. 5.13), что указывает на увеличение скорости кристал-лизации.
Дендритное строение материала сварных швов без добавления нанопорошков (а) и с нанопорошками (б). Следует отметить, значительное уменьшение доли междендритных пространств при добавлении напорошков. По сути, междендритные прослойки представляют собой узкие границы раздела между кристаллизирующимися дендритами (см. рис. 5.13, б). Таким образом, формируется однородный по химиическому составу литой материал сварного соединения.
Влияние композитных вставок, полученных взрывом, на свойства сварного соединения нержавеющей стали с титаном.
Сварка сплавов на основе титана и железа, в том числе и биметал-лических (титановый сплав – нержавеющая сталь), является важным технологическим процессом при производстве деталей и механизмов, имеющими широкое применение в космическом, авиационном машино-строении, в энергетике и судостроении. Непосредственная сварка титана со сталью не дает положительных результатов [69].Согласно диаграмме состо-яния системы титан — железо, растворимость железа в -титане крайне мала и при нормальной температуре лежит в пределах 0,05 - 0,1%. При концентрациях более 0,1% Fe в сплаве образуются хрупкие интерметаллические соединения типов TiFe, TiFe2, Ti2Fe и эвтектики различного состава, которые резко снижают пластические свойства материала.
Поэтому одной из основных задач при получении прочного сварного соединения стали с титаном является выбор таких сварочных материалов, методов и режимов сварки, при которых предотвращалось бы или сущест-венно понижалось образование хрупких фаз. Это делает актуальным исследованияпо сварке титановых сплавов со сталью. Применение сварных конструкций из титана и стали позволяет снизить вес изделий, что в ряде случаев имеет решающее значение. В литературе известны многочисленные исследования по сварке разнородных металлов методами проката, трения, взрыва, электронного и лазерного лучей, и др. с использованием различных технологических приемов [70 -75]. Однако задача соединения плавлением титана со сталью, в частности аустенитного класса, с помощью лазерного луча до сих пор не имеет практического решения.
Ниже исследуется возможность лазерной сварки нержавеющей стали 12ХН10Т с титановым сплавом ВТ1- 0 с применением композитной металлической вставки, получаемой сваркой взрывом. Сварка взрывом получило широкое применение в России и за рубежом [75 -78]. Поскольку здесь процесс происходит при нормальной температуре, при его применении не происходит образование интерметаллидов и обеспечивается наибольшая прочность соединения среди возможных способов сварки [75, 76].
Самый простой вариант - получение методом сварки взрывом композита титан-тантал-сталь и последующая лазерная сварка титана с титаном и стали со сталью не дал положительного эффекта из-за образования трещин по границе тантала со сталью. Такие трещины связаны с большой разницей коэффициентов расширения тантала и стали, что приводит к возникновению термических напряжений. Поэтому в качестве барьера рассмотрен и исследован сваренный взрывом многослойный композит, состоящий из пластин титана (ВТ 1-0) -100x50x3 мм, тантала (ТВЧ) -100500,1 мм, меди (М1) - 100501 мм, стали (12Х18Н10Т) - 100503 мм [79, 80]. При использовании такой композитной вставки, соединение титана со сталью сводится к лазерной сварке однородных металлов: титан-титан и сталь-сталь.
Влияние композитных вставок, полученных взрывом, на свойства сварного соединения нержавеющей стали с титаном
Затем из четырехслойной заготовки отрезали полоску шириной равной толщине подлежащих лазерной сварке пластин, проводили необходимую зачистку и обработку поверхностей свариваемых деталей. Подготовленная таким образом вставка помещалась между свариваемыми пластинами титана и стали и производилась сварка стальной пластины со стальной частью вставки, а титановой пластины с титановой частью вставки. Ниже в таблице 5.8приведены осредненные значения механических испытаний четырех образцов с применением термообработки в вакуумной печи и без термообработки.
Видно, что применение термообработки приводит к заметному увеличению временной прочности и пластичности соединения. Следует отметить, что разрушение соединения происходило по медной пластине. Поскольку прочность исходной меди марки М1 составляет 220–240 МПа, то более высокое значение этой величины в полученном соединении можно объяснить деформационным упрочнением (наклепом) меди в процессе сварки взрывом, а также частично легированием компонентами тантала, которые перемешаны с медью, что видно из спектроскопического анализа приграничной зоны тантал– медь (рис. 5.15).
В окрестностях границы соединения тантал–медь (см. рис. 5.15) в меди обнаружено от 40,98 до 43,52 атомных процентов тантала, что способствует существенному увеличению ее прочностных свойств. Поскольку, разрушение многопластинчатой композиционной вставки происходило по меди, была сделана попытка заменить ее на более прочную бронзу марки БрБ2. С помощью сварки взрывом был получен композит следующего состава: сталь–БрБ2–Ta ВT1-0. При последующей лазерной сварке происходило растрескивание как стыка тантал– бронза, так и самой бронзовой пластины. Таким образом, наиболее эффективной оказалась композиционная вставка сталь–М 1–Ta–ВT1-0, обеспечивающая прочность соединения, сравнимую с прочностью титанового сплава ВТ1-0. Рис.5.15. Спектроскопический анализ приграничной зоны тантал–медь.
Спектроскопический анализ приграничной зоны медь–сталь. Рис. 5.17. Спектроскопический анализ приграничной зоны тантал–титан. ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Прогрессивной тенденцией развития современного машиностроения является широкое использование лазерной сварки, и данная работа посвящена исследованием некоторых методов повышения её эффективности, таких как применение ультрадисперсных порошков и использованием вставок.
Использование данных технологий позволит снизить себестоимость продукции и увеличить ресурс работы.
Проводились как теоретические изыскания, так и практические опыты для исследования предлагаемых технологий при лазерной сварке, в том числе и разнородных металлов, для их всестороннего анализа.
Основные новые результаты, полученные в процессе работы:
1. С помощью термодинамического анализа равновесия системы: тугоплавкая частицы – адсорбционный слой – расплав получено условие для выбора металлического покрытия, позволяющего повысить термостойкость наночастиц в перегретом сплаве и их нуклеационную способность.
2. Получено аналитическое выражение для свободной энергии образования зародыша твердой фазы на тугоплавкой наночастице с учетом морфологии ее поверхности, размерных и капиллярных эффектов, которое может быть использовано при построении макроскопической модели кристаллизации наномодифицированного сплава.
3. На основе численного моделирования установлено, что с помощью ввода в сварочную ванну поверхностно активных веществ определенной концентрации, можно обеспечить гомогенное распределение модифицирующих наночастиц по всему объему жидкого металла, обеспечив тем самым условия для объемной кристаллизации расплава.
4. Экспериментально установлено, что вводя специально подготовленные наноразмерные тугоплавкие частицы в сварочную ванну жидкого металла можно существенно улучшить кристаллическую структуру шва и механические свойства лазерных соединений из стали и сплавов на основе титана. 5. Впервые экспериментально показано, что проведение лазерной сварки титана с нержавеющей сталь с использованием промежуточной композиционной вставки, полученной с помощью взрыва, позволяет повысить прочность неразъемного соединения до значения близкого к прочности титана.
Исследования проведённые в данной работе могут быть использованы для создания технологии применения ультрадисперсных порошков и промежуточных вставок с целью коренного повышения эффективности лазерной сварки в различных областях авиа – ракето - и судостроения, в том числе в энергетическом и нефтехимическом производствах.
