The E.O. Paton Electric Welding Institute of NASULaser Technology Research Institute of NTUU «KPI»

Zhejiang University of TechnologyInternational Association «Welding»

Институт электросварки им. Е.О. Патона НАНУНИИ лазерной техники и технологий НТУУ «КПИ»

Дзензянский технологический университетМеждународная ассоциация «Сварка»

LASER TECHNOLOGIES

IN WELDING AND MATERIALS PROCESSING

ЛАЗЕРНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ

В СВАРКЕ И ОБРАБОТКЕ МАТЕРИАЛОВ

Proceedings of the Sixth International Conference27—31 May, 2013, Katsiveli, Crimea, Ukraine

Сборник трудов Шестой международной конференции27—31 мая 2013 г., пос. Кацивели, Крым, Украина

Organizer:International Association «Welding»

Организатор:Международная ассоциация «Сварка»

Kiev 2013 Киев

(2013) Laser Technologies in Welding and Materials Processing. Kiev: International Association «Wel-ding», 102 pp.

The book contains papers presented at the Sixth International Conference «Laser Technologies in Weldingand Materials Processing», covering the latest achievements in the field of laser welding, cutting, surfacingand other advanced processes of laser machining of materials. Prospects of application of laser technologiesare considered. Authors of the papers are the known specialists from many countries all over the world.

Information Support:«Avtomaticheskaya Svarka» & «The Paton Welding Journal»

Compiled by V.S. Kovalenko, I.V. Krivtsun

Publishing Project A.T. Zelnichenko

CRC Preparation T.Yu. Snegiryova, A.I. Sulima

Design D.I. Sereda

State Registration Certificate DK 166 of 06.09.2000

The papers are published in author’s redaction.Photo for the cover page is taken from presentation of M. Bachmann et al.

ISBN 978-966-96309-2-6 © E.O. Paton Electric Welding Institute, NASU, 2013© International Association «Welding», 2013

Sent to press on 20.11.2013. 60×84/8 form. Offset paper. Offset print. Ukr. Pet. Font. 22,0 cond. print. sheets. 16,2 publ. print. sheets.Published by «Esse». 34/1, Vernadsky Ave., Kiev, 03142.

Содержание

Kovalenko V.S. Laser technology as a key factor in further development of modernsustainable manufacturing ....................................................................................... 7

Bachmann M., Avilov V., Gumenyuk A. and Rethmeier M. High power laser beamwelding of austenitic stainless steel with electromagnetic weld pool support .................... 11

Головко Л.Ф., Блощицин M.С. Особливості застосування індукційного нагріванняпри комбінованому лазерно-індукційному наплавленні .............................................. 15

Головко Л.Ф., Блощицин M.С. Особливості застосування енергії плазмовогоструменя для комбінованого процесу лазерно-плазмового газопорошковогонаплавлення ......................................................................................................... 18

Демченко В.Ф., Лесной А.Б., Абдулах В.М. Расчетная оценка параметровпроплавления насыпного порошкового материала ..................................................... 22

Джемелінський В.В., Лесик Д.А. Комбінована лазерно-ультразвуковаоздоблювально-зміцнювальна обробка виробів із сталі .............................................. 26

Илясов В.В., Месхи Б.Ч., Рыжкин А.А., Ершов И.В., Фам Д.К.,Телятников Е.Д. Моделирование, синтез и нано/микро-структурированиеповерхности материалов лазерным излучением ......................................................... 30

Kovalenko V.S., Yao J., Zhang Q., Kondrashev P., Anyakin M., Zhuk R., StepuraO. Mutual interaction of focused laser beam and gas-powder stream on laser processingquality ................................................................................................................. 34

Kovalenko V.S., Yao J., Zhang Q., Nayebi M., Anyakin M., Zhuk R., Stepura O.,Kondrashev P. Laser milling of super-hard materials ................................................... 39

Кривцун И.В., Шелягин В.Д., Бушма А.И., Сидорец В.Н., Хаскин В.Ю.Лазерно-плазменная сварка нержавеющих сталей ..................................................... 44

Mazur A., Lubovna L., Pustovoyt S., Petruk V., Makovetska O. Information systemsand economic and statistical database on the welding production ................................... 48

Маркашова Л.И., Позняков В.Д., Бердникова Е.Н., Шелягин В.Д., Жданов С.Л.,Сиора А.В. Особенности структуры сварных соединений высокопрочной стали,формирующейся в условиях лазерной сварки ........................................................... 51

Маркашова Л.И., Тюрин Ю.Н., Колисниченко О.В., Валевич М.Л., Богачёв Д.Г.Оптимизация структуры и эксплуатационных свойств рабочих поверхностейизделий из высокопрочного чугуна после импульсной плазменной поверхностнойобработки ............................................................................................................. 56

Маркашова Л.И., Тюрин Ю.Н., Колисниченко О.В., Валевич М.Л., Богачёв Д.Г.Структурно-фазовое состояние защитных Ni—Cr покрытий, нанесенных методомкумулятивно—детонационного напыления ................................................................. 60

3

Маркашова Л.И., Шелягин В.Д., Хаскин В.Ю., Кушнарева О.С., Бернацкий А.В.Влияние структурно-фазового состояния на механические свойства поверхностнныхслоев конструкционной стали, формирующихся в условиях лазерного илазерно-плазменного легирования .......................................................................... 64

Полишко А.А., Саенко В.Я., Степанюк С.Н., Туник А.Ю. Оценка влияниялазерной поверхностной обработки на структуру зоны оплавления литоговысоконикелевого СПЛАВА ЭК62 (ХН56МБЮД) электрошлакового переплава ......... 70

Семенов И.Л., Кривцун И.В. Зарядка частиц конденсированной фазы впарогазовом факеле при лазерной сварке с глубоким проплавлением ......................... 75

Семёнов А.П., Шуба И.В., Кривцун И.В., Демченко В.Ф. Моделированиединамики сварочной ванны при точечной сварке импульсным лазерным излучением ... 80

Sipavicius C., Mazeika K., Drazdys R., Padgurskas J. and Buzelis R. Creation ofUniversal Laser Equipment with expanded possibilites of application ............................ 85

Sokolov M., Salminen A. Edge surface preparation in laser welding of low-alloyedsteels ................................................................................................................... 89

Хаскин В.Ю., Доляновская О.В. Выбор режима лазерной закалкиинструментальной стали 5Х3В3МФС (ДИ23) ......................................................... 92

Шелягин В.Д., Ахонин С.В., Хаскин В.Ю., Белоус В.Ю. Сварка титановыхсплавов гибридным способом с использованием излучения Nd:YAG-лазера и дуги снеплавящимся электродом ..................................................................................... 96

Именной указатель ............................................................................................ 101

4

CONTENTS

Kovalenko V.S. Laser technology as a key factor in further development of modernsustainable manufacturing ....................................................................................... 7

Bachmann M., Avilov V., Gumenyuk A., Rethmeier M. High power laser beamwelding of austenitic stainless steel with electromagnetic weld pool support .................... 11

Golovko L.F., Bloshchitsin M.S. Peculiarities of application of energy of plasma jetfor combined process of laser-induction surfacing ........................................................ 15

Golovko L.F., Bloshchitsin M.S. Peculiarities of application of induction heating incombined laser-induction surfacing ............................................................................ 18

Demchenko V.F., Lesnoy A.B., Abdulakh V.M. Kinetics of fusion of powder materialin laser and hybrid surfacing over powder layer .......................................................... 22

Dzhemelinskyy V., Lesyk D. Combined laser and ultrasonic finishing andstrengthening processing steel products ...................................................................... 26

Ilyasov V.V., Meskhi B.Ch., Ryzhkin A.A., Ershov I.V., Fam D.K.,Telyatnikov E.D. Modelling, synthesis and nano/microstructuring of surface ofmaterials by laser irradiation .................................................................................... 30

Kovalenko V.S., Yao J., Zhang Q., Kondrashev P., Anyakin M., Zhuk R., StepuraO. Mutual interaction of focused laser beam and gas-powder stream on laser processingquality ................................................................................................................. 34

Kovalenko V.S., Yao J., Zhang Q., Nayebi M., Anyakin M., Zhuk R., Stepura O.,Kondrashev P. Laser milling of super-hard materials ................................................... 39

Krivtsun I.V., Shelyagin V.D., Bushma A.I., Sydorets V.N., Khaskin V.Yu.Laser-plasma welding of stainless steels ..................................................................... 44

Mazur A., Lubovna L., Pustovoyt S., Petruk V., Makovetska O. Information systemsand economic and statistical database on the welding production ................................... 48

Markashova L.I., Poznyakov V.D., Berdnikova E.N., Shelyagin V.D., ZhdanovS.L., Siora A.V. Peculiarities of structure of welded joints of high-strength steelformed under laser welding conditions ....................................................................... 51

Markashova L.I., Tyurin Yu.N., Kolisnichenko O.V., Valevich M.L., BogachevD.G. Optimizing of structure and service properties of working surfaces of parts fromhigh-strength cast iron after pulse-plasma surface treatment .......................................... 56

Markashova L.I., Tyurin Yu.N., Kolisnichenko O.V., Valevich M.L., BogachevD.G. Structural-phase state of Nr—Cr protective coatings deposited by method ofcumulative-detonation spraying ................................................................................ 60

Markashova L.I., Shelyagin V.D., Khaskin V.Yu., Kushnareva O.S., BernatskiyA.V. Influence of structure-phase state on mechanical properties of surface layers ofstructural steel formed under conditions of laser-plasma alloying ................................... 64

Polishko A.A., Saenko V.Ya., Stepanyuk S.N., Tunik A.Yu. Investigation of structureand hardness of fusion zone in cast high-nickel alloy EK62 (KhN56MBYuD) ofelectroslag remelting after its surface treatment by laser ............................................... 70

5

Semenov I.L., Krivtsun I.V. Charging of particles of condensed phase in vapour-gasjet in deep penetration laser welding ........................................................................ 75

Semenov A.P., Shuba I.V., Krivtsun I.V., Demchenko V.F. Modelling of dynamics ofweld pool in spot pulse laser radiation welding .......................................................... 80

Sipavicius C., Mazeika K., Drazdys R., Padgurskas J., Buzelis R. Creation ofUniversal Laser Equipment with expanded possibilites of application ............................ 85

Sokolov M., Salminen A. Edge surface preparation in laser welding of low-alloyedsteels ................................................................................................................... 89

Khaskin V.Yu., Dolyanovskaya O.V. Selection of mode of laser quenching of5Kh3V3MFS (DI23) tool steel ................................................................................ 92

Shelyagin V.D., Akhonin S.V., Khaskin V.Yu., Belous V.Yu. Welding of titaniumalloys by hybrid method using Nd:YAG laser irradiation and non-consumable electrodearc ...................................................................................................................... 96

Name Index ........................................................................................................ 102

6

LASER TECHNOLOGY AS A KEY FACTORIN FURTHER DEVELOPMENT

OF MODERN SUSTAINABLE MANUFACTURING

V.S. KOVALENKOLaser Technology Research Institute, NTUU, Kiev, Ukraine

Global economy development discloses the new challenges in human activity. They are caused by drastic deficit ofdifferent natural resources and connected with this the variety of deep changes in human being serious future problemsdevelopment. To make the global economy more efficient the new approach to its development is becoming moresignificant-sustainable manufacturing. Sustainability-nowadays is considered as the system of reasonable consumptionof world resources, preserving and restoring them for use by next generations to come... Sustainable manufacturing—industrial system, based on rational utilization of energy, water, other natural resources, human force etc. to reach thequality and productivity at product manufacturing with lowest possible cost and minimum damage to the environment.The laser technology may be considered as one of the key factors in sustainable manufacturing development thanks toits versatility, unique universality, very fast wide spreading and enormous prospects of future applications.

The global crisis which is still spreading and becomingdeeper discloses new very serious challenges in almostevery field of mankind activity. For few last decadesthe economics of majority of advanced countries wasdeveloping based on extensive use of available naturalsources. It becomes evident now that those resourcesare not endless. First of all there is a great lack ofenergy. The alternative sources of energy (solar, wind,etc.) still have the miserable share in comparison withconventional one. Clean water became very rear inmany areas – only 1 % of the world population mayuse the running water! Mineral resources are ex-hausted. The demand for energy is rising steadily atthe same time. To intensify their consumption wouldenormously increase their cost. The problem of foodsupply for constantly increasing world population isbecoming very serious with every year. And finallythe ecology deterioration has already become cata-strophic all around the world.

Thus the new approaches are needed to find theright solution for solution new problems. The exten-sive way of improving the traditional technologiesand classic appeal for economy of available resourcesmay only partially help in this case. It is obvious thatunusual drastic measures may give the answer...

So the new concept of sustainable manufacturinghad been proposed. Sustainability-nowadays is con-sidered as the system of reasonable consumption ofworld resources, preserving and restoring them foruse by next generations to come...

Sustainable manufacturing—industrial system,based on rational utilization of energy, water, othernatural resources, human force, industrial potential,etc. to reach the quality and productivity at productmanufacturing with lowest possible cost and mini-mum damage to the environment.

The main features of sustainable manufacturingare as follows:

• product life cycle;• sustainable efficiency;• saving of natural resources;• sustainable materials;• knowledge based development;• care on environment;• sustainability through education;• programs on sustainability improvement.Advanced technologies and particularly laser tech-

nologies are the main factors of sustainable manufac-turing.

The life cycle issue, the material sustainability,the green technology development and ecology safetyin economy growth, the improvement in natural re-sources saving, the increase of productivity and manu-facturing efficiency, the new moves in engineeringeducation development, the general improvement oflife quality and etc. – all these challenges may besuccessfully solved entirely or partly by further de-velopment and implementation into practice differentnew advanced technologies and particularly-differentprocesses of laser technology.

Why laser technology is considered in such aglobal sense?

1. There are more than 360 different applications.2. Laser technology has the unique universality –

it may be used almost at every stage of life cycle inproduct development: starting from design, throughmaterial transformations, manufacturing processes,services and maintenance, recycling, reuse, etc.

3. Laser technology is characterized by great flexi-bility: it may be used at macro, micro and nano levels.

Basic data on laser technology possibilities. Ifat the start of laser era in early 60th of the last centurythe main laser used for first industrial applicationshad been solid state ruby laser. Now days the variety© V.S. KOVALENKO, 2013

7

of lasers used for manufacturing are acceding alreadyfew dozens. Characteristics of some of them are givenin the Table 1. It is seen that available types of lasersare emitting radiation only in quite narrow part ofelectro-magnetic spectrum (mainly in visible andpartly in infrared and ultraviolet parts of the spec-trum). The new types of laser are developed extremelyfast now and the prospects to widen the spectrum oflaser characteristics are very broad indeed. One of themost critical factors is energy efficiency. The majorityof existing lasers up to now has very low efficiency(Table 2). Only recently developed lasers (fiber opticsand diode) have quite high efficiency, which enablesnot only to save energy consumption but to decreasethe dimensions of the developed industrial systems.

The leading company in development and manu-facturing of industrial systems based on fibre opticslasers is IPG Technology which has a number of sub-sidiaries in different countries producing broad vari-ety of industrial systems.

Small size and mass, high efficiency and shapeflexibility are the most significant advantages of thisnew laser. Even at this comparatively early stage ofdevelopment their mean power is reaching already10kW (in some cases up to 100 kW).

The very wide range of power densities which maybe reached at this stage of laser system developmentallows realizing different mechanisms of laser radia-tion interaction with matter, the main of which arelisted in Table 3.

These mechanisms and their combinations deter-mine the vast variety of different technological proc-esses which may be performed at products manufac-turing. They may be realised at macro, micro and atnano levels.

Laser technology is one of the the key factors ofSustainable Manufacturing development. The life cy-cle issue, the material sustainability, the importanceof green technology development and ecology safetyin economy growth, the improvement in natural re-sources saving, the increase of productivity and manu-facturing efficiency, the new moves in engineeringeducation development, the general improvement oflife quality and etc. – all these challenges may besuccessfully solved entirely or partly by further de-velopment and implementation into practice of dif-ferent processes of laser technology.

Laser technology has the unique universality –it may be used almost at every stage of life cycle inproduct development: starting from design, throughmaterial transformations, manufacturing processes,services and maintenance, recycling, reuse, etc.

The sphere of laser technology is enormous-almostany field of human activity, it is equally efficient atmacro level, for micro application and is becomingthe only unique technology at nano-level. Consideringthe great potential of laser technology for realizationof different processes of new nano-materials and nano-processing development laser technology becomingthe key factor for modern sustainable manufacturingimplementation.

Laser technology in micro applications. It is wellknown that first industrial application of laser hadbeen demonstrated at micro machining of small holes.At the beginning the quality and precision of holes

Table 2

Type of laser Efficiency, %

Ruby laser <0.1

Nd-glass laser <1.0

Nd:YAG rod laser <1.0

Nd:YAG rod laser (diode pumped) 7.0

Yb:YAG disk laser (diode pumped) 15—20

CO2 laser <10

CO laser <12

Excimer laser 2

Diode laser 40—70

Fibre optics laser 30—65

Table 1 Table 3

8

had been not very high. The productivity was toolow – few holes per min. Processing had been per-formed using pulsed radiation with low energy perpulse. The dimensions of holes had been in the range:diameter 10—500 μm; depth 0.1—2.0 mm. Thanks tothe development of new types of lasers, improvementsof power supply systems, development of modern fo-cusing devices, etc. it is possible now to reach veryhigh productivity (up to thousands holes per min athigh quality and precision) at manufacturing differentdiaphragms, nozzles, sieves and other unique compo-nents for machines and devices.

Micro slots and micro cuts are also the sphere ofmicro processing. Using this processes give the sig-nificant saving at machining components from expen-sive materials and from material difficult to machineby traditional techniques.

Micro machining is used mainly for processingsmall components or limited areas of different in di-mensions components.

Especially micro machining has began to be usedwith increasing trends to miniaturize different systemsand devices in precision engineering, medicine, meas-urement systems, etc. The bright example of use lasermicromachining in medicine is manufacturing cardioprote′ge′s (stents) which are implemented in blood ves-sels for treatment cardio deceases. Considering thefact that cardio deceases are the «number one killer»the very efficient laser technology for stents manu-facturing is found to be the most effective techniqueto solve the problem of human life preserving.

Using micro processing is wide spread now forperforming components marking and engraving, forlocal hardening and surface alloying of different toolsand components to improve the local properties of thematerial and to increase the wear resistance of thecomponents and tools. These applications almost en-tirely substituted the conventional not very efficienttechniques.

The wide spread technology of bar-coding printingand reading this coding became the most efficienttechnology for identification of products in differentindustries. Such technologies are fully automated nowand are performed with high speed.

Laser micro welding became quite common opera-tion in microelectronics. High speed of processingtogether with very high precision and quality are themain advantages of this technology in comparisonwith traditional brazing technique. The positive factorof such technology is the ability to be fully automatedas well.

Laser technologies in macro processing. If at thebeginning of laser era industrial laser applicationswas mainly limited by micro machining with the de-velopment of new types of laser and the increase ofirradiation power the field of laser applications haswidened to macro processing. It became possible tofind industrial laser systems in automotive, airspace

and shipbuilding enterprises working at productionline at mass production. In principal almost all proc-esses typical for micro processing may be realized inmacro machining providing the use of more powerfullaser systems and the scale of use such technology.First of all it concerns the application of laser radia-tion for performing cutting of different sheet materi-als. Such technology is especially efficient for shearingcarbon steel, stainless steel, aluminum alloys as wellas different non metal materials.

Laser welding is the second most widespread ap-plication at macro processing. The automotive andairspace industries are the main users of these proc-esses. Different materials may be joined by this tech-nology. Very efficient technology – welding of plas-tic – is becoming quite popular in different fields ofindustry as competitive and time and money savingtechnology. To increase the efficiency of welding thickmaterials laser irradiation is combined with plasmatorch action. Such process is known under the termlaser-plasma welding. It helps to decrease the cost ofthe processing and to raise its productivity.

As macro processing the process of rapid proto-typing (Figure) may be considered because with itshelp it is possible to restore the worn off large com-ponents and to manufacture the new one using thetechnology of local cladding (melting) of material.Using the technique of powder material injection thetechnology of laser sintering may be realized. Thusthe 3D laser printing may be realized at manufacturing

Classic schemes of RP with roller (a) and with robot (b); techno-logical laser 1 with a power supply unit 2 and cooler 3; 4 –scanning system; 5 – dosing device; 6 – device of powder prepa-ration; 7 – work table; 8 – control system (a); 3, 4 – techno-logical robot with programming system; 5 – optical fiber withsystems Oscillator 1; technological laser with a supply unit 2; 6 –dosing device; 7 – control system (b)

9

components of intricate shape from different powdercompositions.

Such technology is an example of excellent com-bination of Information technology (IT) and ad-vanced laser technology (LT).

Laser technology applications in nano process-ing. XXI century is considered as the century of nanos-ciences, nonmaterials and nanotechnologies. Thosefields of science and technique are developing very in-tensely. And this development depends to great extendon the level of laser technology which influences bothcreation of new nanomaterials and nanoprocessing.

Just thanks to great extend to the success in thefield laser technology it became possible to reach theunique results in manufacturing new types of micro-processors with huge memory capacity at very smalldimensions. Thanks to use of radiation with shorterwavelength the width of the structural elements be-came much smaller and their density had been in-creased. Thus except of miniaturization of microproc-essors their efficiency had been increased and the sig-nificant decrease of manufacturing cost had beenreached. The use of laser optical lithography had revo-lutionized the manufacturing process further more(Table 4).

Considering the achievements of laser technologyand information technology for the last time it isworse to make such a statement: «the latest develop-ment of laser technology was not possible withoutdeep integration of information technology» and viceversa – «information technology had such a tremen-dous achievement for the last decades thanks to verystrong integration of laser technology and especiallynano laser processing into information technology».

The prospects of further developments and im-plementation of laser technology (LT). In spite of

very short history of laser technology development(only fifty years) it has demonstrated the vast pros-pects for further achievements of new horizons. Be-cause of its flexibility, universality, friendliness tothe environment, easiness for improvements and mod-ernizations, ability to be used at any stage of productlife cycle, etc. it is already and will be more in thefuture attractive for industrialists for more broad im-plementation into practice. All these vividly demon-strate the unique opportunities and prospects of usingdifferent processes of laser technology to solve thechallenges of manufacturing development especiallyin conditions of global crisis and increasing naturalresources shortage.

Conclusions

1. Laser beam became the highly efficient universaltool.

2. LT has found the wide application in globaleconomy.

3. The use of LT increases the processing effi-ciency, decreases the material consumption, has posi-tive effects on life cycle, is friendly to environment.

4. The mutual integration of LT and IT is the mainway to enhance the processing efficiency.

5. LT growth is far from saturation. The manu-facturers’ interest to laser processing is increasing.The prospects are bright!

6. LT is excellent example of using advanced tech-nology for further development of sustainable manu-facturing.

Table 4

Optical (laser) lithography is of crucial importancefor the microchips production

1. Optical lithography generates global reve-nues

1 bln euro

Microchips produced using these systems gen-erates

155 bln euro

3. Sales of computers, digital cameras, mobiletelephones, dependent on microchips gener-ates total revenues

1160 bln euro

4. Every Euro earned with laser lithography generates approxi-mately 1000 euro of industrial production

1. Belforte, D. (2013) Industrial laser solutions. Product E-Newsletter, July.

2. Anyakin, M., Zhuk, R., Kondrashov, P. et al. (2010) Someresults of studying laser micromachining at medical stentsmanufacturing. Int. J. of Nanomanufacturing, 3.

3. Belforte, D.A. Fiber laser drilling for aerospace applicati-ons. Industrial Laser Solutions, 07.03.2013.

4. Yao, J., Zhang, Q., Anyakin, M. et al. Modeling of lasercladding with diode laser robotized system. Int. J. of Surfa-ce Engineering and Electrochemistry, 3(46), 266—270.

5. Krivtsun, I., Kovalenko, V. (2001) Combined laser-arc met-hods of material machining. Pt 2. Transact. of the NationalTechnical University of Ukraine, 6, 47—66.

6. Lin, Li, Minghui, Hong, Michael, Schmidt et al. (2011)Laser nano manufacturing – state of the art and challen-ges. CIRP Annals-manufacturing Technology, 60, Issue 7,735—755.

7. Belforte, D.A. (2013) Industrial Laser Solutions, 1,August.

8. Gong, T., Zhang, Y., Liu, W. et al. (2008) Connection ofmicro-sized double-walled carbon nanotube strands by cur-rent-assisted laser irradiation. J. of Laser Applications,20(2), 122.

10

HIGH POWER LASER BEAM WELDINGOF AUSTENITIC STAINLESS STEEL

WITH ELECTROMAGNETIC WELD POOL SUPPORT

M. BACHMANN, V. AVILOV, A. GUMENYUK and M. RETHMEIERBAM Federal Institute for Materials Research and Testing, Berlin, Germany

Laser deep penetration welding became a widely applied tool in industrial applications due to the available laser powerof 20 kW and more for the single-pass welding of steel plates of up to 20 mm. Above a critical limit, liquid metal tendsto drop out of the weld bead due to the hydrostatic pressure. Laser beam welding in contrast to electron beam weldingtechnique allows for an electromagnetic manipulation of the fluid flow in the weld pool. An alternating currentelectromagnetic system for the compensation of the hydrostatic pressure by induced Lorentz forces in the melt wasexperimentally and numerically investigated for single-pass full-penetration welding of up to 20 mm austenitic stainlesssteel plates grade AISI 304. It was shown, that the application of magnetic fields between 200 and 234 mT at anoscillation frequency of around 2.6 kHz lead to a full compensation of the hydrostatic forces in the melt for platethicknesses between 10 and 20 mm, respectively. Coupled fluid flow, thermal and electromagnetic finite elementsimulations were done with different applied magnetic flux densities and oscillation frequencies calculating for theoptimal magnetic field strength to avoid melt sagging in the weld pool. The simulation results point to a lower magneticfield density needed for that purpose. The reason for that can lie in the magnetic properties of the material not beingtotally non-ferromagnetic.

In the course of the last decade, the availability of lasersources within the power class above 10 kW made itpossible to weld ever thicker aluminium and steel platesup to 30 mm in a full-penetration welding process [1,2]. Such a process has the advantage of being veryefficient along with the well-known key benefits of alaser welding process compared to multi-pass arc weld-ing processes, e.g. the low heat input, the high weldingspeeds as well as the low distortion [3].

The present investigation deals with the single-pass laser beam welding of up to 20 mm thick stainlesssteel plates grade AISI 304. The conventional methodto weld thick components is to use the electron beamwelding technique [4, 5], which brings up challengesfor large modules due to the need of a technical vac-uum. Nowadays, modern laser beam sources enable astable single-pass welding process up to 16 mm pene-tration for steel [6, 7].

Above a critical limit, the surface tension of themolten material cannot balance the hydro-static pres-sure of the melt and drops out during the weldingprocess before solidification occurs.

Another challenge are the highly dynamical proc-esses in the process zone, e.g. due to Marangoni flowand natural convection.

The laser beam welding in contrast to the electronbeam welding allows for an electromagnetic treatmentof the melt. Electromagnetic technologies in the proc-essing of metals are widespread and range from crystalgrowth and cold crucible melting to the porosity pre-vention and surface treatment [8] and stirring [9] inwelding applications.

The approach in this investigation is the applica-tion of an oscillating magnetic field perpendicular tothe welding direction below the process zone whichinduces eddy currents contactless. The resulting volu-metric Lorentz forces in the melt counteract the effectof gravitational forces and compensate for the hydro-static pressure. An electromagnetic weld pool controlsystem was already experimentally [10, 11] investi-gated for steel up to 18 mm and for 30 mm thickaluminium alloys. Numerical justification for 20 mmthick aluminium welds was presented in [12].

The present investigation deals with the numericalcalculation and experimental validation of the elec-tromagnetic weld support system for 20 mm thickstainless steel AISI 304. Representative simulationstudies of a fluid flow simulation coupled with anelectromagnetic processing are presented in [12—14].

Experimental setup. The working principle of theapplied electromagnetic weld pool support is sketchedin Figure 1, a. The oscillating magnetic field B islocated in the centre below the weld pool and induceseddy currents j within the skin depth δ = (πfμσ)—1/2

of the material, where f is the oscillation frequency;μ is the magnetic permeability and σ the electric con-ductivity. The interaction of the induced currents withthe applied magnetic field produces a Lorentz forceFL = j×B in the melt, which counteracts the hydro-static pressure and, in the case of an optimal control,ensures a balancing of the pressures on the upper andlower weld surfaces to avoid dropping of the melt.

The magnet was located 2 mm below the work-piece. The magnet poles had a distance of 25 mm and

© M. BACHMANN, V. AVILOV, A. GUMENYUK and M. RETHMEIER, 2013

11

their cross section had the dimensions 25×25 mm. Theexperimental setup can be seen in Figure 1, b.

The bead-on-plate welds were done with a fibrelaser with a beam power used of up to 18 kW. Weldingof 20 mm thick AISI 304 produced no reasonablewelding result as the liquid material was blown outof the seam. Therefore, the 20 mm joints were madeof 10 mm austenitic steel AISI 304 at the root sideand 10 mm ferritic steel S235 above as the highersurface tension of S235 stabilizes the weld bead sur-face. The penetration depth of the magnetic field wasadjusted at around 10 mm so that the magnetic char-acteristics of the ferritic S235 do not influence theapplied magnetic field significantly. The 20 mm casewas supposed to show the principal applicability ofthe magnetic weld pool support for even higher platethicknesses. The laser and optics properties are sum-marized see below.

Laser type Yb fibre laser Max. laser power PL 20 kW

Fibre diameter 200 μm Focal spot diameter 600 μm

Focal length 350 mm Shielding gas 30 l/min Ar

Mathematical modelling. The numerical modelcalculates the turbulent fluid flow equations, i.e. themass conservation with the mass density ρ and thevelocity ν and the Navier Stokes equations with thedynamic viscosity η, pressure p and source term F

∇(ρu) = 0, (1)

ρ(u∇)u = —∇p + ∇ ⎡⎢⎣η(∇u + (∇u)T) —

23 η(∇u)I

⎤⎥⎦ + F, (2)

F = —ρg — c1 (1 — fL)

2

fL3 + ∈

(u — uweld) + <j×B>. (3)

In (3), the first term accounts for the gravitationalinfluence, the second term refers to the braking ofthe solidified material down to processing velocityand the last term to the applied time-average of theLorentz force. fL is the liquid fraction and c1 and ∈are constants.

Additionally, the energy equation with an effec-tive heat capacity Cp

eff accounting also for the latentheat of fusion, the temperature T and the heat con-ductivity λ is solved

pCpeffu∇T = ∇(λ∇T). (4)

The Maxwell equations with the electric field Eaccounts for the applied electromagnetic influence ofthe weld support system. The influence of the flowfield on the electric current density distribution isdescribed by the generalized Ohm’s law

∇×B = μj, ∇×E = ∂B

∂t, j = σ(E + u×B). (5)

Figure 1. a – scheme of the electromagnetic weld pool support system; b – experimental setup

Figure 2. Boundary conditions (a); thermophysical properties of stainless steel AISI 304 (b): 1 – density ρ/ρ (Tmelt); 2 – dynamicvisvosity η/η (Tmelt); 3 – heat conductivity λ/λ (Tmelt); 4 – heat capacity cp

eff/cpeff (Tmelt); 5 – electrical resistivity ρel/ρel (Tmelt);

6 – surface tension γ/γ (Tmelt)

12

The boundary conditions are summarized in Fi-gure 2, a. They are explained in more detail in [12].The used material model was taken from [15—17], seeFigure 2, b and Table. Due to the limited penetrationdepth of the magnetic field in the liquid material ofaround 10 mm, the whole 20 mm workpiece was mod-elled with the material model of AISI 304.

Numerical results. The temperature as well as thevelocity distributions are shown in Figure 3 for thecase of optimal compensation of the hydrostatic pres-sure in the melt. The welding velocity was 0.4 m/minand the oscillation frequency 3 kHz leading to a pene-tration depth of the magnetic field of around 10 mmin the liquid phase of the material. The peak values

of the velocity magnitude in the regions near the freesurfaces of the weld pool are due to the Marangoniflow there being directed from hot to cold regions asthe surface tension increases along that path. There-fore, the weld bead is elongated at both surfaces. Atthe lower surface, this elongation is smaller due tothe presumed geometry of the keyhole with smallerdiameter at the lower side.

Figure 4, a shows the hydrostatic pressure com-pensation in the weld bead 3 mm behind the keyholein the symmetry plane for three frequencies. It shows,that the pressure values at both surfaces are nearlyequal, so that dropping of melt cannot occur due togravity effects. The calculated pressure distribution

Thermophysical properties of stainless steel AISI 304 at melting temperature

Tmelt 1700 K Tevap 3000 K

Density ρ 6900 kg/m3 Heat capacity Cp 800 J/kg⋅K

Latent heat of fusion Hf 2.61⋅105 J/kg Heat conductivity λ 28 W/m⋅K

Dynamic visvosity η 6.4⋅10—3 Pa⋅s Elec. resistivity ρel = σ—1 1.33⋅10—6 μm

Marangoni coefficient γ′ —4.3⋅10—4 N/m⋅K Surface tension γ 1.943 N/m

Figure 3. Symmetry plane of the simulation results of the case with optimal electromagnetic control of the hydrostatic pressure for awelding velocity of 0.4 m/min; temperature distribution and velocity vectors (a); velocity magnitude distribution (b)

Figure 4. Pressure distribution 3 mm behind the keyhole in a vertical axis (a); time-average of the vertical component of the Lorentzforce (b)

13

corresponds well with the vertical component of theLorentz force being shown in Figure 4, b.

Experimental results. The experimental resultsfor thicknesses between 10 mm and 20 mm are shownin Figure 5. Up to a thickness of 15 mm, the materialAISI 304 was used. For 20 mm, a combination of AISI304 (lower side) and S235 (upper side) was used, dueto the stability issues of the welding process at theupper weld pool side and the higher surface tensionof constructional steel. Up to a thickness of 15 mm,the reference cases show severe sagging of materialwhereas the case of 20 mm is associated with an un-stable welding process with material being lost onroot and top side. The magnetic flux density neededto avoid sagging increases slightly with higher mate-rial thicknesses and a state of optimal compensationcan be reached for any thickness. The cross sectionsof the simulation with B = 95 mT at an oscillationfrequency of 3 kHz corresponds well with the 234 mTand 2.6 kHz from the experiment.

Summary & discussion. An electromagnetic weldpool support was successfully applied for up to 20 mmstainless steel and severe sagging of liquid materialcould be prevented. The simulations show a smallervalue of the magnetic flux density for the compensationof the hydrostatic pressure. The only slight increase ofthe magnetic field in the experiments for the differentthicknesses allows for speculations about a further ef-fect, that must be compensated for, e.g. other dynamicoscillatory processes in the melt associated with the

vapor phase in the keyhole and corresponding reactionforces or even the influence of the weakly ferromag-netic properties of the material, especially in the lightof the exact predictions for the magnetic flux densityfor the aluminium alloy AlMg3 [12].

Acknowledgements. Financial funding of theDeutsche Forschungsgemeinschaft DFG (Bonn, Ger-many) under Grant No. DFG GU 1211/2-1 is grate-fully acknowledged.

1. Avilov V. et al. (2012) Sci. Technol. Weld. Joining, 17,128—133.

2. Vollertsen F. et al. (2010) Weld. World, 54, R62—R70.3. Ready J.F. et al. (2001) LIA Handbook of Laser Materials

Processing, LIA.4. Sanderson A. et al. (2000) Fusion Eng. Des., 49/50, 77—87.5. Kohyama A. et al. (1984) J. Nucl. Mater., 122, 772—776.6. Kawahito Y. et al. (2009) Sci. Technol. Weld. Joi., 14,

288—294.7. Shin M. et al. (2010) Transact. JWRI, 39, 33—38.8. Schneider A. et al. (2013) Phys. Proc. 41, 4—11.9. Vollertsen F. et al. (2006) J. Laser Appl., 18, 28—34.

10. Avilov V.V. et al. (2009) Proc. of EPM 2009 Dresden Ger-many.

11. Avilov V.V. et al. (2012) Sci. Technol. Weld. Joi., 17,128—133.

12. Bachmann M. et al. (2012) J. Phys. D: Appl. Phys. 45035201, 13.

13. Gatzen M. et al. (2009) Proceedings of LAMP.14. Velde O. et al. (2001) Int. J. Heat Mass Transfer, 44,

2751—2762.15. Sahoo P. et al. (1988) Metall. Mater. Transact. B, 19B,

483—491.16. Mills K.C. (2002) Recommended Values of Thermophysical

Properties for Selected Commer-cial Alloys. WoodheadPublishing Ltd.

17. Wilthan B. et al. (2008) Int. J. Thermophys., 29, 434—444.

Figure 5. Single-pass laser beam welding without and with optimal parameters of the electromagnetic support system for thicknessesbetween 10 mm and 20 mm. The welding velocity is 0.4 m/min. The laser power P and the focus depth d were adapted with respectto the plate thickness. For the 20 mm case, the simulational cross section for 95 mT at an oscillation frequency of 3 kHz is overlayed

14

ОСОБЛИВОСТІ ЗАСТОСУВАННЯ ІНДУКЦІЙНОГОНАГРІВАННЯ ПРИ КОМБІНОВАНОМУ

ЛАЗЕРНО-ІНДУКЦІЙНОМУ НАПЛАВЛЕННІ

Л.Ф. ГОЛОВКО, M.С. БЛОЩИЦИННТУ України «Київський політехнічний інститут», Київ, Україна

Запропоновано і проаналізовано декілька способів лазерно-індукційного наплавлення робочих елементів деталеймашин та інструментів. Освітлюється методика обчислення розподілу температур, швидкостей нагріву при діїлазерно-індукційного джерела нагріву порошкового матеріалу. Показано, що запропонована методика дозволяєвизначити умови отримання порошковим матеріалом заздалегідь заданої температури при проходженні його крізьіндуктор без зміни властивостей порошкового матеріалу.

Значна частка відмов машин, що працюють в умо-вах дії абразивних і агресивних середовищ, високихтемператур та тисків, безпосередньо пов’язана зізношуванням контактуючих поверхонь деталей,втратою геометричних форм і розмірів. До такихдеталей можна віднести лопатки газових турбін, щопрацюють при температурах 900—1000 °С, дії агре-сивного газового потоку й абразивних часток, під-п’ятники турбокомпресорів, цапфи бурових доліт,колінчасті й розподільні вали двигунів й ін.

Цілеспрямована зміна фізико-механічних вла-стивостей поверхневих шарів деталей машин, від-новлення їх розмірів і форми є областю ефектив-ного застосування лазерного газопорошкового на-плавлення.

Однак висока вартість енергії лазерного випро-мінювання та істотне збільшення собівартості на-плавлення при збільшенні продуктивності процесуобмежує область використання цієї технології [1—3]. У зв’язку з цим розвиток отримали наукові до-слідження, спрямовані на пошук способів зниженнясобівартості процесу лазерного газопорошковогонаплавлення за рахунок використання більш деше-вих допоміжних джерел енергії.

Було вибрано індукційний спосіб нагрівання ме-талів для наплавлення, що заснований на двох фі-зичних законах: законі електромагнітної індукціїФарадея—Максвелла та законі Джоуля—Ленца.

Результатом цих досліджень став процес лазер-но-індукційного наплавлення, коли функції кожно-го джерела енергії чітко розмежовані. Лазернийпромінь розплавляє певний об’єм матеріалу основиі доводить до температури плавлення підігрітий ви-хровими струмами матеріал для наплавлення.Енергія індуктора використовується виключно напідготовчий стадії процесу – транспортуванні тапідігріванні порошку до температури 0,8—0,9Тпл.Наведена технологія дозволяє істотно збільшуватипродуктивність наплавлення без суттєвого збіль-шення його собівартості.

Широке застосування індукційного нагріванняматеріалів обумовлене простотою технології, мож-ливістю автоматизації процесів і високими ергоно-мічними властивостями.

На розподіл температури по порошинці, що на-грівається, при індукційному нагріванні впливаютькілька факторів; глибина проникнення струму в ме-тал, його теплопровідність, режим нагрівання. Гли-бина проникнення струму, у свою чергу, залежитьвід фізичних властивостей металу й частоти струму.

Фізичні властивості змінюються з підвищеннямтемператури. Якщо метал феромагнітний (зокрема,углеродистая й малолегированная стали), то глиби-на проникнення струму невелика, відповідно йтемпература буде зростати в перший період нагрі-вання тільки в тонкому поверхневому шарі. Колитемпература на поверхні досягнеться точки Кюрі ймагнітна проникність матеріалу стане близькою доодиниці, то кількість теплоти, що виділяється вцьому шарі, зменшується й підвищення темпера-тури вповільнюється. Значна частина енергії будевиділятися в більш глибоких шарах, що ще невтратили феромагнетизму [6].

Глибина проникнення струму буде поступовозбільшуватися доти, поки не досягнеться значення,при якому вся енергія буде поглинатися в гарячомунеферомагнітному шарі, який у кілька раз більшеглибини проникнення струму в холодний метал.

Для розв’язання задачі визначення оптимальнихзначень керуючих параметрів такого комбінованогопроцесу пропонується відповідний алгоритм.

На першому етапі вибирається хімічний складпорошкового матеріалу, який наплавляється, вво-дяться та розраховуються його теплофізичні власти-вості, визначаються характеристики індуктору плаз-мотрону й необхідна частота струму, витрати до-зуючого пристрою, довжина та діаметр індуктору.

Для нагрівання порошку до визначеної темпе-ратури, яка становить 0,9Тплавл матеріалу, при за-даній витраті дозуючого пристрою, необхідно знай-ти енергетичні характеристики та ефективну дов-

© Л.Ф. ГОЛОВКО, M.С. БЛОЩИЦИН, 2013

15

жину індуктору, що забезпечить нагрівання части-нок порошкового матеріалу. Для цього було вико-ристано відповідну математичну модель [4].

Спочатку розраховується відстань переміщеннячасток порошку (l) у струмені індуктора, на якій вонипри заданих параметрах процесу нагріваються до тем-ператури 0,9Тпл. Після цього виконується перевіркаумови: lmin < lrozrah ≤ lmax, якщо умова не виконуєтьсяздійснюється корегування заданих в розрахунку тем-ператури потоку; якщо умова виконується –відбувається вибір однієї з моделей, які зв’язуютьхарактеристики НВЧ плазмотрону з просторово-енергетичними параметрами індуктора Tpotok == f(dsopl.indukt, Uindukt, Iindukt, Lindukt). Дослідженнявиявили, що найбільший вплив на температуру маєдовжина індуктора, струм, напруга й частота струму.

За обраною моделлю розраховується розподіл тем-ператур по довжині порошкового струменя Tpotok == f(L) та вводиться обмеження на максимальну тем-пературу нагрівання: Tpotok(1,2lrozrah) = 0,9Tplavl таTpotok(l1) < 0,8Tvupar.por. За скорегованою моделлюрозраховується ефективна довжини індуктору, тоб-то довжина на якій температура потоку буде пере-вищувати 0,9Тплав. Розрахована довжина переві-ряється на відповідність умові: lefekt < 1,2lrozrah. Якщо умова не виконується – корегується значенняпараметрів плазмотрону: dsopl.indukt, Iindukt, Uindukt, fі вдруге виконується розрахунок. Якщо умова ви-конується – в обрану математичну модель вводить-ся отримана залежність температури потоку від дов-жини індуктору Tpotok = f(L). Потім виконуєтьсяперевірка, чи знаходиться температура порошку узаданих межах: 0,8Tplavl < Tporosh ≤ ≤ 0,9Tplavl. Якщоумова не виконується, корегується значення L і зно-ву розраховуються температури порошку, якщо умо-ва виконується, то перша частина розрахункукомбінованого процесу – закінчується.

Потім обирається модель лазерного нагрівання.Розглядається процес, під час якого на двошарове

середовище діє два рухомих джерела енергії – ла-зерний промінь і індукційний нагрівач (рисунок).Верхній шар являє собою, як один із можливихваріантів, композит і складається не з суцільногосплаву, а містив в собі дисперсні включення іншогоматеріалу. При чому в технологічному процесі ла-зерно-індукційного наплавлення композитний ма-теріал за допомогою індуктора попередньо розігрі-вається і подається в зону плавлення.

При моделюванні можливі різні вихідні відносніположення лазерного променя й плазмотрону: про-мінь лазера знаходиться перед нагрітим струменемпорошку і підплавляє матеріал основи, або колиобидва теплові джерела співпадають [4].

Для моделювання було обрано схему процесу,представлену на рисунок. У відповідності до неїлазерний промінь з потужністю Р, фокусується наповерхні оброблюваного виробу, що рухається зішвидкістю V у пляму діаметром dп. Параметри об-робки забезпечують підплавлення поверхні мате-ріалу основи.

Порошкова композиція подається у індукційнийнагрівач, що створює нагрітий струмінь порошку зпотоку транспортуючого газу з витратою G і, за часпроходження індуктору, підігрівається до темпера-тури (0,8—0,9)Тпл. При цьому введення порошку врозплавлений матеріал основи здійснювалось підпевним кутом α і на певній відстані L від заготовки,яка визначається конструктивно.

При надходженні у ванну розплаву підігрітогопорошку в останній відбувається вирівнювання тем-ператур по нагрітому об’ємі, кристалізація і йогоохолодження. В результаті на поверхні матеріалуутворюється шар наплавленого матеріалу визначе-ної форми і розмірів (висотою h і шириною b).

Під наплавленим металом на границі з основоюрозташовується проміжний шар, де відбулося вза-ємне перемішування наплавленого матеріалу і мате-ріалу основи, товщиною hсп і зона термічноговпливу, товщиною hЗТВ.

Кінцевим результатом моделювання має бутирозподіл температур в кожний момент часу та оп-тимальний розподіл швидкості відносного перемі-щення індуктору і лазерного променя.

Матеріал наплавленого шару в узагальненомувигляді має композитну структуру: сталева матрицяоснови та включення іншого матеріалу (наприклад,бронзи чи іншого різновиду сталі).

Моделювання лазерного нагрівання для наплав-лення відбувається згідно математичної моделі, щовикористовує адаптивну сітку наведено у [5].

Газопорошковий струмінь нагрітий індукторомі промінь лазера рухаються синхронно зі швидкістюV. Для спрощення розрахунків, в моделі не врахо-вується вплив на процеси тепло- та масоперенесенняруху розплавленого металу та деформаціїя вільноїповерхні. Необхідно для заданої розрахункової об-ласті знайти розподіл температури, що обумов-

Схема процесу лазерно-індукційного газопорошкового наплав-лення

16

люється рухомим лазерним променем і струменемнагрітого індуктором порошкового матеріалу, про-вести оптимізацію розподілу швидкостей системи«лазерний промінь—струмінь індуктора».

Для моделювання нагрівання індуктором газо-порошкової суміші використаємо відому математич-ну модель [6].

Математична модель нелінійної задачі тепло-провідності з внутрішнім тепловиділенням в ци-ліндричних координатах має вигляд:

∂T

∂t = α

⎡⎢⎣

⎢⎢∂2T

∂r2 +

1r ∂T

∂r +

∂2T

∂z2

⎤⎥⎦

⎥⎥ +

1cγ

W(r, z, t)

з початковими та граничними умовами

T(r, z, 0) = T0(r, z)

—λ ∂T

∂z ⎪⎪⎪

⎪⎪z = 0

= α[Tc — T(r, 0, t)] + εσ0[Tc4 — T4(r, 0, t)]

—λ ∂T

∂r ⎪⎪⎪

⎪⎪z = R

= α[Tc — T(R, z, t)] + εσ0[Tc4 — T4(R, z, t)]

—λ ∂T

∂z ⎪⎪⎪

⎪⎪z = Z

= α[Tc — T(r, Z, t)] + εσ0[Tc4 — T4(r, Z, t)]

λ ∂T

∂r ⎪⎪⎪

⎪⎪r = 0

= 0.

Для виконання чисельних розрахунків вводять-ся значення обмежуючих параметрів (величинамаксимально припустимої похибки, граничні зна-чення кроків по вісям і в часі, значення мінімальноїі максимальної температури, загальний час наплав-лення.

Швидкість нагрівання порошкових матеріалівпри використанні індукційного нагрівання не зали-шається постійної у всім інтервалі температур. Воназмінюється внаслідок зміни питомого електроопоруй магнітної проникності. Питомий електроопір упроцесі нагрівання зростає в п’ять-шість раз; маг-

нітна проникність у феромагнітних матеріалів придосягненні точки Кюрі зменшується у 10—20 разіві стає рівною одиниці. Одночасна зміна величинопору та магнітної проникності призводить до зни-ження швидкості нагрівання в області вище точкиКюрі в три-чотири рази. Щоб уникнути цього йзмінити кінетику нагрівання, регулюють або стабі-лізують електричний режим у процесі нагрівання.

Таким чином, дослідження не тільки показалипринципову можливість створення комбінованоголазерно-індукційного способу наплавлення покрит-тів, але й наявність перехідної зони між покриттямта основним металом свідчить про високу міцністьїх зчеплення. Використання дешевого допоміжногоджерела енергії у вигляді індукційного нагрівачадає змогу значно зменшити собівартість процесу на-плавлення.

Висновки

На основі експериментів було визначено енер-гетичні параметри лазерного опромінювання, умовита характеристики подачі порошкового матеріалу,кінематика відносного руху променя і заготовки,визначені діапазони зміни потужності індуктора таоптимальний діапазон частот електричного струму.

1. Коваленко В.С., Крівцун І.В. Комбіновані лазерно-дуговіпроцеси обробки матеріалів. Ч. 1. Ефекти комбінованоїобробки і способи її реалізації // Наукові вісті НТУУ«КПІ». – 2001. – № 5. – С. 33—44.

2. Лазерні технології та комп’ютерне моделювання / Підред. Л.Ф. Головка та С.О. Лук’яненко. – Київ: Вістка,2009. – 296 с.

3. Исследование тепловых процессов и структуры поверх-ностного слоя при лазерной наплавке порошковых мати-риалов / В.А. Перелома, А.А. Щерба, А.Д. Подольцев идр. – Киев: Институт электродинамики НАН Украины,1998. – 47 с.

4. Головко Л.Ф., Блощицин М.С. Інтенсифікація процесулазерної обробки використанням енергії електричної дуги// Вестник нац. техн. ун-та Украины «Киевский поли-технический инттитут». – 2005. – № 47. C. 39—42.

5. Головко Л.Ф., Блощицин M.С., Діптан С.Ю. Визначен-ня оптимальних умов реалізації процесу лазерно-плазмо-вого наплавлення // Там же. – 2011. – 61(1). –C. 212—218.

6. Слухоцкий А.Е., Рыскин С.Е. Индукторы для индук-ционного нагрева. – Ленинград: «Энергия», 1974. –264 с.

17

ОСОБЛИВОСТІ ЗАСТОСУВАННЯ ЕНЕРГІЇПЛАЗМОВОГО СТРУМЕНЯ ДЛЯ КОМБІНОВАНОГО

ПРОЦЕСУ ЛАЗЕРНО-ПЛАЗМОВОГОГАЗОПОРОШКОВОГО НАПЛАВЛЕННЯ

Л.Ф. ГОЛОВКО, M.С. БЛОЩИЦИННТУ України «Київський політехнічний інститут», Київ, Україна

Запропоновано і проаналізовано декілька способів лазерно-плазмового наплавлення робочих елементів деталеймашин та інструментів. Показано, що виконання наведеного алгоритму роботи інтегральної послідовної схемикомбінованого процесу лазерно-плазмового газопорошкового наплавлення дозволяє визначити умови отриманняоптимального результату наплавлення. Наведено експериментальні результати реальних режимів лазерно-плазмо-вого газопорошкового наплавлення, які підтверджують адекватність алгоритму роботи комбінованого процесу на-плавлення.

Актуальність роботи зумовлена необхідністю ско-рочення витрат енергоресурсів при зміцненні робо-чих поверхонь деталей за рахунок автоматизаціїпроцесу визначення оптимальних технологічнихпараметрів лазерно-дугового наплавлення. В різ-них галузях промисловості широко використовуютьмашини, деталі яких працюють в екстремальнихумовах. Внаслідок цього окремі ділянки таких де-талей швидко зношуються, втрачаючи геометричнуформу і розміри. Головним механізмом спрацюван-ня таких виробів є абразивне зношування в умовахдії агресивного середовища, підвищених темпера-тур, високих питомих тисків, відсутності мастилабо обмежених умов змащування. Надзвичайноефективними способами подовження тривалості ро-боти таких виробів є застосування зміцнюючих тавідновлюючих технологій. Максимальну ефектив-ність ці технології забезпечують при їх застосуваннідо складних і дорогих виробів (турбін енергетичнихустановок, колінчастих валів двигунів, деталей бу-рового обладнання та інше). Лазерна технологіянаплавлення з метою відновлювання та зміцненняна відміну від широко розповсюджених (газо-полу-м’яної, плазмової та інших) вирішує цю проблему,бо дозволяє практично повністю уникнути залиш-кових деформацій, які не можна виправити наступ-ною риштовкою та механічною обробкою. Але призбільшенні площі спрацьованих ділянок виникаєнеобхідність збільшувати потужність лазерного ви-промінювання, вартість якого зростає за експонен-тою і відповідно зростає собівартість процесу на-плавлення.

Всі методи нанесення покриття поділяються наоснові дифузії та адгезії.

Всі методи лазерного наплавлення залежно відспособу подачі матеріалу, що наплавляється, в зонуобробки можна розділити на дві основні групи [2,

4]. До першої групи відносять методи лазерногонаплавлення, при яких шар, що наплавляється, ут-ворюється в результаті оплавлення попередньо на-несеного на оброблювану поверхню матеріалу по-криття. До другої групи – методи, при яких ла-зерне випромінювання й матеріал, що наплавляєть-ся в зону обробки подаються одночасно або з деякимзапізненням (рис.1—3).

Конкурентоспроможність продукції важкої про-мисловості України та машин, що використовують-ся у нафто-газововидобувній промисловості, в знач-ній мірі визначається якістю та вартістю техніки,ресурсом та надійністю роботи її окремих важко-навантажених вузлів та деталей [3].

Існуючі технологічні методи лазерного наплав-лення збільшення якісних та кількісних параметрівнаплавлених шарів, швидкості їх нанесення пов’я-зане з різким зростанням вартості лазерного облад-нання і собівартості процесу.

Актуальним завданням є розробка економічноефективного комбінованого процесу, в якому всіскладові енерговкладу, що не пов’язані з фінішнимформуванням наплавленого шару реалізується зарахунок додаткових джерел нагріву.

Метою є розробка комбінованого процесу лазер-но-плазмового наплавлення з розділеними функція-ми джерел енергії, що дозволяє радикально підви-щити продуктивність та якість при зменшенні собі-вартості процесу.

Всі комбіновані способи лазерно-дугової оброб-ки матеріалів [1] принципово можна розділити взалежності від просторово-часових характеристиктеплового джерела, використовуваного в даномуконкретному процесі. Якщо теплові джерела, ство-рювані в матеріалі лазерним випромінюванням йелектричною дугою, сполучені в часі й просторі, тоджерела є інтегральними, паралельної дії. Якщо

© Л.Ф. ГОЛОВКО, M.С. БЛОЩИЦИН, 2013

18

Рис. 2 Класифікація існуючих методів лазерного наплавлення

Рис. 3. Схеми процесу лазерного газопорошкового наплавлення застосуванням енергії плазмового струменя: а – одночаснопаралельна; б – дискретна послідовна; в – інтегрально-послідовна

Рис. 1. Розподіл методів нанесення покриттів

19

теплові джерела сполучені в просторі, а часи їхньоїдії частково рознесені, але при цьому взаємно пере-криваються, те їх варто вважати інтегральними по-слідовної дії. Дискретні теплові джерела рознесеніабо в просторі, тобто діють у різних точках у межаходнієї зони обробки, або в часі. При цьому джерелатакож можуть бути як паралельної (діють у різнихточках одночасно), так і послідовної дії (формують-ся в одній або різних точках простору послідовноодин за одним).

Представлено приклад варіантів реалізації про-цесу лазерного газопорошкового наплавлення за-стосуванням енергії плазмового струменя: одночас-ну паралельну, дискретну послідовну схеми, інтег-рально-послідовну.

Алгоритм роботи інтегральної послідовної схемирозкривається на рис. 4. Спочатку включаєтьсяплазмове джерело, що створює плазмовий стру-мінь. У плазмовий струмінь спрямовується порош-ковий струмінь, який потрапляючи під нагрітийструмінь – за рахунок конвективного обміну на-грівається до наперед заданої температури прицьому не втрачаючи агрегатного стану. В певниймомент часу, коли температура порошку, що нагрі-вається, ще не досягла заданої температури, післяпочатку нагрівання порошкового матеріалу вмика-ється лазерне випромінювання. За час, який необ-хідний для підігрівання порошкового матеріалу дозаданої температури, що складає 0,8—0,9 температу-ри плавлення лазерний промінь створює на поверх-ні матеріалу, що обробляється, зону розплавлення.Попередньо нагрітий порошок потрапляє під ла-зерний промінь догрівається до температури плавлен-ня, при цьому температура поверхні в зоні продовжуєзбільшуватися для гарантування розплавленої зони.Відбувається часткове перемішування в зоні плавлен-ня з утворенням металургійного зв’язку. Після цьогоалгоритм роботи повторюється знову, зміщуючись упросторі підчас руху зони обробки.

Однією з можливих варіантів подачі порошку взону обробки є подача порошка назустріч рухомомузразку газопорошковий струмінь зміщує розплавле-ний метал від закристалізованого, в наслідок чого віндещо розтікається по поверхні, збільшуючи площуванни плавлення. При цьому зростає кількість час-тинок порошкового матеріалу, що попадає в розплавта збільшуються розміри наплавлених валиків.

При лазерному наплавленні на продуктивністьнайбільш впливають: потужність лазерного випро-мінювання; витрати порошку; швидкість обробки.

При збільшенні витрати порошкового матеріалупродуктивність збільшується майже лінійно. Збіль-шення витрати порошку вимагатиме збільшення не-обхідної для його нагрівання потужності лазерноговипромінювання. Підвищення продуктивності лазер-ного наплавлення призведе до необхідності ви-користання більш потужних лазерних комплексів, щовимагатиме збільшення собівартості процесу обробки.

Рис. 4. Алгоритм роботи інтегральної послідовної схеми комбі-нованого процесу лазерно-плазмового газопорошкового наплав-лення

Рис. 5. Графік зміни геометричних параметрів наплавлених ва-ликів від потужності теплового джерела, мм: 1 – ПГ-12Н-01700 Вт (b); 2 – ПГ-12Н-01 700 Вт (h); 3 – ПГ-ПН6 700 Вт(b); 4 – ПГ-ПН6 700Вт (h); 5 – ХТН23 800 Вт (b); 6 –ХТН23 800 Вт (h); 7 – ПС-12Н-ВК 800 Вт (b); 8 – ПС-12Н-ВК800 Вт (h)

20

Експериментальні дослідження зміни геомет-ричних характеристик наплавлених шарів пред-ставлено на рис. 5. Представлено комбіновану взає-модію плазмового й лазерного теплових джерел.На графіку наведено сумарну еквівалентну потуж-ність лазерного джерела й плазмового струменя узмінній пропорції, потужність лазера при цьому неперевищувала 200 Вт.

На графіку видно, що при збільшенні еквіва-лентної потужності збільшуються розмірні харак-теристики (ширина й висота наплавлених валиків),але при цьому потужність лазера незмінна – до-статня для створення ванни розплаву на поверхнідеталі й догрівання до температури плавлення вне-сеного попередньо нагрітого плазмовим струменемпотоку порошкового матеріалу. Собівартість комбі-нованого процесу лазерно-плазмового наплавленняменша за собівартість використання більш потуж-ного лазера.

Висновки

Запропоновано та проілюстровано особливості ком-бінованого процесу лазерно-плазмового наплавлення.

Застосування плазмового струменя для підігрі-вання порошку дозволяє знизити собівартість про-цесу лазерного наплавлення.

Встановлено закономірності зміни розмірниххарактеристик наплавлених шарів від швидкостіобробки та еквівалентної потужності.

Запропонований алгоритм роботи інтегральноїпослідовної схеми комбінованого процесу лазерно-плазмового газопорошкового наплавлення дозво-ляє оптимально реалізувати процес наплавленняшарів матеріалу з заданим розподілом потужностейміж джерелами.

1. Коваленко В.С., Крівцун І.В. Комбіновані лазерно-дуговіпроцеси обробки матеріалів. Ч. 1. Ефекти комбінованоїобробки і способи її реалізації // Наук. вісті НТУУ«КПІ». – 2001. – № 5. – С. 33—44.

2. Лазерні технології та комп’ютерне моделювання / Підред. Л.Ф. Головка, С.О. Лук’яненко. – Київ: Вістка,2009. – 296 с.

3. Исследование тепловых процессов и структуры поверх-ностного слоя при лазерной наплавке порошковых мати-риалов / В.А. Перелома, А.А. Щерба, А.Д. Подольцев идр. – Киев: Институт электродинамики НАН Украины,1998. – 47 с.

4. Головко Л.Ф., Блощицин М.С. Інтенсифікація процесулазерної обробки використанням енергії електричної дуги// Вест. нац. техн. ун-та Украины «КПІ». – 2005. –№ 47. – C. 39—42.

21

РАСЧЕТНАЯ ОЦЕНКА ПАРАМЕТРОВ ПРОПЛАВЛЕНИЯНАСЫПНОГО ПОРОШКОВОГО МАТЕРИАЛА

В.Ф. ДЕМЧЕНКО, А.Б. ЛЕСНОЙ, В.М. АБДУЛАХИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Разработана математическая модель плавления насыпного порошкового материала и получено аналитическоерешение задачи распределения температурного поля в расплавленном слое порошка с учетом конвективного переносаэнергии, обусловленного усадочными явлениями при плавлении порошка. Модель позволяет для заданных пара-метров источника нагрева численно оценить ширину и глубину оплавления насыпного слоя порошка. Приведенырасчетные данные о кинетике проплавления насыпного слоя порошка на поверхности обрабатываемой пластины.

В технологиях нанесения покрытий в качестве при-садки широко используются насыпные порошковыематериалы [1—3]. Для проектирования режимов на-несения покрытий представляет интерес теорети-ческая оценка ширины и глубины проплавления по-рошкового материала в зависимости от условий егонагрева. При разработке математической моделикинетики слоя порошка необходимо учитывать рядспецифических физических особенностей нагреваи плавления некомпактных материалов. Известно,что теплопроводность металлических порошковыхматериалов существенно ниже, чем теплопровод-ность соответствующего компактного материала.Так, например, по данным [4] коэффициент тепло-проводности стального порошка с гранулами разме-ром 50 мкм и долей металлической компоненты,равной 20 %, составляет 2—6⋅10—4 Вт/см⋅K, что со-поставимо с теплопроводностью, заполняющегообъемы между гранулами. Поэтому затраты энер-гии источника тепла на нагрев порошка ниже фрон-та его плавления (и, соответственно, на нагрев ос-новного материала) оказываются незначительны-ми, и большая часть подводимой мощности расхо-дуется на плавление порошка и нагрев расплавлен-ного слоя. Еще одна особенность плавления порош-кового материала состоит в том, что в процессе плав-ления порошка вследствие различной плотностикомпактного и некомпактного материалов из-заусадки расплавленный металл подтекает к фронтуплавления. Благодаря конвективной составляющейтеплового потока интенсифицируется подвод теплак фронту плавления.

При наплавке с использованием насыпного по-рошкового материала процессы теплопереноса про-текают в две стадии. На первой стадии порошокплавится с образованием жидкой прослойки, приэтом из-за значительного термического сопротивле-ния слоя порошка тепловое влияние источника на-грева на основной материал остается незначитель-ным. На второй стадии источник нагрева непосред-ственно воздействует на компактный материал, врезультате чего происходит оплавление основного

материала изделия. В настоящей статье рассматри-вается приближенная математическая модель, опи-сывающая кинетику первой стадии процесса.Математическая модель. Сформулируем исход-

ные положения к разработке модели.• Будем полагать, что в процессе плавления за-

траты тепла на нагрев порошка в его объеме пре-небрежимо малы, т.е. тепловым потоком, идущимот фронта плавления вглубь порошка можно пре-небречь.

• Нагрев жидкой прослойки, образовавшейся впроцессе плавления порошка, происходит в режимесмены стационарных состояний.

• Процесс теплопередачи в жидкой прослойкерасплавленного порошка (в силу малости ее тол-щины) является одномерным.

• При плавлении порошкового материала и обра-зовании слоя расплава из-за усадочных явленийжидкий металл вместе со свободной поверхностьюперемещается к фронту плавления.

• При достижении свободной поверхностью тем-пературы кипения ее температура сохраняется по-стоянной и равной температуре кипения.

Пусть qh – плотность теплового потока, сооб-щаемого поверхности порошкового материала (рас-плавленного слоя) источником нагрева. В процессеплавления порошка выделим два этапа. К первомуэтапу отнесем период времени в течении котороготемпература свободной поверхности расплава воз-растает от начальной температуры до температурыкипения. На этом этапе потерями тепла в окружаю-щую среду пренебрегаем, полагая, что тепловой по-ток, сообщаемый источником нагрева, полностьюпоглощается жидкой прослойкой расплавленногопорошка. В соответствии с принятой гипотезой оразвитии тепловых процессов в прослойке как по-следовательной смене стационарных состояний,уравнение энергии в каждый момент времени tможно записать в виде

λ d2T

dz2 — cρv dTdz

= 0, l(t) < z < ξ(t), (1)

© В.Ф. ДЕМЧЕНКО, А.Б. ЛЕСНОЙ, В.М. АБДУЛАХ, 2013

22

где λ, c, ρ – коэффициент теплопроводности,удельная теплоемкость и плотность расплава по-рошка; v = v(t) – скорость течения расплава;l(t) – координата свободной поверхности расплав-ленного слоя; ξ = ξ(t) – координата фронта плав-ления; z – координата, отсчитываемая от положе-ния первоначально неоплавленной поверхности на-сыпного порошкового материала. В начальный мо-мент времени t = 0, ξ(0) = l(0) = 0.

Сформулируем граничные условия для уравне-ния (1). На свободной поверхности расплава, т.е.при z = l(t) задается плотность теплового потокаqh = qh(t), поступающего от источника нагрева иизменяющаяся во времени

—λ dTdz

⎪⎪z = l(t) = qh(t). (2)

На фронте плавления z = ξ(t) полагается, чтотемпература расплава поддерживается постояннойи равной температуре плавления TL, а также вы-полняются условие теплового баланса, учитываю-щее затраты тепла на нагрев порошка до темпера-туры плавления и его плавление

T|z = ξ(t) = TL; —λ dTdb

⎪⎪z = ξ(t) = W

dξdt

, (3)

где W = θρ[χ + c(TL — T0)] – энергия, требуемаядля нагрева порошка от температуры T0 до TL и его

плавление; θ = ρnρ – весовая доля металла в порош-

ке; ρn – плотность порошка; ρ, χ, c – плотность,скрытая теплота плавления и теплоемкость компак-тного металла.

Координаты l(t) и ξ = ξ(t) связаны между собойследующим образом:

l(t) = (1 — θ)ξ(t), (4)

а скорость течения расплава v(t) определяется как

v(t) = dldt

= (1 — θ) dξdt

. (5)

Интегрируя уравнение (1) с граничными усло-виями (2), (3), получаем следующее выражениедля температуры жидкой прослойки

T(z, t) = TL + qh(t)vcρ

×

× ⎡⎢⎣exp

⎧⎨⎩va (ξ — l)

⎫⎬⎭ — exp

⎧⎨⎩va (z — l)

⎫⎬⎭

⎤⎥⎦.

(6)

Для определения положения фронта плавленияξ(t) и скорости течения расплава v(t) воспользуем-ся первым из условий (3). Учитывая, что ξ — l == θξ, получим

1W

qh(t) = dξdt

exp ⎡⎢⎣

⎢⎢θ(1 — θ)

2a dξ2

dt

⎤⎥⎦

⎥⎥. (7)

Интегрируя численно это нелинейное уравнениепри начальном условии ξ(0) = 0, определим законпродвижения фронта плавления порошкового мате-риала. Обозначим через tb время, за которое тем-пература свободной поверхности расплавленнойпрослойки достигла температуры кипения Tb, а че-рез ξb = ξ(tb) соответствующую глубину оплавлен-ного порошка.

На втором этапе расчета предполагается, что те-пловой поток от источника нагрева компенсируетсятепловыми потерями на испарение, т.е. температурасвободной поверхности расплава поддерживаетсяравной температуре кипения. В соответствии с этимграничное условие (2) заменим на следующее

T(l, t) = Tb. (8)

Решая задачу (1), (3), (9), получаем следующеевыражение для распределения температуры в жид-кой прослойке при t > tb

T(z, t) = ⎛⎜⎝Tb — TL exp

⎡⎢⎣va (ξ — l)

⎤⎥⎦

⎞⎟⎠ ×

× exp

⎡⎢⎣—

va (ξ — z)

⎤⎥⎦ — 1

exp ⎡⎢⎣—

va (ξ — l)

⎤⎥⎦ — 1

+ TL exp ⎡⎢⎣—

va (ξ — z)

⎤⎥⎦.

(9)

Положение фронта плавления аналогично с (7)находится из уравнение

dξdt

= 1E

vcρ(Tb — TL)

⎛⎜⎝

⎜⎜1 — exp

⎡⎢⎣

⎢⎢—

θ(1 — θ)2a

dξ2

dt

⎤⎥⎦

⎥⎥

⎞⎟⎠

⎟⎟

, t > tb, (10)

которое численно интегрируется при начальном ус-ловии ξ(tb) = ξb.

При лазерной и лазерно-плазменной наплавкеможно полагать, что плотность теплового потокаqh(r, t), поступающего от источника нагрева на об-рабатываемую поверхность, распределена в пятненагрева по нормальному закону

qh(r, t) = q0 exp (—kr2), (11)

где r2 = (x0 — vt)2 + y2, x0 – начальное координатацентра источника нагрева; y – координата, отсчи-тываемая от оси Ox в направлении, перпендику-лярному направлению движения источника нагре-ва; v – скорость движения источника.Результаты расчетов. Рассмотрим результаты

вычислительных экспериментов по исследованиюнаплавления насыпного порошкового материаласистемы Ni—Cr—B—Si c металлической весовой до-лей в порошке θ = 0,5 (примем, что частицы порош-ка имеют сферическую форму диаметром 50 мкм).В качестве источника нагрева использовалсяNd:YAG лазерный источник излучения мощностьюР = 1,25 кВт, диаметр фокусирующей линзы DF == 5 см, диаметр лазерного луча на фокусирующей

23

линзе DL = 4 см, фокусное расстояние линзы F == 30 см, расстояние от фокуса до обрабатываемойповерхности f = 1,87 см, диаметр лазерного пятнана обрабатываемой поверхности dL = 0,25 см, ско-рость перемещения источника нагрева v = 1,6 см/с(60 м/ч).

Распределение плотности теплового потока впятне лазерного нагрева в соответствии с (11) былопринято в виде, представленном на рис. 1.

На рис. 2 представлены результаты расчета пер-вого этапа плавления слоя порошка. На графикепоказано изменение температуры поверхности жид-кой прослойки, образовавшейся при плавлении по-рошка, на различных расстояниях в поперечном на-правлении от центра источника нагрева (линии 1—8). Координата x на оси абсцисс соответствует рас-стоянию от центра источника в направлении егоперемещения.

Расчетная температура поверхности жидкойпрослойки, образовавшейся при плавлении порош-ка, при достаточно высокой плотности энергии вцентре пятна нагрева (порядка 20 кВт/см2, рис. 1)

достигает температуры кипения в пятне лазерногоисточника нагрева r ≤ 0,07ci (линии 1—5, рис. 2) иподдерживается на этом уровне до полного проп-лавления слоя порошка.

На рис. 3 представлено распределение темпера-туры по толщине жидкой прослойки. В отличие откондуктивного переноса энергии, которому соответ-ствует линейное распределение температуры, присовместном конвективно-кондуктивном механизмепереноса тепла градиент температуры вблизи сво-бодной поверхности расплава уменьшается, а нафронте плавления, напротив, увеличивается, что всилу условия (3) приводит к повышению скоростиплавления насыпного порошкового материала. По-добный эффект является результатом конвективно-го транспорта энергии к фронту плавления нисходя-щим потоком расплава.

На рис. 4 показана изменение толщины оплав-ленного слоя порошка на различных расстоянияхв поперечном направлении от центра источника на-грева. Излом на кривых 1—5 соответствует переходуот первой стадии расчета нагрева порошкового мате-риала ко второй.

Рассмотрим плавление слоя порошка толщиной0,1 см в сечении y = 0. Как следует из рис. 1 и 4,

Рис. 1. Распределение удельного теплового потока лазерногоизлучения, поступающего на поверхность порошкового мате-риала

Рис. 2. Температура поверхности оплавляемого порошка (y,см – расстояние от центра источника нагрева: 1 – 0; 2 – 0,03;3 – 0,05; 4 – 0,06; 5 – 0,07; 6 – 0,08; 7 – 0,09; 8 – 0,1;9 – 0,11)

Рис. 3. Изменение температуры по высоте расплавленного слоя(расстояние от центра источника нагрева x = —0,07 cм, y = 0, t == 0,078 c – момент времени, когда поверхность оплавленногослоя порошка достигает температуры кипения)

Рис. 4. Глубина оплавленного порошка (линии 1—9 соответствуютразличным расстояниям в поперечном направлении от центраисточника, см. рис. 2)

24

лазерное излучение мощностью 1,25 кВт с пятномнагрева диаметром 0,25 см способно полностью рас-плавить порошковый материал данной толщины нарасстоянии 0,037 см впереди от центра источниканагрева и обеспечить ширину проплавленной до-рожки 0,15 см, при этом энергетический ресурс ис-точника нагрева является достаточным для после-дующего проплавления основного материала. Изрис. 4 следует, что данный тепловой источник по-зволяет полностью проплавить слой порошка тол-щиной до 0,2 см, что хорошо согласуется с экспе-риментальными данными.

Проанализируем результаты численных расче-тов в контексте допущений, сформулированныхпри разработке модели плавления порошкового ма-териала. В силу допущения об отсутствии теплопе-редачи через слой порошка приведенные выше ре-зультаты расчета можно считать оценкой сверху.Некоторое снижение скорости плавления порошкаи размеров оплавленной дорожки следует ожидатьза счет лучистого теплообмена оплавленной поверх-ности с окружающей средой, а также из-за увеличе-ния теплопроводности порошкового материала приповышении его температуры вследствие присутст-вия лучистой составляющей переноса тепловойэнергии в пространстве между частицами порошкаи увеличения теплопроводности газовой среды в по-рошковом материале. Учитывая, что удельный теп-ловой поток лучистого теплообмена существенноменьше плотности теплового потока лазерного на-грева, а роль лучистой составляющей в эффектив-ной теплопроводности насыпного порошкового ма-териала начинает существенно проявляться притемпературах порядка 10 000 К, можно полагать,что принятые допущения не могут существенно по-

влиять на результаты количественных оценок, при-веденных в настоящей работе.

Выводы

1. Разработана математическая модель плавления на-сыпного порошкового материала и получено ана-литическое решение задачи распределения темпера-турного поля в расплавленном слое порошка с учетомконвективного переноса энергии, обусловленного уса-дочными явлениями при плавлении порошка.

2. Показано что кинетика проплавления слоя по-рошкового материала заданной толщины может бытьрассчитана в две стадии: на первой стадии, плавлениепорошка рассчитывается при заданной плотности теп-лового потока до достижения свободной поверх-ностью расплавленного слоя температуры кипения;на второй стадии, плавление порошка рассчитываетсяпри заданной температуре свободной поверхностирасплава равной температуре кипения.

3. Расчеты показали что при мощности тепловогоисточника 1,25 кВт и диаметре пятна нагрева dL == 0,25 см можно полностью расплавить слой порош-ка толщиной до 0,2 см шириной 0,15 см, при этомсохраняется энергетический ресурс источника ла-зерного нагрева для оплавления поверхности обра-батываемого изделия.

1. Борисов Ю.С., Харламов Ю.А., Сидоренко С., Ардатов-ская Е.Н. Газотермическое напыление порошковых мате-риалов. – Киев: Техника, 1986. – 544 с.

2. Борисов Ю.С., Кулик A.Я., Мнухин A.С. Газотермичес-кое напыление покрытий из композиционных материа-лов// Ниссоцусинся. – 1987. – 197 с.

3. Куницкий Ю.А., Коржик В.Н., Борисов Ю.С. Некрис-таллические металлические материалы и покрытия в тех-нике. – К.: Техніка, 1988. – 198 с.

4. Васильев Л.Л., Танаева С.А. Теплофизические свойствапористых материалов. – Минск: Наука и техника,1971. – 264 с.

25

КОМБІНОВАНА ЛАЗЕРНО-УЛЬТРАЗВУКОВАОЗДОБЛЮВАЛЬНО-ЗМІЦНЮВАЛЬНА ОБРОБКА

ВИРОБІВ ІЗ СТАЛІ

В.В. ДЖЕМЕЛІНСЬКИЙ, Д.А. ЛЕСИКНаціональний технічний університет України «КПІ», Київ, Україна

Приведені результати дослідження впливу лазерного променя та ультразвукових коливань на зміну мікротвердості,глибини її розповсюдження та мікроструктури поверхневого шару інструментальної сталі У8. Визначені умовитермодеформаційного зміцнення для отримання максимального значення мікротвердості поверхневого шару сталіУ8 з високодисперсною мікроструктурою при використанні комбінованої лазерно-ультразвукової оздоблювально-зміцнювальної обробки.

Вимоги, які пред’являються на сучасному етапі доякісних та експлуатаційних характеристик виробівнастільки високі, що використання традиційних ме-тодів обробки в ряді випадків не дозволяють отри-мати необхідні параметри поверхневого шару тра-диційними методами обробки. Вирішення цих про-блем значною мірою пов’язані зі зміною структурита властивостей поверхневих шарів виробів.

У зв’язку з цим в сучасному виробництві сталичастіше використовуватись гібридні та комбінованіметоди обробки, які поєднують, дії поверхнево-пла-стичного деформування (ППД) з термічним нагрі-ванням лазерним, електронним та плазмовим дже-релами енергій. В основі даного підходу лежитьідея комплексного використання переваг і нівелю-вання недоліків різних методів при одночасномуабо послідовному проведені різноманітних техноло-гічних процесів.Аналіз літературних даних і постановка про-

блеми. Одним із ефективніших способів являєтьсякомбінована реалізація ППД та лазерна обробкаповерхні. Серед відомих методів ППД частіше ви-користовують обкатування кулькою або роликом таультразвукову обробку [1]. Останній метод є най-більш ефективним через свою багатоциклічність,який легко поєднується в технологічні процеситермічної обробки поверхонь висококонцентрова-ними потоками енергії та використовуються длязниження шорсткості поверхні після лазерної об-робки.

Лазерні методи зміцнення доцільні також длястворення плямистого поверхневого зміцненнязначних площ, при якому не утворюватиметься су-цільного крихкого шару, схильного до розтріску-вання при обробці поверхонь складної конфігура-ції, деформація яких повинна бути мінімальна, атакож при зміцненні важкодоступних порожнин,заглиблень, куди лазерний промінь може бути вве-дений за допомогою спеціальних оптичних прист-роїв. Але разом з тим після лазерної термообробки

в при поверхневому шарі формується несприятли-вий розподіл залишкових напруг: під областю стис-кальних напруг розташована область з розтягуваль-ними залишковими напругами, що сприяє зарод-женню і розповсюдженню тріщин. Складний розпо-діл залишкових напруг по товщині зміцненого ла-зерним променем шару і вихід розтягувальних на-пруг на поверхню є причиною зниження зносостій-кості, контактної втоми, тріщиностійкості. Як ре-зультат, перешкодою для більш широкого викорис-тання лазерних технологій в промисловості. Длязапобігання розвитку напруг розтягу використо-вується повторний нагрів матеріалу лазерним про-менем, який сприяє зниженню поверхневої твердо-сті [2—4].

Для вирішення даної проблеми запропоновановикористати комбіновану лазерно-ультразвуковуоздоблювально-зміцнювальну обробку (ЛУЗОЗО)з термодеформаційною дією теплової і механічноїенергій [5]. Така технологія забезпечить найбільшповну реалізацію всіх механізмів зміцнення та ком-пенсує напруги розтягу після лазерної обробки, на-пругами стиску і створить більш сприятливий роз-поділ залишкових напруг в приповерхневому шаріоброблюваних виробів після ультразвукової оздоб-лювально-зміцнювальної обробки (УЗОЗО). Слідвідзначити також, що запропонована комбінованатехнологія оздоблювання та зміцнення виробів непогіршує переваг лазерного обробки (ЛО), а на-впаки, дозволяє отримати комплекс механічнихвластивостей, які суттєво перевищують рівень яко-сті, який був досягнутий лазерною або ультразву-ковою обробкою окремо.

Схему комбінованої ЛУЗОЗО (лазер + ультра-звук) доцільно використовувати для зміцнення таоздоблювання поверхневого шару, а схему комбі-нованої УЗОЗОЛО (ультразвук + лазер) – длязміцнювальної обробки.

Основними параметрами режиму комбінованоїЛУЗОЗО (рис. 1, б), які визначають якість по-верхневого шару виробів, і отже експлуатаційні

© В.В. ДЖЕМЕЛІНСЬКИЙ, Д.А. ЛЕСИК, 2013

26

властивості, є потужність Р, швидкість відносногопереміщення лазерного променя відносно зразка V,розподіл щільності потужності, розмір d і формалазерної плями для ЛО та статичне навантаженняультразвукової коливальної системи (УЗКС) Fст,амплітуда А і частота коливань УЗКС f, розмір таформа плями інструменту для УЗОЗО. Ці параме-три визначають величину діючих навантажень ікількість робочих ходів і лазерного нагріву та пла-стичного деформування поверхні.Мета дослідження. Метою статті є визначити

закономірності зміни мікротвердості, глибини їїрозповсюдження та мікроструктури поверхневогошару інструментальної сталі У8 після впливу лазер-ного променя та ультразвукових коливань.Методика експерименту. Лазерно-ультразвуко-

ва обробка здійснювалась за роздільною схемою(лазер + ультразвук), яка приведена на рис. 1 а ів, при кімнатній температурі.

Матеріалом для експериментального досліджен-ня було використано інструментальну сталь У8 впочатковому відпалювальному стані. Зразки розмі-рами h×l×b = 6×15,5×11 мм після механічної оброб-ки піддавались вакуумному відпалу протягом однієїгодини при температурі 650 °С. Хімічний склад ма-теріалу, %: 0.76—0.83 C, 0.17—0.33 Si, 0.17—0.33 Mn,до 0.25 Ni, до 0.028 S, до 0.03 P, до 0.2 Cr, до0.25 Cu.

Для лазерної термообробки поверхні використо-вувався СО2 лазер «Комета 2» (потужність P == 800 Вт). Лазерне випромінювання фокусувалосьв пятно діаметром d = 3 мм. Обробку зразків про-водили по трьом режимах, з швидкістю переміщен-ня зразка відносно лазерного променя V = 1, 2 та3 м/хв, що забезпечувало обробку як без оплав-

лення, так і з оплавленням поверхні. Зразки попе-редньо шліфували і змащувалися розчином окисуцинку.

УЗОЗО здійснювався ультразвуковим генера-тором УЗГ5-1.6/22 (потужність Р = 1,6 кВт) і маг-нітострикційним перетворювачем. Використову-вався однобійковий наконечник, на торці якого задопомогою державки закріплений ударник у вигля-ді кульки діаметром 5 мм із сталі ШХ15. Передобробкою ультразвуком зразок змащували рідиноюз поверхнево-активними речовинами і оброблялипри таких умовах: статичне зусилля навантаженнязразка Fсз = 30 H, амплітуда ультразвукових коли-вань A = 20 мкм, частота ультразвукових коливаньf = 22 кГц, швидкість переміщення зразка V == 0,018 м/хв.

Після лазерно-ультразвукової оздоблювально-зміцнювальної обробки зразки розрізались елек-троіскровим методом, а із них виготовляли шліфи,мікроструктура яких досліджувалась за допомогоюметалографічного аналізу.

Мікротвердість вимірювалася на приладі ПМТ-3 при навантаженні 100 г. Дослідження шорсткостіпроводились на спеціальному модулі на основі про-філометра мод. 296, а мікроструктури на оптичномумікроскопі MEIJI TECHNO Серія МТ8500 (модельМТ8520)*.Експериментальні результати і їх обговорення.

Отримані експериментальні результати поверхне-вої мікротвердості показали, що мікротвердість по-верхні після ЛО становила Нμ = 3500, 5700 та9400 МПа, відповідно при швидкості переміщеннязразка V = 1, 2 та 3 м/хв, відносно вихідної по-верхні Нμ = 4000 МПа. При швидкості переміщенняV = 1 м/хв відбулося оплавлення поверхні і по-

Рис. 1. Схема ЛО: 1 – лазерний промінь; 2 – зона лазерного впливу; 3 – оброблюваний зразок (а); структурна схема комбінованоїЛУЗОЗО (б) та схема УЗОЗО: 1 – УЗКС; 2 – зона ультразвукового впливу; 3 – оброблюваний зразок (в)

*Автори статті вдячні чл.-кор. НАН України, д.т.н., професору Лободі П.І. за допомогу при проведенні металографічнихдосліджень.

27

верхнева мікротвердість зменшилась відносно ви-хідної. Причиною зменшення мікротвердості прилазерній обробці з оплавленням сталі У8 є утво-рення в зоні оплавлення крім дрібнозернистого мар-тенситу залишкового аустеніту. Глибина зміцненоїзони після лазерного впливу становила 450, 300 та200 мкм, відповідно при швидкості переміщеннязразка V = 1, 2 та 3 м/хв. Після УЗОЗО по-верхнева мікротвердість становила Нμ = 4500 МПа.А при комбінованій ЛУЗОЗО поверхнева мікро-твердість значно підвищилась на Нμ = 5300, 8600та 13000 МПа, при тих ще режимах переміщеннязразка, відносно вихідної поверхні. Поверхневамікротвердість оплавленої поверхні лазером покра-щилась після впливу УЗОЗО.

На рис. 2, а приведена вихідна мікроструктурапластинчастого перліту нормалізованої сталі У8.Після впливу УЗОЗО спостерігалось суттєве под-рібнення зерна, мікроструктура зміцненого шаруприведена на рис. 2, б, г. Мікротвердість даногошару складає Нμ = 4500 МПа на глибині z = 10—15 мкм.

Аналіз експериментальних результатів розподі-лу мікротвердості по глибині, який приведений нарис. 2, в, свідчить про те, що комбінована ЛУЗОЗОмає більш твердіші зони впливу в порівнянні із ок-ремою дією ЛО та УЗОЗО.

На поверхневому шарі нагрітим лазерним про-менем (швидкість переміщення зразка V = 3 м/хв)до температури вище точки Ас1, але нижче темпе-ратури плавлення утворюється двошарова мікро-структура (рис. 3, а, в). Мікроструктура верхньогошару складається із високодисперсного пластин-частого мартенситу, залишкового аустеніту і не яс-краво виражених трооститних утворень. Мікро-твердість даного шару складає Нμ = 9400 МПа наглибині z = 130 мкм. На границі з основою мікро-структура плавно зміцнюється від мартенситно-тро-оститної до вихідної перлітної. Мікротвердість да-ного шару складає Нμ = 9350 МПа на глибині z == 200 мкм.

Аналіз зміцненого шару отриманого комбінова-ною ЛУЗОЗО (рис. 3, б, г), мікроструктура якогомає верхній високодисперсний шар після впливу

Рис. 2. Мікроструктура сталі У8 у вихідному стані (а); після УЗОЗО (б, г) та розподіл мікротвердості Н0,1 по глибині hповерхневого шару після ЛО, УЗОЗО та ЛУЗОЗО (в) (×100)

Рис. 3. Загальний вигляд зони ЛО (а, ×50) та ЛУЗОЗО (б, ×5) сталі У8; мікроструктура поверхневого шару (зліва на право поглибині) після ЛО (в, ×100) та ЛУЗОЗО (г, ×50) (V = 3 м/хв)

28

УЗОЗО. Під дією ультразвуку відбувається дроб-лення голок мартенситу, підвищення щільності ди-слокацій, зниження вмісту залишкового аустеніту,що забезпечує підвищення міцності і пластичниххарактеристик шару. Другий шар – складається звисокодисперсного мартенситу, залишкового аусте-ніту і трооститу, а третій шар – з перехідного ви-сокодисперсного трооститу і незначної кількостіаустеніту. Мікротвердість верхнього шару складаєНμ = 13000 МПа на глибині z = 50 мкм, мікротвер-дість другого шару складає Нμ = 11000 МПа наглибині z = 130 мкм, мікротвердість третього (пе-рехідного) шару складає Нμ = 10900 МПа на глиби-ні z = 200 мкм. Термодеформаційне зміцнення, змаксимальними значення мікротвердості поверхне-вого шару евтектоїдної сталі пов’язане з неповнимрозчиненням карбідів при даних умовах ЛУЗОЗО.

Висновки

Для отримання максимального значення мікро-твердості поверхневого шару сталі У8 з високодис-персною мікроструктурою доцільно створити в зоні

термодеформаційного впливу умови нагріву длянеповного розчинення карбідів та імпульсного де-формування ультразвуковим наконечником при по-тужності P = 800 Вт СО2 лазера оптимальна швид-кість переміщення V = 3 м/хв, а для ультразвуко-вого генератора з магнітострикційним перетворю-вачем з P = 1,6 кВт, Fсз = 30 H і f = 22 кГц,швидкість переміщення V = 0,018 м/хв.

1. Технология упрочнения. Технол. Методы упрочнения. В2 т. Т. 2. – М.: «Л.В.М.-СКРИПТ», «Машинострое-ние», 1995. – 688 с.

2. Лазерні технології та комп’ютерне моделювання / Підред. Л.Ф. Головка, С.О. Лук’яненка. – К.: Вістка,2009. – 296 с.

3. Майоров В.С. Лазерное упрочнение металлов / Cб. «Ла-зерные технологии обработке материалов: современныепроблемы фундаментальных исследований и прикладныхразработок» / Под. ред. В.Я. Панченко. – М.: Физмат-лит, 2009. – C. 1—31.

4. Чудина О.В. Комбинированные методы поверхностногоупрочнения сталей с применением лазерного нагрева. Тео-рия и технология. – М.: МАДИ (ГТУ), 2003. – 248 с.

5. Пат. 60662 U України, МКП В24В 39/00. Спосіб лазер-но-ультразвукової фінішної обробки / В.В. Джемелінсь-кий, Л.В. Джемелінська, Д.А. Лесик. – Заявл.01.12.2010. – Опубл. 25.06.2011; Бюл. № 12. – 2 с.

29

МОДЕЛИРОВАНИЕ, СИНТЕЗИ НАНО/МИКРО-СТРУКТУРИРОВАНИЕ

ПОВЕРХНОСТИ МАТЕРИАЛОВЛАЗЕРНЫМ ИЗЛУЧЕНИЕМ

В.В. ИЛЯСОВ, Б.Ч. МЕСХИ, А.А. РЫЖКИН, И.В. ЕРШОВ, Д.К. ФАМ, Е.Д. ТЕЛЯТНИКОВДонской ГТУ, Ростов-на-Дону, Россия

При взаимодействии лазерной плазмы с материалом наблюдаются самоорганизующиеся процессы роста нанострук-тур на поверхности. Подача энергии осуществлялась серией импульсов при плотности плазмы 4—20 Дж/см2 притемпературе 300 K. Изучена топография поверхности на сканирующем АСМ. Выполнены ab initio расчёты полнойэнергии, кристаллической и зонной структуры. Показано, что при лазерном облучении происходит быстрый процесснагрева и охлаждения поверхности материала, изменяется структура кристаллов, размер зародыша и следовательноизменяются механические свойства поверхности материала.

В технике, наряду с созданием новых материалов,обладающих высокой технологичностью, улучше-ние свойств исходных материалов стало одним изважнейших научных задач. Среди многих методовдля достижения этого цели, появился новый и эф-фективный метод – наноструктурирование повер-хности материалов лазерным излучением. Основынаноструктурирования поверхности твердых телнаносекундными лазерными импульсами заложеныв работах О.Н. Крохина и Ю.В. Афанасьева [1, 2].Создание структур нанометрового масштаба наповерхности твердых тел приводит к улучшениюфизичеческих и механических свойств материалов[3]. Основы технологий лазерного нано/микрост-руктурирования поверхности материалов базиру-ются на физических процессах образования струк-турных объектов микро- и нанометровых размеровпри воздействии лазерных импульсов различнойинтенсивности и длительности [3]. Образованиенано/микроструктур на поверхности материаловвозможно прямым поверхностным наноструктури-рованием на основе наносекундных лазеров [4—6]или образованием нано/микроструктурных покры-тий, которое происходит при осаждении продуктовабляции на поверхности подложки, удаленной нанекотором расстоянии от мишени [3, 5]. Не остана-вливаясь здесь на анализе экспериментальных дан-ных по наноструктурированию поверхности мате-риалов при прямом лазерном воздействии, которыйдостаточно полно представлен в обзоре И.Н. Завес-товской [3], отметим, что изучению контролируемо-го процесса наноструктурирования посвящен целыйряд работ [3—5], в которых выполнено теоретичес-кое моделирование процесса и представлены выра-жения для оценки среднестатистического размерацентров новой фазы. Установлена зависимость раз-меров наноструктуры от параметров лазерного ис-

точника и тепловых свойств исходного материала.В частности, в работе [4] показано, что в зависи-мости от скорости охлаждения размер зародышейможет колебаться от 10 нм до 100 нм и даже до500 нм. Установленные закономерности формиро-вания наноструктуры поверхности металлов послеоплавления подтверждаются экспериментом. В ча-стности, экспериментальное изучение проведено наразличных материалах: Ti, Au, Al, Cu, Cr, Ni, спла-вах алюминия с углеродом, фосфором и кремниемпри разных длительностях и разных количествахлазерных импульсов, в диапазоне плотностей энер-гии 0,6—4,0 Дж/см2 [3, 5].

Для случая наноструктурирования посредствомнанесения ультратонких покрытий из карбида ти-тана на поверхности стали авторами работы [7] ис-пользован квантово-мехнический метод расчетаструктуры и энергии адгезии с использованием тео-рии функционала плотности (DFT). Показано, чтоадгезия слоев карбида титана к поверхности сталисоставляет 0,26 мДж/см2. В работе [8] показанавозможность синтеза ультратонких углеродныхпленок с аморфной структурой методом лазернойабляции на подложку из сапфира, при использова-нии импульсного 1,06 мкм Nd-YAG лазера. Толщи-на получаемой пленки зависела от выбранного ре-жима и времени экспозиции. Использование методаатомно-силовой микроскопии позволило устано-вить величину шероховатости и отсутствие фрак-тальности поверхности.

В работе [9] изучены графитовые структуры,сформированные в результате воздействия на по-верхность графитсодержащего компонента импуль-сами Glass: Yb, Er лазера с длительностью 30 мс идлиной волны 1,54 мкм. Установлено, что размерыотдельных наноструктур лежат в диапазоне 20 нмдо 50 нм. Исследование рамановских спектров на-

© В.В. ИЛЯСОВ, Б.Ч. МЕСХИ, А.А. РЫЖКИН, И.В. ЕРШОВ, Д.К. ФАМ, Е.Д. ТЕЛЯТНИКОВ, 2013

30

ноструктур показали наличие в их спектре пиков,соответствующих графитизированным материалам.

В настоящей работе изучались процессы нано-структурирования поверхности карбида титана в за-висимости от плотности лазерного излучения с ис-пользованием оборудования южного региональногоЦКП «Лазерные и оптические технологии» (ЛОТ)и межкафедрального ресурсного ЦКП (МКЦКП)при ДГТУ. Объектом исследования служила пла-стина карбида титана с размером 10×10×5 мм.

Использована лазерная установка Beta Mark2000 с максимальной мощностью 6 Вт, длительно-стью импульса 40 нс и длиной волны излучения1,064 мкм. На поверхности образца (на разных уча-стках), последовательно осуществлено лазерное во-здействие с выходной мощностью 40, 20, 15 и 13 %максимальной мощности установки, а частота сле-дования импульса и скорость перемещения луча неменяют соответственно равны 2000 Гц и 10 мм/с.

Плотности энергии лазерного излучения на по-верхность карбида титана в этих случай рассчи-таются по этой формуле:

q = kPcpT

πr2 ,

где k – поглощательная способность материала;T – период следования импульса; r – радиуспятна лазерного луча.

После лазерного воздействия, поверхность об-разца наблюдалась с использованием оптическоймикроскопии (рис. 2) в ЦКП «ЛОТ» и атомно-си-ловой микроскопии (АСМ) в МКЦКП при ДГТУ(рис. 3).

На рис. 3 присутствуют наведенные микрострук-туры как области прямого воздействия (дорожки),так и вне лазерного луча, возникшие при осаждениипродуктов абляции на поверхности карбида титана,а также области температурного влияния. С послед-ними мы связываем наблюдаемые эффекты наност-руктурирования, о которых речь пойдет ниже.

Методом наноиндентирования (на оборудова-нии МКЦКП) было осуществлено изучение меха-нических и деформационных характеристик в зо-нах прямого воздействия лазерного луча и областейтемпературного влияния. Типовая диаграмма на-гружения индентора (алмазной пирамидки Берко-

Рис. 1. Использованное лазерное оборудование и образец с дорожками после лазерного воздействия различной плотностью энергии

Рис. 2. Изображения поверхности карбида титана, полученное с помощью оптической микроскопии коэффициента увеличения k == 1000 с плотностью излучения в интервале 2,06—6,36 Дж/см2

31

вича) представлено на рис. 4, с иллюстрацией полу-чаемых параметров: нагружение, глубина внедре-ния, твердость, модуль Юнга и др.

Предварительные результаты изучения механи-ческих характеристик модифицированных лазер-ным воздействием поверхностей карбида титанапредставлены на рис. 5. Откуда следует, что сущес-твует определенная зависимость значений твердо-

сти и модуля Юнга от величины плотности энергиилазерного воздействия.

В качестве предварительных выводов можно от-метить, что в рассмотренных диапазонах энергий взоне пятна лазерного облучения, происходит опла-вление карбида титана. При интенсивном лазерномоблучении, незначительная часть материала на по-верхности горела в воздухе. В результате, на наш

Рис. 3. Двух- и трехмерные АСМ профили микроструктур на поверхности карбида титана после лазерного воздействия 12-юлазерными импульсами длительностью 40 нс и плотностью энергии 2,38 Дж/м2

Рис. 4. Результат анализа твердости поверхности TiC в зоне теплового влияния после лазерного облучения мощностью Р = 0,39 Вт,частотой 2000Гц, количеством импульсов n = 12, длительностью импульса τ = 40нс

Рис. 5. Зависимости твердости (а) и модуля упругости Юнга от плотности энергии лазерного воздействия (б); 1 – в ЗТВ; 2 –в центре пятна

32

взгляд, нарушилась нестехиометрия по углероду ипоэтому твердость в пятне (на дорожке) снижается.

В зоне теплового влияния (ЗТВ) лазерного об-лучения (в растоянии 30—60 мкм от центра пятна),происходит изменением структуры карбида титанана поверхности, твердость в этой зоне повышаетсядо 1,5 раза при сравнении с исходной твердостьюTiC [10] (максимальная твердость достигает47,2 ГПа).

Изучение состояния и перспектив лазерного на-ноструктурирования поверхности материалов в ма-шиностроении, показало необходимость установле-ния оптимального режима лазерного излучения длякаждого материала, особенно для инструменталь-ных и конструкционных материалов. Повышениетвердости этих материалов в результате их лазер-ного наноструктурирования имеет большее значе-ние в развитии технологии машиностроения. Пока-зано, что при лазерном облучении происходит быс-трый процесс нагрева и охлаждения поверхностиматериала, изменяется структура кристаллов, раз-

мер зародыша и следовательно изменяются механи-ческие свойства поверхности материала.

1. Афанасьев Ю.В., Крохин О.Н. // ЖЭТФ. – 1967. –52. – C. 966.

2. Афанасьев Ю.В., Крохин О.Н. // Тр. ФИАН. –1970. – 53. – C. 118.

3. Завестовская И.Н. Лазерное наноструктурирование по-верхности материалов // Квантовая электроника. –2010. – 40, № 11. – C. 942—954.

4. Токарев В.Н., Хомич В.Ю., Шмаков В.А. Формированиенаноструктур при лазерном плавлении поверхности твер-дых тел // Доклады академии наук. – 2008. – 419,№ 6. – 754—758.

5. Зарождение и рост наноструктур на поверхности твердоготела, оплавленного лазерным импульсом / С.И. Мико-луцкий, В.Ю. Хомич, В.А. Шмаков, В.А. Ямщиков //Российские нанотехнологии. – 2011. – 6, № 11/12. –С. 65—69.

6. Лапшин К.Э., Обидин А.З., Токарев В.Н. и др. //ФХОМ. – 2008. – № 1. – С. 43.

7. Agya A., Carter E.A. // J. Chem. Phys. – 118,№ 19. – P. 8982—8996.

8. Илясов В.В., Месхи Б.Ч., Рыжкин А.А. и др. // Вест-ник ДГТУ. – 2012. – 62, № 1. — Bып. 1. – С. 31—35.

9. Беликов А.В., Скрипник А.В., Зулина Н.А. // Изв. ву-зов. Физика. – 2012. – № 1. – С. 1—2.

10. Lin Y., Hong M.H., Wang W.J. et al. // Sensors and Ac-tuators A. – 2007. – 133. – P. 311—316.

33

MUTUAL INTERACTION OF FOCUSED LASER BEAMAND GAS-POWDER STREAM

ON LASER PROCESSING QUALITY

V. KOVALENKO1, J. YAO2, Q. ZHANG2, P. KONDRASHEV1, M. ANYAKIN1, R. ZHUK1 and O. STEPURA1

1Laser Technology Research Institute, NTUU «KPI», Kiev, Ukraine2Research Center of Laser Processing Technology and Engineering, Zhejiang University of Technology, Hangzhou, China

Laser processing technologies like alloying, cladding and rapid prototyping that are based on blowing of gas-powdermixture in the zone of laser processing are very dependent on the alignment of caustic surface (conventional surfacethat surrounds laser beam) and gas-powder mixture regarding the workpiece surface. Deep knowledge of its behavioris very important for the technologies that use coaxial introduction of gas-powder mixture into the processing zone. Itwas found that the shape of the gas-powder stream and its cross-section could be varied with help of the nozzles ofvarious inner shapes. Further investigation of laser cladding technology by means of experiment planning techniquesshowed statistically significant influence of the position of caustic surface , and gas-powder mixture and the workpieceon the productivity (the size) and quality (presence of cavities) of the clad.

The influence of the properties of gas-powder trans-portation system that form a gas-powder stream inthe zone of laser beam interaction with a workpiecesurface on the productivity and quality of laser sin-tering of powder materials with solid base materialwas the scope of interest for many researchers [1—4].In order to implement the technology of directed laser«growing».

It was recommended that coaxial with laser beamdelivery of gas-powder mixture should be used tominimize the microstructure defects. It does not mat-ter where laser beam travels- the position of powderstream regarding the laser beam will remain un-changed. In general, only basic numerical models [1]were used for the investigation of laser beam – gas-powder stream interaction that does not explain thelaws of distribution of concentration of powder den-sity in the gas-powder stream depending on the dis-tance from nozzle exit, nozzle configuration etc. This

lack of knowledge could be fulfilled using numericalcomputations.

Having known the properties of gas-powder streamand how to manipulate it, along with the parametersof laser irradiation it is possible to determine optimaltechnological regimes that would result in the lasersintering of parts with pre-defined level of qualityand productivity.

Experimental set-up. Research was based on twomethodologies: numerical simulation of gas-powderjet formation employing nozzles with various innerprofiles and investigation of laser cladding using ex-periment planning techniques. The behavior of gas-powder jet at different working pressures of transportand protective gas was described by Eulerian modeland numerical solutions for powder-jet profile andpowder distribution within the defined cross-sectionwere found using software Ansys CFX [5]. The choiceof the Eulerian model is explained by the fact thatsmall powder fractions (10—100 μm) are used at lasercladding.

The overall turbulence for two phases (gas andpowder particles) was calculated with standard k—eturbulence model. Obtained numerical solutions werecompared with experimental data.

Series of experiments were conducted using theequipment presented in Figure 1. A two-telescope sys-tem was placed at the exit of laser resonator to controlfocal spot and profile of the caustic surface, alongwith rotating mirror and focusing system with focus-ing length of 100 mm. Gas and powder supply unitequipped with changeable coaxial nozzles that haddifferent angles γ (Figure 1) was mounted at the bot-tom of the focusing unit (Figure 2).

The scheme of experiments was obtained usingexperiment planning technique and each trial wasrepeated trice into every control point. PGSR-3 pow-

© V. KOVALENKO, J. YAO, Q. ZHANG, P. KONDRASHEV, M. ANYAKIN, R. ZHUK and O. STEPURA, 2013

Figure 1. Industrial laser equipment: 1 – assist laser; 2 – workinglaser 200 W; 3 – telescope; 4 – focusing objective; 5 – coaxialnozzle; 6 – workpiece; 7 – worktable with 3 coordinates; 8 –powder feeder; 9 – control unit

34

der (10—60 μm) was used for cladding and air wasused as a transporting gas.

Experimental results and discussion. The follow-ing steps were taken to conduct numerical simulations:

• design of 3-D physical model of powder supply;• meshing of the 3-D model;• direct computation of powder particles trajecto-

ries and their analysis.Implementation of Ansys CFX for the simulation

of gas-powder stream helps to visualize powder par-ticle paths (Figure 3, a) and powder particle concen-tration’s distributions (Figure 3, b). Numerical simu-lation shows that spatial distribution of powder con-centration in planes collinear with and perpendicularto the central axis of gas-powder stream (laser beam)significantly depends on the values of nozzle formingangle γ.

The angle γ varied in a range from 30° to 50° andin all cases the distribution of powder concentrationchanged from ring-shaped to round-shaped dependingon the distance from the nozzle exit to the sectionplane (Figures 4 and 5). the transformation of ring-shaped distribution into the round-shaped starts atthe «focusing» point of gas-powder stream.

Moreover, simulations show that the increase offorming angle γ decreases «focusing» length (distance

from the nozzle exit to the narrowest part of gas-pow-der stream). Further experiments proved this hy-pothesis (Figure 5) . It was found that minimal cross-section of gas-powder stream lies downstream of thepoint where laser beam and gas-powder stream centralaxis intersects with lines that firm the inner shape ofthe nozzle. This is possibly due to the pressure ofprotective gas (Ppr = 1 bar, Figures 1 and 2) in theinner part of powder supply nozzle.

Comparison of the results of numerical simulationand experimental data shows that altering values ofthe forming angles it is possible to control the distancefrom the nozzle exit downstream where the cross-sec-tion of gas-powder stream will be minimal, and atthe same time it is possible to pre-define the curvatureof the envelope surface of the stream. For a givendesign space a mutual positions of the processed work-piece and gas-powder stream were established thatcould be used for the development different processingschemes:

• «blowing» of powder in the molten base materialwhen the workpiece upper surface rests above the «fo-cusing» point of gas-powder stream (ring-shaped gas-powder stream is used) and their further re-melting;

• «blowing» of the molten powder in the moltenbase material (round-shaped gas-powder stream isused) when the concentration of powder particles isnot enough to «block» laser beam;

Figure 2. Schematic view (a) and a 3-D view (b) of coaxial powdersupply unit into the processing zone: 1, 2 – replaceable nozzles;3 – powder and transportation gas inlets; 4 – assist gas inlet

Figure 4. Distribution of the concentration of powder mixture alongthe axis of distribution (a) and in cross-section (b, c) at the nozzleexit (b) and in powder focusing spot (c)

Figure 5. General view of gas-powder streams after the nozzle exit,where a – 30° nozzle forming angle; b – 40° nozzle forming angle;c – 50° nozzle forming angle; 1– minimal cross-section of gas-powder stream

Figure 3. Mesh (a) and a particles trajectories (b) of coaxial powdersupply system

35

• «blowing» of the molten powder in the solidbase material when the concentration of powder par-ticles is enough to «block» laser beam.

The influence of the configuration of gas-powderstream and irradiation regimes on the quality of lasercladding and laser sintering was investigated usingexperiment planning technique. In order to build thequadratic model (1) a Box—Behnken design [6] wasused which is rotatable (i.e. Model (1) predicts thebehaviour of the response factor with similar accuracywhen moving from the centre of the plan).

y = b0 + ∑ 1 = 1

i = k

bixi + ∑ i ≠ j = 1

i ≠ j = k

bijxixj + ∑ ii = 1

ii = k

biixii2, (1)

where k – number of technological factors; b0, bi,bij, bii – regression equation coefficientsj; i, j –indexes.

The technological factors were (Table shows levelsof variation for technological factors in the encodedand natural scale): γ – forming angle (x1); mp –powder mass flow (x2); vx – speed of the base ma-terial (x3); ΔH – position of the workpiece regardingthe nozzlee xit (x4), whereas response factors were:geometry of a single clad: height (HCL) and width(WCL), uniformity of the inner microstructure of thesintered primitives (QCL) – inner porosity of theclad. The latter was determined as a ratio of the sumof the defected layers’ areas (pores, microcracks etc.)on the images of micro sections (to the overall areaof the image.

Computational domain shown in Table is pre-sented in the encoded scale (factors take values —1,0 and +1 and are used for calculation of the coefficientsof numerical model (1) for each response factor) andin natural scale. It is possible to convert values oftechnological factors between scales.

Since our coaxial nozzles can be moved regardingthe focusing objective (Figures 1 and 2) – value ofΔH, focused laser beam density in the processing zoneremained constant – the waist of the caustic surfacewas 0,7 mm whereas the length of this surface was10 mm.

According to the designed plan 27 experimentswere carried out with triple repetition in each pointof the experiment plan. Statistical processing of theresults of experiments showed that rows of the dis-persions (for each response factor) were similar.

Moreover, there were calculated the coefficientsof the regression equations (shown in Figure 6 as rankdiagrams), and the hypothesis of the adequacy of re-ceived numerical models was verified.

Obtained numerical models (1) represented in Fi-gure 5 as rank diagrams are «black-box» models andwill inherit any sound explanation of their behavior.Coefficient value and its sign stand for the degree

Figure 6. Regression coefficients for laser sintering model, where:а – height and width of the clad from technological factors; b –coefficients responsible for microstructure of clad

Level of variation of technological factors

#Levels of variation and intervals of

change, technological factorsCode

Independent variables

γ mp vx ΔH

x1 x2 x3 x4

1 Dimension Unit Grad g/s mm/s mm

2 Ground level 0 40 0.3 2 5

3 Interval of variation 1 20 0.1 1 2

4 High level +1 50 0.4 3 7

5 Lower level —1 30 0.2 1 3

36

and direction of influence of the technological factoron a response factor.

Maximum linear and quadratic influence on thedimensions of the clad layer and the uniformity ofmicrostructure is caused by:

• nozzle forming angle (coefficients b1 and b11 fromFigure 6);

• workpiece travel speed (coefficients b3 and b33

from Figure 6);• mixed influence (coefficient b13 from Figure 6)

and quadratic influence of all factors.Influence of nozzle forming angle on the height

and uniformity of microstructure of the clad layer isbidirectional (Figure 6). Figure 7 shows the depend-encies of the HCL and QCL from technological factorswhen mp = 0.2g/s and vx = 1mm/s.

The minimum number of pores in the clad layerand maximum processing quality was in the case whenthe nozzle forming nozzle was equal to 40° and, whatis more, the minimum value of QCL is observed whenfocusing of the powder stream starts on the surfaceof the workpiece (ΔH = 5 mm) and powder is blowninto the liquid pool with further re-melting.

The increase of the processing speed up to 2 mm/sforms clad layer with high quality by scheme of blow-ing of molten powder into the molten base material(minimal value on the dependency of QCL = f(ΔH,γ)) (Figure 8) when ΔH = 6 mm. The increase ofnozzle forming angle leads to the increase in WCL,HCL and QCL (Figures 6 and 7), that is explainedby the increase of the area of cross-section of thegas-powder stream and lack of the energy of laserbeam for total re-melting of powder and surface ofbase material. The same situation is observed whenthe value γ decreases: a huge amount of powder doesnot creates good bonding between powder and moltensurface of base material.

While the processing speed increases the extremumof functions HCL = f(ΔH, γ) and QCL = f(ΔH, γ)shift proportionally with the increase of ΔH (Fi-gures 6 and 8). The values of HCL decrease withdecreasing of vx.

This is due to the changes in power density thatcannot handle with melting of powder in the «ring»that is delivered into the processing zone.

Figure 7. Dependencies of HCL (a) and QCL (b) from the distancefrom nozzle exit and nozzle forming angles when mp = 0.2 g/s andvx = 1 mm/s

Figure 8. Dependencies of HCL (a) and QCL (b) from the distancefrom nozzle exit and nozzle forming angles when mp = 0.2 g/s andvx = 2 mm/s

37

Analysis of the data shown in Figures 6—8 in fivedimensions (for each response factor) could be time-consuming, but using factors from Table it could beseen that geometry of gas-powder stream and work-piece position regarding the «focus» of gas-powderstream are two most influential factors that QCL de-pends on. This could be seen from the values of theregression coefficients (Figure 6) and gradients ofsurfaces HCL = f(ΔH, γ) and QCL = f(ΔH, γ) (Fi-gure 7 and 8).

Search for optimal regimes was done using themethod of Lagrange multipliers [7]. MIN (QCL) wasused as a target function in the design space (Table)at maximum values of HCL and WCL.

In some points of the design space there were con-ducted additional series of experiments that provedthe validity and accuracy of numerical computations.The percentage of the defects in the clad layer de-creased down to 0.18 % (Figure 9).

A press roll was manufactured using establishedprocessing regimes (Figure 10) that is used in printingindustry.

Conclusions

• It is possible to increase the quality of laser sintering(reducing the defects within the clad layer down to0.18 %) by means of optimization of the characteristics

of gas-powder stream and the position of its waistregarding the upper surface of the workpiece.

• The most efficient method to influence the prop-erties of gas-powder layer is to change the nozzleforming angle.

• In a designed factor space, at low laser beampower the number of defects of microstructure is re-duced when gas-powder stream «focuses» on the sur-face of the workpiece upper surface causing simulta-neous melting of the powder that enters into the caus-tic of gas-powder stream and workpiece surface.

1. Pinkerton, A.J., Lin, Li. A verified model of the behaviorof the axial powder stream concentration from a coaxiallaser cladding nozzle. In: Proc. of Int. Cong. «ICA-LEO’2002», Scottsdale. USA

2. Watkins, K.G. A method of layer height control in directlaser fabrication of 304L stainless steel. In: Proc. of Int.Cong. «ICALEO’2003», Jacksonville, USA.

3. Pinkerton, A., Moat, R., Shah, K. et al. A verified modelof laser direct metal deposition using an analytical enthalpybalance method. In: Proc. of Int. Cong. «ICALEO’2007»,Orlando. USA.

4. Yao, J., Kovalenko, V., Zhang, Q. et al. (2010) Modelingof laser cladding with diode laser robotized system. SurfaceEngineering and Applied Electrochemistry, 3(46), 266—270,DOI: 10.3103/S1068375510030130.

5. Ansys CFX User Guide, Ansoft.6. Box, G., Behnken, D. (1960) Some new three level designs

for study of quantitative variables. Technometrics, 4(2),455—475.

7. David, M. (1972) Himmelblau applied nonlinear rogram-ming. The University of Texas, Austin, Texas McGraw-HillBook Company.

Figure 9. Defects in the clad at optimal processing regimes (γ == 40°, mp = 0.3 g/s, v = 1.9 mm/s, ΔH = 5 mm)

Figure 10. Press roll for printing industry

38

LASER MILLING OF SUPER-HARD MATERIALS

V. KOVALENKO1, J. YAO2, Q. ZHANG2, M. NAYEBI1, M. ANYAKIN1,R. ZHUK1, O. STEPURA1 and P. KONDRASHEV1

1Laser Technology Research Institute, NTUU «KPI», Kiev, Ukraine2Research Center of Laser Processing Technology and Engineering, Zhejiang University of Technology, Hangzhou, China

Laser milling is one of the most universal methods for shaping of any type of materials (including natural and artificialdiamonds, alloys etc.). Q-switched YAG laser was used for laser milling. The highest productivity and quality of theprocessing of super-hard materials could be achieved when laser milling is done without the formation of liquid phaseor when its quality is minimal (artificial diamonds, borazon). The main reason for the low quality of milling of super-hardmaterials is uncontrollable surface roughness that occurs when liquid phase is ejected from the hole that is formed underthe influence of laser beam. The micro-roughness of the processed surface is equal to the thickness of the removed layer.That is why at laser milling of super-hard materials and other similar materials it is recommended to use special techniquesthat are based on the constant shift of the focusing spot (from layer to layer) according to a specific algorithm.

Use of laser beam for milling applications is a uni-versal technological process capable for processing ofany type of materials [1—5] (ceramics, artificial andnatural diamonds, hard alloys, steels etc.). As wellas in traditional milling we can:

• implement layer-by-layer material removal tech-nology;

• constant tool (focused laser beam) penetrationinto the workpiece body;

• absence of intersection with untreated surfaceof the workpiece;

• changing of layer thickness to be removed de-pending on the properties of the workpiece.

In general, Q-switched lasers wavelength1.06 μm, average beam power Pm up to 100 W, pulsefrequency n up to 50 kHz) are used to perform lasermilling because of some peculiarities of laser-materialinteraction. A single pulse (duration tP – 100—500 ns, power PP up to 5 kW) forms b means ofevaporation a single crate with the diameter of 10—200 μm and depth ranging from 1 to 100 μm. At thesame time, the material of the workpiece undergoesphase and structural changes while interacting withfocused laser beam [2, 3]. Unlike laser drilling, wherethe deposition of molten material has a symmetricalcharacter [3], laser milling has some peculiarities.Some part of the molten phase is eliminated from thecrate under the influence of the back pressure ofplasma plume and shockwaves, and, consequently, isdeposited all around the crate thus distorting theworkpiece surface and the crate itself forcing user torepeat the surface processing once again, thus increas-ing milling time.

In order to increase the efficiency of laser millingit is necessary to increase the number of passes of«tool» per time unit (the processing speed VS ), main-taining the overlap coefficient OD unchanged [1, 2](usually overlap coefficient is about 80—90 % wherethe distance between neighbour crates is 1 to 10 μm

and the distance between milling grooves StepOX isabout 5—10 μm). The increase of the distance betweengrooves ( and the decrease of the milling time) couldbe achieved changing the angle of the groove to bemilled [2]. It is worth to mention that the value of ODcould be kept constant by increasing the pulse frequencyn that equals to 30—50 kHz. This leads to the decreaseof peak power PP of a single pulse (Figure 1) due tothe increase of pulse duration tP (although the averagepower Pm is on increase) and lowers the thickness ofthe material that could be removed per pass.

This paper presents the implementation of the de-veloped processing technique of laser milling of in-tractable materials that guarantees maximum produc-tivity of technological process.

Experimental set-up and methodology. Researchwas done using experimental set-up that consists ofQ-switched YAG laser with mean power ranging from10 to 40 W equipped with 3D-coordinate table. Insome cases scanning system RAZORSCAN-15 (posi-tion 3, Figure 2) was used as a substitution for opticalunit (positions 2 and 4, Figure 2).

Some experiments that required rotation of the work-piece were done using screw-cutting lathe with incre-

Figure 1. Single mode mean power Pm (1), pulse duration tP (2)and pulse peak power PP (3)

© V. KOVALENKO, J. YAO, Q. ZHANG, M. NAYEBI, M. ANYAKIN, R. ZHUK, O. STEPURA and P. KONDRASHEV, 2013

39

mental sensor (80000 pulses per rotation) and a sepa-rate precise drive for linear movement, equipped withQ-switched YAG laser (Pm = 40 W) and focusing unit.

For the technological process of laser milling it isnecessary to know the parameters of caustic surface (sizeand position of beam waist and asymptotes’ angles ofinclination) formed by focusing system. A scanning dia-phragm method was used to find parameters of the caus-tic surface with further approximation of received valuesof the diameter of laser beam by hyperboloids of revo-lution. Figure 3 shows fragments of caustic surfaceformed by objectives with different focal distances F.Optical elements with long focal distances could be usedfor processing of deep holes and grooves with wallsinclination up to 2°. In this case there is no shieldingof laser beam by the workpiece.

Numerical simulation was used to determine initialdata for the development of laser milling technologi-cal process. The nonlinear time-dependent equation

of heat-conductivity with non-linear treatment ofphase changes was used for simulation that was solvedusing finite difference technique by sweep method.Results of simulation (temperature distribution, dis-sociations, dimensions of the evaporation and meltingzones at different times) were compared with the ex-perimental results.

Double Linnik microscope and BMI microscopewere used for measuring purposes.

Experimental results and discussion. Results oflaser beam interaction with matter significantly de-pends on the processing regimes and properties of theworkpiece material. In case of laser milling the proc-essing quality depends on the mechanisms of materialdestruction. For example, let’s consider two caseswhere pulse frequency equals 3 and 50 kHz (diameterof laser beam rP equals 0.025 mm). Peak power den-sities PP equal 2.45⋅104 W and 1.17⋅103 W respec-tively. Pulse duration then equals 150 and 480 nsrespectively (Figure 1). Figure 4 shows calculatedtemperature distribution while processing hard alloyVK8 (VK8 composition: 92 % WC and 8 % Co) atdifferent pulse frequencies.

Although the pulse duration was very small andlaser beam power density was high a significant amountof molten phase is observed during laser milling (Figure4) that lately is expelled from the processing zone byerosion plasma. When molten phase solidifies on thesurface of the workpiece it distorts the profile of thegroove (Figure 5). There is a specific sequence of phasetransformations for laser heating of VK8 alloy. At thetemperature of 1494 °С Cobalt bonding starts to melt,and, lately, at the temperature of 2720 °С wolfram car-bide melts and dissociates. With further increase ofincoming energy cobalt evaporates and Wolfram con-tinues to melt and starts to evaporate. Laser processingof this material requires high energy inputs comparingto commonly used materials.

Unlike hard alloy VK8, that undergoes at laserprocessing with nanosecond pulses phase changes likemelting-evaporation, heating of intractable materialbased on cubic boron nitride (borazon) has some dif-ferences. Slow oxidation of borazon starts at the tem-

Figure 2. Experimental set-up, where: 1 – laser; 2 – laser beamrotation unit; 3 – scanning system; 4 – focusing unit; 5 – spindle;6 – rotator; 7 – working table

Figure 4. Temperature distribution in VK8 at laser pulsed process-ing (rP = 0.025 mm, Vs = 50 mm/s), where: a – PP = 2.45⋅104 W,tP = 150 ns, pulse frequency – n = 3 kHz; b – PP = 1.17⋅104 W,tP = 480 ns, n = 50 kHz; c – temperature scale

Figure 3. Caustic diameter wz to the defocusing of the objectiveDF, where: 1 – caustic surface formed by an objective with focaldistance F = 50 mm; 2 – caustic surface formed by an objectivewith focal distance F = 100 mm; 3, 4 – asymptotes of causticsurfaces formed by objectives with F = 50 mm and F = 100 mmrespectively

40

perature higher then 2000 °С and at temperature2850 °С at normal atmospheric pressure it breaks intohexagonal boron nitride, which, in turn, breaks intoboron and nitrogen thus facilitating laser processingof this material.

For the processing regimes mentioned in Figure 3and Figure 4 the calculated zone of destruction (dis-sociation) of borazon (Figure 6) is significantly higherthan the dissociation zone of VK8 hard alloy (Fi-gure 3). In comparison to VK8 hard alloy, borazonhas lower density and heat capacity (although theheat conductivity of these materials is almost equal).Although, due to high specific dissociation heat laserprocessing of borazon is highly efficient. The absenceof liquid phase al laser milling of borazon affectsroughness of processed area (Figure 7) that has regularrelief and repeats laser beam travel path along theworkpiece surface.

We can make a conclusion that laser milling ofalloys that break into separate chemical elements (ar-tificial and natural diamonds, borazon, ceramics) isnot a problem and it is possible to reach such stateof processing when contour of the milled surface isthe same as laser beam travel path [6, 7]. Obviously,

when one decreases the value of StepOX the millingdepth and surface roughness decreases as well (Fi-gure 7, b).

Typical technological process that employs layer-by-layer material removal scheme is manufacturingof nozzles and dies out of intractable materials [4—6].Implementation of multi-coordinate processing sys-tems helps to manufacture nozzles out of artificialdiamonds that consist of initial and end cones andcalibrating part (positions A, C, B correspondingly,Figure 8) [6].

Knowing the properties of caustic surface it is pos-sible to avoid shielding of laser beam (Figure 3) by theworkpiece while processing cylindrical parts (calibrat-ing, outer and end parts) of the nozzle (Figure 8). Fi-gure 9 shows main stages of nozzle manufacturing,whereas Figure 10 shows manufactured nozzles withinthe workpiece (tablet of artificial diamond with thediameter of 7 mm and thickness of 5 mm).

Preliminary experimental results showed that atlaser milling at low frequencies (Figure 4, a and 6, a)bigger amount of material is removed. On the otherhand, the surface roughness is significant, since liquidphase of the removed material solidifies on the milledsurface. It has a chaotic appearance and the micro-hardness values, in some cases, are equal or even ex-ceed the milling depth (Figure 5, b). This is a commoncase not only for hard alloys but also for ordinarysteels. As it was noted earlier, continuous (from layer

Figure 5. VK8 surface after laser processing at different regimes(rP = 0.025 mm, Vs = 50 mm/s, StepOX = 0.02 mm), where: a –PP = 2.45⋅104 W, tP = 150 ns, pulse frequency – n = 3 kHz; b –PP = 1.17⋅104 W, tP = 480 ns, n = 50 kHz; 1– untreated workpiece;2 – processed workpiece; 3 – scale

Figure 7. Borazon surface after laser processing at different regimes(rP = 0.025 mm, Vs = 50 mm/s, StepOX = 0.02 mm), where: a –PP = 2.45⋅104 W, tP = 150 ns, pulse frequency – n = 3 kHz; b –PP = 1.17⋅104 W, tP = 480 ns, n = 50 kHz; 1 – untreated workpiece;2 – processed workpiece; 3 – scale

Figure 6. Temperature distribution in borazon at laser pulsed pro-cessing (rP = 0.025 mm, Vs = 50 mm/s), where: a – PP == 2.45⋅104 W, tP = 150 ns, pulse frequency – n = 3 kHz; b –PP = 1.17⋅104 W, tP = 480 ns, n = 50 kHz; c – temperature scale

Figure 8. Nozzle sketch: initial A and end C cones, calibrating Band outer part D

41

to layer) change of angle at which milling groovesare formed leads to smaller values of surface roughness[2]. In this case laser milling should be done at higherpulse frequencies that, in turn, lead to lower materialremoval depth. In most cases this processing is verytime-consuming.

It is possible to keep appropriate surface roughnessand high productivity of laser milling making somechanges to the processing scheme – the necessary depthis reached by using two laser passes instead of one.

For example, the required groove depth is achievedby two passes, where:

• for the first pass (Figure 11, a—d) – single crateis formed (trying to keep the symmetry of the holes);

• for the second pass (Figure 11, e—h) – gapsbetween crates are removed and the required surfaceis formed.

Symmetrical position of separate crates with thediameter Dp is possible when forming them at anglea of 60°, 45° and 30° given that DL = 2DP (just likeat manufacturing of printing rolls) (Figure 11).

Figure 12 shows top view and profile of workpieceafter the first (Figure 12, a, b) and second laser beam

pass (Figure 12, c). The workpiece material is VK8steel and it was processed according to the schemeshown in Figure 10, a, e. The processing results werecompared to those that were processed according toordinary scheme (Figure 5, а) and we found that forhard-to melt materials it is possible to avoid spatteron the processed surface and to increase the produc-tivity and quality of the processing.

Given that all processing parameters that guaran-tee the formation of crates with equal depth, cratediameter DP and distance between crates DL (Fi-gure 11, а) remain unchanged (mean power, focusingdistance and pulse frequency), laser processing timesignificantly depends on a. Thus, for the piece ofsurface with length SOY and width SOX (idle move-ments are not considered) the laser beam travel dis-tance SL could be calculated using (1).

SL = SOX + SOYSOX/StepOX. (1)

Figure 10. Workpiece remnants (а) with manufactured nozzles (b, c)

Figure 9. Nozzle forming stages: a – manufacturing of inlet cone:1 – base; 2 – workpiece; 3 – caustic surface; b – cylindricalpart; с – back cone; d – direct cutting of workpiece

Figure 11. Manufacturing of first layer (a—d) and second layer(e—h) of single crates (holes) at different angles, where: 1 – 1stlayer; 2 – 2nd layer; a – processing angle 60°; b – processingangle 45°; в – processing angle 30°; c – no inclination (90°)

Figure 12. Processed surface (VK8 steel) with crates (holes) manu-factured with angle a = 60° (a) and its profile after the first laserpass (b) and second laser pass (c), where: 1 – untreated part;2 – laser processed part; 3 – scale

42

The processing speed would then be equal to Vs == DL sin (αn) and, consequently, the processing timewill be different for following processing regimes(workpiece dimensions: SOY = SOX = 100 mm, DP == 0.05 mm, n = 3 kHz). The processing time will be25.7 min for angles a 30° and 60° and 22.3 min forangles a 45° and 90°. Greater processing time in thefirst case is explained by lesser laser beam travel speedalong the axis OY (for angle of 30°) and by the increasein laser beam travel path SL (for the angle of 60°)due to the decrease in StepOX (Figure 11). We thinkthat optimal processing regime would be when proc-essing angles 45° and 0° are used.

Although, when laser beam travel speed remainsunchanged but we need to process surfaces with dif-ferent dimensions in one cycle our assumptions arenot so obvious.

For instance, to produce the printing roll withdiameter of 175 mm and pattern length of 549 mmwith polished metal surface (workpiece material –chromium coated steel with thickness of 500 μm) itis necessary to guarantee required groove depth (70,140 and 210 μm) for the formation of micro-reliefthat applies paint to the paper. This task was solvedusing laser milling technique using experimental laserequipment presented in Figure 13. The spindle rotatedat the speed of 10—40 rotation/min (linear speed –91.6 366.5 mm/s). Depending on the step caliper(that depends on the angle a in our case) the laserbeam processing time may vary from 100 to 3 h.

Modeling of the technological process of laser mill-ing was done using experiment planning technique.Since laser pulses were dependant on the position ofincremental sensor with controllable arc step of6.8 μm on the diameter of 175 mm it was impossibleto shift the origin for the second laser pass for theangle a = 60° (Figure 11, e). We decided to buildseveral models of the process (for each a taking avalues 45° and 30°). We designed quadratic modelsusing fully saturated Rechtschaffner designs for threetechnological factors [7].

Independent variables for this design were: arclength (corresponds to StepOY in Figure 11) thatchanged from 13.7 μm (lower level) to 41.23 μm (upperlevel), number of spindle rotations w (from 10 to 40rotations/min) and defocusing DF (for the focal dis-tance of 50 mm) that changed from 0.3 to 0.6 mm.Milling depth and surface micro roughness were usedas a response factors. Additional experiments were doneon the centre of the designed plans to verify the adequacyof the models. In total, 11 experiments that were re-peated with triple repetition were carried out in orderto build models for each value of a.

Upon the completion of experiments, building ofmodels and verification of statistical hypotheses (uni-formity of dispersions and adequacy of models) opti-mal processing regimes were found (laser millingdown to the depth of 70 mm with minimal microroughness in two laser passes was used as a target

function) using Hooke and Jeeves [8]. We found thatfor similar processing conditions (StepOY, w andDF) laser milling in two passes with milling of sepa-rate crate (hole) at the a = 45° guarantees deepermilling that could be explained by smaller distanceDL between separate crates (holes) (Figure 11). Ittook 16,6 h to remove a layer of material in two passesusing laser milling. The whole pattern was milled in50 h. Processing time could be shortened using morepowerful lasers.

For a given laser power (Pm = 40 W), processingspeed (Vs = 366 mm/s) and processing conditions(OD = 80—90 %) 3 to 4 laser passes are required tomill the pattern with the depth of 80 μm (the heightof micro relief was less than 5—7 μm). It means thatthis technology would be of a great use when it isnecessary to process material that form a significantamount of liquid phase at laser processing.

Summary

• It was established that at laser milling of intractablematerials with solid-state Q-switched lasers it is pos-sible to achieve the maximum milling depth withoutthe formation of liquid phase.

• In order to increase the productivity and qualityof laser milling in the case when a significant amountof liquid phase form (intractable materials, hard alloys)it is advisable to mill in two passes. First laser passforms crates that are positioned symmetrically and thesecond laser pass breaks bridges between crates thusforming the surface with required roughness.

1. Kuhl, M. (2002) From macro to micro – the developmentof laser ablation. In: Proc. of Int. Congress«ICALEO’2002» (Scottsdale, USA).

2. Vasco, J., Bartolo, P. (2007) Processing conditions of lasermicro-milling. In: Proc. of 15th Int. Symp. on Electroma-chining (April 23—27, Pittsburgh, Pennsylvania, 2007),427—432.

3. Leong, K. (2000) Drilling with laser. Ind. Laser SolutionsManuf., 9(15), 39—45.

4. Cao, F, Huang, J. (1995) Technique of precise laser ma-chining for the diamond wire drawing dies. In: Proc. Int.Symp. for Electromachining ISEM-XI (April, Lausanne,Switzerland, 1995), 629—637.

5. Cao, F., Zhang, Q., Liu, Y. (2007) A New technology forlaser drilling of precise and micro diamond drawing dies. In:Proc. of 15th Int. Symp. on Electromachining (April 23—27,Pittsburgh, Pennsylvania, 2007), 405—408.

6. Anyakin, N., Nayebi, M., Kovalenko, V. (2012). Machiningof shaped holes using focused laser radiation. Surface Engi-neering and Applied Electrochemistry, 1(48), 22—27, DOI:10.3103/S1068375512010024

7. Rechtschaffner, R. (1967) Saturated fractions of 2n and 3nfactorial designs. Technometrics, 4(9), 569—575.

8. Bunday, B.D. (1984) Basic optimisation methods. London;Baltimore, MD: E. Arnold, 128.

Figure 13. Laser milling of print roll

43

ЛАЗЕРНО-ПЛАЗМЕННАЯ СВАРКАНЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ

И.В. КРИВЦУН, В.Д. ШЕЛЯГИН, А.И. БУШМА, В.Н. СИДОРЕЦ, В.Ю. ХАСКИНИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Проведены исследования технологических возможностей гибридной лазерно-плазменной сварки нержавеющих ста-лей, а также их сравнение с процессами плазменной и лазерной сварки. Исследованы механические свойствасварных соединений, выполненных гибридным способом, изучена структура их металла. Показана перспективностьпрактического применения лазерно-плазменной сварки тонколистовых нержавеющих сталей.

В современной промышленности существует ряд за-дач, связанных с необходимостью сварки тонкос-тенных изделий из нержавеющих сталей. Примера-ми таких задач могут быть изготовление сильфон-ных компенсаторов для атомной энергетики, хими-ческой и пищевой промышленности, изготовлениетакого оборудования, как емкости холодильных ус-тановок для хранения молочной продукции и про-чее. При этом ставятся задачи сварки пищевых итехнических нержавеющих сталей толщиной до 3—4 мм встык, внахлест, иногда прорезными швами.Как правило, для решения таких задач используютконтактную [1] или аргонодуговую сварку [2], ре-же – плазменную [3].

Вопрос использования того или иного способасварки связан с комплексом причин (а точнее –оптимизационных требований), среди которых сто-имость оборудования и его эксплуатации, качествополучаемых соединений, их прочность и долговеч-ность, наличие или отсутствие остаточных дефор-маций и т.д. Применяемые способы сварки не всегдаполностью удовлетворяют указанному комплексутребований. Например, одним из лучших способовсварки с позиций отсутствия остаточных деформа-ций, получения высококачественных и долговеч-ных соединений является лазерная сварка. Однако,из-за сравнительно высокой стоимости лазерногооборудования этот способ на сегодняшний день неполучил широкого распространения. Одним из пу-тей снижения стоимости лазерного оборудованияявляется снижение его выходной мощности за счетчастичной ее замены плазменно-дуговой составляю-щей в сварочном процессе. Такой процесс называ-ется гибридной лазерно-плазменной сваркой [4].Если при этом сохранить качество сварных соедине-ний близким к качеству лазерной сварки, возможнополучение новой перспективной сварочной техно-логии. Исследованию этой возможности и посвяще-на данная работа.

Исследования процесса гибридной лазерно-плазменной сварки нержавеющих сталей проводи-лись согласно технологической схеме, приведенной

в работе [4]. В ходе экспериментов применяли диод-ный лазер с длинами волн излучения λ == 0,808/0,940 мкм. За счет применения различнойфокусирующей оптики диаметр фокального пятнаизменяли в пределах 1,0—1,5 мм. Лазерное излу-чение совмещали со сжатой малоамперной дугой,для чего был разработан интегрированный микро-плазмотрон прямого действия [5]. В нем сфокусиро-ванное лазерное излучение и сжатая дуга выводи-лись совместно через общее сопло ∅2,0—2,5 мм насвариваемый образец, расположенный на расстоя-нии порядка 2 мм от среза сопла. Фокальную пло-скость лазерного излучения располагали на глубине0—0,5 мм относительно поверхности образца. В экс-периментах применяли электрическую дугу непре-рывного действия прямой полярности. Сила токадуги интегрированного микроплазмотрона плавнорегулировалась до 110 А при напряжении на дугедо 20 В.

При выполнении проплавов и сварки встык об-разцов из нержавеющих сталей Х18Н10Т (аусте-нитного класса) и 08Х17Т (ферритного класса) тол-щиной δ = 1,0—3,5 мм диапазон регулирования ла-зерной мощности составлял 0,7—2,0 кВт, а свароч-ного тока – 50—110 А при напряжении 18 В. Сваркувыполняли без использования присадочных мате-риалов. В качестве плазмообразующего и защитно-го газов использовали аргон. Скорость сварки изме-няли в пределах 14—108 м/ч (3,8—30 мм/с).

В большинстве случаев, при выбранном соотно-шении толщин образцов и скоростей сварки, лазер-ный и плазменный процесс в отдельности не позво-ляли достичь полного провара, в то время как гиб-ридная лазерно-плазменная сварка обеспечивалакачественное формирование швов (рис.1). К недо-статкам плазменного процесса также следует отне-сти отклонение анодного пятна от стыка, имевшееместо даже при минимальной депланации, собран-ного стыка. Этот недостаток связан не только с деп-ланацией свариваемых образцов, но и с эффектомблуждания анодного пятна. Он проявляется тем за-метнее, чем выше скорость сварки [3].

© И.В. КРИВЦУН, В.Д. ШЕЛЯГИН, А.И. БУШМА, В.Н. СИДОРЕЦ, В.Ю. ХАСКИН, 2013

44

Во всех случаях формирование верхнего валикашва было качественным. Имевшее место при гиб-ридном процессе формирование нижнего валиказависело от плотности мощности лазерного излуче-ния, т.е. величины фокального пятна. При мини-мальной величине пятна (соответственно с ростомплотности мощности излучения) качество формиро-вания нижнего валика повышалась, а эффект блуж-дания анодного пятна плазменной дуги минимизи-ровался. По нашему мнению, большее влияние наэтот процесс оказывала не мощность лазерного из-лучения, а стабилизация плазменной дуги излуче-нием лазера (так называемая привязка дуги к сфо-кусированному лазерному пучку [6]).

В ходе проведения экспериментов было установ-лено наличие так называемого гибридного эффекта,который заключается в неаддитивном увеличенииобъема расплавленного металла шва при лазерно-ду-говом процессе, по сравнению с суммарным объемомметалла, расплавленного отдельно лазерным и плаз-менным способами (рис. 2). Также было установлено,что с уменьшением размера фокального пятна излу-чения (соответственно, с ростом плотности мощ-ности) ширина шва уменьшается с одновременнымувеличением глубины провара, т.е. гибридный эф-фект становиться более явно выраженным.

Еще одним важным результатом проведениятехнологических исследований процесса гибриднойсварки стало определение такого режима, при кото-ром не требуется применение присадочного мате-риала. Было установлено, что если лазерно-дуго-вым способом добиться формирования сварногошва, при котором ширина нижнего валика не будетпревышать четверть ширины верхнего валика, тоне только не будет наблюдаться провисания шва,но возможно сформировать усиление верхнего ва-

лика высотой порядка 0,5 мм (для толщины3,5 мм). При этом форма поперечного сечения шванаиболее приближена к той, что наблюдается прилазерной сварке.

Микродюрометрический анализ сварных швовпоказал, что в случае лазерной и плазменной сваркисклонность к проявлению дисперсии микротвердо-сти в литом металле швов и в ЗТВ большая, чем вслучае гибридной лазерно-плазменной сварки. Бо-лее четко это заметно на сталях, склонных к обра-зованию закалочных структур. В нашем случае –это сталь 08Х17Т (рис. 3). Отметим, что в случаелазерной сварки склонность к образованию струк-тур с повышенной твердостью в большей степениобуславливается высокой термической локально-стью процесса и малыми размерами шва и ЗТВ(рис. 3, а). Это также приводит к образованию за-калочных структур в ЗТВ. В отличие от лазернойсварки, при гибридной сварке образование струк-тур с повышенной твердостью обуславливается,преимущественно, высокими скоростями процесса.Поэтому повышение твердости наблюдается пре-

Рис. 1. Образцы № 181 стыкового соединения из стали 08Х17Т(δ = 3,5 мм): а – лицевая сторона; б – обратная сторона; 1 –лазерная сварка; 2 – плазменная сварка; 3 – гибридная сварка

Рис. 2. Макроструктура стыковых соединений из стали 08Х17Т (δ = 3,5 мм): а – лазерная сварка; б – плазменная сварка; в –гибридная сварка

45

имущественно в литом металле шва (рис. 3, в).Можно ожидать, что некоторое снижение ударнойвязкости при лазерной сварке будет наблюдаться вЗТВ, а при гибридной – в сварном шве.

Для проведения механических испытаний из ка-чественных участков швов, сваренных тремя срав-ниваемыми способами, были вырезаны образцы:Ми-96 (ГОСТ 6996—66) – для определения вре-менного сопротивления разрыву (рис. 4) и Ми-50(ГОСТ 9454—78) – для определения ударной вяз-кости. Испытание на временное сопротивление раз-рыву проводилось при температуре +20 °С на раз-рывной машине ЦДМ-4. Из образца №195 выре-зали по три темплета для стыкового соединения,полученного гибридным способом, и для основногометалла. Полученные результаты испытаний навременное сопротивление разрыву σв [МПа] стыко-вых соединений из стали Х18Н10Т (таблица) пока-зали уровень порядка 0,85σв основного металла,что превосходит показатели для соединений, сва-ренных дуговыми способами [7]. Эти результатыхорошо совпадают с данными по сварке электрон-

ным лучом в барокамере образцов из американскойстали 304SS [8].

Для проведений испытаний на разрыв образцовиз стали 08Х17Т (δ = 3,5 мм) изготавливали темп-леты таким образом, чтобы получить серии (по3 шт.) образцов лазерной и гибридной сварки, по-лученных на одном и том же режиме. Также былиизготовлены образцы из основного металла. Испы-тания проводили при температуре +20 °С на той жеразрывной машине. В результате было установле-но, что прочность образцов, сваренных гибриднымспособом, на 3—5 % превышает прочность образцов,полученных лазерным способом, и примерно на 5—7 % уступают прочности основного металла(рис. 5).

Испытания на ударную вязкость KCV (по ме-тоду Шарпи) проводили согласно ГОСТ 9454—78на маятниковом копре К-15 при температуре+20 °С. Результаты этих испытаний, полученныхдля образцов Ми-50 из стали 08Х17Т (δ = 3,5 мм),приведены на рис. 6. Как и ожидалось, снижениеударной вязкости сварных соединений, получен-

Рис. 3. Микротвердость сварных швов стали08Х17Т (δ = 3,5 мм), измеренная в поперечномсечении при нагрузке 0,5 Н. Способ сварки: а –лазерный; б – плазменный; в – гибридный

Рис. 4. Образцы Ми-96 из стали Х18Н9Т (δ = 1,0 мм): 1 – основной металл; 2 – стыковое соединение; а – до испытания наразрыв; б – после проведения испытания

46

ных лазерным способом, наблюдается в ЗТВ, а сни-жение ударной вязкости соединений, полученныхгибридным способом -– в литом металле шва. Рас-пределение ударной вязкости в соединениях, полу-ченных плазменным способом, подобно наблюдае-мому при гибридном способе, с той только разни-цей, что вязкость в полученном плазменной сваркойшве примерно на 10 % меньше, а в ЗТВ – меньшена 15—18 %.

Таким образом, проведенные исследования по-казывают перспективность способа гибридной ла-зерно-плазменной сварки для решения промышлен-ных задач соединения тонколистовых (до 3—4 мм)нержавеющих сталей как аустенитного, так и фер-ритного классов. Установлено отсутствие необходи-мости применения присадочных материалов пригибридной сварке таких сталей. Соединения, полу-ченные этим способом, по своим механическимсвойствам не уступают качеству лазерной сварки,а в ряде случаев его превосходят, и существеннопревосходят качество, обеспечиваемое плазменнойсваркой. При этом производительность гибридной

сварки превышает производительность лазерной в2—3 раза, а производительность плазменной свар-ки – до 4 раз.

1. Чулошников П.Л. Контактная сварка. – Москва: Маши-ностроение, 1977. -– 144 с.

2. Паршин С.Г. Технология ручной аргонодуговой сваркитруб из стали 12Х1МФ с применением активирующихфлюсов // Дис. ... к.т.н., 05.03.06 – технологии и ма-шины сварочного производства. – Тольятти: Тольяттин-ский политехн. ин-т, 2001. – 135 с.

3. Малаховский В.А. Плазменная сварка. – Москва: Вы-сшая шк., 1987. – 80 с.

4. Гибридная лазерно-плазменная сварка алюминиевыхсплавов / И.В. Кривцун, В.Д. Шелягин, В.Ю. Хаскин идр. // Автомат. сварка. – 2007. – № 5. – С. 49—53.

5. Гибридная лазерно-микроплазменная сварка металлов ма-лых толщин / Б.Е. Патон, В.С. Гвоздецкий и др. //Там же. – 2002. – № 3. -– С. 5—9.

6. Гибридная сварка излучением СО2-лазера и дугой плавя-щегося электрода в углекислом газе / В.Д. Шелягин,В.Ю. Хаскин, В.П. Паращук и др. // Там же. –2002. – № 10. -– С. 38—41.

7. Микроплазменная сварка / Б.Е. Патон, В.С. Гвоздец-кий, Д.А. Дудко и др. – Киев: Наук. думка, 1979. –248 с.

8. Электронно-лучевая сварка / О.К. Назаренко, А.А.Кайдалов, С.Н. Ковбасенко и др. // Под ред. Б.Е. Па-тона. – Киев: Наук. думка, 1987. – 256 с.

Временное сопротивление разрыву σв соединений из стали Х18Н10Т (δ = 1 мм), сваренных гибридным способом

№ образца Марка стали Вид соединения Место разрываВременное сопротивление разрыву σв, МПа

Сварное соединение Основной металл

195 Х18Н10Т Cтыковое Околошовная зона 621; 637; 675 753; 762; 762

Рис. 5. Временное сопротивление разрыву σв [МПа] образцовиз швов стали 08Х17Т (δ = 3,5 мм), сваренных лазерным игибридным способами Рис. 6. Ударная вязкость KCV aN [Дж/см2] швов из стали

08Х17Т (δ = 3,5 мм, температура +20 °С), сваренных лазерным,гибридным и плазменным способами

47

INFORMATION SYSTEMS AND ECONOMICAND STATISTICAL DATABASE

ON THE WELDING PRODUCTION

A. MAZUR, L. LUBOVNA, S. PUSTOVOYT, V. PETRUK, O. MAKOVETSKAE.O. Paton Electric Welding Institute, NASU, Kiev, Ukraine

The well-known axiom is that he who owns the in-formation controls the situation, or he who is informed- is armed. Therefore, research of current state anddevelopment priorities of welding science and tech-nology, of the main indices of global welding produc-tion, of the state and dynamics of welding engineeringmarket, conducting economic and statistical, infor-mation-analytical and knowledge-metric researches inthe field of welding, and publication of research re-sults are a traditional area in PWI research activitiesthat we consider necessary to ensure the competitive-ness of national science and engineering.

The urgency and necessity of these studies are con-firmed by the high demand for their results both intheory and in practice, not only here, but also inindustrialized countries.

At the Institute information databases and databanks are created and constantly updated, the mostimportant of which are:

• Global and regional welding markets;• Macro-economic indices of Ukraine;• Welding production of Ukraine;• Ukrainian market of welding consumables;• Ukrainian market of welding equipment;• Ukrainian system of training engineers and

skilled workers;

• Ukrainian experts in the field of welding andrelated technologies;

• Technologies and developments of PWI;• Bibliography of publications on the welding.The institute of experts involving leading special-

ists of PWI and other Ukrainian organizations, ourown databases and data banks with problem-orientedtarget («SVESTA», «Orientator», «Technologies anddevelopments of the PWI», «Experts in welding sci-ence and technology», «Terminology», «Weldingproduction of Ukraine») have been formed. The re-search results are regularly updated and published onPWI Web-site, in «Avtomaticheskaya Svarka» jour-nal, «Paton Welding Journal» and other professionaleditions.

The following separate editions are released on aregular basis:

• Economical and statistical data on world weldingproduction and structural materials markets (Eco-nomical and Statistical Data on Welding Produc-tion – SVESTA);

• Economical and statistical overview of weldingproduction and of the market for welding engineeringin Ukraine;

• Foreign trade of Ukraine (welding consumablesand equipment);

• Technological parks of Ukraine;• Technical and economic performance of PWI;

© A. MAZUR, L. LUBOVNA, S. PUSTOVOYT, V. PETRUK, O. MAKOVETSKA, 2013

Figure 1. Laser Revenues by Application, 2011. Total Revenues$ 7.46 billion

Figure 2. Laser Revenues by Technology, 2009. Total Revenues$ 5.32 billion

48

• Technologies and equipment for welding, sur-facing and special metallurgy (catalog of PWI devel-opments);

• Science of Ukraine. Figures, facts, problems;• Ukrainian-Russian, Russian-Ukrainian welding

dictionary;• Ukrainian-Russian-English welding dictionary;• Bibliography of «Welding and Related Techno-

logies» (signal information).The globalization of world economy, development

of international cooperation in the field of science and

Figure 3. World Market for Laser Systems for Materials Processing

Table 1. Worldwide Commercial Laser Revenues

Revenues 2006 2007 2008 2009 2010 2011 2012

Total, $ billion 5.93 6.81 7.01 5.32 6.55 7.46 7.57

Include:

Diode Laser, % 58 55 59 61 50 50 50

Nondiode Laser, % 42 45 41 39 50 50 50

Source: LaserFocusWorld

Table 2. World Market for Lasers and Laser Systems for Mate-rial Processing, 2009 (in Euro Billion)

Laser Sources 1.25

Laser Systems 3.80

Source: Optech-Consulting

Table 3. World Market for Laser Systems for Materials Process-ing (in Euro Billion)

Year 2004 2005 2006 2007 2008 2009

WorldMarket

4.65 4.80 6.10 6.35 6.40 3.80

Source: Optech-Consulting

Figure 4. World Shares in Installations with Laser Systems forMaterials Processing by Laser Type, units in 2008

Figure 6. World Market for Laser Materials Processing Systemsby Application, 2008

Figure 5. Worldwide Industrial Laser Revenues, by Laser Type,in 2008

Figure 7. Market for Laser Material Processing Systems by Geog-raphy, 2008

49

industry have exacerbated the problem of improve-ment, enriching and bringing the Ukrainian scientificand technical terminology into accord with the gen-erally accepted requirements This created the needfor appropriate lexicological research and compilationof multilingual welding dictionaries. English-Russianand Russian-Ukrainian-English dictionaries on weld-ing and related technologies have been prepared andpublished, and work is underway to create a multil-ingual explanatory dictionary.

Recent edition of «SVESTA» collection providesinformation on the volume of sales in the global and

regional markets of industrial lasers, structure of themarket by type of lasers and laser systems for materialprocessing, geography and dynamics of this market.The extracts from this data are given below in theform in which they appear in «SVESTA» (Tables 1—4,Figures 1—9).

Frost & Sullivan finds that new opportunities formarket growth are constantly emerging, pushing reve-nues in the European Laser Welding Equipment Mar-ket from $542.8 million in 2004 to an estimated$802.2 million in 2011.

Table 4. World Market for Fiber Lasers, 2008

AreaAll Lasers (inUSD millions)

Fiber Lasers (inUSD millions)

Share of FiberLasers, %

Materialsprocessing

1 730 165 9.5

Medical ther-apy

360 20 5.6

Other applica-tion areas

3 377 57 1.7

Total $5 467 $242 4.4

Source: IPG PHOTONICS CoFigure 8. Market for Laser Material Processing Systems by LaserType, 2008

Figure 9. World Market for Fiber Lasers

50

ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРЫСВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ,

ФОРМИРУЮЩЕЙСЯВ УСЛОВИЯХ ЛАЗЕРНОЙ СВАРКИ

Л.И. МАРКАШОВА, В.Д. ПОЗНЯКОВ, Е.Н. БЕРДНИКОВА, В.Д. ШЕЛЯГИН, С.Л. ЖДАНОВ, А.В. СИОРАИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Представлены результаты исследований особенностей формирования структуры и фазового состава сварных сое-динений высокопрочной бейнитно-мартенситной стали 14ХГН2МДАФБ с σ0,2 > 700 МПа, в условиях различныхскоростей (vсв ~ 18, 30 и 50 м/ч) лазерной сварки, с применением СО2-лазера без использования присадочныхматериалов. Показано, что наиболее оптимальная структура металла швов и ЗТВ исследуемых соединений (с точкизрения равномерного измельчения структурных параметров, отсутствия градиентов по зеренной структуре и микрот-вердости) формируется при скорости сварки vсв = 50 м/ч, что должно обеспечивать равномерный уровень меха-нических свойств и трещиностойкость сварных соединений.

В настоящее время при изготовлении ответственныхсварных конструкций длительной эксплуатацииособое значение приобретают высокопрочные сталис пределом текучести более 700 МПа, обеспечиваю-щие в сложных эксплуатационных условиях требу-емый уровень механических свойств. Однако в про-цессе изготовления сварных соединений из сталейтакого типа в результате воздействия термическогоцикла сварки структура и фазовый состав металлашвов и зоны термического влияния (ЗТВ) можетсущественно меняться и, соответственно, влиять науровень механических свойств и трещиностойкостьсварных соединений [1—3].

Настоящая работа посвящена исследованию осо-бенностей фазовых и структурных изменений в ме-талле сварных соединений высокопрочной стали,полученных лазерной сваркой и оценке влиянияодного из основных технологических парамет-ров – скорости (vсв) лазерной сварки на форми-рующуюся структуру и фазовый состав метала швови ЗТВ сварных соединений.

В качестве объекта исследований выбраны свар-ные соединения бейнитно-мартенситной стали14ХГН2МДАФБ, %: 0,183 С; 1,19 Cr; 0,98 Mn;2,07 Ni; 0,22 Mo 0,08 V; 0,33 Si; не более 0,018 Pи 0,005 S с σ0,2 > 700 МПа толщиной 6 мм. Сварныесоединения получали в условиях различных скоро-стей (vсв ~ 18, 30 и 50 м/ч) лазерной сварки сприменением технологического СО2-лазера с дли-ной волны λ = 10,6 мкм (диаметр фокального пятна0,4 мм) без использования присадочных материа-лов. Во всех случаях мощность лазерного излу-чения составляла 4,4 кВт при расходе защитныхгазов (18 % СО2 + 82 % Аr) Q = 14 л/мин.

Исследования структурно-фазовых и концент-рационных изменений химических элементов в ме-

талле шва и ЗТВ изучали с помощью комплексногометода исследования, который включает оптичес-кую металлографию (оптические микроскопы«Versamet-2» и «Neophot-32») и аналитическуюрастровую электронную микроскопию – скани-рующий электронный микроскоп SEM-515 (фирмы«PHILIPS», Нидерланды) оснащенный энергосбе-регающим спектрометром системы «Link», твер-дость измеряли на микротвердомере М-400 фирмы«Leco» при нагрузке 100 гр.

В результате исследования структурно-фазовыхсоставляющих: бейнита (Б); мартенсита (М); фер-рита (Ф); размеров зерен (Dз); коэффициента ихформы (κ = l/h), формирующихся в металле швови различных участках ЗТВ, а также соответствую-щих изменений микротвердости (HV) установленоследующее.

Структура основного металла стали14ХГН2МДАФБ бейнито-ферритная (Б—Ф) с раз-мером зерен Dз ~ 5—24 мкм и микротвердостью HV(Б—Ф) = 2740—2850 МПа.

При минимальной скорости (vсв ~ 18 м/ч) ла-зерной сварки структура металла шва бейнитная(Б) с Dз ~ 40—80×150—400 мкм и коэффициенте ихформы κ ~ 3—7 при HV (Б—М) = 2850—3510 МПа(рис. 1, а и 2). Для участка перегрева ЗТВ (круп-ного зерна) таких соединений характерно формиро-вание Б—М структуры при Dз ~ 50—90 мкм и HV(Б—М) = 3830—4170 МПа (рис. 1, б и 2). В участкеперекристаллизации ЗТВ структура измельчаетсяв 5—8 раз при увеличении HV = 3830—4170 МПа(рис. 2).

Таким образом в случае vсв ~ 18 м/ч при пере-ходе от шва к ЗТВ (участку перегрева и перекрис-таллизации) изменяется фазовый состав метала отбейнитного (шов) до бейнитно-мартенситного (ЗТВ)

© Л.И. МАРКАШОВА, В.Д. ПОЗНЯКОВ, Е.Н. БЕРДНИКОВА, В.Д. ШЕЛЯГИН, С.Л. ЖДАНОВ, А.В. СИОРА, 2013

51

Рис. 1. Микроструктура металла шва (а) и участка крупного зерна ЗТВ (б) сварных соединений стали 14ХГН2МДАФБ полученныхпри скорости лазерной сварки vсв ~ 18 м/ч

Рис. 3. Изменение средних величин структурных параметров (размера кристаллитов, величины зерна, интегральной микротвер-дости) сварных соединений стали 14ХГН2МДАФБ в металле швов и участе крупного зерна ЗТВ в зависимости от скоростилазерной сварки: а – vсв ~ 30 м/ч; б – 50 м/ч

Рис. 2. Изменение структурных параметров (размера кристаллитов, величины зерна, интегральной микротвердости) сварногосоединения стали 14ХГН2МДАФБ в металле шва и ЗТВ при vсв ~ 18 м/ч

52

при уменьшении размера зерен в 3—4 раза и повы-шении HV на 17 %.

В случае использования vсв ~ 30 м/ч установ-лены следующие структурно-фазовые изменения(рис. 3, а). Металл швов сварных соединений имеетбейнитную (Б) структуру с κ ~ 3—5. Металлу швовсварных соединений характерны градиенты (в 1,2раза) по микротвердости, что обусловлено форми-рованием структур бейнита верхнего. При переходеот шва к ЗТВ фазовый состав метала изменяется отбейнитного (Б) до бейнитно-мартенситного (Б + М),микротвердость в среднем увеличивается на 12 % приизмельчении зеренной структуры в 3—4 раза.

В случае использования максимальных скорос-тей сварки (vсв ~ 50 м/ч) фазовый состав швовбейнито-мартенситный (Б + М) с более равнооснойзеренной структурой при коэффициенте формы зе-рен κ ~ 2—3 и отсутствии значительных градиентовпо микротвердости (рис. 3, б). Структура ЗТВ вучастке перегрева также Б—М. При переходе от швак ЗТВ фазовый состав металла шва и участка пере-грева одинаковый – бейнитно-мартенситный (Б +

+ М) при измельчении зерна примерно в 3 раза.При этом микротвердость практически не изменя-ется.

Анализ электронно-микроскопических исследо-ваний концентрационных изменений, прежде всего,основных химических элементов (хрома, никеля,марганца), во всех исследуемых сварных соедине-ниях показал, что градиенты по содержанию этихэлементов не превышают 0,4 % (масс. %).

Результаты детальных исследований на растро-вом электронном микроскопе о характере форми-рования субструктуры во внутренних объемах зе-рен в различных структурных составляющих пока-зали следующее. Определены параметры субструк-туры бейнита – ширина реек (hр) и распределениекарбидных фаз (рис. 4).

Так, в металле шва и участке перегрева при vсв == 18 м/ч ширина реек бейнитных структур состав-ляет hp (Б) ~ 0,5—0,8 мкм (в шве) и hp (Б) ~ 0,25—0,6 мкм (в ЗТВ) соответственно (рис. 4, а). С уве-личением скорости сварки до vсв = 50 м/ч в металлешва и в участке перегрева металла ЗТВ структура

Рис. 4. Растровые изображения бейнитной структуры в участке крупного зерна ЗТВ сварных соединений стали 14ХГН2МДАФБпри различных скоростях лазерной сварки: а – vсв ~ 18 м/ч; б – vсв ~ 50 м/ч (×8050)

Рис. 5. Изменение средних величин структурных параметров (размера кристаллитов, величины зерна, интегральной микротвер-дости) сварных соединений стали 14ХГН2МДАФБ в металле швов (а) и участе крупного зерна ЗТВ (б) в зависимости от скоростилазерной сварки: vсв ~ 18, 30, 50 м/ч

53

имеет более дисперсное строение, уменьшается ши-рина реек бейнитных структур до hp (Б) ~ 0,3—0,5 мкм (в шве) и hp (Б) ~ 0,13—0,4 мкм (в ЗТВ)(рис. 4, б). Кроме того, формируется реечный мар-тенсит, в основном – мартенсит отпуска (МОТП).

Таким образом, сопоставление структуры и фа-зового состава металла швов в исследованных свар-ных соединениях показало, что при увеличении ско-рости сварки от vсв ~ 18 до 50 м/ч изменяется фазо-вый состав металла шва от бейнитного до бейнитно-мартенситного, на 25 % увеличивается микротвер-дость, формируется более равноосная зереннаяструктура при измельчении зерна на 15 % и умень-шении коэффициента формы зерна κ от ~ 3—7 до2—3, уменьшается ширина реек бейнитных структурв 2 раза (рис. 5, а). В участке перегрева ЗТВ длявсех скоростей сварки фазовый состав метала бей-нитно-мартенситный, микротвердость приблизи-тельно одинаковая при уменьшении размера зернаи субзерна в 1,5 раза (рис. 5, б).

В итоге установлено, что наиболее оптимальнаяструктура исследуемых сварных соединений (с точ-

ки зрения равномерного измельчения структурныхпараметров, отсутствия градиентов по зереннойструктуре и микротвердости) формируется при уве-личении от vсв = 18 м/ч скорости сварки до vсв == 50 м/ч, что должно обеспечивать равномерныйуровень механических свойств и трещиностойкостьсварных соединений.

Экспериментальная база данных с использова-нием разработанного экспериментально-аналити-ческого подхода по оценке дифференцированноговклада параметров структуры на механические ха-рактеристики сварных соединений высокопрочныхсталей, позволила провести прогнозированиесвойств прочности сварных соединений по извест-ным зависимостям Холла—Петча, Орована и др. [3—6]. На данном этапе исходные данные для количест-венной оценки прочности металла – это экспери-ментальные данные, полученные только при помо-щи оптической и растровой электронной микроско-пии: Dз – размер зерен; hр – ширина реек бей-нитной структуры; λч – эффективные расстояниямежду карбидными фазами, т.е. без учета парамет-ров тонкой структуры (ρ – плотности дислокаций;dс – величины субзерна; dч – размеров фазовыхвыделений) (табл. 1).

Сопоставлением упрочняющего влияния форми-рующихся структур в металле сварных соединенийстали 14ХГН2МДАФБ при переходе vсв = 18 →→ 30 → 50 м/ч, а именно величины зерна, шириныреек бейнитных структур, распределения частицфазовых выделений установлено, что при увеличе-

Рис. 6. Гистограмма, отражающая вклад отдельных структурныхпараметров (Dз, dc, λч) в интегральное упрочнение (ΣΔσз. с. д.у) позоне сварки сварных соединений стали 14ХГН2МДАФБ, полу-ченных в условиях различных скоростей (vсв ~ 18, 30 и 50 м/ч)лазерной сварки

Таблица 1. Значения структурных параметров сварных соеди-нений стали 14ХГН2МДАФБ, полученных в условиях различ-ных скоростей (vсв ~ 18, 30 и 50 м/ч) лазерной сварки

Участокисследования

Фазовый состав

Dз, мкм hр, мкм λч, мкм

vсв ~ 18 м/ч

Шов Б 50—90×150—410 0,5—0,8 0,3—0,7

I зона ЗТВ Б + М 50—90 0,25—0,6 0,13—0,4

vсв ~ 30 м/ч

Шов Б 30—100×120—400 0,3—0,5 0,1—0,3

I зона ЗТВ Б + М 30—80 0,2—0,4 0,08—0,2

vсв ~ 50 м/ч

Шов Б + М 40—120×100—400 0,2—0,4 0,08—0,3

I зона ЗТВ Б + М 30—60 0,2—0,3 0,07—0,2

Таблица 2. Упрочнение, обусловленное структурными пара-метрами (Dз, dc, λч) по зоне сварки сварных соединений стали14ХГН2МДАФБ, полученных в условиях различных скорос-тей (vсв ~ 18, 30 и 50 м/ч) лазерной сварки

Участокисследования/Упрочне

ниеШов I зона ЗТВ

vсв ~ 18 м/ч

Δσз, МПа 55 75

Δσс, МПа 187—300 214—600

Δσд.у, МПа 37—75 60—152

ΣΔσз, с, д.у, МПа 376 588

vсв ~ 30 м/ч

Δσз, МПа 57 90

Δσс, МПа 300—500 375—750

Δσд.у, МПа 76—188 106—225

ΣΔσз, с, д.у, МПа 589 820

vсв ~ 50 м/ч

Δσз, МПа 60 100

Δσс, МПа 375—750 500—750

Δσд.у, МПа 76—225 106—250

ΣΔσз, с, д.у, МПа 774 903

54

нии скорости лазерной сварки возрастает упрочняю-щее влияние структуры, что связано в с увеличени-ем вклада субструктурного (Δσс ~ в 1,8 раза), дис-персионного (Δσд.у ~ в 2 раза) и зернограничного(Δσз ~ в 1,2 раза) упрочнений за счет диспергиро-вания структурных составляющих (табл. 2, рис. 6).

Таким образом, методики количественной оцен-ки свойств прочности металла по конкретнымструктурным параметрам позволяют прогнозиро-вать качество сварных соединений при формирова-нии в зоне сварки структур различного типа и выяв-лять структурные факторы, оказывающие основноевлияние на изменение механических свойств.

Выводы

1. Установлены закономерности влияния скоростилазерной сварки на структуру металла швов и зонытермического влияния (ЗТВ) сварных соединенийвысокопрочной стали 14ХГН2МДАФБ. Показано,что с увеличением скорости сварки от vсв ~ 18 до50 м/ч изменяется фазовый состав металла швовот бейнитного до бейнитно-мартенситного, увеличе-вается микротвердость на 25 %, уменьшается размербейнитных пакетов в участке перегрева ЗТВ в 1,5раза при измельчении ширины реек бейнитныхструктур в 1,3—2 раза.

2. При минимальных скоростях (vсв ~ 18 м/ч)лазерной сварки в металле шва сварных соединенийвысокопрочных сталей формируются градиентныепо размерам зеренные структуры при неравномер-ном изменении микротвердости, что может приво-

дить к снижению механических свойств, а также кснижению трещиностойкости сварных соединений.

3. Наиболее оптимальная структура исследуе-мых соединений формируется при скорости сваркиvсв = 50 м/ч, что должно обеспечивать равномер-ный уровень механических свойств и трещиностой-кость сварных соединений.

4. На основании экспериментальных исследова-ний, оптической и растровой микроскопии аналити-ческими оценками изменения механических свойствпо зоне сварки показано, что наибольшие показате-ли предела текучести (до 1000 МПа) обеспечивают-ся диспергированием структуры.

1. Шоршоров М.Х., Белов В.В. Фазовые превращения исвойства стали при сварке. – М.: Наука, 1972. – 220 c.

2. Горынин И.В. Свариваемые корпусные высокопрочные ста-ли и их применение. – Киев: Наук. думка, 1980. – 132 с.

3. Влияние термических циклов сварки и внешнего нагруже-ния на структурно-фазовые изменения и свойства соеди-нений стали 17Х2М / Л.И. Маркашова, Г.М. Григорен-ко, В.Д. Позняков и др. // Автомат. сварка. – 2009. –№ 7. – С. 21—29.

4. Влияние легирования швов на структуру и свойства свар-ных соединений стали 17Х2М / Л.И. Маркашова, В.Д.Позняков, Т.А. Алексеенко и др. // Там же. – 2011. –№ 4. – С. 7—15.

5. Структурный критерий прочности, пластичности, трещи-ностойкости металлов, сплавов, композиционных материа-лов и их сварных соединений / Л.И. Маркашова, Г.М.Григоренко, Е.Н. Бердникова, Т.А. Алексеенко // Ме-ханіка руйнування матеріалів і міцність конструкцій: Зб.докл. четвертої міжнар. конф. (Львів, 23—27 черв. 2009 р.)/ Під заг. ред. В.В. Панасюка. – Львів: Фізико-механічний ін-т ім. Г.В. Карпенка, 2009. – С. 447—451.

6. Estimation of the strength and crack resistance of the metalof railway wheels after long-term operation / L.I. Marka-shova, V.D. Poznyakov, A.A. Gaivoronskii et al. // Mate-rials Sciense. – 2012. – 47, № 6, May.

55

ОПТИМИЗАЦИЯ СТРУКТУРЫИ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВРАБОЧИХ ПОВЕРХНОСТЕЙ ИЗДЕЛИЙИЗ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНА

ПОСЛЕ ИМПУЛЬСНОЙ ПЛАЗМЕННОЙПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТКИ

Л.И. МАРКАШОВА, Ю.Н. ТЮРИН, О.В. КОЛИСНИЧЕНКО, М.Л. ВАЛЕВИЧ, Д.Г. БОГАЧЁВИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

На основании экспериментальной информации, полученной на различных структурных уровнях, выполнена оценкавлияния технологических параметров импульсно-плазменной закалки высокопрочного чугуна ВЧ 80 на структур-но-фазовый состав и износостойкость обработанных изделий.

Благодаря наличию шаровидного графита, высоко-му уровню прочностных свойств и характеристикпластичности высокопрочные чугуны являются од-ним из наиболее широко применяемых в промыш-ленности классов материалов для производства де-талей ответственного назначения (насосов высокогодавления, турбин, клапанов, шатунов, коленчатыхвалов, прокатных валков и др.). Использование вы-сокопрочных чугунов обеспечивает высокую над-ежность и низкую себестоимости изделий, работаю-щих в сложных условиях высоких температур, зна-чительных ударных и знакопеременных нагрузок,а также интенсивного фрикционного износа [1—3].С учетом вышесказанного, представляет значитель-ный интерес повышение физико-механическихсвойств и, прежде всего, износостойкости изделийиз высокопрочных чугунов.

Одним из наиболее современных путей улучше-ния работоспособности различных материалов яв-ляется обработка их поверхностных рабочих слоевконцентрированными потоками энергии (лазерная,

электронно-лучевая, плазменная и др. технологии)[4—6]. В ИЭС им. Е.О. Патона разработан перспек-тивный метод импульсно-плазменной обработки(ИПО) материалов, основанный на перекристалли-зации структуры при кратковременном (10—3—10—6 с)циклическом воздействии на изделия потоками кон-центрированной плазмы [7—8]. Это, в свою очередь,способствует значительным преобразованиям струк-турно-фазового состояния поверхностей упрочнен-ных материалов и, соответственно, их эксплуата-ционных свойств [9]. Однако, на сегодняшний деньинформация о влиянии различных технологичес-ких параметров ИПО на структурно-фазовые пре-образования обработанных изделий в значительноймере ограничена.

Целью настоящей работы было эксперименталь-ное исследование влияния различных режимовИПО на структуру и свойства закаленных поверх-ностей изделий из высокопрочного чугуна маркиВЧ 80.Материалы и методики исследований. Для ис-

следований были подготовлены образцы из высоко-прочного чугуна марки ВЧ 80 (ГОСТ 7293—85) сле-дующего химического состава, %: С 3,3, Si 2,3,Mn 0,5, Cu 0,5. Предварительно образцы термичес-ки обрабатывали на режиме: нагрев до 900 °С, вы-держка 2 ч → закалка в масло → отпуск при 200 °С,выдержка 2 ч. Модифицирование поверхностей об-разцов импульсной плазмой осуществляли при по-мощи плазмотрона прямого действия. Тепловой по-ток изменялся за счет варьирования расстояния отэлектрода до образца: режим I – 50, II – 60 иIII – 65 мм. Температурно-временные параметрырежимов (I—III) ИПО приведены на рис. 1.

Для исследования образцов был использованкомплексный методический подход, включающий

© Л.И. МАРКАШОВА, Ю.Н. ТЮРИН, О.В. КОЛИСНИЧЕНКО, М.Л. ВАЛЕВИЧ, Д.Г. БОГАЧЁВ, 2013

Рис. 1. Температурно-временные параметры нагрева-охлажден-ия исследуемых образцов (режимы I—III) из высокопрочногочугуна ВЧ-80

56

оптическую металлографию (Versamet-2, Япония,Leco M-400, США), растровую электронную мик-роскопию (Philips SEM-515, Голландия) и прос-вечивающую микродифракционную электроннуюмикроскопию (JEOL JEM-200 СХ с ускоряющимнапряжением 200 кВ, Япония). В результате про-веденной работы были получены достоверные экс-периментальные данные о структурно-фазовом сос-тоянии обработанного импульсной плазмой мате-риала на различных структурных уровнях (от зе-ренного до дислокационного).Результаты исследований. На основании изуче-

ния структурно-фазовых составляющих, их объем-ной доли (Vд, %), размеров зерен (Дз, мкм) и изме-нения микротвердости (HV0,05, МПа) в образцах,обработанных импульсной плазмой на различныхрежимах, установлено следующее.

Структура основного металла исследуемых об-разцов (режимы I—III) на глубине (h) более 40—50 мкм от обработанной поверхности характеризу-ется наличием 80 % мелкоигольчатого мартенсита(Дз 0,5—2,5 мкм), 10 % остаточного аустенита (Дз

2,5—20 мкм) и 10 % глобулярного графита (Дз 25—50 мкм). Интегральная микротвердость (HV0,05)находится на уровне 4600—5490 МПа.

Импульсно-плазменная обработка рабочих по-верхностей изделий из высокопрочного чугуна ВЧ80 при использовании режима I приводит к оплав-лению поверхностного слоя глубиной (h) до~ 7,5 мкм с формированием структуры белого чугу-на (рис. 2, а). В зоне обработки на глубине (δ) ~ от7,5 до 40 мкм наблюдаются укрупнение аустенитно-мартенситной структуры в 1,25—2,0 раза и общееснижение интегральной микротвердости на 25 % посравнению с основным металлом, рис. 3. Отмеча-ется перераспределение структурных составляю-щих за счет повышения содержания остаточногоаустенита (Vд Аост ≈ 50 %) и уменьшения объемнойдоли (Vд М) мартенсита до ≈40 % по сравнению сосновным металлом.

В этой зоне наблюдается образование микротре-щин, которые локализуются вдоль границ остаточ-ного аустенита (на h ~ до 110 мкм), что, по-види-мому, связано с обеднением остаточного аустенитапо углероду.

Применение режима II приводит к оплавлениюповерхностного слоя глубиной (δ) ~ до 5 мкм с фор-мированием структуры белого чугуна аналогичнорежиму I (рис. 2, а). Зона обработки на глубине (δ)от 5 до 40 мкм характеризуется наличием 40 % оста-точного аустенита, 50 % игольчатого мартенсита (на10 % больше по сравнению с режимом I) и 10 %сферического графита. Размеры зерен аустенитно-мартенситной структуры и интегрльная микротвер-дость соответствуют таковым в основном металле(рис. 3). Микротрещины в этой зоне не обнаружены.

Модифицирование ВЧ 80 на режиме III приво-дит к образованию закаленного слоя с наименьшим

содержанием остаточного аустенита (Vд ≤ 10 %) всочетании с максимальной объемной долей мелко-игольчатого мартенсита (Vд ≈ 80 %) и 10 % шаро-видного графита. Наблюдаются измельчение в 1,5—2,0 раза аустенитно-мартенситной структуры(Дз А ~ 2,5—10 мкм, Дз М ~ 0,5—1,5 мкм) иувеличение интегральной микротвердости в 1,8 раза(5480—8710 МПа) по сравнению с основным метал-лом, рис. 3. Трещинообразования и оплавления по-верхности не обнаружено (рис. 2, б).

Исследованиями химического состава показаноравномерное распределение химических элементов(Fe, Si, Mn, Cu) по глубине от обработанного слоядо основного металла, а также отсутствие дополни-тельного легирования приповерхностных слоев засчет материала электрода (W).

Рис. 3. Изменение микротвердости по глубине модифицирован-ных слоев высокопрочного чугуна ВЧ 80 после ИПО на режимахI—III

Рис. 2. Изменение структуры высокопрочного чугуна ВЧ 80 наразличном расстоянии (δ) от обработанной поверхности послеИПО: а – на режимах I и II (×500); б – на режиме III; δ1 –оплавленный слой; δ2 – обработанная поверхность; δ3 – основ-ной металл (×1000)

57

Исследованиями на просвет установлено, чтотонкая структура основного металла (режимы I—III) характеризуется равномерно повышенной плот-ностью дислокаций в мартенсите (ρ ~ 1011 см—2) иаустените (ρ ~ 109 см—2) (рис. 4, а).

Обработка импульсной плазмой поверхностейизделий из ВЧ 80 с применением режимов I и IIприводит к укрупнению субструктуры в зернах аус-тенита, сопровождающееся формированием слабо-разориентированной блочной структуры при общейнеравномерности плотности дислокаций (ρ ~ 108—1010 см—2) (рис. 4, б). Для мартенситной составляю-щей характерно наличие зон отпуска при уменьше-нии плотности дислокаций (ρ) до уровня 109—1010 см—2. На границах контакта мартенсита и оста-точного аустенита отмечается наличие наиболееплотных (ρ ~ 2—4⋅1011 см—2) и протяженных (l ~

~ 0,25—0,35 мкм) дислокационных скоплений –потенциальных зон зарождения и распространениятрещин.

Тонкая структура упрочненных слоев при ис-пользовании режима III характеризуется равномер-но повышенной плотностью дислокаций в структу-рах мартенсита (ρ ~ до 2⋅1011 см—2) при отсутствиизначительных градиентов в их распределении поглубине и на границах структурных составляющих.Кроме того, наблюдается измельчение субструкту-ры в мартенситных иглах (ширина реек в 2 разаменьше по сравнению мартенситом основного ме-талла). Для зерен Аост наблюдается измельчениесубструктуры, формирование разориентированнойблочной структуры при общей равномерности дис-локационной плотности (ρ ≈ 4⋅109 см—2) (рис. 4, в).

Были также проведены испытания по определе-нию антифрикционных свойств и износостойкостиизделий из высокопрочного чугуна ВЧ 80 по срав-нению с изделиями из серого чугуна до и послеимпульсно-плазменной обработки (рис. 5) [10]. Ис-следования проходили на устройстве с возвратно-поступательным движением керамических штиф-тов, изготовленных из Zr2O и SiC, с твердостью,соответственно, HV 1200 и 3000. Усилие прижимакерамических штифтов к исследуемой поверхностичугуна ВЧ 80, обработанного импульсной плазмой,составляло 104 Н. Скорость движения штифтов поповерхности – 120 мм/с, частота – 2 Гц.

Установлено, что ИПО высокопрочного чугунаВЧ 80 позволяет в десятки раз увеличить износос-тойкость поверхности упрочненных изделий благо-

Рис. 4. Тонкая мартенситно-аустенитная (М—А) структура высокопрочного чугуна ВЧ-80 после ИПО: а – основной металл (δ ≥≥ 100 мкм) (×37000); б – оплавленный слой (δ ≤ 7,5 мкм), наблюдаемый на режимах I и II (×37000); в – упрочненный слой(δ ~ 0—40 мкм) (×50000) на режиме III

Рис. 5. Износ поверхностей образцов высокопрочного чугунаВЧ 80 при сухом трении по цилиндриеской керамике Zr2O и SiC(б) в сравнении с износом серого чугуна (а): 1 – без ИПО;2 – после ИПО

58

даря значительному снижению коэффициента тре-ния с 0,4—0,6 у необработанного чугуна до 0,1—0,35у обработанного импульсной плазмой.

Следовательно, модифицирование изделий извысокопрочных чугунов импульсной плазмой поз-воляет в значительной мере противостоять абразив-ному износу при сухом трении в независимости оттвердости абразивных частиц.

Таким образом, применение режима III можетбыть рекомендовано для импульсно-плазменнойупрочняющей обработки изделий из высокопро-чного чугуна ВЧ 80, что приводит к модифи-цированию структурно-фазового состояния иулучшению эксплуатационных характеристикрабочих поверхностей.

Выводы

В работе показано, что импульсно-плазменнаяобработка высокопрочного чугуна ВЧ 80 способ-ствует значительным структурно-фазовым преоб-разованиям, которые выражаются в следующихизменениях:

1. Высокая интенсивность теплового потока (ре-жимы I, II) приводит к оплавлению поверхностногослоя (δ ≈ 5—7,5 мкм) и формированию в зоне им-пульсной обработки укрупненной (по сравнению сосновным металлом) аустенитно-мартенситнойструктуры с большим количеством остаточного аус-тенита и пониженной микротвердостью (до 25 % посравнению с основным металлом).

2. При снижении плотности мощности обработ-ки (режим III) в зоне закалки из твердой фазыотмечается повышение интегральной микротвердо-сти в 1,8 раза по сравнению с основным металломза счет формирования измельченной (в 1,5—2,0 ра-за) аустенитно-мартенситной структуры при увели-чении объемной доли мартенсита по сравнению срежимами I и II на 20—30 %. Оплавление поверх-ностного слоя не наблюдается.

3. На уровне тонкой структуры при режиме IIIв обработанной поверхности наблюдается равно-мерное увеличение плотности дислокаций при от-сутствии значительных градиентов в их распределе-нии. Отклонение от рекомендуемого режима приво-дит к возникновению резкого градиента по плотно-сти дислокаций на границах структурных состав-ляющих аустенит-мартенсит, что становится причи-ной формирования зон зарождения и развитиятрещин.

4. Таким образом, диспергирование структурыв упрочненных поверхностных слоях изделий извысокопрочного чугуна ВЧ 80 при ИПО на реко-мендуемом режиме III способствует оптимизацииструктурно-фазового состояния и улучшению экс-плуатационных свойств рабочих поверхностей.

1. Солнцев Л.А., Зайденберг А.Ф., Малый А.Ф. Получениечугунов повышенной прочности. – Харьков: Вища шко-ла. Изд-во при харьковском университете, 1986. – 152 с.

2. Литовка В.И. Повышение качества высокопрочного чугу-на в отливках. – Киев: Наук. думка, 1987. – 208 с.

3. Конструкционные материалы. Справочник / Б.Н. Арза-масов, В.А. Брострем, Н.А. Буше и др. – М.: Машино-строение, 1990. – 688с.

4. Коваленко В.С. Упрочнение деталей лучем лазера. –Киев: Техніка, 1981. – 241с.

5. Арзамасцева Э.П., Зинченко В.М. Электронно-лучеваяобработка-новый экономичный метод поверхностного уп-рочнения деталей // Технология автомобилестрое-ния. – 1980. – № 5. – C. 23—26.

6. Тюрин Ю.Н., Жадкевич М.Л. Плазменные упрочняющиетехнологии. – Киев: Наук. думка, 2008. – 218 с.

7. Структура и механические свойства инструментов из бы-строрежущей стали при импульсно-плазменной поверхно-стной обработке / Л.И. Маркашова, О.В. Колисниченко,М.Л. Валевич, Д.Г. Богачев // Строительство, материа-ловедение, машиностроение: Сб. науч. тр. – Вып. 64. –Дн-вск: ГВУЗ «ПГАСА», 2012. – C. 211—220.

8. Tyurin Yu.N., Kolisnichenko O.V. Plasma-detonation tech-nology for modification of the surface layer of metal parts// Vetnam. The Open Surface Science J. – 2009. –№ 1. – P. 13—19.

9. Estimation of the strength and crack resistance of the metalof railway wheels after long-term operation/ L.I. Markas-hova, V.D. Poznyakov, A.A. Gaivoronskii et al.// Materi-als Science. – 2012. – 47, № 6, May. – P. 799—806.

10. Износостойкость валковых чугунов после импульсно-плазменной обработки/ Ю.Н. Тюрин, О.В. Колисничен-ко, И.М. Дуда и др. // Черные металлы. – 2010. –№ 12. – C. 14—17.

59

СТРУКТУРНО-ФАЗОВОЕ СОСТОЯНИЕ ЗАЩИТНЫХNi—Cr ПОКРЫТИЙ, НАНЕСЕННЫХ МЕТОДОМ

КУМУЛЯТИВНО-ДЕТОНАЦИОННОГО НАПЫЛЕНИЯ

Л.И. МАРКАШОВА, Ю.Н. ТЮРИН, О.В. КОЛИСНИЧЕНКО, М.Л. ВАЛЕВИЧ, Д.Г. БОГАЧЁВИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Исследовалось влияние технологических параметров кумулятивно-детонационного напыления сплава системы Ni—Cr—Fe—B—Si на структурно-фазовое состояние полученных покрытий. Установлено, что применение рекомендуемогорежима приводит к формированию покрытий со значительной степенью аморфизации матрицы, высокими объемнойдолей ламелей и уровнем интегральной микротвердости в сочетании с минимальной пористостью.

Одним из наиболее широко распространенных и вто же время перспективных способов повышенияэксплуатационных свойств и долговечности изде-лий является нанесение на их поверхности различ-ных функциональных покрытий с применениемтехнологий газотермического напыления (ГТН) [1,2]. Наиболее передовыми и динамично развиваю-щимися технологиями ГТН по праву считаются ме-тоды высокоскоростного газопламенного напыле-ния ГПН (high velocity oxygen fuel (HVOF) и highvelocity air fuel (HVAF)), которые, благодаряочень высоким качеству получаемых покрытий ипроизводительности процесса, в ряде случаев вы-теснили другие распространенные технологии на-несения покрытий. Однако одним из наиболеезначительных недостатков перечисленных вышетехнологий высокоскоростного нанесения пок-рытий является весьма высокий расход газовойсмеси. Альтернативой высокоскоростным методамГПН является метод детонационно-газового напы-ления (ДГН), который позволяет получать срав-нимые с методами HVO(A)F по качеству покры-тия, отличающиеся при этом более низким ко-эффициентом использования материала (КИМ) идискретностью процесса [3, 4].

В ИЭС им. Е.О. Патона НАН Украины разра-ботаны технология и оборудование для кумулятив-но-детонационного напыления (КДН), котороеприводит к формированию высококачественныхпокрытий с высокими КИМ и производительно-стью, отличающееся при этом от указанных вышенаиболее передовых методов ГПН простотой обо-рудования, значительно меньшими удельными за-тратами и давлением газов, а также энергоемкостью[5]. К особенностям данной технологии следует от-нести наличие нескольких специально профилиро-ванных детонационных камер и повышенная часто-та детонации (20 Гц) горючей смеси, которые пра-ктически нивелируют отрицательные эффекты,связанные с дискретностью классических методовдетонационного напыления [6].

Востребованным направлением применения ку-мулятивно-детонационного метода получения функ-циональных покрытий является напыление сплавовна основе системы Ni—Cr—Fe—B—Si для повышениястойкости против износа изделий, работающих вусловиях высоких температур и химически актив-ных сред. Такие сплавы обладают высокими проч-ностью и коррозионной стойкостью за счет содер-жания значительного количества хрома, а наличиебора, кремния и углерода приводит к образованиюфазовых составляющих с уровнем твердости, обе-спечивающим высокие показатели износостойкоститаких покрытий [7].

Однако на данный момент недостаточно досто-верной и однозначной информации о влиянии раз-личных технологических параметров КДН наструктурно-фазовое состояние напыленных такимобразом покрытий.

Целью данной работы была оценка влияния па-раметров технологических режимов кумулятивногодетонационного напыления на структурно-фазовыйсостав покрытий из порошка самофлюсующегосяникелевого сплава системы Ni—Cr—Fe—B—Si.Материалы и методика. Для напыления покры-

тий применяли распыленный порошок системы Ni—Cr—Fe—B—Si (ТУ 48-4206-156—82) следующего хи-мического состава, %: Ni – основа; 10—14Cr; 5—7 Fe; 2,0—2,3 B; 2,0—3,2 Si; 0,5 C, внешний видкоторого представлен на рис. 1. Поверхности напы-ляемых образцов предварительно подвергали дро-беструйной обработке с целью удаления оксиднойпленки, развития поверхности и, соответственно,улучшения адгезионной прочности покрытия. Уро-вень тепловложения при напылении (режимы I—III) изменялся за счет варьирования следующихтехнологических параметров: соотношения дли-на/диаметр ствола пушки (l/d, мм) и размеровчастиц используемого порошка (dфр, мкм). I—ре-жим: l/d – 300/16 мм, dфр < 40 мкм; II режим:l/d – 330/20 мм, dфр < 40 мкм; III режим l/d –330/20 мм, dфр < 40—63 мкм.

© Л.И. МАРКАШОВА, Ю.Н. ТЮРИН, О.В. КОЛИСНИЧЕНКО, М.Л. ВАЛЕВИЧ, Д.Г. БОГАЧЁВ, 2013

60

Исследования структурно-фазового состоянияполученных на режимах I—III покрытий проводилис применением комплексного методического подхо-да, включающего оптичеческую металлографию(Versamet-2, Япония; Leco-M400, США), аналити-ческую растровую электронную микроскопию (Phi-lips SEM-515, Голландия и JEOL JAMP 9500F сэнергодисперсионным спектрометром Oxford EDSINCA Energy 350, Япония) и рентгеноструктурныйфазовый анализ (ДРОН-УМ1 в монохроматичес-ком CuKα-излучении). В результате проведеннойработы были получены экспериментальные данныео структурно-фазовом состоянии покрытий, напы-ленных на различных режимах.Результаты исследований. Как известно [8, 9],

качество металлических покрытий тем лучше, чемниже в них содержание нерасплавленных частиц(рис. 2, а) и выше объемная доля ламелей (рис. 2,б), сформированных расплавленными и/или пла-стифицированными частицами порошка. Высокоесодержание ламелей предопределяет хорошую ко-гезию и адгезию получаемых покрытий. Повыше-ние же объемной доли нерасплавленных частиц, ко-торые в процессе напыления обычно находятся напериферии двухфазного потока «порошок—газ»,приводит к нарушению контактных процессов вза-имодействия частиц между собой и с поверхностьюосновы, существенно ухудшая при этом качествополучаемых покрытий.

Проведенными исследованиями показано, чтонапыление с применением режима I приводит кформированию покрытия (рис. 3, а) толщиной(δ) ~ до 125 мкм с интегральной микротвердостью(HV0,05) порядка 3620—4410 МПа (рис. 4). Объем-ная доля (Vд) ламелей в покрытии I составляет≈65 % при 25 % нерасплавленных частиц и 10 %прочих структурных составляющих. Пористость та-кого покрытия находится на уровне 2,8—3,0 %.

При увеличении тепловложения за счет измене-ния соотношения длины к диаметру ствола пушки

(l/d) до 330/20 мм (режим II) формируется пок-рытие толщиной (δ) ~ до 250 мкм (рис. 3, б). Зна-чения интегральной микротвердости находятся науровне 3620—4730 МПа, что на 10 % выше, чем прирежиме I. Объемная доля (Vд) ламелей в покрытииII cоставляет ≈70 % при 20 % нерасплавленных час-тиц и 10 % прочих структурных составляющих. По-ристость покрытия II уменьшается ~ в 2 раза посравнению с покрытием I и составляет 1,0—1,5%.

Использование порошка системы Ni—Cr—Fe—B—Si фракционного состава dфр 40—63 мкм на режимеIII приводит к формированию покрытия (рис. 3, в)толщиной (δ) ~ до 325 мкм. Интегральная мик-ротвердость составляет 3810—5930 МПа, что на~25 %выше, чем при режимах I и II. Объемная доля(Vд) ламелей в покрытии III cоставляет ≈75 % при15 % нерасплавленных частиц и 10 % прочих струк-турных составляющих. Пористость покрытия мини-мальна и находится на уровне 0,8—1,0%.

Методом рентгеноструктурного фазового анали-за установлено, что исходный порошок состоит изтвердого раствора на основе никеля и хрома, содер-жащего боридные, силицидные и карбидные фазы

Рис. 1. Внешний вид напыляемого порошка, РЭМ (×1010)

Рис. 2. Характерные структурные составляющие: а – нерасплавленная частица; б – ламель, РЭМ (×3100)

61

в чистом виде, а также интерметаллиды и карбобо-риды в небольшом количестве.

На рентгенограммах покрытий, напыленных нарежимах I—III обнаружено присутствие следующихфаз: твердого раствора на основе Ni—Cr, боридовникеля (Ni3B) и хрома (CrB и Cr5B5), и в неболь-шом количестве силицида никеля Ni5Si2 и карбидахрома Cr7C3. Значительных изменений фазовогосостава между покрытиями, напыленными на режи-мах I—III не обнаружено. Для всех исследуемыхпокрытий (рис. 5, линия 1), по сравнению с рентге-нограммой исходного порошка (рис. 5, линия 2),характерно наличие галло между ≈37 и 55°, свиде-тельствующее об аморфно-нанокристалическом сос-тоянии матрицы покрытий, связанного с высокимискоростями охлаждения (до 107 К/с), характерно-го для детонационного метода напыления. Это так-

же подтверждается данными растровой электрон-ной микроскопии.

Исследованиями химического состава покрытийI—III показано, что ламели и нерасплавленные час-тицы представляют собой многокомпонентный рас-твор на основе никеля (рис. 6, а), состоящий из,%: 79—83 Ni; 7,9—11,3 Cr; 5,1—7,2 Fe; 2,0—2,3 Si.Обнаружено также незначительное количество эв-тектик на основе карбидов и силицидов (рис. 6, б)сложного химического состава, %: 31—53 Ni; 36,5—60 Cr; 1,0—2,7 Si; 6,9—8,5 C.

Таким образом, установлено, что кумулятивно-детонационное напыление покрытий из сплава сис-темы Ni—Cr—Fe—B—Si приводит к формированиюструктурно-фазового состояния, сравнимого по сво-им характеристикам с покрытиями, напыленнымис применением таких передовых методов газотер-мического напыления, как HVO(A)F. Проведен-ными исследованиями покрытий (I—III) показано,что режим III является рекомендуемым для обеспе-чения наиболее предпочтительного структурно-фа-

Рис. 3. Микроструктура и объемная доляструктурных составляющих покрытий, напы-ленных на режимах I—III: а – режим I; б –режим II; в – режим III (×800): Л – ламели;Н – нерасплавленные частицы; С – прочиеструктурные составляющие

Рис. 5. Сравнительная рентгеновская дифрактограмма порошкаи покрытия системы Ni—Cr—Fe—B—Si, напыленного на режиме III

Рис. 4. Изменение микротвердости по глубине покрытий системыNi—Cr—Fe—B—Si, напыленных на режимах I—III; – граница«покрытие—основа»

62

зового состояния материала покрытия, где отмеча-ется наиболее высокие объемная доля ламелей иинтегральная микротвердость, а также минималь-ная пористость в сочетании со значительной степе-нью аморфизации Ni—Cr матрицы.

Выводы

1. Технология кумулятивно-детонационного напы-ления покрытий из сплава системы Ni—Cr—Fe—B—Siпозволяет получать покрытия со структурно-фазо-вым составом, сравнимым по своим характеристи-кам с покрытиями, нанесенными с применением пе-редовых технологий газотермиеского напыленияHVO(A)F.

2. Структура покрытий I—III представлена ламе-лями и не расплавившимися частицами, состоящи-ми из твердого раствора сложного химического сос-тава на основе Ni—Cr, который, в значительной сте-пени, находится в аморфно-нанокристаллическомсостоянии.

3. Установлено присутствие следующих упроч-няющих фаз с высоким уровнем твердости: боридовникеля (Ni3B) и хрома (CrB и Cr5B5) и небольшогоколичества силицида никеля Ni5Si2 и карбида хромаCr7C3, обеспечивающих высокие показатели изно-состойкости таких покрытий.

4. Применение режима III приводит к увеличе-нию объемной доли ламелей на ≈10 % и интеграль-

ной микротвердости на ≈35 %. Пористость такогопокрытия минимальна и составляет от 0,8 до 1,0 %,что позволяет рекомендовать данный режим длякумулятивно-детанационного напыления никеле-вых сплавов.

Рис. 6. Фрагменты микроструктуры покрытия III (РЭМ): а – общий вид (×2000); б – эвтектика на основе карбидов и силицидов(×5000)

1. Газотермическое напыление композиционных порошков/А.Я. Кулик, Ю.С. Борисов, А.С. Мнухин, М.Д. Ники-тин. – Л.: Машиностроение, Ленингр.отделение,1985. – 199 с.

2. Борисов Ю.С., Борисова А.Л. Плазменные порошковыепокрытия. – К.: Техніка, 1986. – 223 с.

3. Бартенев С.С, Федько Ю.П., Григоров А.И. Детона-ционные покрытия в машиностроении. – Л.: Машиност-роение, 1982. – 214 с.

4. Pawlowski L. The science and engineering of thermal spraycoatings. Second edition. – 2008. – 647p.

5. Сравнительный анализ эффективности кумулятивно-дето-национного и HVOF устройств для газотермического на-пыления покрытий / Ю.Н. Тюрин, А.Д. Погребняк,О.В. Колисниченко, И.М. Дуда // Упрочняющие техно-логии. – 2009. – № 5. – C. 27—33.

6. Тюрин Ю.Н. Колисниченко О.В. Полещук М.А. Кумуля-тивно-детонационное устройство для газотермического на-пыления покрытий/ Тр. 9-й Международ. конф. «Плен-ки и покрытия-2009». – C. 44—46.

7. Microstructural Characteristics of High Velocity OxygenFuel (HVOF) sprayed NiCrBSi—SiC Composite Coating ona Low Alloy Steel / M. Karagoez, S. Islak, S. Buytoz,B. Kurt // 6th Intern. Advanced Technologies Symp.(IATS’11). – 2011. – P. 13—21.

8. Cavaliero A., De Hosson J.T. Nanostructured coatings //Nanostructure science and technology, Springer. – 671 p.

9. Tracton A.A. Coatings technology: Fundamentals, Testingand Processing Techniqes. – 2007. – 371 p.

63

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНО-ФАЗОВОГО СОСТОЯНИЯНА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПОВЕРХНОСТННЫХ

СЛОЕВ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ,ФОРМИРУЮЩИХСЯ В УСЛОВИЯХ ЛАЗЕРНОГОИ ЛАЗЕРНО-ПЛАЗМЕННОГО ЛЕГИРОВАНИЯ

Л.И. МАРКАШОВА, В.Д. ШЕЛЯГИН, В.Ю. ХАСКИН, О.С. КУШНАРЕВА, А.В. БЕРНАЦКИЙИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

С целью повышения жаропрочности и других эксплуатационных характеристик изделий из конструкционной стали38ХН3МФА для отработки технологии режимов упрочнения поверхностей методами лазерного и лазерно-плазмен-ного легирования выполнены структурно-фазовые исследования обработанных слоев в зависимости от введенияпорошковых присадочных материалов на основе карбида вольфрама и хрома. На базе экспериментальных иссле-дований выполнены оценки дифференцированного вклада структурных параметров (химического состава, размеровзерен и субзерен, объемной доли фазовых выделений, плотности дислокаций и т.п.) в изменение механическиххарактеристик обрабатываемых поверхностных слоев, а также формирование в них концентраторов внутреннихнапряжений (τл/ВН) и механизмов релаксации такого типа напряжений.

В значительной степени долговечность, в том числеи износостойкость работы деталей машин и меха-низмов в различных условиях эксплуатации зави-сит от свойств их поверхностных слоев и преждевсего методов их упрочняющей обработки [1—3].

К таким новым прогрессивным технологиям об-работки относятся методы лазерного и лазерно-плазменного упрочняющего легирования. Однаковозникают проблемы накопления внутренних на-пряжений в обработанных слоях, что зачастую при-водит к возникновению в этих зонах микротрещин.

Поэтому, исследование структуры легирован-ных слоев в зависимости от режимов обработки, атакже взаимосвязи структура → свойства и причинвозникновения микротрещин является актуальнойзадачей для оптимизации и корректировки техно-логий легирования поверхности (лазерное и лазер-но-плазменное). Что и должно обеспечить достаточ-ный уровень эксплуатационных свойств легирован-ного поверхностного слоя [4, 5].

Легирование поверхности лазерным и лазерно-плазменным методом выполнялось на торцевой по-верхности кольцевых образцов ∅187×∅125×30 ммиз конструкционной стали 38ХН3МФА. При ла-зерном легировании использовалась механическаясмесь порошков фракции 0—40 мкм следующего сос-тава (масс. %): 46 % (WC—W2С) + 46 % Cr +4 % Al + 4 % Si, а при лазерно-плазменном – 48 %(WC—W2С) + 48 % Cr + 4 % Al.

Для лазерного легирования использованNd:YAG-лазер DY044 с мощностью излучения до4,4 кВт и длиной волны излучения λ = 1,06 мкм,производства фирмы «Rofin-Sinar» (Германия).Оборудование и технологии для лазерно-плазмен-

ного легирования разработаны и в ИЭС им. Е.О.Патона НАНУ. При этом на базе трикоординатногоманипулятора «Ласточка-1» был организован лабо-раторный стенд. Процесс проводили при токахплазменного источника 40—50 А, напряжении 32 В.Дистанция от сопла плазмотрона к зоне действиялазерного излучения составляла 110—150 мм. Ла-зерные и лазерно-плазменные обработки поверхно-стей выполнялись при варьировании мощности ла-зерного излучения в пределах Р = 3,0—4,4 кВт, ско-рости обработки v = 24—45 м/ч при величине рас-сфокусировки излучения ΔF = 30—45 мм.

Исследования структурно-фазовых изменений,микротвердости, химического состава в локальныхточках и его распределение по глубине образца (отвнешней поверхности легированного слоя до основ-ного металла), а также характера дислокационнойструктуры и процессов фазообразования выполня-ли с использованием комплекса методов включая:световую микроскопию («Versamet-2»), аналити-ческую растровую электронную микроскопию(СЭМ-515, фирмы PHILIPS, Голландия) и микро-дифракционную просвечивающую электроннуюмикроскопию (JEM-200CX, фирмы JEOL, Япо-ния). На базе экспериментальных исследованийвыполнены оценки дифференцированного вкладаструктурно-фазовых параметров в изменение проч-ностных характеристик поверхностных слоев, атакже распределение и уровень локальных внут-ренних напряжений в обработанных поверхностяхи их градиентов.Лазерное легирование. Обработка поверхности

выполнялась как при мощности Р = 3,5 кВт с разной

© Л.И. МАРКАШОВА, В.Д. ШЕЛЯГИН, В.Ю. ХАСКИН, О.С. КУШНАРЕВА, А.В. БЕРНАЦКИЙ, 2013

64

скоростью легирования v = 24—45 м/ч, так и приР = 4,4 кВт с v = 24—42 м/ч.

Установлено, что и при Р = 3,5 кВт, так и приР = 4,4 кВт толщина легированного слоя уменьша-ется в зависимости от увеличения скорости легиро-вания. Микроструктура легированного слоя имеетчетко выраженную кристаллическую структуру смикротвердостью, которая уменьшается в зависи-мости от увеличении скорости легирования на 30—36 % (для Р = 3,5 кВт) и до 26 % (при Р = 4,4 кВт),рис. 1, а.

Следует отметить, что при лазерном легирова-нии (Р = 3,5 кВт, v = 30 м/ч) наблюдается наиболееравномерное насыщение поверхностного слоя леги-рующими элементами, %: до 70—75 Fe; 12—14 Cr;7—8 W (рис. 2) без резкого градиента концентрациив зоне перехода (до 25 мкм) от линии сплавленияв направлении внешней поверхности легированногослоя. Кроме того при этом режиме фиксируетсяпрактическое отсутствие трещин.

В случае увеличения мощности лазерного леги-рования (до Р = 4,4 кВт) наблюдается образование

Рис. 1. Микроструктура поверхностных слоев конструкционной стали 38ХН3МФА в условиях лазерного (а) и лазерно-плазменноголегирования (б) (×500)

Рис. 2. График концентрационных изменений элементов (Fe, Cr, W) от внешней поверхности легированного слоя к основномуметаллу (сталь 38ХН3МФА) после лазерного легирования (Р = 3,5 кВт, v = 30м/ч)

Рис. 3. Изображение микротрещин в области поверхностного легированного слоя (а – ×1500), распределение Cr вдоль даннойтрещины (б)

65

трещин длиной до 50—550 мкм как в легированномслое, так и в зоне линии сплавления, в областикоторых резко увеличивается концентрация Cr до25 % (рис. 3). Экспериментально установлено, чтов условиях лазерного легирования поверхностногослоя микротрещины являются наиболее характер-ными дефектами для всех исследуемых областей(легированный слой, зона сплавления, основнойметалл).

Исследованиями структурных изменений в об-работанных поверхностях при введении фаз (ре-литов) крупных размеров установлено следующее.В легированном слое в случае лазерной обработкинаблюдаются крупные (размером до 25 мкм) фазо-вые образования (рис. 4), которые отличаются вы-соким содержанием W – до 95—97 % и присутству-ют в минимальном количестве (объемная доля Vд

до 1 %).Лазерно-плазменное легирование. Режим обра-

ботки при постоянной мощности (Р = 3 кВт) исполь-зовали скорость легирования от 30 до 45 м/ч сналожением различного количества дорожек.

В условиях лазерно-плазменного легированиятолщина обработанного слоя уменьшаются при уве-личении скорости легирования от 30 до 45 м/ч.Также как и при лазерной обработке, легированныйслой имеет четко выраженную кристаллическуюструктуру, с ориентацией, направленной перпенди-кулярно линии сплавления. Однако кристаллитыимеют более четкую ячеистую структуру (рис. 1,б) при микротвердости легированного слоя, кото-рая уменьшается до 37 % с увеличением скоростилегирования.

Исследование концентрационных изменений по-казали незначительное изменение по Fe во всех ис-следуемых областях (от внешней поверхности доосновного металла). При этом распределение Cr влегированном слое в зависимости от увеличенияскорости легирования и количества наложения до-рожек изменяется от 6 до 18 %. Распределение W

в легированном слое также изменяется от 2—3 до8 % соответственно.

Относительно формирования микротрещин дляусловий лазерно-плазменного легирования установ-лено, что дефекты такого типа в отличие от режимовлазерного легирования наблюдаются (Vд от 3 до30 %) только в легированном слое (по границе крис-таллитов), а в зоне линии сплавления отсутствуют,что свидетельствует о хорошем сцеплении легиро-ванного слоя с основным металлом – со сталью38ХН3МФА. Следует особо подчеркнуть, что вслучае лазерно-плазменного легирования при v == 30 м/ч (одна дорожка) микротрещин не наблю-дается.

Относительно объемной доли (Vд, %) вводимыхпри легировании крупных (размер 50—230 мкм) во-льфрамовосодержащих (до 97 % W) фаз показаноследующее. Увеличение скорости легирования от30 до 45 м/ч) приводит к повышению объемнойдоли фаз от 1 до 10 %.Тонкая структура. Более детальные исследова-

ния формирующейся структуры, фазовых выделе-ний и зон трещинообразования выполнены при ис-следовании методами просвечивающей микродиф-ракционной электронной микроскопии на образцах,полученных при оптимальном режиме (отсутствиетрещин или минимальное их количество), и выпол-ненных при отклонениях от оптимального режима(при которых формируется значительное количес-тво трещин).

Показано, что при лазерном легировании в слу-чае отклонения от оптимального режима v = 24 м/ч,Р = 4,4 кВт для легированного слоя для характерноследующее. В поверхностях формируется внутри-кристаллитная игольчатая структура «паркетного»типа, насыщенная протяженными карбидами раз-личных размеров (h×l = 0,06×1—0,5×1,6 мкм), рас-положенных вдоль межзеренных границ (рис. 5, а,б). Для тонкой структуры в этом случае характернорезкие изменения плотности дислокаций при пере-

Рис. 4. Фазовые образования (ФО) в обработанном поверхностном слое: а – изображение фазовых образований (×1010); б –карты распределения W в данных ФО

66

ходе от внутренних объемов зерен к зонам межзе-ренных границ (ρ ~ 8⋅108 см—2 – в объемах и1⋅1012 см—2 – вдоль границ фазовых выделений).В случае оптимального режима лазерного легиро-вания (Р = 3,5 кВт, v = 30 м/ч) наблюдается общееснижение плотности дислокаций при сравнительноравномерном их распределении (рис. 5, в, г), т.е.без резких градиентов и составляет ρ ~ 2⋅109 до4⋅109 см—2. Дисперсные фазовые выделения приуказанных режимах равномерно распределены повсему объему кристаллитов.

В условиях лазерно-плазменного легирования вобразце – в случае отклонения от оптимальногорежима (Р = 3 кВт, v = 30 м/ч – наложение че-тырех дорожек) для структуры металла поверхност-ного слоя характерно формирование игольчатойструктуры с большим количеством фазовых выде-лений (карбидов), при резком градиенте по плотно-сти дислокаций (ρ ~ 2⋅1010—8⋅1011 см—2), рис. 6, а,б. При оптимальном режиме лазерно-плазменноголегирования (Р = 3 кВт, v = 30 м/ч – один проход)для поверхностного слоя характерно существенноедиспергирование структуры и карбидных фаз приснижении плотности дислокаций (до ρ ~ 8⋅109—1⋅109 см—2) и равномерном их распределении(рис. 6, в, г).

Выполненный комплекс экспериментальных ис-следований позволил провести аналитические оцен-ки дифференцированного вклада различных струк-турно-фазовых параметров, формирующихся в ис-

следуемых поверхностных слоях при различныхрежимах легирования в изменение характеристикпрочности (σт).Аналитические оценки интегральных значений

предела текучести (Σσт) выполнялись, согласноуравнению, включающему дифференцированныйвклад (σт) различных структурных составляющих[6—10]: Σσ0,2 = Δσ0 + Δσт.р + Δσз + Δσc+ Δσд + Δσд.у,где Δσ0 – напряжение трения решетки (напряже-ние Пайерлса—Набарро); Δσт.р – твердорастворноеупрочнение; Δσз, Δσc – зернограничное и субструк-турное упрочнение (зависимости Холла—Петча);Δσд – дислокационное упрочнение; Δσд.у – дис-персионное упрочнение (за счет дисперсных частицпо Оровану).

Аналитические оценки показали, что повышениеобщего интегрального значения предела текучестиΣσт наблюдается при оптимальных режимах как длялазерного легирования (Σσт = 406 МПа), так и длялазерно-плазменного легирования (Σσт = 591 МПа).Экспериментально-аналитическими исследования-ми установлено, что наибольшие значения пределатекучести, наблюдаемые при оптимальном режимелазерно-плазменного легирования, обеспечиваютсяза счет дисперсионного (Δσд.у = 196 МПа) и субст-руктурного упрочнения (Δσc = 176 МПа), что соот-ветствует 33 и 30 % от общего значения пределатекучести (рис. 7, а). Возрастание роли диспер-сионного упрочнения (Δσд.у) происходит за счет оп-

Рис. 5. Тонкая структура легированного слоя, полученная с использованием лазерного легирования: а, б – Р = 4,4 кВт, V =24 м/ч, где а – градиент распределения дислокаций вдоль фазовых выделений во внутренних объемах кристаллитов (×37000);б – внутренняя структура фазовых выделений «паркетного» типа (×30000); в, г – равномерное распределение плотности дисло-каций при Р = 3,5 кВт (×15000)

67

тимального вклада дисперсных (63 %) и крупныхвыделений (37 %) (рис. 7, в).Трещиностойкость. Что касается такой весьма

значимой механической характеристики сварныхсоединений, как трещиностойкость, то в этом планепоказателен характер изменения тонкой структурыисследуемых поверхностей легированных различ-ными методами [11].

В случае лазерного легирования при Р = 4,4 кВт,v = 24 м/ч (отклонение от оптимального режима)формирование фаз композитного протяженного ти-па и резкий градиент по плотности дислокаций(Δρ), являются основной причиной формированиярезких градиентов локальных концентраторов вну-тренних напряжений (τл/ВН), составляющих отτл/ВН ~ 14,9 МПа (G/5,7⋅103) до 18500 МПа(G/4,5⋅103), рис. 8, что и является причиной тре-щинообразования и резкого ухудшения качества по-верхности. В случае лазерного легирования приуменьшении мощности обработки до Р = 3,5 кВт иувеличении скорости до v = 30 м/ч (оптимальный

Рис. 6. Тонкая структура легированного слоя (метод лазерно-плазменного легирования): а, б – резкий градиент по распределениюплотности дислокаций, как в объеме кристаллитов, так и вдоль границ при Р = 3 кВт, v = 30 м/ч (наложение четырех дорожек)(×20000); в, г – равномерное распределение плотности дислокаций и фазовых выделений в металле легированного слоя при Р == 3 кВт, v = 30 м/ч (наложение одной дорожки) (×37000, ×30000)

Рис. 7. Гистограмма (а) дифференцированного вклада струк-турных составляющих (Δσт) в общую (интегральную Σσт) рас-четную величину предела текучести; б, в – секторные диаграм-мы, отражающие вклад дисперсных и крупных фазовых выде-лений в дисперсионное упрочнение: 1 – Δσ0; 2 – Δσтр; 3 –Δσз; 4 – Δσc; 5 – Δσд; 6 – Δσд.у

Рис. 8. Диаграмма распределения локальных внутренних напря-жений (τл/ВН) в легированном слое в зависимости от характераформирующихся структур и плотности дислокаций

68

режим) наблюдается снижение и равномерное рас-пределение плотности дислокаций, что приводит кравномерному распределению внутренних напря-жений (τл/ВН ~ 55,4 МПа – G/9,0⋅102) в легиро-ванном слое, при котором не наблюдается форми-рование зон зарождения с распространения трещин.

При лазерно-плазменном легировании в образцепри Р = 3 кВт, v = 30м/ч – наложение четырехдорожек (отклонение от оптимального режима) на-блюдается резкий градиент по плотности дислока-ций в объемах кристаллитов, который и являетсяпричиной формирования протяженных концентра-торов внутренних напряжений – очагов зарожде-ния трещин (τВН от ~ 370МПа – G/2,3⋅102 до14000 МПа – G/6). В случае однопроходного ла-зерно-плазменного легирования при Р = 3 кВт v == 500 мм/мин (оптимальный режим) наличие дис-кретных по размеру фазовых выделений и низкаяплотность дислокаций без резких градиентов свиде-тельствует об отсутствии структурных условийформирования концентраторов внутренних напря-жений (τВН ~ 148—370 МПа – G/5,7⋅102—G/2,3⋅102) (рис. 8). Последнее характеризуетструктурное состояние поверхности как оптималь-ное и подтверждается практическим отсутствиемтрещин.

Комплексным методом исследований (11 режи-мов) установлено, что наиболее оптимальной явля-ется лазерно-плазменная обработка с v == 500 мм/мин, Р = 3кВт (одна дорожка), посколь-ку наряду с отсутствием трещин, низким уровнемконцентраторов внутренних напряжений, высокойизносостойкостью наблюдаются более высокие по-казатели микротвердости (НV в среднем 6000 МПа)по сравнении с лазерной обработкой (оптимальныйрежим) где НV в среднем 3500 МПа.

Выводы

1. Экспериментально-аналитическими исследования-ми и оценками дифференцированного вклада раз-личных структурно-фазовых факторов в изменениепрочностных характеристик поверхностных слоев

установлено, что лазерно-плазменное легированиеспособствует увеличению прочностных характерис-тик (в среднем на 20 %) по сравнению с лазернымлегированием. Наибольший вклад в упрочнениедля оптимального режима (Р = 3 кВт, v = 30 м/ч –одна дорожка) вносят фазовые выделения (27 %)и субструктура (25 %).

2. Максимальная трещиностойкость характернадля режима лазерно-плазменного легирования (Р == 3 кВт, v = 30 м/ч с наложением одной дорожки),что обеспечивается формированием: диспергирова-нием структуры и фазовых выделений, равномер-ным распределением тонкой структуры и отсутст-вием резких градиентов по дислокационной плот-ности, что в итоге не приводит к формированиюзон зарождения и распространения трещин.

1. Грохольский Н.Ф. Восстановление деталей машин и меха-низмов сваркой и наплавкой. – М.: Машгиз, 1962. –275 с.

2. Доценко Н.И. Восстановление автомобильных деталейсваркой и наплавкой. – М.: Транспорт, 1972. – 352 с.

3. Курдюмов В.Я., Рязанов В.П. Ремонт строительных ма-шин методами сварки и наплавки. – М.: Стройиздат,1973. – 231 с.

4. Маркашова Л.И., Бердникова Е.Н., Хомутсткая И.И.Связь структуры и прочностных свойств сталеалюминие-вых соединений выполненных сваркой трением и взрывом// Автомат. сварка. – 2003. – № 1. – С. 23—26.

5. Вклад структурных параметров в изменение механичес-ких свойств рабочих поверхностей деталей машин послеимпульсно-плазменной обработки / Л.И. Маркашова,О.В. Колисниченко, М.Л. Валевич и др. // Строитель-ство, материаловедение, машиностроение: Сб. научн.тр. – 2011. – Вып. 59. – Дн-вск: ГВУЗ «ПГАСА». –С. 49—55.

6. Конрад Г. Модель деформационного упрочнения для объ-яснения влияния величины зерна на напряжение теченияметаллов // Сверхмелкое зерно в металлах / Под ред.Л.К. Гордиенко. – М.: Металлургия, 1973. – С. 206—219.

7. Petch N.J. The cleavage strength of polycrystalline // J.Iron and Steel Inst. – 1953. – 173, № 1. – P. 25—28.

8. Orowan E. Dislocation in metals. – New York: AIME,1954. – 103 p.

9. Ashby M.F. Mechanisms of deformation and fracture //Adv. Appl. Mech. – 1983. – № 23. – P. 118—177.

10. Келли А., Николсон Р. Дисперсное твердение. – М.: Ме-таллургия, 1966. – 187с.

11. Теоретическое и экспериментальное исследование дискли-наций / Н.А. Конева, Д.В. Лычагин, Л.А. Теплякова идр. – Л.: Изд-во «ЛФТИ». – 1986. – С. 116—126.

69

ОЦЕНКА ВЛИЯНИЯ ЛАЗЕРНОЙ ПОВЕРХНОСТНОЙОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ ЗОНЫ ОПЛАВЛЕНИЯЛИТОГО ВЫСОКОНИКЕЛЕВОГО СПЛАВА ЭК62

(ХН56МБЮД) ЭЛЕКТРОШЛАКОВОГО ПЕРЕПЛАВА

А.А. ПОЛИШКО, В.Я. САЕНКО, С.Н. СТЕПАНЮК, А.Ю. ТУНИКИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Представлены результаты исследований литого высоконикелквого сплава ЭК62 ЭШП после его лазерной поверх-ностной обработки с оплавление. Установлено положительное влияние данной обработки на структуру и твердостьзоны оплавления. Наблюдается повышение уровня микротвердости металла после лазерной обработки с оплавлениемв атмосфере азота.

Лазерная обработка поверхности, является однимиз перспективных методов решения задач современ-ного материаловедения в формировании поверхнос-тного рабочего слоя с заданными структурой и свой-ствами. При лазерной обработке сталей и сплавовс оплавлением за очень короткое время поверхнос-тные слои успевают нагреться до высоких темпера-тур и расплавиться. В перегретом металле примесимогут расплавиться, если они до этого содержалисьв виде включений. Поскольку время нагрева и тол-щина расплавленного слоя очень малы, охлаждениепри кристаллизации жидкого слоя происходит с вы-сокой скоростью. В результате высокоскоростнаякристаллизация оплавленного лазерным лучом по-верхностного слоя открывает новые возможностидля получения качественно иного структурного сос-тояния в зоне оплавления литых сплавов по срав-нению с традиционными сварочными и металлурги-ческими процессами. Многими исследователями по-казано [1—4], что существенный упрочняющий эф-фект поверхностного слоя может быть получен прилазерной обработке с оплавлением, которая позво-ляет легко регулировать толщину упрочненногослоя, а при наличии фазовых превращений и сте-пень его упрочнения. Важным является также воз-можность лазерного поверхностного легированияиз газовой фазы, в частности азотом [5]. Упрочне-ние в этом случае связано с образованием пересы-щенных твердых растворов и новых фаз. Несомнен-ным преимуществом использования лазерного ме-тода является возможность поверхностной обработ-ки тонкостенных деталей c регулируемыми толщи-ной и свойствами упрочненного слоя при их ми-

нимальных поводках, а также развитых, в том чи-сле внутренних, поверхностей.

Целью настоящей работы является исследованиеструктуры и твердости зоны оплавления (ЗО) по-сле лазерной поверхностной обработки литого вы-соконикелевого дисперсионно-упрочняемого спла-ва марки ЭК62 (ХН56МБЮД ТУ-14-1-4025—85) подвум вариантам: в атмосферах гелия и азота.

В качестве объекта исследования использовалиобразцы литого металла, вырезанные из пологослитка ЭШП диаметром 350/230 мм высотой1600 мм из ЭК62 сплава. Поскольку этот сплав яв-ляется перспективным материалом для корпусныхэлементов и высоконагруженных элементов конст-рукций ядерных энергетических установок ввидусвоей уникальности по диапазону рабочих темпера-тур до 750 °С.

Технология получения методом ЭШП толсто-стенных полых заготовок из сплава ЭК62 впервыебыла разработана еще в 1988—1990 годах ИЭСим. Е.О. Патона НАН Украины под руководствомакадемика Б.И. Медовара совместно с Научно-ис-следовательским и конструкторским институтомэнерготехники им. Н.А. Доллежаля РАН примени-тельно к высоконагруженным элементам конструк-ций ядерных энергетических установок с газовымитеплоносителями.

Особенности технологии получения полых труб-ных заготовок ЭШП из сплава ЭК62 и результатыисследования качества металла полученной литойполой заготовки ЭШЛ диаметром 350/230 мм ивысотой 1600 мм согласно требованиям ТУ 14-1-

© А.А. ПОЛИШКО, В.Я. САЕНКО, С.Н. СТЕПАНЮК, А.Ю. ТУНИК, 2013

Таблица 1. Химический состав полого слитка ЭШП сплава ЭК62 (ХН56МБЮД) ТУ-14-1-4025—85 (мас. %)

C Al Si Ti V Cr Fe Mo Nb Ni Мn S Р

0,04 1,65 0,4 0,48 0,4 19,0 10,0 5,3 4,8 Осн. 0,04 0,002 0,006

70

3763—84 изложены в ранее опубликованных рабо-тах [6—10].

На рис. 1 приведена схема получения пологослитка путем электрошлакового переплава. Хими-ческий состав слитка представлен в табл. 1. В ка-честве расходуемых электродов использовали прут-ки ВДП диаметром 55мм из сплава ХН56МБЮД.После выплавки слиток подвергается термообра-ботке по режиму: гомогенизация 1150 °С 1 ч; закал-ка 980 °С 1 ч и старение 730 °С 15 ч, с повторнымстарением 650 °С 10 ч.

Для оценки структурной однородности слитокбыл подвергнут макроисследованиям. Из него быливырезаны продольный и поперечный макротемпле-ты. Макроструктура, приведенная на рис. 2 хара-етеризуется однородным плотным строением. Де-фектов усадочного происхождения, пор, трещин,шлаковых включения не обнаружено.

Из полученных макротемплетов вырезались об-разцы 20×20×30 мм. Лазерную поверхностную об-работку образцов проводили на непрерывном СО2

лазере на следующем режиме: I = 17 А (Ризл ≈≈ 3 кВт); диаметр луча 1,2—1,5мм; скорость линей-ного перемещения 630 мм/мин. Проводили две се-рии обработки: при всех равных прочих условияхв первой серии обработку проводили в атмосфере

защитного газа азота, во второй – в атмосферегелия (табл. 2).

На рис. 3 показаны образцы после лазерногооплавления в атмосфере азота (рис. 3, а) и гелия(рис. 3, б), на которых проводилось изучениеструтуры и твердости зоны оплавления.

Металлографические исследования литого ме-талла высоконикелевого сплава ЭК62 проводилина травленных в реактиве (СuCl2 – 5 мг + НCl-100 мл + этанол 100 мл) шлифах с применениемоптического микроскопа «Неофот-32». Показано,что его микроструктура состоит из аустенита, эвтек-тики (участков, содержащих повышенное количес-тво ниобиям, молибдена) и карбонитридов титана(рис. 4, а). Проведена оценка влияния вышеописан-

Рис. 1. Схема получения полого слитка ЭШП: 1 – расходуемыйэлектрод; 2 – шлаковая ванна; 3 – металлическая ванна; 4 –токоподводящий кристаллизатор; 5 – дорн; 6 – полый слиток

Рис. 2. Макроструктура фрагментов продольного (а) и поперечного (б) темплетов полого слитка ЭШП диаметром 350/230 ммвысотой 1600 мм из высоконикелевого сплава ЭК-62

Таблица 2. Технологические параметры лазерной обработки соплавлением

Защитнаясреда

лазернойобработки

Режим лазерной обработкиШирина

оплавленного слоя, мкм

Глубинапропла-вления,мкм

Азот I = 17 А (Ризл ≈ 3 кВт);диаметр луча 1,2—1,5мм; скорость

линейного перемещения630 мм/мин

2050 270

Гелий 1850 240

71

ной термической обработки на микроструктуру ли-того металла. Наблюдается лишь незначительноеизменение микроструктуры (рис. 4, б).

При помощи сканирующего электронного мик-роскопа JSM-35CF фирмы «JEOL» (Япония) ирентгеновского спектрометра с дисперсией по энер-гии рентгеновских квантов (модель INCA Energy-

350 фирмы «Oxford Instruments») (Великобрита-ния) и металлографического микроскопа «Неофот-32», оснащенного приставкой для цифрового фотог-рафирования проведена оценка структуры литоговысоконикелевого сплава ЭК62 до и после его по-верхностной лазерной обработки с оплавлением ватмосфере азота и гелия. Учитывая специфику про-явления микроструктуры литого сплава для элек-тронного микроскопа использовали режим BEI(изображение во вторичных электронах) (рис. 5).Для оптического микроскопа использовали получе-ние изображения в темном поле (рис. 6).

Наблюдается измельчение структуры зоны оп-лавления по сравнению с литым металлом, как ватмосфере азота, так и гелия, а также болеедисперсное распределение фазовых включений.

Исследования, с применением сканирующейэлектронной микроскопии, литого металла без ла-зерной обработки показали, что структура содер-жит фазовые включения—эвтектику—светлые участ-

Рис. 5. Структура полученная с применением сканирующего электронного микроскопа в режиме BEI вторичных электронов: а –в атмосфере азота; б – в атмосфере гелия (ув. ×25)

Рис. 3 Внешний вид образцов после лазерного оплавления ватмосфере азота (а) и гелия (б)

Рис. 4. Микроструктура литого металла высоконикелевого сплава ЭК62 в состоянии после выплавки (а) и после термическойобработки (б) (ув. ×500)

Рис. 6. Структура, полученная с применением оптического микроскопа в темном поле: а – в атмосфере азота; б – в атмосферегелия (ув. ×25)

72

ки, которые содержат повышенное количество мо-либдена, ниобия и кремния (спектр 3, 4 рис. 7табл. 3), по сравнению с металлом матрицы (спектр5, рис. 7 табл. 3 ). Обнаружены также темные вклю-чения карбонитрида титана в структуре матрицы,которые содержат повышенное количество углеро-да, азота, титана и ниобия (спектр 1, 2, рис. 7табл. 3).

Исследование металла после лазерной обработ-ки в атмосфере азота показали, что в результатеоплавления происходит диспергирование эвтекти-

ки – светлых участков в структуре матицы, содер-жащих повышенное количество ниобия и молибде-на. Происходит измельчение включений карбони-тридов титана (темные включения в структуре мат-рицы) (рис. 8, табл. 4). Наружная поверхность пе-реплавленного металла имеет золотистый оттенок,характерный для TiN.

Исследование металла после лазерной обработ-ки с оплавлением высоконикелевого сплава ЭК62в атмосфере гелия показали, что в результате ла-зерного оплавления в зоне термического влияния

Рис. 7. Микроструктура литого металла высоконикелевого спла-ва ЭК62 без лазерной обработки (ув. ×1000)

Рис. 8. Микротруктура зоны оплавления (верх) и литого металла(низ) высоконикелевого сплава ЭК62 после лазерной обработкив атмосфере азота (ув. ×600)

Таблица 3. Локальный химический состав (мас. %) областей, соответствующих рис. 7.

Спектр а C N Al Si Ti V Cr Fe Ni Nb Mo

1 6,87 17,77 0 0 49,28 2,58 2,16 0,35 1,31 19,09 0,59

2 6,99 17,97 1,03 0,27 50,74 0,34 1,66 1,77 3,44 14,68 0,91

3 2,94 0 0,59 1,23 0,31 0,20 13,11 10,51 40,28 15,30 13,55

4 4,14 0 0,75 0,92 0,47 0,25 13,28 10,15 42,24 17,31 10,48

5 0 0 1,19 0,22 0,15 0,36 17,78 15,62 55,53 2,47 5,01

Таблица 4. Локальный химический состав (мас. %) областей, соответствующих рис. 8.

Спектр б Al Si Ti V Cr Fe Ni Nb Mo

1 1,20 0,27 0,23 0,39 16,83 13,85 53,07 4,09 5,74

2 1,31 0,12 0,23 0,37 17,71 14,84 55,20 2,35 5,28

3 1,18 0,19 0,19 0,43 16,06 13,44 53,85 4,66 6,67

4 1,04 0,47 0,42 0,29 15,37 11,42 49,23 10,34 7,73

Таблица 5. Локальный химический состав (мас. %) областей, соответствующих рис. 9

Спектр C N O Al Si Ti V Cr Fe Ni Nb Mo

1 5,58 18,70 3,94 0 0 48,79 1,78 1,64 0,27 1,34 17,12 0,83

2 6,56 15,23 5,04 0,11 0 49,19 1,65 1,23 0,43 1,33 18,53 0,70

3 5,51 0 0 1,22 0,14 0,30 0,30 15,66 12,21 53,96 5,35 5,35

4 5,91 0 1,72 0,54 1,26 0,23 0,20 13,42 9,79 38,28 14,81 13,83

5 2,68 0 0 1,25 0,17 0,28 0,50 17,12 14,14 54,16 3,92 5,79

6 0 0 0 1,23 0,14 0 0,45 18,14 15,84 57,33 2,07 4,80

73

происходит диспергирование эвтектики (светлыхучастков в структуре матицы), содержащих повы-шенное количество ниобия и молибдена измельче-ние карбонитридов титана (темные включения вструктуре матрицы). В зоне оплавления наблюда-ется практически полное отсутствие включений кар-бонитридов титана (рис. 9, табл. 5).

Дюрометрические исследования проводили натвердомере LECO-M400 при нагрузке 0,05 кг. Ре-зультаты анализа распределения микротвердости взоне оплавления поверхностного слоя, полученногов результате лазерной обработки в атмосфере азотаи гелия, а также литого металла без лазерной обра-ботки представлены в виде графика на рис. 10. Взоне оплавления наблюдается более равномерноераспределение твердости по сравнению с литым ме-таллом без лазерной обработки. Кроме того, обна-ружено, что уровень микротвердости зоны оплавле-ния после лазерной обработки в среде азота выше,чем поверхностного слоя зоны оплавления в средегелия (рис. 10).

Таким образом, можно сделать следующие вы-воды:

• В результате лазерной поверхностной обработ-ки с оплавлением литого высоконикелевого сплаваЭК62 образуется однородный слой, в котором про-исходит диспергирование эвтектики, обогащенноймолибденом и ниобием и измельчение карбонитриб-ных включений титана.

• Дюрометрические исследования показали, чтомикротвердость усредняются во всем объеме оплав-ленного слоя по сравнению с литым металлом безлазерной обработки, при этом микротвердость мат-рицы литого металла на уровне 2600—2900 МПа,оплавленного слоя при использовании гелия –3100—3500 МПа, а оплавленного слоя при исполь-зовании азота – 3800—3900 МПа.

• Значительное увеличение уровня микротвер-дости оплавленного слоя при использовании азота

в качестве защитного газа, может быть обусловленонекоторым уровнем азотирования металла, о чемсвидетельствует золотистый оттенок наружной по-верхности, характерный для TiN, хотя чувствитель-ность примененного в работе оборудования не по-зволила установить его точный уровень.

• В целом лазерная обработка с оплавление бла-готворно влияет на структуру и свойства литоговысоконикелевого сплава ЭК62: обеспечиваетсяформирование качественного однородного поверх-ностного рабочего слоя.

1. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур/ В.Д. Cадовский, В.Д. Счастливцев, Т.М. Табатниковаи др. – Свердловск: УрО АН СССР, 1989. – 102 с.

2. Вайнерман А.Е., Калганов Б.Д., Попов В.О. Особенно-сти создания и перспективы примения материалов с осо-быми свойствами поверхностных слоев // Вопросы ма-териаловедения. – 1995. – № 1. – С. 116—125.

3. Бровер А.В., Дьяченко Л.Д. Особенности структурообра-зования в зонах лазерного оплавления металлов и сплавов// МиТОМ. – 2009. – № 1. – С. 29—33.

4. Сафонов А.Н. Изучение структуры и твердости поверхно-сти железоуглеродистых сплавов после их оплавления ла-зерным излучением / МиТОМ. – 1999. – № 1. –С. 7—10.

5. Чудина О.В., Александров В.А., Брежнев А.А. Комбини-рованное поверхностное упрочнение углеродистых сталейлазерным легированием с последующим азотированием// Упрочняющие технологии и покрытия. – 2010. –№ 4. – С. 33—37.

6. Получение полых заготовок из высоконикелевого сплаваметодом ЭШЛ / В.А. Тихонов, Б.И. Медовар, В.Я. Са-енко и др.// Пробл. спец. электрометаллургии. –1990. – № 2. – С. 39—42.

7. Башнин Ю.А., Коростылев А.Б. Выбор режимов закалкисплава ХН56МБЮД электрошлакового переплава //МиТОМ. – № 3. – 1993. – С.19—23.

8. Башнин Ю.А., Исакина В.Н., Масленкова Е.А. Влияниепереплавных процессов на структуру и свойства стали. –М.: Металлургия, 1991. – 240 с.

9. Korostelev А.В., Ivanov A.D. Investigation of holding timeunder temperatures on stracture of Ni—Cr—Pe—Mo—Nb—Al—Tltype of cryogenic alloys // Transac. of the Intern. CryogenicMaterials Conference 8—12 June 1992, Kiev, Ukraine.

10. Перспективы примененич электрошлаковых технологий впроизводстве сосудов высокого давления / Б.Е. Патон,А.Д. Чепурной, В.Я. Саенко и др. // Современная элек-трометаллургия. – 2004. – № 1. – С. 3—9.

Рис. 9. Микроструктура зоны оплавления (верх) и литого ме-талла (низ) высоконикелевого сплава ЭК62 после лазерной обра-ботки в атмосфере гелия (ув. ×1000)

Рис. 10. Распределение микротвердости в метале высоконикеле-вого сплава ЭК62: 1 – после лазерной обработки с оплавлениемв атмосфере азота; 2 – после лазерной обработки с оплавлениемв атмосфере гелия; 3 – без лазерной обработки

74

ЗАРЯДКА ЧАСТИЦ КОНДЕНСИРОВАННОЙ ФАЗЫВ ПАРОГАЗОВОМ ФАКЕЛЕ ПРИ ЛАЗЕРНОЙ СВАРКЕ

С ГЛУБОКИМ ПРОПЛАВЛЕНИЕМ

И.Л. СЕМЕНОВ, И.В. КРИВЦУНИнститут электросварки им Е.О.Патона НАН Украины

Данная работа посвящена изучению процессов зарядки и экранировки частиц конденсированной фазы в парогазовомфакеле при лазерной сварке с глубоким проплавлением. Данные процессы рассмотрены на основе решения само-согласованной системы дрейфово-диффузионных уравнений для компонент ионизированного пара. Предполагается,что частицы являются центрами рекомбинации и приобретают заряд за счет поглощения ионов и электронов изокружающей плазмы. Показано, что при характерных значениях температуры, плотности и степени ионизацииметаллического пара в парогазовом факеле, происходит частичное экранирование заряда частицы в плазме, т.е.электрический потенциал частицы имеет асимптотическое поведение кулоновского типа. Получены значения полногои эффективного (незаэкранированного) заряда частиц при различных параметрах плазмы.

В последние годы технология лазерной сварки ме-таллов больших толщин получила широкое разви-тие в связи с появлением нового класса мощныхтвердотельных лазеров, к которым относятся воло-конные лазеры на ионах иттербия и дисковые лазе-ры на кристаллах YAG:Yb3+. Одним из основныхпреимуществ использования твердотельных лазе-ров является низкое значение коэффициента обрат-ного тормозного поглощения их излучения свобод-ными электронами в парогазовом факеле, что поз-воляет избавиться от негативного влияния плазмыоптического разряда на процесс лазерной сварки. Сдругой стороны, металлический пар, вытекающий изпарогазового канала при сварке с глубоким проплав-лением, является существенно пересыщенным, вслед-ствие чего в парогазовом факеле может происходитьобъемная конденсация пара [1]. По различнымтеоретическим оценкам размеры частиц конденсатамогут составлять от 10 до 100 нм [2, 3]. Поглощениеи рассеяние лазерного излучения на зародышах кон-денсированной фазы ослабляет интенсивность лазер-ного пучка и значительно снижает мощность излу-чения на поверхности металла [4, 5]. В связи с этимбольшое значение имеет исследование процессов вза-имодействия слабоионизированного металлическогопара с частицами конденсированной фазы, а такжеразработка методов их устранения из области дей-ствия лазерного излучения.

Данная работа посвящена изучению процессовзарядки и экранировки частиц конденсированнойфазы в парогазовом факеле на основе решения са-мосогласованной системы дрейфово-диффузион-ных уравнений для заряженных компонент плазмы.При этом предполагается, что частицы конденсатаявляются центрами рекомбинации и приобретаютзаряд за счет поглощения ионов и электронов изокружающей плазмы. Показано, что при характер-

ных значениях температуры, плотности и степениионизации металлического пара в парогазовом фа-келе, происходит частичное экранирование зарядачастицы в плазме, т.е. электрический потенциалчастицы имеет асимптотическое поведение кулонов-ского типа. Получены значения полного (истинно-го) и эффективного (частично экранированного)заряда частиц конденсированной фазы при различ-ных параметрах плазмы.Дрейфово-диффузионная модель. Известно,

что частица, помещенная в слабоионизированнуюплазму, может приобретать электрический заряд засчет поглощения ионов и электронов на поверх-ности. Вследствие взаимодействия частицы с заря-женными компонентами плазмы распределениеэлектрического потенциала вокруг нее отличаетсяот кулоновского закона и может быть найдено толь-ко путем решения нелинейной задачи об экрани-ровке заряда в плазме. Среди наиболее важных па-раметров, влияющих на характеристики процессовзарядки и экранировки, можно выделить отноше-ние размера частицы к длине Дебая в плазме, атакже отношения длин свободного пробега длястолкновений ион-нейтрал и электрон-нейтрал кдлине Дебая. При характерных значениях давления(P0) и температуры (T0) металлического пара навыходе из парогазового канала [1] длины свобод-ного пробега для столкновений ион-нейтрал (lia) иэлектрон-нейтрал (lea) намного меньше чем длинаДебая (rD). Так при давлении P0 = 1 атм и темпера-туре T0 = 1500—2500 К длина Дебая в слабоионизи-рованном паре изменяется в пределах rD = 3,6—1300 мкм, а длина свободного пробега для столкно-вений ион-нейтрал составляет примерно lia = 0,02—0,04 мкм (длина пробега для столкновений элек-трон-нейтрал имеет тот же порядок). Таким обра-зом, соответствующее число Кнудсена lia/rD изме-няется в диапазоне от 1,5⋅10—5 до 8⋅10—3. В связи сэтим процессы зарядки и экранировки частиц в па-© И.Л. СЕМЕНОВ, И.В. КРИВЦУН, 2013

75

рогазовом факеле могут быть описаны в рамкахдрейфово-диффузионного приближения. Нижеприведена постановка задачи о зарядке частицы наоснове данного приближения.

Рассмотрим частицу конденсированной фазы срадиусом a, которая находится в слабоионизиро-ванном металлическом паре. Будем предполагать,что ионизированный пар, состоящий из ионов (i),электронов (e) и атомов (a) находится в иониза-ционном равновесии при температуре T0 и давленииP0. Концентрации ионов, электронов и атомов вневозмущенной плазме будем обозначать ni

0, ne0 и

na0 соответственно. Радиус Дебая в плазме rD опреде-ляется при этом как rD = √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯kT0/8πe2ne

0 (предпола-гается, что выполнено условие квазинейтральностиne

0 = ni0). Поведение концентраций ионов и электро-

нов в плазме описывается дрейфово-диффузионны-ми уравнениями

dnα

dt + div jα = 0, (1)

где α = i, e, а ток выражается как jα = μαnαE —Dα∇nα, где E это самосогласованное электрическоеполе, а μα и Dα это коэффициенты подвижности идиффузии, соответственно. Данные коэффициентысвязаны между собой через соотношения Эйнштей-

на μα = eDα/kT0. Электрическое поле определяетсяпутем решения уравнения Пуассона

div E = 4πe(ni — ne), (2)

где e – элементарный заряд. Для постановки зада-чи о зарядке частицы будем использовать сферичес-ки симметричную форму уравнений (1)—(2). В дан-ном случае операторы дивергенции и градиентаимеют вид div = r—2∂rr

—2, ∂r, где r это радиус всферической системе координат. Уравнения (1)—(2) дополняются уравнением зарядки частицы

dqdt

= —4πa2e(ji — je)r = a, (3)

где q – заряд частицы. На поверхности частицы(r = a) граничные условия для уравнений (1) и (2)имеют вид

nα = 0, E = —qp/a2. (4)

На больших расстояниях от частицы граничноеусловие для уравнений (2) имеет вид

nα → nα0, r → ∞. (5)

Уравнения (1)—(3) с граничными условиями (4),(5) решались численно при помощи неявной конечно-разностной схемы второго порядка точности. Нижеприведены результаты численных исследований про-цесса зарядки и экранировки частиц конденсирован-ной фазы, полученные на основе описанной дрейфо-во-диффузионной модели. Расчеты проводились дляFe-плазмы. Отношение коэффициентов диффузиисоставляло De/Di = 400—500.Зависимость заряда частиц от параметров плаз-

мы. Рассмотрим сначала вопрос о зависимости заря-да частиц от параметров плазмы на выходе из паро-газового канала. На рис. 1 показана зависимостьполного заряда частицы от ее размера и температу-ры пара. Видно, что заряд частиц в парогазовомфакеле может быть достаточно большим (порядка1000 элементарных зарядов). При низких темпера-турах пара зависимость заряда от радиуса частицыявляется практически линейной. Отклонение от ли-

Рис. 1. Зависимость заряда частицы от ее радиуса (а) и температуры пара (б)

Рис. 2. Зависимость нормированного заряда от нормированногорадиуса частицы при De/Di = 450

76

нейной зависимости проявляется только при доста-точно высокой температуре пара. Аналогичная си-туация возникает и для зависимости заряда от тем-пературы пара. Для малых частиц зависимость оттемпературы является линейной. Отклонение от ли-нейной зависимости проявляется только при увели-чении размера частицы.

Поведение зависимостей, представленных нарис. 1, может быть объяснено следующим образом.Полный заряд частицы можно представить в видеq = zakT0/e, где z это нормированный заряд части-цы. Нормированный заряд частицы зависит от со-отношения между ее размером и длиной Дебая вплазме. Зависимость z от a/rD для некоторого фик-сированного отношения коэффициентов диффузииприведена на pис. 2. Можно видеть, что при усло-вии a << rD нормированный заряд стремится к по-стоянному пределу z = 6. Для умеренных значенийотношения a/rD рассматриваемая зависимость ста-новится нелинейной. Для относительно малой тем-пературы пара, длина Дебая в плазме всегда большечем характерные размеры частиц. При этом норми-рованный заряд практически не меняется при изме-нении a, а полный заряд частицы зависит линейно

от радиуса (см. pис. 1, а для T0 = 1500 К). Приувеличении температуры пара длина Дебая падаети становится сопоставимой с характерным размеромчастиц. При этом зависимость нормированного за-ряда от a становится нелинейной, что приводит кнелинейной зависимости полного заряда частиц отрадиуса (см. рис. 1, а для T0 = 2500 К). Сходнымобразом объясняется и зависимость полного зарядаот температуры. Для малых частиц соотношениеa << rD выполняется в широком диапазоне темпе-ратур. При этом нормированный заряд практическине меняется, а полный заряд зависит от температу-ры линейно (см. рис. 1, б для a = 20 нм). Радиусбольших частиц становится сопоставимым с длин-ной Дебая, что приводит к нелинейной зависимостинормированного заряда от rD и нелинейной зависи-мости полного заряда от температуры.Экранировка заряда частиц в плазме. Рассмот-

рим далее особенности процесса экранировки заря-да частиц плазмой. На pис. 3, а приведены распре-деления концентраций ионов и электронов вокругчастицы для случая a = 150 нм, T0 = 2500 К. Нали-чие вблизи частицы области нескомпенсированногоположительного заряда приводит к экранировке ис-

Рис. 3. Распределение концентраций ионов, электронов (а) и нормированного полного заряда (б) вблизи частицы для случая a= 150 нм, T0 = 2500 К. Нормированный заряд определяется как qr

∗ = qr/q, где qr это полный заряд вокруг частицы

Рис. 4. Зависимость относительного эффективного заряда от со-отношения rD/a для случая De/Di = 450. Здесь qeff это эф-фективный (незаэкранированный) заряд частицы

Рис. 5. Зависимость истинного и эффективного заряда частицыот ее размера для различных значений температуры пара

77

тинного заряда частицы в плазме. На рис. 3, б пока-зано распределение полного заряда вокруг частицынормированного на q. Можно видеть, что за счетэкранировки происходит снижение эффективногозаряда частиц, который определяет взаимодействиемежду ними в парогазовом факеле, а также взаимо-действие этих частиц с внешними электромагнитны-ми полями. В классической теории Пуассона—Боль-цмана экранированный заряд для непоглощающейчастицы равен нулю на бесконечности. Из рис. 3,б видно, что в случае поглощающей частицы имеетместо неполная экранировка заряда частицы плаз-мой. Это связано с наличием токов зарядки вблизичастицы. Действительно, в стационарном состояниитоки зарядки обратно пропорциональны радиусу,т.е. je, i зависят от расстояния как r

—2. Зависимостьмежду токами и электрическим полем в столкнови-тельной плазме определяется законом Ома, т.е.электрическое поле E пропорционально je, i и, сле-довательно, также зависит от расстояния как r—2.Таким образом асимптотическое поведение потен-циала частицы является кулоновским, т.е. происхо-дит неполная экранировка заряда частицы плазмой.

Значение эффективного заряда зависит от соот-ношения между размером частицы и длиной Дебаяв плазме. Зависимость относительного эффектив-

ного заряда от соотношения rD/a приведена нарис. 4 для случая De/Di = 450. Видно, что привыполнении условия a << rD относительный эф-фективный заряд стремится к постоянному значе-нию 0,5. При умеренных значениях отношенияa/rD зависимость относительного эффективногозаряда является нелинейной.

Используя данные, приведенные на рис. 1 и 4,можно получить значения эффективного зарядачастиц конденсированной фазы в парогазовом фа-келе. На рис. 5 показана зависимость эффективногозаряда частиц от их размера для различных значе-ний температуры пара. Для сравнения также приве-дены значения истинного заряда. Можно видеть,что экранировка в плазме существенно снижает зна-чения эффективного заряда, особенно для большихчастиц. Тем не менее, значения эффективного за-ряда все еще остаются достаточно высокими.

На рис. 6 также приведена зависимость эффек-тивного заряда от температуры пара для различныхзначений радиуса частицы. Для сравнения приведе-ны также значения истинного заряда. Как и в пре-дыдущем случае, экранировка приводит к сниже-нию эффективного заряда частиц в плазме. Тем неменее, значения эффективного заряда могут дости-гать несколько сотен элементарных зарядов, чтоможет быть использовано для разработки способовустранения таких частиц из области действия ла-зерного пучка путем приложения внешних электро-магнитных полей.

На основе решения простого уравнения движе-ния для частиц конденсата во внешнем электричес-ком поле можно оценить время, необходимое дляих устранения из парогазового факела. Уравнениедвижения для частиц имеет вид

mdv/dt = qEext — ρπa2v2, (6)

где m – масса частицы; v – скорость ее движения;E

ext – внешнее электрическое поле, перпендику-

лярное оси лазерного пучка; ρ – плотность парога-зовой смеси. На рис. 7 приведены результатыоценки времени удаления частиц из парогазового

Рис. 7. Время удаления частиц конденсата из области действиялазерного пучка для различных напряженностей внешнегоэлектрического поля

Рис. 6. Зависимость истинного и эффективного заряда частицы от температуры пара для различных значений радиуса частицы

78

факела (характерный поперечный размер 2 мм)для различных значений напряженности внешнегоэлектрического поля. Из рис. 7 видно, что времяудаления частиц имеет порядок нескольких милли-секунд для характерных значений напряженностивнешнего электрического поля. Принимая во вни-мание характерные значения скорости движениячастиц (10—50 м/c), можно сделать вывод, что завремя удаления они пройдут вдоль оси пучка рас-стояние порядка 1—2 мм. Таким образом, в областивыше 1—2 мм можно будет полностью нейтрализоватьвлияние конденсата на распространение лазерногоизлучения в парогазовом факеле. Приведенныеоценки позволяют сделать вывод, что метод удалениячастиц внешним электрическим полем будет доста-точно эффективным. Кроме того, путем приложениявнешнего магнитного поля можно сепарировать кон-денсирующиеся частицы по размерам.

Выводы

В данной работе проведено исследование процессовзарядки и экранировки частиц конденсированнойфазы, образующихся в парогазовом факеле прилазерной сварке с глубоким проплавлением. Дан-ные процессы рассмотрены на основе дрейфово-

диффузионной модели взаимодействия частиц сплазмой. Получены значения полного заряда час-тиц различного размера в широком диапазоне зна-чений температуры металлического пара. Показа-но, что за счет наличия токов зарядки вблизичастицы, имеет место неполная экранировка зарядачастицы в плазме. Получены зависимости эффек-тивного (частично экранированного) заряда частицот их размера и температуры пара. Проведеныоценки времени, необходимого для удаления час-тиц из парогазового факела путем приложениявнешнего электрического поля. На основе получен-ных результатов можно сделать вывод, что воз-действие внешнего электрического поля можетбыть достаточно эффективным способом очисткизоны действия лазерного пучка от частиц кон-денсированной фазы.

1. Krivtsun, I.V. et al. (2008) Paton Welding J., 10, 16—21.2. Turichin, G. et al. (2009) Photonics, 1, 12—14.3. Anisimov, S.I., Imas, Ya.A., Romanov, G.S. et al. Influence

of high power radiation on metals. Moscow: Nauka, 1970,272 pp.

4. Shcheglov, P.Yu., Uspenskiy, S.A., Gumenyuk, A.V. et al.(2011) Laser Physics Letters, 8, 475—480.

5. Shcheglov, P.Yu., Gumenyuk, A.V., Gornushkin I.B.(2013) et al. Laser. Phys., 23, 016001-1—016001-11.

79

МОДЕЛИРОВАНИЕ ДИНАМИКИ СВАРОЧНОЙ ВАННЫПРИ ТОЧЕЧНОЙ СВАРКЕ

ИМПУЛЬСНЫМ ЛАЗЕРНЫМ ИЗЛУЧЕНИЕМ

А.П. СЕМЁНОВ, И.В. ШУБА, И.В. КРИВЦУН, В.Ф. ДЕМЧЕНКОИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев, Украина

Процесс испарения металла при лазерной сварке сопровождается динамическим воздействием паров металла насвободную поверхность ванны. Поскольку этот процесс происходит неравномерно по поверхности ванны, реактивноедавление паров на различных ее участках может значительно отличатся, что приводит к прогибу свободной повер-хности расплава. В настоящей работе предложена математическая модель, позволяющая исследовать динамикупроплавления и форму свободной поверхности сварочной ванны при лазерной сварке тонколистовых металловнеподвижным импульсным источником (точечная сварка). При разработке модели полагалось, что процесс тепло-переноса в металле осуществляется за счет теплопроводности и конвекции, а потери тепла с поверхности обусловленыиспарением металла и потерей энергии на тепловое излучение. В работе приводятся результаты численногомоделирования динамики сварочной ванны, полученные с использованием разработанной модели.

Воздействие концентрированных источников энер-гии, таких, например, как сфокусированный лазер-ный пучок, на свариваемые металлические изделияможет приводить к интенсивному испарению метал-ла с поверхности сварочной ванны. Процесс испа-рения сопровождается как тепловыми потерями,так и динамическим воздействием паров металла насвободную поверхность расплава. При определен-ных условиях нагрева реактивное давление паровможет быть достаточно велико, чтобы вызвать зна-чительный прогиб поверхности сварочной ванны.Кроме того, нагрев концентрированным источни-ком энергии приводит к возникновению высокогоградиента температуры вдоль свободной поверх-ности расплава, что является причиной возникно-вения термокапиллярной конвекции Марангони вобъеме сварочной ванны. Как показывают преды-дущие исследования [1], термокапиллярные повер-хностные силы оказывает существенное влияние накартину течения металла в сварочной ванне и в зна-чительной степени определяют размеры и формузоны проплавления при различных способах сваркиплавлением.

В настоящей работе предложена математическаямодель, описывающая тепловые и гидродинамичес-кие процессы в ванне расплавленного металла приточечной лазерной сварке тонколистовых металлов.При разработке модели полагалось, что теплопере-нос в металле осуществляется за счет теплопровод-ности и конвекции, а потери тепла с поверхностиобусловлены испарением металла и потоком тепло-вого излучения. Используемая в работе модель гид-родинамических процессов основывается на урав-нениях Навье—Стокса для вязкой несжимаемойжидкости и учитывает капиллярное давление, обус-ловленное кривизной свободной поверхности рас-

плавленного металла, а также термокапиллярныйэффект Марангони. Для упрощения модели дела-лось допущение, что все описываемые физическиепроцессы обладают свойством осевой симметрии. Вработе анализируется влияние различных физичес-ких факторов на динамику процесса проплавления.Для этого был выполнен сравнительный анализ 3-хмоделей динамики сварочной ванны:

1. теплопроводностная модель;2. модель конвективно-кондуктивного переноса

тепла с учетом искривления свободной поверхностиза счет реактивного давления паров;

3. модель конвективно-кондуктивного переносатепла с учетом реактивного давления паров и термо-капиллярного эффекта Марангони.Оценка скорости движения металла. Перед из-

ложением математической модели сделаем оценкускорости движения расплава в сварочной ванне приточечной лазерной сварке тонколистовой низкоуг-леродистой стали. Используемые в дальнейшихрасчетах свойства низкоуглеродистой стали мате-риала взяты из литературы [2] и приведены ниже:

Плотность ρ, кг⋅м—3 .............................................. 7200

Коэфиициент поверхностного натяжения γ, Н⋅м—1 ....... 1,2

Коэффициент Марангони ∂γ/∂T, Н⋅м—1⋅К—1 .............. —10

—4

Динамическая вязкость μ, Па⋅с ............................. 0,006Теплопроводность λ, Вт⋅м—1⋅К—1

.................................. 22Удельная теплоемкость твердой фазы сs,Дж⋅кг—3⋅К—1

............................................................ 700Удельная теплоемкость жидкой фазы сl,Дж⋅кг—3⋅К—1

............................................................ 780Степень черноты ε .................................................. 0,4Температура плавления Tm, К ............................... 1812Температура кипения Tb, К ................................... 3133Скрытая теплота плавления Lm, Дж⋅кг

—1 ............. 2,47⋅105

Запишем приближенное выражение для каса-тельных напряжений Pm на поверхности расплав-ленного металла Γ, полагая, что сама поверхностьявляется плоской:© А.П. СЕМЁНОВ, И.В. ШУБА, И.В. КРИВЦУН, В.Ф. ДЕМЧЕНКО, 2013

80

Pm = μ ∂u

∂z ⎪⎪⎪

⎪⎪Γ

≈ μ us

δ , (1)

где us – значение радиальной компоненты вектораскорости на поверхности; δ – расстояние от поверх-ности до центра вихря (рис. 1); μ – динамическаявязкость жидкого металла. С другой стороны длявеличины Pm можно записать:

Pm = ∂γ

∂T ∂T

∂r ⎪⎪⎪

⎪⎪Γ

≈ ∂γ

δT Tb — Tm

L, (2)

где γ – коэффициент поверхностного натяженияжидкого металла; Tb, Tm – температура кипенияи плавления, соответственно; L – радиус свароч-ной ванны. При выводе (2) полагалось, что темпе-ратура в центре ванны соответствует точке кипенияпри нормальных условиях. Будем также считать,что δ = L/4, тогда окончательно имеем

us = δμL

∂γ

∂T (Tm — Tb) ≈ 5.5 м/с. (3)

По значению числа Пекле для рассматриваемых ус-ловий Pe = usL/α = 630, где α – коэффициенттемпературопроводности расплавленного металла,можно судить, что конвективный перенос тепла бу-дет оказывать существенное влияние на тепловоесостояние металлической ванны.Описание математической модели. Методика

численного решения. Для описания тепловых про-цессов в свариваемом металле будем использоватьуравнение переноса тепла в области Ω (рис. 2):

∂H

∂t + u

∂H

∂r + v

∂H

∂z =

1r ∂∂r

⎛⎜⎝rλ

∂T

∂r

⎞⎟⎠ +

∂

∂z ⎛⎜⎝λ ∂T

∂z

⎞⎟⎠; (4.1)

H(T) = ∫ T0

T

cρdT__ + Lmρη, (4.2)

где u, v – компоненты вектора скорости; H –удельная энтальпия; λ, с, ρ – теплопроводность,удельная теплоемкость и плотность материала, со-ответственно; Lm – удельная теплота плавленияматериала; η – доля жидкой фазы. Уравнение(4.1) дополним граничными и начальными усло-виями:

λ ∂T

∂n ⎪⎪⎪

⎪⎪Γ

= A(TΓ, ϕ) cos (ϕ)qs(r) — qev(TΓ) — qrad(TΓ); (4.3)

∂T

∂z ⎪⎪⎪⎪⎪z = 0

= ∂T

∂r ⎪⎪⎪

⎪⎪r = 0

= ∂T

∂r ⎪⎪⎪

⎪⎪r = Lr

= 0; (4.4)

T(r, z, 0) = T0, (r, z) ∈ Ω. (4.5)

В условии (4.3) введены следующие обозначения:A – коэффициент поглощения лазерного излуче-ния поверхностью металла; qs – плотность мощно-сти лазерного излучения; qrad – удельный лучис-тый тепловой поток; qev – удельный тепловой по-

ток, обусловленный испарением металла с поверх-ности ванны. Для описания распределения мощно-сти излучения в лазерном пучке использовалась за-висимость

qs(r) = q0 exp (—2(r/r0)2), (5)

где q0 – интенсивность лазерного излучения на осипучка; r0 – радиус пучка на поверхности изделия.При вычислении коэффициента поглощения пред-полагалось, что лазерное излучение имеет случай-ную поляризацию. В этом случае

A(TΓ, ϕ) = 1 — Rs(TΓ, ϕ) + Rp(TΓ, ϕ)

2. (6)

Здесь Rs(TΓ, ϕ) = ⎪⎪⎪

⎪⎪cos ϕ — √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯εω(TΓ) — s i n2ϕ

cos ϕ + √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯εω(TΓ) — s i n2ϕ

⎪⎪⎪

⎪⎪

2

и

Rp(TΓ, ϕ) = ⎪⎪⎪

⎪⎪εω(TΓ) cos ϕ — √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯εω(TΓ) — sin2ϕ

εω(TΓ) cos ϕ + √⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯⎯εω(TΓ) — sin2ϕ

⎪⎪⎪

⎪⎪

2

– ко-

эффициенты отражения поверхностью металла s- иp-поляризованных волн, соответственно; ϕ – уголпадения (см. рис. 2); εω – комплексная диэлек-трическая проницаемость металла на частоте лазер-ного излучения. Потери энергии, обусловленныетепловым излучением, определялись из закона Сте-фана—Больцмана: qrad(TΓ) = εσ(TΓ

4 — T∞4 ), где ε –

степень черноты поверхности металла; σ – посто-янная Стефана—Больцмана; T∞ – температура ок-ружающей среды.

Рис. 1. Характерная картина течения в сварочной ванне притермокапиллярной конвекции Марангони

Рис. 2. Схема к математическому описанию

81

Модель гидродинамических процессов в свароч-ной ванне основана на уравнениях Навье—Стоксадля вязкой несжимаемой жидкости

ρ ⎛⎜⎝∂u

∂t + u

∂u

∂r + v

∂u

∂z

⎞⎟⎠ =

1r ∂

∂r (rσrr) +

∂σrz

∂z —

σϕϕ

r; (7.1)

ρ ⎛⎜⎝∂v

∂t + u

∂v

∂r + v

∂v

∂z

⎞⎟⎠ =

1r ∂

∂r (rσrz) +

∂σzz

∂z — gρ; (7.2)

1r ∂∂r

(ru) + ∂v

∂z = 0, (7.3)

где σrr = —P + 2μ ∂u∂r

, σzz = —P + 2μ ∂v∂z

, σrz =

= μ ⎛⎜⎝∂v∂r

+ ∂u

∂z

⎞⎟⎠, σϕϕ = —P + 2μ u

r – компоненты тен-

зора напряжений; g – ускорение свободного паде-ния; P – давление в расплаве. Граничные условиядля уравнений (7.1)—(7.3) запишем в виде:

σ~n→ = —(2γK + Pev)n→ +

∂γ

∂s τ→; (7.4)

(n→, V→

|Γ) = (n→, V

→Γ); (7.5)

V→|r = Lr = V

→|r = 0 = V

→|z = 0 = 0, (7.6)

где τ→ , n→ – единичные векторы касательной инормали к поверхности соответственно (см. рис. 2);V→Γ – скорость движения границы; K – средняякривизна поверхности жидкого металла. Уравнение(7.4) описывает баланс нормальных и касательных

напряжений на свободной поверхности ванны,тогда как (7.5) представляет собой кинематическиеграничные условия.

Для решения задач (4.1)—(4.5) и (7.1)—(7.6) ис-пользовался произвольный лагранжево-эйлеровыйметод (ALE) [3] совместно с методом конечных эле-ментов (МКЭ) [4]. Расчетная область Ω (см.рис. 2) охватывает область жидкого металла, а так-же включает в себя твердую фазу. При решениизадачи гидродинамики вязкость в твердой фазе за-дается достаточно большой (в 108 раз превышаетвязкость жидкого металла). При выполнении вычи-слительного эксперименте это позволяет подавитьдвижение металла в твердой фазе, а также исклю-чает необходимость адаптировать конечно-элемен-тную сетку под форму фронта плавления и задаватьдополнительные граничные условия на фронте пла-вления. Такой подход впервые был предложен вработе [5] и встречается в литературе под названием«метод эффективной вязкости».Результаты численного моделирования. Чис-

ленные эксперименты проводились для условий то-чечной лазерной сварки (Nd:YAG-лазер) низкоуг-леродистой стали толщиной 0,3 мм. Температурныезависимости характеристик процесса испарения(потери тепла за счет испарения и реактивное дав-ление паров металла) были получены с помощьюмодели, предложенной в работе [6] и приведены нарис. 3 и рис. 4. Зависимость коэффициента погло-щения для лазерного излучения с выбранной дли-ной волны от угла падения и температуры поверхно-сти металла, определяемая выражением (6), приве-дена на рис. 5. Технологические параметры, ис-пользуемые в расчетах, приведены ниже:

Толщина свариваемого металла Lz, мм ........................0,3Максимальная интенсивность лазерногоизлучения на поверхности металла q0, Вт⋅см

—2 ......... 3⋅105

Радиус лазерного пучка на поверхностиметалла r0, мм ........................................................ 0,2

Как показывают результаты численных иссле-дований, расчетные значения температуры поверх-ности в центре пятна лазерного нагрева, получен-ные с помощью модели I, значительно превышают

Рис. 3. Температурная зависимость тепловых потерь, обуслов-ленных испарением

Рис. 5. Зависимость коэффициента поглощения лазерного излу-чения (длина волны 1,06 мкм) поверхностью низкоуглеродистойстали от температуры поверхности и угла падения

Рис. 4. Температурная зависимость реактивного давления паровметалла

82

температуру кипения (рис. 6). Наименьший пере-грев поверхности над температурой кипения наблю-дается при использовании модели III. В соответст-вии с этим отличаются размеры и форма сварочнойванны, предсказываемые рассматриваемыми моде-лями. Так, при одном и том же времени воздействиялазерного излучения на поверхность свариваемогометалла (t = 0,0332 с) глубина h и полуширина b

зоны проплавления составляют соответственно 0,17и 0,24 мм для модели I, 0,30 и 0,28 мм для моделиII и 0,17 и 0,36 мм для модели III (рис. 7).

В целом, приведенные на рис. 6, 7 результатымоделирования позволяют утверждать, что конвек-ция Марангони главным образом влияет на ширинузоны проплавления, тогда как прогиб поверхностиванны способствует увеличению ее глубины. К та-

Рис. 6. Динамика изменения во времени формы сварочной ванны и распределения температуры вдоль поверхности расплава: а –t = 0.01 с; б – t = 0,02 с; в – t = 0,03 с

83

кому результату приводит увеличение теплового по-тока в твердую фазу, обусловленное уменьшениемтолщины прослойки жидкого металла между поверх-ностью ванны и границей плавления.

Выводы

Наиболее адекватной математической модельюпроплавления металла при точечной лазерной свар-ке тонколистовых материалов является модель кон-вективно-кондуктивного переноса тепла в свароч-ной ванне с учетом реактивного давления паров наее поверхность и термокапиллярного эффекта Ма-рангони (модель III). Данная модель наиболееполно учитывает процессы тепло-массопереноса на

поверхности и в объеме сварочной ванны при ла-зерной сварке металлов малых толщин.

1. Kou, S. (2012) Fluid flow and solidification in welding:Three Decades of Fundamental Research at the Universityof Wisconsin. Welding J., 91.11.

2. Hu, J., Tsai, H.L. (2007) Heat and mass transfer in gasmetal arc welding. Part I: The arc. Int. J. Heat and MassTransfer, 50, 833—846.

3. Donea, J., Huerta, A., Ponthot, J.Ph., et al. (2004) Arbit-rary Lagrangian—Eulerian Methods. Vol. 1. Encyclopediaof Computational Mechanics: John Wiley & Sons.

4. Zienkiewicz, O.C., Taylor, R.L. (2000) The Finite ElementMethod. Vol. 1: The Basis. Oxford: Butterworth-Heine-mann, 689 p.

5. Kou, S., Sun, D.K. (1985) Fluid flow and weld penetrationin stationary arc welds. Metall. Transact., A 16, 203—213.

6. Knight, C.J. (1979) Theoretical modeling of rapid surfacevaporization with back pressure. J. AIAA, 17, 519—523.

Рис. 7. Сравнительный анализ размеров и формы зоны проплавления, полученных с помощью различных моделей

84

CREATION OF UNIVERSAL LASER EQUIPMENTWITH EXPANDED POSSIBILITES OF APPLICATION

C. SIPAVICIUS1, K. MAZEIKA1, R. DRAZDYS1, J. PADGURSKAS2 and R. BUZELIS1

1Center for Physical Sciences and Technology Institute of Physics, Vilnius, Lithuania2Aleksandras Stulginskis University, Kaunas, Lithuania

A universal laser machine with highly improved technical parameters has been created based on the laboratory modelwith wide opportunities for small and medium-sized businesses of materials processing. The method of modeling andthe sample model which allow us to imitate a gas flow during laser cutting and to study distribution of the flow infront of and behind the cut slot at low cost have been created. The antireflective coatings for the machine optical systemand 1064 nm wavelength laser radiation of the Nd:YAG laser are selected when the laser beam falls on the surface ofthe optical element at the angle of less than 30°, has been presented.

Currently, laser technologies are the most widely ap-plied ones in industry. The micronanomaterial proc-essing laser technologies with the increasing precisionare rapidly forcing their way into industry enablingthe creation of new materials as well as the modifi-cation of surface structures of different materials withgreat speed, precision and quality [1, 2]. Along withthe application of the computerized positioning sys-tem in laser material processing, new generation lasertechnologies with automated robotic machining centersand lines are developed [3]. At the same time, newmaterial processing methods promote the developmentof the fundamental physics and technical sciences. Thedevelopment of laser technologies and their use in in-dustry is closely related with trend of human activitiesand available energy resources. The new laser technolo-gies may be associated with a minimization of the usedenergy, the high efficiency, the convenience for engi-neering services and a low price. Currently, the com-panies producing lasers turn to manufacturing of lasersspecialized for industrial equipment. Only in excep-tional cases, their technical application meets the tech-nological and commercial requirements of medium-sizedor small companies [4, 5]:

• a simple and qualitative transmission of the laserbeam in the working area, and simplicity and accuracyof these systems;

• the laser power per used area or volume;• the price, ease of maintenance and labor resources

and a number of other technological characteristics.Therefore, the development of new laser technolo-

gies and the creation of the equipment for laser cut-ting, welding, surface hardening or structuring, mi-cro/nano processing of materials is inseparable fromthe application studies. The aim of this study is thedevelopment of the universal laser machine with op-portunities for wider application in industry.

Main parts of multi-purpose laser machine. Thelaser machine is applied in medium and small busi-nesses for cutting, welding, surface structuring andsolidification of materials using a Nd:YAG laser, thebeam power of which is up to 1000 W and is inex-pensive and technically simple to serve. The installa-tion is the laboratory prototype designed to have a

laser device with greatly improved technological pa-rameters, and the new generation of a computerizedmanagement system [6].

Here in the stages of design, analysis, and adjustingfor frame, its components, and the optical system arepresented. The device hardware capabilities and advan-tages compared to similar facilities are also analyzed.

Frame. The main casing is welded and assembledfrom sheet, channels and angle steel elements. Partof the shell elements are made by mechanical millingor polishing and tempering. The frame can be easilyassembled and dismantled and does not require a spe-cial transportation to move a machine to another lo-cation. (Figure 1).

Guides. A few basic requirements for guides whichoften conflict with one another, design simplicity, lowcost and high accuracy, are tried to match when usingthe standard motion handing items. The aim is to achievelow operating costs and sufficient structural durability.For that purpose the table guides (X-axis) and the lenscarriage rails (Y-axis) are made by using the stand-ardized radial-thrust roller bearings and high-precisionstandard screws – «nut—screw». The error of adjust-ment of this unit is of the order of 1 μm.

The structure of the guide of Y-axis (Figure 2) isdifferent from that of the X-axis as the structuralelements of the guide are prismatic which offer betteraccuracy and stability of the lens unit traverse. Asthe force of gravity acting on the table (X-axis) isseveral times larger than that on the lens guides, thesteel profile is used to manufacture X-axis guides.The top plate of the table is based by the applicationof rolling bearings on the the top of the table sup-porting the stability in the horizontal plane. Analo-gous rolling bearings which cover the element of achannel profile of the top shelf item from the sidesensure a stable and precise table motion along X-axis.

Lens carriage (Y-axis). The assembly of lensmoves along the rolling guide which is based on pris-matic guides and eight radial-thrust bearings of me-dium accuracy class (Figure 2). The angle betweenthe prismatic planes of the roll guides is 90°. Oneguide is attached to the console continuously, theposition of the second one can be aligned in the hori-

© C. SIPAVICIUS, K. MAZEIKA, R. DRAZDYS, J. PADGURSKAS and R. BUZELIS, 2013

85

zontal plane adjusting the tightening of bearings. Thedesign of a node is simple, accurate, easily servicedduring operation with low production costs. As thelaser beam is transmitted to the work area accordingto the «flying optics» scheme, the unit is fundamen-tally different from other similar power laser equip-ment by its accuracy, compactness and light weight.

Assembly of the table of a universal laser machine(X-axis). The assembly consists of the screw and twosteel profile guides through which the main horizontalplate of the table moves (see Figure 1). The tableplate is based on the upper part of the guides by meansof radial-thrust roller bearings. The table is accuratelypositioned by the application of similar horizontalroller bearings along X-axis. The nuts of screws areconnected to mounting plates of the table and thecarriage lens by pivot joints (see Figures 2—8).

A simple design of the table and the lens carriageallows the use of radial-supporting roller bearings.The guides can be easily produced using the universalmachines and can be polished after heat treatment.The surface hardness of guides of the table and lenscarriage is HRC 42—45 and, therefore, is resistant towearing of the surface. The working surfaces of guidesare cleaned regularly. When looseness appears, thegap between the bearing and the guide surface is ad-justed. As the surfaces of the table guides and rollingbearing are loaded by less than 50 kg of weight thebearings should be replaced only after 10 years of themachine operation.

The support of the console. The support is designedto enable adjustment of a horizontal position of thefocal point of the beam in respect to the table surface

by turning the nut of the console support (Figure 3).By turning the nuts of the stretchers (Figure 3) theangle between the X and Y axis of the lens and theposition of the table plane is controlled. The tightenedassembly of the console ensures the strength of allthe stand structures and the stability.

The improvement of the quality of the techno-logical process. The quality of the technological proc-ess depends on a whole range of key parameters suchas the laser beam generated power, physical charac-teristics of material, focal point position in respect tothe surface of the workpiece material, machiningspeed, technological gas composition and the dynamiccharacteristics of flow. While some of these parame-ters can be determined empirically the others are nec-essary to be evaluated from experimental studies orsimulations.

The influence of technological gases on laser proc-essing is widely considered by many authors [7]. Ourstudy considers two aspects: the distribution of the gas-flow inside the nozzle hole and the determination of theoptimal profile of the hole, as well as the evaluation ofthe gas flow parameters in the cutting slot and behindthe cutting slot when machining (cutting) with a laser.

In gas flow tests of nozzles of real dimensions, thebest form of an inner hole of the nozzle and the in-fluence on the laser machining process are sought to

Figure 1. Diagram of a laser system and optical tract: 1 – laser resonator; 2 – telescope; 3 – angle mirror; 4 – carriage (Y-axis);5 – console; 6 – support of adjustable console; 7 – management system of installation; 8 – drive; 9 – objective; 10 – horizontaltable (X-axis); 11 – element node; 12 – frame

Figure 3. Console support scheme: 1 – console; 2 – adjustmentscrews; 3 – adjustment nuts; 4 – bearing nut; 5 – support; 6 –tightening; 7 – machine frame support

Figure 2. Lens deflection diagram: 1 – adjustable guide; 2 –adjustment screw; 3 – fixing bolt; 4 – body of lens carriage;5 – rolling bearing; 6 – bearing axle; 7 – uncontrolled guide;8 – lens mounting plate; 9 – console; 10 – the guide supports

86

determine. Moreover, the gas flow distribution in thenozzle hole is investigated, and the profile of the holeis improved. The gas flow in space between the nozzleand the barrier and the flow distribution behind theslot are studied.

The nozzles of real dimensions. Four nozzles areexperimentally investigated in a glycerin spray flowwith the aim to determine the optimal diameter ofthe nozzle hole and to evaluate the distance from thenozzle over which the flow remains effective. Thediameters of holes at the narrowest place d0 were 0.5,0.8, 1.2, and 1.4 mm. We have found that the mosteffective nozzles have the hole diameter d0 = 0.9—1.1 mm. (Figure 4). The nozzle with the hole diameterd0 = 0.5 mm enables the formation of an effective gasflow, but the small hole diameter of the nozzle pre-vents passing of the laser beam. The nozzles with theoutlet hole diameter d0 > 1.4 mm are useless in thelaser machining process because the gas flow quicklyloses its effectiveness along X-axis direction. If thenarrowest part in the cross-section of the nozzle (out-let) is shaped cylindrically or rounded, the effective«working» flow would be generated.

However, these experimental data are not suffi-cient to improve the cutting quality, as the gas flowefficiency between the nozzle and the barrier and be-hind the cutting slot is not fully estimated. It is notclear which part of the flow performs the function ofdisrupting the material during the laser processing

and which part weakens and is inefficient beforereaching the barrier or the slot. These studies do notgive a detailed answer on the gas flow distributionin the slot and behind it during the laser cutting.

Experiment with the nozzles of enlarged hole di-mensions. The water circuit with suspended, reflec-tive, aluminum powder particles (Figure 6) is usedin the experimental model for the simulation of thegas flow dynamics (Figure 5) [8]. Experiments usedconical nozzles with 10 times larger hole compared tothat of the real nozzles. It is possible to change thethickness of a plate which simulates the barrier, thewidth of the slot and the distance between the nozzleand the barrier. During the experiment, the changein the position of an illuminated plane parallel orperpendicular to the axis of the model is possible forthe visualization of the instantaneous flow (Figure 7).The velocity and the direction of the vector of sus-pended particles perfectly simulate the flow dynamicsat the measuring point. The process of the flow inwater circuit with suspended particles is similar tothe gas flow during the laser cutting process. Themodel allows simulating not only the flow of single-phase gas but also that with cutting products (impu-rities) similarly to the real laser cutting process whenthe molten droplets together with technological gasare taken out from the slot [9]. The distribution ofthe flow between the nozzle and the barrier (compo-nent), in the cutting slot and behind the slot can bedetermined. It is very important for the assessment

Figure 4. Dependence of flow velocity (U0) along the X-axis di-rection on diameters (d0 = 0.5, 1.2 and 1.4 mm) of the nozzle holeand pressure (P) before the nozzle

Figure 5. The model to study the conical nozzles of larger dimension:1 – an experimental model; 2 – conical nozzle; 3 – plates,simulating an barrier with the cutting slot

Figure 6. Test stand of complex hydraulic systems: 1 – laser; 2 –cylindrical optics; 3 – mirror; 4 – liquid capacity; 5 – pump;6 – illuminated plane; 7 – a video camera; 8 – PC monitor

Figure 7. Gas flow visualization behind the obstacle: a – ringflow (flow velocity U0 > 100 m/s; b – cylindrical flow (flowvelocity U0 ~ 100 m/s); A – the main jet C1, C2 – recirculationregions, inner angle of conical nozzles 2α = 70°, d0= 10.5 mm, theslot d1= 1.2 mm, Δh = 2.0 mm, thickness of plate = 3 mm

87

of the trajectory, the size and the shape of melt dropswhich can settle on the bottom edge of the cuttingslot in a real laser cutting process.

During the experiment the flow rate and the dis-tance between the nozzle and the barrier are changed.We have found that the most efficient nozzles havethe cone angle of the hole of (65—75)° while the nar-rowest part of the cylindrical hole was 0.5 to 1.0 mmwide, or have small widening toward the flow direc-tion. The profile of the hole of such nozzles is closeto that of a de Laval nozzle [8].

Figure 7 shows the photos of two streams leavingthe conical nozzles in different modes. In Figure 7,a, the ring flow is formed in the conical nozzle withthe hole of d0×dz = (10.5×6 mm). Figure 7, b showsthe cylindrical stream flowing from the conical nozzlewith d0 = 10.5 mm. When comparing the streamsflowing out of the barrier slot (d1 = 1.2 mm), it isevident that both the main stream A and recirculationstreams C1 and C2 are significantly different. Physi-cal background of these experiments is that the flowdynamics is evaluated by the assessment of the lengthand the direction of the velocity vector of illuminatedparticles. Different length tracks of illuminated par-ticles can be seen in the main stream A, in the streamgoing forward (C1) and in recirculation stream (C2)shown in Figure 7, b. The results show that the flowformed by a ring nozzle can be more efficient thanthat from the cylindrical nozzle.

The system of «flying optics». Universal lasermachines use the original and compact system of «fly-ing optics» when the laser beam generated by theresonator is expanded by the lens system (collimator)and directed to the treatment area at an angle of 45°(Figure 8).

Lens system of optical tract. To transfer the energyof the laser beam to the working area the approachof «flying optics» is used. This method is convenientas the expanded laser beam does not erode the lenssystem thermally increasing its durability. The tableof installation in such a beam transfer system is mov-ing in one direction (X-axis) improving the ratio ofthe accumulated beam energy to the area occupied bythe device [6] which is important for small and me-dium enterprises mostly having small industrial areaof the beam tract (see Figure 1).

Coatings of optical elements. As in the laser ma-chine the Nd:YAG pulsed laser is used the opticalelements of the tract are designed taking into accountthe durability of the lens coating for the radiationwavelength which is present. The radius of curvatureof the surface of the lenses of the optical system isrelatively small. It is necessary to maintain strict con-ditions for the transparency as the laser beam falls onthe surface of the optical elements at the angle of 30°or less. The ion sputtering technology is used to formthe coatings of lenses [10]. The measured transmittanceof the coated surfaces was > 99.9 % for the incidentangle range from 0° to 30°. The 45° mirror and coatingsof the mirror were also projected and produced. Thelaser beam polarization was estimated. All optical ele-ments of the system were optimized for the smallestlosses while ion sputtering technology used for coatingsensured a long-term stability of the spectral parametersand the resistance to the laser radiation.

Conclusions

A universal laser machine with highly improved tech-nical parameters has been created based on the labo-ratory model with wide opportunities for small andmedium-sized businesses of materials processing:

• one of the advantages is the light weight andthe compact frame of equipment of the sectional de-sign having the table of the 700×700 mm usable areaand the original guides of X- and Y-axes;

• the most effective «working» hole diameter ofthe nozzle at small pressure of process gas before thenozzle is experimentally determined;

• the antireflective coatings for the machine opticalsystem and 1064 nm wavelength laser radiation of theNd:YAG laser are selected when the laser beam fallson the surface of the optical element at the angle ofless than 30°.

1. Raciukaitis, G., Brikas, M. Micro-machining of metals andnon-metals materials with picosecond lasers. In: Proc. ofSPIE, 5662, 717—721.

2. Schaffer, R. Industrial laser micromachining, In: Proc. of Conf.on ICALEO2004 (Oct. 4—7, 2004, San Francisco, USA).

3. Kovalenko, V. Modern trends in produktions engineringhigh technologies development. In: Proc. of 4th Int. Conf.on Laser Technologies in Welding and Materials Process-ing (May 26—29, 2009, vil. Katsiveli, Ukraine), 7—10.

4. Aldo V. La Rocca. Implication of recent new concepts onthe future on the main stream laser processing. In: Proc. ofSPIE, 4165, 254—263.

5. Turichin, G., Tzibulsky, I., Kuznetsov, A. et al. Develop-ment of industrial equipment for laser hybrid welding ofpipe streels. In: Proc. of the 4th Int. Conf. on Laser Tech-nologies in Welding and Materials Processing (May, 26—29, 2009, vil. Katsiveli, Ukraine), 78—81.

6. Sipavicius, C. (2000) Universal laser machine: investigationand application. Aviation, 5, (Technika) 45—51.

7. Golubev, V.S., (2004) Melt removal mechanisms at the gas-assisted laser cutting of materials: E-print 3, Shatura, RAN.

8. Sipavichius, Ch., Shlezhas, R., Amulevichius, A. Dynamicsof auxiliary gas outflow under laser cutting: models and theexperiment. In: Proc. of SPIE, 4165, 244—252.

9. Sipavicius, C., Mazeika, K., Vaitiekunas, P. et al. Lasermethods for generation of micro- and nano-particles andtheir selection in gas flow. In: Proc. of the 4th Int. Conf.on Laser Technologies in Welding and Materials Process-ing (May 26—29, 2009, vil. Katsiveli, Ukraine), 76—77.

10. Starke, K., Jensen, L.O., Jupe, M. et al. Investigation inoxide mixture coatings with adapted gradient index profiles.In: Proc. of SPIE, 7504, 75040B.

Figure 8. The lens system: 1, 2 – telescope lenses, 3—5 – objectivelenses (Y-axis, moving part) and angle mirror (moving part)

88

EDGE SURFACE PREPARATION IN LASER WELDINGOF LOW-ALLOYED STEELS

M. SOKOLOV1 and A. SALMINEN1, 2

1Laboratory of Laser Processing, Lappeenranta University of Technology, Lappeenranta, Finland. E-mail: mikhail.sokolov@lut.fi2Machine Technology Centre Turku Ltd., Turku, Finland

The objective of this study is to investigate and compare the quality of welded samples of low-alloyed steel S355 of 20mm thickness with various edge preparation setups in butt joint configuration. Welding was performed with high powerfiber lasers with a wavelength of 1070 nm at power level of 10 kW. Steel samples of 350 mm in length were welded atconstant welding parameters: welding speed – 1.2 m/min, focal point position – —4 mm. Two butt-joint setups wereused: full machining of the edge surface to Ra 6.3 μm and machining of the first 50 mm to Ra 6.3 μm and the rest 300mm to Ra 3.2 μm. Based on the results recommendations for the edge surface preparation for butt-joint laser weldingare presented.

Recent literature shows that with use of high powerfiber lasers the edge surface roughness has a largeeffect on absorption due to the multiple reflectionsundulations in butt-joint setup. Bergstr?m et al. [1]recorded a trend of increasing absorptance for increas-ing roughness above Ra 1.5 μm for stainless steelsand above 6 μm for mild steels by reflectance meas-urements. Sokolov et al. [2] [3] observed a correlationbetween edge surface roughness and absorption inwelding structural steel in butt-joint setup with pene-tration depth and calorimeter measured absorbed en-ergy as shown on Figure 1. Maximum penetrationdepths were achieved at a roughness level of Ra 6.3μm. A number defects were recorded at edge surfaceroughness exceeding Ra 6.3 μm.

The utilization of these findings in industry shouldnot require additional costs in case of choosing themanufacturing methods in accordance with the surfaceroughness they create. However, there is hypothesis,that edge surface roughness has a critical effect onthe welding efficiency only at the very beginning ofthe process, when the keyhole is initiated, while afterthe stabilization of the keyhole it does no effect onthe optical or absorption properties of the edge sur-face. [4].

The aim of this study was to evaluate and validatethe effect of using partial edge surface roughnesspreparation to maximum absorption in the beginning

compared to full edge surface roughness preparation:full machining of the edge surface to Ra 6.3 μm andmachining of only the first 50 mm to Ra 6.3 μm.

Experimental. Welding experiments with a highpower fiber laser IPG YLR 10000 were performed onlow alloyed steel S355 EN 10025 [5] plates in LaserProcessing Laboratory of Lappeenranta University ofTechnology, Finland. The nominal chemical analysisof the plates is shown in Table 1. Plates of 20 mmthickness were cut from a root surface into test piecesof size 350 × 150 mm with a water-jet cutting machineand then processed to the desired roughness levelwith a milling machine. The surface roughness ofthe joint edges was measured with a contact rough-ness measuring device, Taylor-Hobson Surtronic10 Ra, with a measuring range of 0.1—40 μm, ac-cording to EN 10049 [6].

Figure 1. Energy absorption level and penetration depth at differentroughness levels [2]

© M. SOKOLOV, A. SALMINEN, 2013

Table 1. Nominal chemical analysis and mechanical properties of S355

Chemical composition, wt.%

C Si Mn P S Cr Ni Cu Al N

0.18 0.37 1.39 0.02 0.01 0.03 0.01 0.02 0.04 0.01

Mechanical properties

Yield Strength, MPa Tensile strength, MPa Hardness, HV

355 470 180

89

Two variant of the set-up were used (as shown onFigure 1): butt-joint with a constant edge surfaceroughness of Ra 6.3 μm and butt-joint with 50 mmof edge surface machined to Ra 6.3 μm and the rest300 mm to Ra 3.2 μm.

Single factor randomized design was used for de-sign of experiments: the only variable was the typeof set-up. Totally 9 experiments were performed: 5for set-up A and 4 for set-up B. Welding parameterswere based on the previous results and remained con-

stant: welding speed (vw) of 1.2 m/min, laser power(PL) of 10 kW and a focal point position (fpp) of—4 mm i.e. 4 mm below the top surface of the testsample.

In all experiments the steel specimens were tackwelded and tightly fixed flat on the jig. Argon withflow rate of 20 l/min was used as shielding gas,delivery to the weld through the MIG/MAG weldingtorch. The cross sectional cuts of the test welds weremade at the distance of 10, 175 and 340 mm from thestarting point of each weld. The weld penetrationdepths and weld quality levels were investigated ac-cording to ISO 13919—1 [7].

Results and discussion. The results of the experi-ments are shown in Figure 2. At the distance of340 mm from the beginning of the weld in both set-upsan incompletely filled groove defect appears. In av-erage, penetration is deeper at set-up A, while maxi-mum penetration achieved at set-up B is deeper: 14.55mm compared to 14.07 at A.

Analysis of variance shown on Figure 3 shows thatfull machining gives a more stable process and givesa higher repeatability of the results.

Quality analysis revealed hot cracks in 4 out of 5samples of set-up A and in 2 out of 4 in set-up B. Inall cases macrographs at the distance of 10 and 175 mmfrom the beginning of the weld were of acceptable

Figure 3. Change of the depth of penetration along the weld seam, S355, T = 20 mm, PL = 10 kW, vw = 1.2 m/min, fpp = —4 mm

Figure 2. Welding set-up: (a) butt-joint with varied edge surface roughness; (b) butt-joint with constant edge surface roughness

Figure 4. Analysis of variance

90

quality and at the distance of 340 hot cracks appearas shown on Figure 4.

Hot cracks may be explained by too high weldingspeed and, according to previous research, increasedenergy absorption at the edge surface roughness ofRa 6.3 μm. Also the air gap in the set-up A wasconstant while in set-up B it varies due to roughnesslevel differences. Welding at lower speed, like0.8 m/min at 10 kW power level will decrease theprobability of hot cracking in future experiments.

Conclusions

In butt-joint laser welding of S355 steel of 20 mmthickness at constant welding parameters a compari-son of two butt-joint set-ups was performed: fullmachining of the edge surface to Ra 6.3 μm andmachining of the first 50 mm to Ra 6.3 μm and therest 300 mm to Ra 3.2 μm. Weld cross sections wereanalyzed at the distance of 10, 175 and 340 mm fromthe beginning, penetration depth was measured andweld quality was estimated. Returning to the hypot-hesis posed at the beginning of this study, it is nowpossible to state that set-up with constant roughnesslevel among the edge length gives more stable process

with higher repeatability, penetration depth andstability than welding process with varied edge sur-face roughness. Taken together, these results suggestthat for increase of the efficiency of laser beamwelding process through edge surface modification,edge surface parameters are recommended to be con-stant among the whole length of the edge.

1. Bergstro..m, D., Powell, J., Kaplan, A.F.H. (2007) The ab-

sorptance of steels to Nd:YLF and Nd:YAG laser light atroom temperature. Applied Surface Science, 11(253), 5017—5028.

2. Sokolov, M., Salminen, A., Somonov, V. et al. (2012)Laser welding of structural steels: Influence of the edge ro-ughness level. Optics & Laser Technology, 7(44), 2064—2071.

3. Sokolov, M., Salminen, A. (2012) Experimental Investigati-on of the Influence of Edge Morphology in High PowerFiber Laser Welding. Physics Procedia, 39, 33—42.

4. Sokolov, M., Salminen, A., Kuznetsov, M. et al. (2012) In-fluence of the joint edge preparation in laser welding ofstructural steels. In: Proc. of VII Int. Conf. on Beam Tech-nologies & Laser Application, 280—286.

5. EN 10025:2004: Hot rolled products of structural steels.6. EN 10049:2005. Measurement of roughness average. Ra and

peak count RPc on metallic flat products.7. ISO 13919-1:1996. Welding—electron and laser-beam

welded joints—guidance on quality levels for imperfections—Part 1: Steel.

Figure 5. Hot cracks: (a) constant edge surface roughness; (b) varied edge surface roughness

91

ВЫБОР РЕЖИМА ЛАЗЕРНОЙ ЗАКАЛКИИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ 5Х3В3МФС (ДИ23)

В.Ю. ХАСКИН, О.В. ДОЛЯНОВСКАЯИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

Данная работа посвящена повышению эксплуатационного ресурса ножевого обрабатывающего инструмента из стали5Х3В3МФС (ДИ23) путем получения достаточно тонкого и твердого слоя закаленного металла на режущей кромкев сочетании с сохранением сравнительно пластичной сердцевины. Авторами было проведено экспериментальноеисследование влияния скорости и вида лазерной закалки на структуры и твердость закаленных слоев стали5Х3В3МФС, а также на их склонность к трещинообразованию. Рассматривалось два вида закалки: с оплавлениеми без него. Установлено, что в случае высокоскоростной (1200 м/ч) закалки с оплавлением в оплавленной зонеобразуется мартенсит с высокой (HV0,5-5500—6900 МПа) твердостью. В случае высокоскоростной (1200 м/ч)закалки без оплавления в упрочненных слоях преобладает более мягкая (HV0,5-4100—4800 МПа) сорбитообразнаяструктура с небольшим количеством мартенситных вкраплений. В обоих случаях недостатком высокоскоростнойлазерной закалки является образование трещин в упрочненных слоях. Для устранения этого недостатка целесооб-разно снизить скорость процесса примерно в 6 раз (до 180—200 м/ч). Для устранения дефектов геометрии режущегоклина промышленного ножа целесообразно сочетать проведение высокоскоростной (800—1200 м/ч) закалки режу-щей кромки с выполнением закалки с меньшими скоростями (до 180—200 м/ч) по мере удаления от кромки. Приэтом за счет расфокусирования излучения можно добиться сравнительно низкой (до Ra 40 мкм) шероховатостиповерхности, что упрощает финишную механическую обработку.

В современной промышленности часто возникаютзадачи повышения ресурса работы деталей машини механизмов. Одним из примеров может бытьпродление срока эксплуатации промышленныхножей. Такие ножи используются для резки бумагив полиграфической промышленности, для выпол-нения строгальных операций в деревообрабатываю-щей промышленности, а также для решения другихподобных задач. Традиционно при изготовленииэтих ножей используют объемную термическую за-калку [1]. На сегодняшний день этот подход изучендостаточно хорошо и используется с максимальновозможной для него эффективностью. Чтобы повы-сить срок эксплуатации режущей кромки ножа врамках данного подхода необходимо использоватьстали с повышенным содержанием углерода и раз-личных легирующих элементов. Одной из такихсталей является сталь 5Х3В3МФС (ДИ23).

Эта сталь обладает высокой теплостойкостью ихорошей прокаливаемостью [2]. Как правило, онаиспользуется для изготовления тяжелонагруженно-го прессового инструмента. Также она может ис-пользоваться для изготовления промышленных но-жей. В этом случае во избежание охрупчиваниярежущей кромки после закалки, проводимой мето-дом объемной термообработки, необходимо выпол-нять отпуск (нормализацию). Это приводит к не-которому уменьшению твердости режущей кромкии, как результат, к снижению ресурса работы изго-товляемого инструмента.

Более перспективным подходом к решениюпроблемы повышения срока службы ножей являет-ся получение достаточно тонкого и твердого слоя

закаленного металла на режущей кромке в соче-тании с сохранением сравнительно пластичной сер-дцевины. Такого эффекта, в частности, позволяетдостичь высокоскоростная лазерная закалка. Полу-чаемые при этом закаленные слои могут иметьглубину всего несколько десятых миллиметра, ноблагодаря уникальной мелкозернистой структуреотличаться высокими твердостью и износостой-костью.

Следовательно, для дальнейшего повышениясрока эксплуатации режущих кромок промышлен-ных ножей требуется применение других подходовк их упрочнению вместо традиционной объемнойтермообработки. Одним из таких подходов являет-ся лазерная закалка.

Задача лазерной закалки режущего клина извес-тна достаточно давно [3]. Существует несколькоподходов к ее решению. В них используется какимпульсное, так и непрерывное лазерное излуче-нии. Основой этих подходов является создание наупрочняемой поверхности режущего клина доро-жек закалки из твердой фазы без оплавления поверх-ности. Однако, с точки зрения авторов, более прос-тым и технологичным способом лазерной закалкиявляется закалка с минимальным поверхностнымоплавлением. Такой процесс требует финишной ме-ханической обработки (обычно шлифования илихонингования), но при этом является более стабиль-ным, позволяет повышать глубину и твердость уп-рочненных слоев. При этом важным моментом яв-ляется недопущение оплавления края режущейкромки – так называемого режущего клина.

Поэтому целью данной работы послужило повы-шение эксплуатационного ресурса ножевого обра-батывающего инструмента из стали 5Х3В3МФС© В.Ю. ХАСКИН, О.В. ДОЛЯНОВСКАЯ, 2013

92

(ДИ23) путем получения достаточно тонкого итвердого слоя закаленного металла на режущейкромке в сочетании с сохранением сравнительнопластичной сердцевины.

Для достижения этой цели в работе решалисьследующие задачи: предварительное определениережимов лазерной закалки стали 5Х3В3МФС с оп-лавлением и без оплавления поверхности; прове-дение технологических экспериментов по уточне-нию режимов высокоскоростной и обычной лазер-ной закалки с оплавлением и без оплавления повер-хности; выбор способа лазерной закалки по крите-риям максимальной твердости обработанных слоеви их минимальной склонности к трещинообразова-нию. Рассмотрим последовательно решение пере-численных задач.

Для предварительного определения режимов ла-зерной закалки стали 5Х3В3МФС воспользовалисьпрограммным обеспечением, разработанным в ИЭСим. Е.О. Патона НАНУ в ходе выполнения работы[4]. Эта компьютерная программа позволяет опре-делять формы термических циклов и распределениетемпературы по глубине в процессах лазерной на-плавки и термообработке, используя метод конеч-ных разностей. Путем подбора распределения тем-пературы по глубине тонкой (от 1 до 5 мм) пластиныиз стали 5Х3В3МФС были определены расчетныережимы термической обработки лазерным излуче-нием с длиной волны λ = 1,06 мкм (таблица). Приэтом рассматривались варианты обычной лазернойзакалки, лежащей в диапазоне скоростей до600 м/ч, и высокоскоростной. Подразумевалось,

что каждый из этих вариантов может быть двухвидов – с оплавлением и без него.

Для корректировки полученных расчетных зна-чений параметров режимов лазерной термообработ-ки авторами было проведено экспериментальное ис-следование влияния скорости и вида лазерной за-калки на структуры и твердость закаленных слоевстали 5Х3В3МФС, а также на их склонность к тре-щинообразованию. Для этого использовалиNd:YSG-лазер модели DY 044 (фирмы Rofin, Гер-мания) с излучением λ = 1,06 мкм мощностью до4,4 кВт. Лазерное излучение перемещали относи-тельно плоских образцов из стали 5Х3В3МФС припомощи трехкоординатного манипулятора в расчет-ном диапазоне скоростей.

Эксперименты показали, что как при обычной,так и при высокоскоростной лазерной закалке глу-бина оплавленной зоны и ЗТВ на 15—20 % меньшерасчетных значений. Следовательно, рекомендо-ванный в работе [4] метод предварительной оценкирезультатов лазерной обработки является вполнеприемлемым. Также было установлено, что вели-чина расфокусировки излучения, соотношениемощности и скорости, а также коэффициент пере-крытия дорожек влияют на шероховатость поверх-ности после ее упрочнения с оплавлением. Эта ше-роховатость обуславливается впадинами между до-рожками и подъемом их центральной части. Былоустановлено, что при подъеме фокуса на 30 мм от-носительно обрабатываемой поверхности (ΔF == +30 мм) и коэффициенте перекрытия порядка15—20 % шероховатость поверхности не превышает

Результаты расчетного определения режимов лазерной термообработки стали 5Х3В3МФС

Обычная лазерная закалка соплавлением

Высокоскоростная лазерная закалка соплавлением

Высокоскоростная лазерная закалкабез оплавления

Распределениетемпературы поглубине

Термический циклна поверхности

Расчетный режимтермообработки

Р = 3 кВт; V = 180 м/ч;ΔF = +30 мм

Р = 3 кВт; V = 1200 м/ч;ΔF = +30 мм

Р = 2 кВт; V = 1200 м/ч;ΔF = +30 мм

Примечание. Р – мощность излучения; V – скорость закалки; ΔF – расфокусировка.

93

величину Ra 40 мкм в условиях упрочнения со ско-ростями 180—200 м/ч.

Установлено, что при обычной лазерной закалкес оплавлением поверхности образуются достаточнотвердые мартенситные структуры (рис. 1). Однако,имеется риск возникновения трещин в оплавленнойзоне (рис. 2). В случае высокоскоростной(1200 м/ч) закалки с оплавлением в оплавленнойзоне образуется мартенсит с высокой (HV0,5-5500—6900 МПа) твердостью (рис. 3, 4). В случае высо-коскоростной (1200 м/ч) закалки без оплавленияв упрочненных слоях преобладает более мягкая

(HV0,5-4100—4800 МПа) сорбитообразная структу-ра с небольшим количеством мартенситных вкрап-лений (рис. 3, 5). В обоих случаях недостаткомвысокоскоростной лазерной закалки является обра-зование трещин в упрочненных слоях. Для устра-нения этого недостатка целесообразно снизить ско-рость процесса примерно в 6 раз (до 180—200 м/ч).Интересно отметить, что в местах перекрытия до-рожек упрочнения (коэффициент перекрытия сос-тавлял 15—20 %), не смотря на произошедшую пере-кристаллизацию, не наблюдается структур отпускаи снижения микротвердости.

Отметим, что в зоне высокоскоростной термооб-работки с оплавлением наблюдается существенноеповышение твердости (рис. 3, кривая 2) по сравне-нию с термообработкой без оплавления (рис. 3, кри-вая 1). При этом подъем фокуса излучения над об-рабатываемой поверхностью на 30 мм позволяетминимизировать ее шероховатость после закалки соплавлением. Это свидетельствует о целесообразно-сти применения лазерной закалки с оплавлениемпорядка ~0,25 мм и последующего хонингованиядля упрочнения режущих кромок ножей.

На основании проведенных исследований мож-но сделать следующие выводы:

1. Для получения на поверхности стали5Х3В3МФС твердых износостойких мартенситныхструктур без трещин целесообразно применять ла-зерную закалку с оплавлением, проводимую со ско-ростями до 200 м/ч. При этом за счет расфокуси-рования излучения можно добиться сравнительнонизкой (до Ra 40 мкм) шероховатости поверхности,что упрощает финишную механическую обработку.

2. Для устранения дефектов геометрии режуще-го клина промышленного ножа при его лазернойзакалке целесообразно сочетать проведение высо-коскоростной (800—1200 м/ч) закалки режущейкромки с выполнением закалки с меньшими ско-ростями (до 180—200 м/ч) по мере удаления откромки. При этом для устранения трещин в режу-щей кромке возможно применение предварительно-

Рис. 1. Распределение микротвердости HV0,5 [МПа] по глубинеh [мм] образцов из стали 5Х3В3МФС после лазерной закалкисо скоростями 180—200 м/ч

Рис. 2. Образование продольных микротрещин в литом металлепо центру дорожек лазерной термообработки, выполненной соплавлением со скоростью 180—200 м/ч: а – ×25; б – ×156

Рис. 3. Распределение микротвердости HV0,5 [МПа] по глубинеh [мм] образцов из стали 5Х3В3МФС после лазерной закалкисо скоростью 1200 м/ч: 1 – без оплавления; 2 – с оплавлением

94

го подогрева до температур, не превышающих тем-пературу низкого отпуска.

3. Лазерная закалка с оплавлением предпочти-тельнее закалки без оплавления, поскольку не тре-бует применения поглощающих покрытий и позво-ляет получать более твердые мартенситные струк-туры. Подбор режима закалки целесообразно осу-ществлять по критериям глубины упрочненногослоя и минимизации шероховатости обработаннойповерхности.

4. Примененный метод расчетного определениярежима лазерной закалки обеспечивает точностьопределения глубины упрочненной зоны порядка

15—20 %, что приемлемо для предварительногоориентировочного выбора режима.

1. Натапов Б.С. Термическая обработка металлов. – К.:Вища школа, 1980. – 288 с.

2. Марочник сталей и сплавов / В.Г. Сорокин, А.В. Волос-никова, С.А. Вяткин и др.; Под общ. ред. В.Г. Сороки-на. – М.: Машиностроение, 1989. – 640 с.

3. Коваленко В.С., Головко Л.Ф., Черненко В.С. Упрочне-ние и легирование деталей машин лучом лазера. – Киев:Тэхника, 1990. – 192 с.

4. Хаскин В.Ю. Расчетно-экспериментальный метод опреде-ления параметров режимов процессов лазерной наплавки// Наука та інновації. – 2012. – 8, № 6. – С. 5—16.

Рис. 4. Структуры поперечного сечения дорожек лазерной тер-мообработки с оплавлением, выполненной со скоростью1200 м/ч: а – ×25; б – ×156 Рис. 5. Структуры поперечного сечения дорожек лазерной тер-

мообработки без оплавления, выполненной со скоростью1200 м/ч: а – ×25; б – ×156

95

СВАРКА ТИТАНОВЫХ СПЛАВОВГИБРИДНЫМ СПОСОБОМ

С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ИЗЛУЧЕНИЯ Nd:YAG-ЛАЗЕРАИ ДУГИ С НЕПЛАВЯЩИМСЯ ЭЛЕКТРОДОМ

В.Д. ШЕЛЯГИН, С.В. АХОНИН, В.Ю. ХАСКИН, В.Ю. БЕЛОУСИнститут электросварки им. Е.О. Патона НАНУ, Киев Украина

В работе изучались особенности выполнения гибридной лазерно-дуговой сварки соединений низколегированных(ВТ6) и высокопрочных (Т110) титановых сплавов, а также выполнялась оценка механических свойств полученныхсварных соединений. Выполненные технологические исследования, позволили подобрать режимы гибридной сваркипо критерию достижения максимальной глубины проплавления титановых сплавов, установлено, что лазерно-ду-говая сварка при мощности лазерного луча 4,4 кВт и величине сварочного тока 400 А обеспечивает двукратноеувеличение глубины провара по сравнению с результатами лазерной сварки, выполненной с мощностью 4,4 кВт,при этом как в случае лазерной, так и в случае гибридной сварки, опасность выгорания легирующих сплав элементовотсутствует. Исследования структуры сварных соединений показали, что в ЗТВ соединений выполненных лазернойсваркой отсутствует зона крупного зерна, которая присутствует в соединениях, выполненных лазерно-дуговойсваркой, что, по мнению авторов, значительно повышает (в 2—3) ударную вязкость сварных соединений высоко-легированного титанового сплава Т110, выполненных гибридной лазерно-дуговой сваркой.

В настоящее время титановые сплавы применяютсяпри производстве ответственных конструкций вавиакосмической и химической промышленности,в судостроении. Из них изготавливают такие ответ-ственные изделия, как баллоны высокого давления,элементы шасси, стрингерные панели для самоле-тов, элементы ракетной техники, емкости для хими-ческих реакторов и вытяжных систем, некоторыекорпусные изделия [1]. Заложенные в эти изделияконструкторские решения требуют применениясварных соединений. На практике более 90 % всехсоединений выполняется аргонодуговой и элек-тронно-лучевой сваркой [2].

Однако эти методы сварки имеют и свои недо-статки, такие как малую плотность энергии в дуго-вой плазме при дуговой сварке, или высокую сто-имость и малые габариты большинства доступныхвакуумных камер при электронно-лучевой сварке.

В последнее время расширяется применение ла-зерной сварки, имеющей такие преимущества каквысокую плотность энергии в лазерном луче, высо-кую производительность и прецизионность обра-ботки. Среди недостатков процесса лазерной свар-ки, прежде всего, можно отметить значительнуюсебестоимость оборудования. В этом случае однимиз путей снижения этого показателя в случае приме-нения может являться частичная замена лазерноймощности дуговой при лазерной сварке [3].

Кроме того особенно актуальным стоит вопросо влиянии термического цикла лазерно-дуговойсварки на свойства соединений высокопрочных ти-тановых сплавов таких, например как Т110, по-

скольку лазерная сварка может приводить к ухуд-шению их механических свойств [4].

Поэтому целью данной работы является иссле-дование возможности выполнения лазерно-дуговойсварки соединений титановых сплавов таких какнизколегированный титановый сплав ВТ6 и высо-копрочный Т110 и оценка механических свойств по-лученных сварных соединений.

В процессе работы изучались: технологическаясхема процесса и особенности процесса лазерно-ду-говой сварки титана и сплавов на его основе; выпол-нялось сравнение проплавляющей способности про-цесса лазерной и лазерно-дуговой сварки титана;определялись механические характеристики полу-ченных сварных соединений титановых сплавов иизучалась их микроструктура.

Для решения этих задач авторами была реализо-вана технологическая схема, процесса лазерно-ду-говой сварки, показанная на рис. 1. Согласно этойсхеме вольфрамовый электрод располагается передлазерным лучом.

Источником излучения служил Nd:YAG-лазермодели DY 044 мощностью до 4,4 кВт с длинойволны 1,06 мкм, а источником сварочного тока –источник питания для автоматической сварки воль-фрамовым электродом ВДУ-601 У3. Следует отме-тить, что в настоящее время известны исследованиянаправленные на изучение процесса лазерно-дуго-вой сварки титана с применением MIG-сварки, ав-торами был выбран вариант с применением TIG-сварки. Этот вариант позволяет выполнять сваркув широких диапазонах режимов, причем как с при-менением присадочного металла, так и без него.Такое сочетание лазера и TIG-сварки позволяет уве-© В.Д. ШЕЛЯГИН, С.В. АХОНИН, В.Ю. ХАСКИН, В.Ю. БЕЛОУС, 2013

96

личить проплавляющую способность процесса ла-зерно-дуговой сварки, а также допускает несложноевведение присадочной проволоки в зону сварки.Для реализации этой схемы была разработана гиб-ридная сварочная головка, сочетающая в себе под-вод сфокусированного линзой с фокусным расстоя-нием F = 300 мм лазерного излучения 1 и вольфра-мового электрода 2 диаметром 5 мм.

Увеличение глубины провара, достигалось засчет того, что первой по ходу сварки расположенадуга неплавящегося электрода, что обеспечивало

увеличение поглощаемого металлом лазерного из-лучения, т.к. расплавленный электрической дугойметалл имеет лучшую поглощательную способ-ность, чем холодный.

В качестве образцов использовали титановыесплавы ВТ-6 и Т110 толщиной δ = 13 мм. Прове-денные экспериментальные исследования позволи-ли установить, что лазерно-дуговым способом мож-но проваривать титановые сплавы толщиной 12 ммна скорости 22—24 м/ч при мощности излучения4,4 кВт, сварочном токе 400 А и напряжении 12—

Рис. 3. Поперечный макрошлиф наплавки на титановом сплаве Т110 толщиной 13 мм: а – лазерно-дуговая сварка, б – лазернаясварка

Рис. 1. Технологическая схема проведения экспериментов по гибридной лазерно-дуговой сварке: 1 – лазерное излучение; 2 –вольфрамовый электрод; 3 – плоскопараллельная пластина для ввода лазерного луча; 4 – сварочная горелка для TIG-сваркититана; 5 – приспособление для дополнительной подачи защитного газа; 6 – свариваемый образец; 7, 8 – защитное приспособ-ление для защиты зоны сварки и остывающего металла

Рис. 2. Поперечный макрошлиф наплавки на титановом сплаве ВТ6 толщиной 13 мм: а – лазерно-дуговая сварка, б – лазернаясварка

97

14 В. Поперечные макрошлифы сварных швов ти-тановых сплавов ВТ6 и Т110 приведены на рис. 2и рис. 3.

Глубина проплавления при выполнении лазер-но-дуговой сварки титанового сплава ВТ6 увеличи-лась по сравнению с лазерной сваркой в 3 раза приувеличении погонной энергии в 2 раза. При сваркетитанового сплава Т110 глубина проплавления уве-личилась в 2 раза.

Анализ механических свойств полученных свар-ных соединений (табл. 1, 2), показал, что болеевысокие значения ударной вязкости и имеют свар-ные соединения, выполненные лазерно-дуговойсваркой. При этом сварные соединения сплава ВТ6,выполненные с применением как одного лишь ла-зера так и лазерно-дуговой сваркой имеют удовлет-ворительные показатели ударной вязкости металлашва, которые меньше несколько хуже аналогичныхпоказателей для основного металла.

Анализ механических свойств полученных свар-ных соединений высокопрочного титанового сплаваТ110 показал, что сварные соединения сплава Т110выполненные с применением одного лишь лазераимеют неудовлетворительные показатели ударнойвязкость металла шва, и самые низкие значенияударной вязкости в ЗТВ. Разрушение хрупкое. Ме-талл шва и ЗТВ имеет малую пластичность и высо-кую прочность.

Для определения причин понижения свойствсварных соединений высокопрочного титановогосплава Т110 выполненных лазерной сваркой, посравнению с выполненного лазерно-дуговой свар-кой были проведены детальные исследованияструктуры сварных соединений.

Для оценки возможного влияния на свойстваполученных сварных соединений выгорания воз-можного выгорания легирующих элементов, и какрезультат уменьшения их содержания в металле

шва выполнялся микрорентгеноспектральный ана-лиз сварных соединений. Данные спектральногоанализа и сканирующей электронной микроскопии,позволили сделать вывод, что при сварке образцовиз сплавов ВТ6 и Т110 на выбранных режимах сни-жение содержания легирующих элементов в свар-ных швах находилось в пределах марочных стан-дартов.

В металле шва сварных соединений титановогосплава ВТ6 выполненных лазерной сваркой форми-руются преимущественно вытянутые в направлениитеплоотвода первичные β-зерна характерные длятитановых α + β-сплавов мартенситного типа(рис. 4, а). Внутризереную структуру после лазер-ной сварки составляет метастабильная мартенсит-ная грубоигольчатая α′-фаза. ЗТВ при лазернойсварке этого сплава имеет строение, несколько от-личающееся от строения ЗТВ после сварки плавле-нием сплава ВТ6 другими способами.

Как правило, в ЗТВ сварных соединений тита-новых сплавов различают три характерных участ-ка: участок крупного зерна, (от температуры плав-ления до температур интенсивного роста β-зереноколо 1300 °С); участок полной перекристаллиза-ции, от температур интенсивного роста β-зерен дотемператур конца α → β-превращения 890 °С; учас-ток неполной перекристаллизации; нагреваются дотемператур начала α → β-превращения 890 °С. Ис-следования выполненных сварных соединений по-казали, что в случае лазерной сварки сплава ВТ6по указанному выше режиму в ЗТВ отсутствуетучасток крупного зерна.

В участке полной перекристаллизации, так жекак и в шве, преобладает мартенситная α′-фаза (бо-лее мелкоигольчатая, чем в металле шва). Участокполной перекристаллизации имеет минимальнуюширину, составляющую 0,5—1 зерно (рис. 4, б).

Т а б л и ц а 1 . Механические свойства основного металла сплава ВТ6 и сварных соединений выполненных лазерно-дуговойсваркой

Материал/тип соединения σв, МПа σ02, МПа δ, % ψ, % KCV, Дж/см2

Основной металл – ВТ6 толщина 13 мм 888 815 13,6 30 59

Шов ЗТВ

Сварное соединение лазерно-дуговое 911 — — — 54 32

Сварное соединение лазерное 960 — — — 34 31

Т а б л и ц а 2 . Механические свойства основного металла сплава Т110 и сварных соединений выполненных лазерной и лазер-но-дуговой сваркой

Материал σв, МПа σ02, МПа δ, % ψ, % KCV, Дж/см2

Основной металл – Т110 толщина 13 мм 1130 999 6 5 38

Шов ЗТВ

Сварное соединение лазерно-дуговое 1180 — — — 15 23

Сварное соединение лазерное 1131 — — — 6 13

98

В металле шва соединений титанового сплаваВТ6 выполненных лазерно-дуговой сваркой форми-руются так же, как и при лазерной сварке, вытяну-тые в направлении теплоотвода первичные β-зернапо всей высоте шва (рис. 4, в). Внутризереннуюструктуру составляет грубоигольчатая α′-фаза, по-

добно тому как это происходило при лазерной свар-ке сплава ВТ6.

В ЗТВ сварного соединения, выполненного ла-зерно-дуговой сваркой, в отличие от ЗТВ сварногосоединения, выполненного лазерной сваркой, при-сутствуют все три участка ЗТВ, описанные выше и

Рис. 5. Микроструктура металла шва и ЗТВ сварных соединений сплава Т110: а, б, г – выполненных лазерной сваркой; в –выполненных лазерно-дуговой сваркой; а, в, г – металл шва; б – ЗТВ околошовная зона

Рис. 4. Микроструктура металла шва и ЗТВ сварных соединений сплава ВТ6: а, б – выполненных лазерной сваркой; в, г –выполненных лазерно-дуговой сваркой; а, в – металл шва; б, г – ЗТВ околошовная зона

99

характерные для других способов сварки плавле-нием. Внутризеренная структура околошовной зо-ны состоит из игольчатой метастабильной α′-фазы(рис. 4, г).

Сплав Т110, относится к титановым α + β-спла-вам мартенситного типа, коэффициент стабильно-сти β-фазы в сплаве Т110 составляет около 0,6.

В металле сварных соединений титанового спла-ва Т110, выполненном лазерно-дуговой сваркой,четко прослеживается дендритная структура(рис. 5, а). В металле шва фиксируются метаста-бильные β- и α′/α′′-фазы. В зернах шва фиксиру-ется субструктура (рис. 5, а). В металле шва сплаваТ110, выполненном лазерной сваркой после травле-ния шлифа образовались многочисленные ямки тра-вления, которые вытравливаются в местах выходана поверхность скоплений дислокаций (рис. 5, г).Это может быть косвенным свидетельством напря-женного состояния сварного соединения.

В ЗТВ сварного соединения сплава Т110, вы-полненного лазерной сваркой участок крупного зер-на – отсутствует (рис. 5, б), как и в случае лазер-ной сварки сплава ВТ6. В зоне полного полиморф-ного превращения, после быстрого охлажденияфиксировалась метастабильная структура, состоя-щая из матричной β-фазы и дисперсных частиц мар-тенситной α′/α′′-фазы. Большинство зерен в око-лошовной зоне имеют субструктуру, в участкахЗТВ с неполной перекристаллизацией, примыкаю-щих к ОМ, субструктура отсутствует.

При лазерно-дуговой сварке сплава Т110 в ме-талле шва образуются преимущественно вытянутыев направлении теплоотвода β-зерна (рис. 5, в).Внутризеренная структура состоит так же, как ипосле лазерной сварки, из метастабильных β- иα′/α′′-фаз. При лазерно-дуговой сварке сплаваТ110 участок крупного зерна присутствует. В отли-чие от сварного соединения сплава Т110, выполнен-ного лазерной сваркой, ни в шве, ни в ЗТВ сварногосоединения, выполненного лазерно-дуговой свар-кой, не наблюдалось субструктуры, микрострукту-ра была более однородной и равномерной, ямки

травления не появлялись, что по видимому связанос более низким уровнем сварочных напряжений.

Таким образом, результаты металлографическо-го исследования сварных швов, показавшие отсут-ствие субструктуры в металле шва выполненноголазерно-дуговой сваркой при ее наличии субструк-туры в швах выполненных лазерной сваркой, а так-же более высокий уровень внутренних напряженийв металле соединений выполненных лазерной свар-кой подтверждают различие свойств сварных соеди-нений.

Изложенные результаты позволили сделать сле-дующие выводы:

1. Установлено, что применение предложеннойсхемы лазерно-дуговой сварки при мощности ла-зерного луча 4,4 кВт и величине сварочного тока400 А обеспечивает примерно двукратное увеличе-ние глубины провара по сравнению с результатамиодной лишь лазерной сварки, выполненной на ре-жиме с аналогичными параметрами.

2. Предел прочности сварных соединений тита-новых сплавов ВТ6 и Т110 (в состоянии после свар-ки), выполненных лазерно-дуговой сваркой, не-сколько больше (на 2—4 %) значений предела проч-ности основного металла при удовлетворительнойпластичности и ударной вязкости.

3. Наличие зоны крупного зерна в ЗТВ и отсут-ствие субструктуры в металле соединений, выпол-ненных лазерно-дуговой сваркой, по мнению авто-ров, повышает их ударную вязкость по сравнениюс соединениями, выполненными лазерной сваркой,в ЗТВ которых отсутствует зона крупного зерна.

1. Металлургия и технология сварки титана и его сплавов/ С.М. Гуревич, В.Н. Замков, В.Е. Блащук и др. // 2-еизд., доп. и перераб. – К.: Наук. думка, 1986. – 240 с.

2. Электронно-лучевая сварка / О.К. Назаренко, А.А.Кайдалов, С.Н. Ковбасенко и др. // Под ред. Б.Е. Па-тона; АН УССР. Ин-т электросварки им. Е.О. Патона. –К.: Наук. думка, 1987. – 255 с.

3. Гибридная сварка излучением СО2-лазера и дугой плавя-щегося электрода в углекислом газе / В.Д. Шелягин,В.Ю. Хаскин, В.П. Гаращук и др. // Автомат. свар-ка. – 2002. – № 10. – С. 38—41.

4. Laser welding of titanium alloys / B.E. Paton, V.D. She-lyagin, S.V. Akhonin et al. // The Paton Welding J. –2009. – № 7. – P. 30—34.

100

Именной указательАбдулах В.М. 22Avilov V. 11Anyakin M. 34, 39Ахонин С.В. 96

Bachmann M. 11Белоус В.Ю. 96Бердникова Е.Н. 51Бернацкий А.В. 64Блощицин M.С. 15, 18Богачёв Д.Г. 56, 60Buzelis R. 85Бушма А.И. 44

Валевич М.Л. 56, 60

Головко Л.Ф. 15, 18Gumenyuk A. 11

Демченко В.Ф. 22, 80Джемелінський В.В. 26Доляновская О.В. 92Drazdys R. 85

Ершов И.В. 30

Zhang Q. 34, 39Жданов С.Л. 51Zhuk R. 34, 39

Илясов В.В. 30

Kovalenko V.S. 7, 34, 39Колисниченко О.В. 56, 60Kondrashev P. 34, 39Кривцун И.В. 44, 75, 80Кушнарева О.С. 64

Лесик Д.А. 26Лесной А.Б. 22Lubovna L. 48

Mazeika K. 85

Mazur A. 48

Makovetska O. 48Маркашова Л.И. 51, 56, 60, 64Месхи Б.Ч. 30

Nayebi M. 39

Padgurskas J. 85

Petruk V. 48Позняков В.Д. 51Полишко А.А. 70Pustovoyt S. 48

Rethmeier M. 11Рыжкин А.А. 30

Саенко В.Я. 70

Salminen A. 89Семенов И.Л. 75Семёнов А.П. 80Сидорец В.Н. 44Сиора А.В. 51

Sipavicius C. 85

Sokolov M. 89

Степанюк С.Н. 70Stepura O. 34, 39

Телятников Е.Д. 30Туник А.Ю. 70Тюрин Ю.Н. 56, 60

Фам Д.К. 30

Хаскин В.Ю. 44, 64, 92, 96

Шелягин В.Д. 44, 51, 64, 96Шуба И.В. 80

Yao J. 34, 39

101

Name IndexAbdulakh V.M. 22

Akhonin S.V. 96

Anyakin M. 34, 39

Avilov V. 11

Bachmann M. 11

Belous V.Yu. 96

Berdnikova E.N. 51

Bernatskiy A.V. 64

Bloshchitsin M.S. 15, 18

Bogachev D.G. 56, 60

Bushma A.I. 44

Buzelis R. 85

Demchenko V.F. 22, 80

Dolianovskaya O.V. 92

Drazdys R. 85

Dzhemelinskyy V. 26

Ershov I.V. 30

Fam D.K. 30

Golovko L.F. 15, 18

Gumenyuk A. 11

Ilyasov V.V. 30

Khaskin V.Yu. 44, 64, 92, 96

Kolisnichenko O.V. 56, 60

Kondrashev P. 34, 39

Kovalenko V.S. 7, 34, 39

Krivtsun I.V. 44, 75, 80

Kushnareva O.S. 64

Lesnoy A.B. 22

Lesyk D. 26

Lubovna L. 48

Makovetska O. 48

Markashova L.I. 51, 56, 60, 64

Mazeika K. 85

Mazur A. 48

Meskhi B.Ch. 30

Nayebi M. 39

Padgurskas J. 85

Petruk V. 48

Polishko A.A. 70

Poznyakov V.D. 51

Pustovoyt S. 48

Rethmeier M. 11

Ryzhkin A.A. 30

Saenko V.Ya. 70

Salminen A. 89

Semenov A.P. 80

Semenov I.L. 75

Shelyagin V.D. 44, 51, 64,96

Shuba I.V. 80

Siora A.V. 51

Sipavicius C. 85

Sokolov M. 89

Stepanyuk S.N. 70

Stepura O. 34, 39

Sydorets V.N. 44

Telyatnikov E.D. 30

Tunik A.Yu. 70

Tyurin Yu.N. 56, 60

Valevich M.L. 56, 60

Yao J. 34, 39

Zhang Q. 34, 39

Zhdanov S.L. 51

Zhuk R. 34, 39

102