eng
Выпуск #3/2025
В. В. Лиханский, К. Е. Улыбышев, Н. Н. Елкин, М. В. Хорохорин
Изменения микроструктуры поликристаллических сплавов при ударном воздействии короткими лазерными импульсами
Изменения микроструктуры поликристаллических сплавов при ударном воздействии короткими лазерными импульсами
Просмотры: 1319
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2025.19.3.210.222
Выполнен обзор работ по применениям импульсного лазерного излучения в технологиях. Рассмотрены преимущества ударного лазерного упрочнения поверхностей обрабатываемых изделий. Предложена модель формирования точечных дефектов и дислокаций при ударно-волновом нагружении поликристаллических материалов. Получено хорошее соответствие расчетной плотности дислокаций результатам экспериментов по лазерному ударному упрочнению образцов из сплава АМг6.
Выполнен обзор работ по применениям импульсного лазерного излучения в технологиях. Рассмотрены преимущества ударного лазерного упрочнения поверхностей обрабатываемых изделий. Предложена модель формирования точечных дефектов и дислокаций при ударно-волновом нагружении поликристаллических материалов. Получено хорошее соответствие расчетной плотности дислокаций результатам экспериментов по лазерному ударному упрочнению образцов из сплава АМг6.
Теги: dislocation density laser shock peening point defects лазерное ударное упрочнение плотность дислокаций точечные дефекты
Изменения микроструктуры поликристаллических сплавов при ударном воздействии короткими лазерными импульсами
В. В. Лиханский , К. Е. Улыбышев, Н. Н. Елкин , М. В. Хорохорин
НИЦ «Курчатовский институт», Москва, Россия
Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия
Выполнен обзор работ по применениям импульсного лазерного излучения в технологиях. Рассмотрены преимущества ударного лазерного упрочнения поверхностей обрабатываемых изделий. Предложена модель формирования точечных дефектов и дислокаций при ударно-волновом нагружении поликристаллических материалов. Получено хорошее соответствие расчетной плотности дислокаций результатам экспериментов по лазерному ударному упрочнению образцов из сплава АМг6.
Ключевые слова: лазерное ударное упрочнение, точечные дефекты, плотность дислокаций
Статья получена:06.03.2025
Статья принята: 17.04.2025
Введение
Исследования по применению лазеров с целью различного воздействия на обрабатываемые материалы проводят достаточно давно [1–2]. В качестве примера широко используемых в настоящее время лазерных технологий можно назвать лазерную сварку [3–4]. Другой широко используемой технологией является лазерная очистка поверхностей [5–6]. Поверхность некоторых изделий нуждается в окрашивании для повышения коррозионной стойкости сплавов и улучшения эстетического вида. Так для обеспечения требуемого срока службы алюминиевых сплавов необходимо периодически удалять и повторно наносить поверхностный слой краски. Традиционные методы удаления краски включают механическую шлифовку, химическую обработку и пескоструйную обработку. Однако они не только требуют много времени и неэффективны, но и вызывают различные степени повреждения основы из алюминиевого сплава, влияя на срок службы. Кроме того, химическая обработка может привести к загрязнению окружающей среды и представлять потенциальную опасность для здоровья человека. Лазерная очистка обладает такими преимуществами как экологичность, точность и управляемость, а также проявляют высокую эффективность в сравнении с традиционными методами очистки. В настоящей работе рассматривается одно из перспективных направлений применения лазерного излучения в промышленности – обработка поверхности готового изделия с целью улучшения свойств используемого материала.
Современные высокотехнологические отрасли (авиастроение, ракетостроение, ядерная энергетика) предъявляют повышенные требования к эксплуатационным характеристикам используемых материалов. Среди основных параметров, определяющих надежность изделия, специалисты выделяют трещиностойкость, прочность на разрыв, длительную прочность, коррозионную стойкость. Улучшение данных параметров может быть достигнуто с помощью термического или механического воздействия на приповерхностный слой образца.
Термическое воздействие представляет собой нагрев приповерхностного слоя до температур, близких к температуре плавления, с помощью плазмы или лазерного излучения со специально подобранными параметрами. Поскольку теплопроводность металлов достаточно велика, после нагрева происходит быстрое остывание нагретой области («закалка»), сопровождаемое изменениями микроструктуры. Указанная технология составляет предмет исследования работ [7–10]. В [7] рассматриваются процессы в железоуглеродистых сталях при лазерной закалке. В [8] проведен анализ текущего уровня применения и перспектив развития технологии лазерной закалки. В качестве одного из преимуществ данного метода указана возможность его применения для хрупких материалов, например, чугуна. В [9] рассмотрено численное моделирование распределения температур в окрестности режущей кромки инструмента при лазерном упрочнении, в [10] рассматривается закалка материала с помощью потока плазмы, формируемой электродуговым разрядом. Основными результатами применения описанных методов лазерной и плазменной закалки является увеличение твердости поверхностного слоя и, соответственно, увеличение износостойкости.
В качестве недостатков метода термической лазерной закалки следует отметить, что пластические деформации, возникающие под действием температурных напряжений, обычно приводят к формированию остаточных растягивающих напряжений в поверхностном слое, что отрицательно сказывается на прочности и трещиностойкости изделия. В качестве дополнения к данному методу, призванному нивелировать указанный недостаток, либо в качестве самостоятельной технологии обработки поверхности часто практикуется ударное упрочнение, создающее в поверхностном слое остаточные сжимающие напряжения.
Основой данного метода является создание на поверхности изделия импульса давления, порождающего распространяющуюся вглубь материала ударную волну. Создаваемые ударной волной напряжения приводят к изменению микроструктуры материала и формированию пластических деформаций, вызывающих остаточные напряжения.
Сопротивление пластическому деформированию металлических материалов в кристаллическом состоянии определяется четырьмя принципиально различными механизмами – это твердорастворное, дислокационное, зернограничное и дисперсионное упрочнения. В современных конструкционных материалах чаще всего используется комбинированное взаимодействие нескольких из этих механизмов, нередко – всех четырех. Механизмы, определяющие механические свойства и пластические характеристики материалов, в зависимости от типа кристаллической структуры, микроструктуры материала и легирующих добавок в сплавах подробно изложены в классической монографии Хирта и Лоте [11].
Сопротивление движению дислокации через упорядоченное расположение дислокаций (субструктуру) отличается от сопротивления при движении через хаотическое распределение дислокаций. Если в последнем случае оно зависит только от плотности дислокаций, то при организации субструктуры сопротивление движению дислокации уже зависит от параметров последней. Это явление называется субструктурным упрочнением. В формировании прочности закаленной стали оно дает значительный вклад, порой превышающий вклад твердорастворного упрочнения.
Большинство используемых материалов – поликристаллы. Наличие границ зерен в поликристалле приводит к его упрочнению. При определенном значении напряжения дислокации не могут перейти через межзеренную границу в другое зерно и начинают тормозиться. Для преодоления границы им необходимо дополнительное напряжение. Экспериментально установлено, что с уменьшением среднего размера зерна сопротивление деформированию поликристаллического материала возрастает.
Дисперсионное упрочнение, или упрочнение дисперсными частицами, заключается в образовании мелких выделений второй фазы в матрице основного металла или сплава. Эти выделения могут иметь ту же самую или иную кристаллическую решетку, создавать поля напряжений. Включения вторичных фаз создают дополнительные препятствия для движения дислокаций и в результате могут значительно повышать прочность материала.
Эффективным способом упрочнения готового изделия является пластическое деформирование лишь поверхностного слоя детали. Самыми распространенными методами поверхностной пластической деформации являются дробеструйная обработка и обкатка поверхности роликами.
Перспективными представляются современные лазерные технологии упрочнения, которые базируются на воздействии коротких импульсов излучения на поверхности материалов. Так в 1963 году при исследовании воздействия коротких лазерных импульсов на поверхности металлических образцов впервые были продемонстрированы эффекты генерации ударных волн [12]. Лазерный наклеп на сегодняшний день является одним из самых востребованных и широко используемых за рубежом методов поверхностного упрочнения. Для того, чтобы выполнить процесс лазерного наклепа, необходимо использовать лазерный комплекс, удовлетворяющий следующим требованиям: средняя мощность от нескольких сотен ватт до нескольких киловатт, энергия импульса порядка 0,1–100 Дж и длительность импульса в диапазоне 10–50 нс.
Во многих работах, например, [13–14], по оптимизации технологических режимов лазерной обработки изделий из поликристаллических сплавов были установлены существенные изменения микроструктуры материалов.
Во-первых, при кратковременных ударных лазерных воздействиях повышается плотность дислокаций в поверхностных областях материалов. Во-вторых, в поверхностных областях обрабатываемых образцов формируются остаточные сжимающие напряжения. В-третьих, при многократном импульсном воздействии на поликристаллический материал происходит существенное уменьшение размера зерен. Так, например, в работе [13] обращает на себя внимание уменьшение размера зерен при увеличении кратности ударной лазерной обработки в сплаве AZ31B Mg (рис. 1).
Из представленных данных видно более чем пятикратное уменьшение среднего размера зерен при четырехкратном лазерном воздействии.
В качестве другого примера, демонстрирующего роль межзеренных границ в поликристаллических сплавах на изменения механических и коррозионных характеристик металлов, можно привести наблюдавшиеся в [15] дислокационные структуры в меди и никеле после ударного воздействия. В [15] были продемонстрированы дислокационные ячейки, сосредоточенные в большей степени у границ зерен металлов (рис. 2).
Интересные результаты были получены в [16] по численному моделированию распространения ударной волны в поликристаллическом медном образце методом молекулярной динамики (МД). Результаты расчетов показали повышенную концентрацию точечных дефектов у границ зерен. Из результатов [16] видно заметное увеличение дефектов микроструктуры в объеме зерен после прохождения фронта ударной волны.
В ряде публикаций, например, [17], расчетами по МД-методу показано, что в области межзеренных границ поликристаллических материалов энергии миграции точечных дефектов и энергии их формирования могут быть существенно меньше, чем в объеме зерен. Эти эффекты должны сказываться на протекании процессов нуклеации междоузельных атомов с формированием дислокационных петель и вакансионных пор при достаточно быстром импульсном воздействии на материалы с образованием пересыщенных дефектами областей. Увеличение плотности дислокаций на поверхности материала, на границах зерен и на других несовершенствах кристалла при лазерном ударном упрочнении является установленным экспериментальным фактом, об этом говорится во многих работах, например, в статьях [14, 15].
Для широкого промышленного применения технологии ударного лазерного упрочнения желательно обеспечить экономическую эффективность, т. е. использовать лазерные установки, не требующие дорогостоящих элементов и формирования лазерных импульсов с уникальными характеристиками. Достаточно хорошо зарекомендовали лазерные системы на основе неодимовых импульсных лазеров [18]. Основными достоинствами указанных установок являются компактность, высокий КПД и относительно невысокая стоимость. Выбор параметров лазерного излучения для получения требуемых характеристик обрабатываемых материалов является многофакторной задачей. Кратко перечислим основные факторы.
Во-первых, результаты воздействия лазерного излучения зависят от состава и свойств обрабатываемого материала. Важными характеристиками материала являются: кристаллическая структура, параметры зерен и текстура поликристаллов, концентрация и объемная доля включений вторичных фаз, их состав, а также плотность дислокаций.
Во-вторых, изменения характеристик материалов во многом определяются температурными и механическими полями в образцах. Уровень лазерного воздействия определяется параметрами излучения: длиной волны, длительностью импульса, площадью лазерного пятна и интенсивностью.
В-третьих, результаты обработки зависят от геометрических параметров образца и от окружающего образец материала, а также от технологического режима лазерного воздействия.
Практически все указанные выше факторы являются, как правило, взаимосвязанными и определяются нелинейными многопараметрическими зависимостями от температуры, давления и свойств материала. Наиболее целесообразным и оптимальным подходом являются разработки отдельных расчетных и теоретических комплексов под конкретные материалы и под востребованные промышленностью условия и технологические режимы лазерной обработки образцов.
Данная работа посвящена развитию методики по прогнозированию изменений характеристик поверхностных областей образцов в результате ударного лазерного воздействия на поликристаллические материалы на примере для алюминиевого сплава АМг6. Для данного сплава существует большое количество экспериментальных данных, позволяющих оценить параметры физико-кинетических моделей для описания нестационарного поведения дефектов в кристаллической структуре.
Основные положения развиваемой модели и оценочные формулы
Для получения зависимостей эволюции микроструктурных изменений и распределений остаточных напряжений в поликристаллических материалах при ударном воздействии короткими лазерными импульсами предлагается рассмотреть физическую модель, которая учитывает кинетику быстро протекающих процессов, временные параметры ударной волны, температуру и исходную микроструктуру материала.
Рассмотрим вопрос об изменении энергетических характеристик атомов в кристаллической решетке при быстром росте сжимающих напряжений. При адиабатическом сжатии решетки под действием ударной волны атомы в соответствии с сохранением адиабатического инварианта увеличивают свою частоту колебаний, что соответствует локальному возрастанию температуры в сжатом слое. В одномерном приближении на один атом при сжатии приходится энергия порядка a3P22E, где a – параметр кристаллической решетки, P – амплитуда давления в материале при прохождении ударной волны, Е – модуль Юнга. Увеличение энергии атома во время сжатия кристалла эквивалентно увеличению локальной температуры на величину порядка ΔT ~ a3P22kE, где k – константа Больцмана. При выполнении оценочных расчетов будем использовать опубликованные температурные зависимости коэффициентов самодиффузии Ds(T) атомов алюминия и равновесные зависимости концентрации вакансий cv(T) в алюминиевых сплавах от температуры [19, 20]:
DS(T) = 1,9 · 10−5 exp − ; (1)
Cv(T) = 7,5 exp − . (2)
Здесь и далее размерность коэффициентов диффузии приведена в [м2/с]. Зависимость концентрации вакансий в выражении (2) записана в безразмерных единицах относительно n0 – исходной концентрации атомов алюминия в сплаве, Т – температура в градусах Кельвина. Рассмотрим эффекты формирования точечных дефектов с учетом их диффузии и рекомбинации. Из зависимостей (1, 2) в пренебрежении вклада межзеренной границы можно оценить коэффициент диффузии вакансий Dυ(T) в объеме зерен алюминиевого сплава:
Dυ(T) = 2,5 · 10−6 exp − . (3)
Для определения изменения во времени концентраций точечных дефектов будем исходить из системы диффузионных уравнений, описывающих динамику точечных дефектов:
(4)
Здесь Fv(i)(T) – объемный источник точечных дефектов (вакансий и междоузлий соответственно); δFv(i) – дополнительный объемный источник точечных дефектов, возникающий под действием прохождения ударной волны через образец; Rvi – коэффициент взаимной рекомбинации вакансий и междоузлий; Δ – лапласиан; Sv(i) – коэффициент захвата дефектов стоками.
Если воспользоваться экспериментальными и расчетными результатами, согласно которым термические коэффициенты диффузии междоузельных атомов значительно превосходят коэффициенты диффузии вакансий (Di >> Dv), то для термически равновесных условий температурную зависимость объемного источника точечных дефектов можно оценить из выражения:
Fv(T) = 2 π a Ds n20 cv. (5)
С учетом экспериментальных зависимостей (1–3) объемный источник дефектов (5) для алюминиевого сплава АМг6 в рамках модели Френкеля можно представить в виде:
Fv(T) = 1,31 · 1045 exp − , м−3 с−1 (6)
Включение эффекта роста энергии атомов на величину порядка a3P22E в результате воздействия на кристалл ударной волны с амплитудой давления до 5 ГПа и длительностью лазерного импульса менее 10–7 с при температуре образца менее 350 К дают значения дополнительных концентраций точечных дефектов, недостаточные для формирования дислокационных петель с плотностью дислокаций, соответствующей экспериментальным данным [21–23]. Это обусловлено высоким значением энергии формирования точечных дефектов и малым коэффициентом их диффузии в объеме кристалла.
В области межзеренных границ и вблизи ядер дислокационных петель энергия связи между атомами кристаллической решетки заметно меньше, чем в монокристалле. Как следствие, в этих областях поликристалла должна уменьшаться энергия формирования точечных дефектов, а также и энергия активации диффузии. Оценочный анализ процессов, приводящих к изменению плотности дислокаций в области межзеренных границ при импульсном, кратковременном сжатии материала, может базироваться на следующей феноменологии. Будем полагать, что процессы формирования протяженных дефектов (дислокационных петель, пор, включений вторичных фаз) у границ зерен при воздействии ударной волны можно описать следующим образом.
При сжатии кристаллической решетки у межзеренной границы и вблизи ядер дислокаций происходит генерация избыточных точечных дефектов. Скорость наработки точечных дефектов и рост их концентрации зависит от величины и времени изменения сжимающего давления. На временах, меньших времени диффузионного ухода точечных дефектов в объем зерна и меньших времени стока на межзеренные дислокации, можно пренебречь этими процессами и оценить величину избыточных концентраций точечных дефектов.
В таком приближении зависимости увеличения концентраций точечных дефектов в окрестности границ зерен от параметров ударного воздействия достаточно просто оцениваются, если известна энергия формирования пары дефектов Френкеля (вакансии и междоузельного атома) и величина роста колебательной энергии атомов, находящихся в узлах решетки, при адиабатическом сжатии кристаллической решетки. Эти значения потребуется определить на стадии верификации параметров разрабатываемой модели на доступных экспериментальных данных, что предполагается выполнить в ходе последующих исследованиях.
В [17] было проведено компьютерное моделирование миграции вакансий в Al при учете границ зерен и дислокаций. Значения энергии миграции вблизи границ зерен были получены значительно меньшими, когда вакансия перемещалась к границе зерна или к ядру дислокации, уменьшение энергии миграции составляло более чем 5 раз. Применим аналогичный подход для анализа роли границ зерен на изменение микроструктуры при кратковременном ударном воздействии. Так как и миграция точечных дефектов, и их рождение являются активационными процессами, то для выполнения оценок уменьшим энергию образования пары Френкеля вблизи границы зерен и ядра дислокаций примерно в 5 раз. Тогда дополнительный источник XGb формирования пар Френкеля в области границ зерен, отнесенный к одному атому кристалла при учете сжимающего импульса ударной волны, можно оценить из выражения:
XGb = 2,1 · 1016 exp − · β · a3P22k · E · WGbT, c−1 (7)
Здесь k – константа Больцмана, Т – температура в градусах Кельвина, a3P22E – изменение упругой энергии, приходящейся на один атом при сжатии кристаллической решетки, β – безразмерный параметр, который требуется определить на основе экспериментов, WGb = 4 762 К – энергия образования точечных дефектов на границе зерна в единицах градуса Кельвина.
В общем случае временную зависимость для концентрации вакансий, превышающей равновесное значение у границы зерна, запишем в виде уравнения:
· n0 − nv, i, Gb · XGb(t) − RGb · nv, i, Gb, (8)
здесь n0 – исходная концентрация атомов алюминия в кристалле, nv, i, Gb – концентрация неравновесных (избыточных) точечных дефектов в межзеренной области. Согласно опубликованным данным, для алюминия – n0 ≈ 6 · 1028 м−3 . Коэффициент RGb(t) учитывает процессы аннигиляции вакансий и междоузельных атомов у границ зерен. Этот коэффициент может зависеть от многих параметров, включая температуру, концентрации точечных дефектов, диффузионные процессы, анизотропию механических напряжений, концентрации легирующих элементов и т. д. Нахождение зависимостей, определяющих скорость аннигиляции точечных дефектов в области границ зерен, предполагается выполнить в последующих исследованиях.
Предварительные оценки по скорости диффузионного переноса точечных дефектов в алюминиевом сплаве на основе данных [19, 20] показывают, что за времена 10−6 сек, которые заметно больше времен действия импульса ударной волны, длина диффузии из зернограничной области вглубь зерна при температурах менее 350 К меньше параметра кристаллической решетки. Поэтому при оценке накопления количества точечных дефектов в межзеренной области достаточно учитывать только первый член в уравнении (8) на временах прохождения импульса ударной волны. В таком приближении интегрирование (8) дает оценку дополнительной концентрации наработанных точечных дефектов в области границ зерен:
nv, i, Gb(t) = n0 · 1 − exp− XGb(τ) dτ. (9)
Из (9) с учетом (8) следует оценка, показывающая существенное увеличение локальной концентрации точечных дефектов. Ускоренная межзеренная диффузия за относительно короткие времена может привести к формированию дислокационных петель вблизи границ зерен и, таким образом, снизить избыточную неравновесную концентрацию точечных дефектов. Если предположить, что критический радиус устойчивого формирования дислокационных петель постоянный и длительность времени сжатия при прохождении ударной волны слабо меняется по глубине образца, то плотность дислокаций, дополнительно формирующихся у границ зерен, пропорциональна концентрации наработанных точечных дефектов и, как следствие, квадрату амплитуды давления, см. уравнение (7).
Для оценки плотности дислокационных петель радиуса R по полученной, согласно (9), избыточной концентрации точечных дефектов воспользуемся выражением:
ρ = RNd = · . (10)
Здесь Nd – концентрация дислокационных петель, которая в πR2a2 раз меньше концентрации точечных дефектов, составляющих петлю, что следует из выражения (10).
Множитель 4 / π в выражении (10) учитывает различие ориентации плоскости, в которой лежит дислокация, к плоскости шлифа, выполненного для подсчета плотности дислокаций. Приняв за характерный размер дислокационных петель величину 1,5–2 нм и учитывая оценку величины концентрации точечных дефектов (9) от полной концентрации алюминия, получаем значения согласующиеся с измеряемыми в экспериментах [21–23] плотностями дислокаций на поверхности образца.
На рис. 3 показано сравнение измеренных в экспериментах [21] распределения плотности дислокаций по глубине образца после однократного ударного лазерного воздействия с результатами оценочного подхода, использующего расчетные зависимости для распределения амплитуды ударной волны в образце из выполненных расчетных исследований по распространению ударных волн в образцах из сплава АМг6 [24].
Положение модели о возможном механизме формирования дислокационных петель из точечных дефектов, покинувших поверхность зерна хорошо согласуется и с другими опытными фактами.
Выводы
Предлагаемый механизм формирования дислокационных структур при ударных воздействиях короткими лазерными импульсами на поверхности поликристаллических сплавов, базирующийся на модели физико-химической нуклеации точечных дефектов при избыточных значениях их концентраций у границ зерен, позволит качественно объяснить ряд наблюдаемых экспериментальных зависимостей по изменению характеристик дислокационных структур от параметров ударного воздействия и температурных условий. Эксперименты показывают, что при увеличении амплитуды сжимающего давления в ударной волне размеры формирующихся дислокационных петель у границ зерен уменьшаются. Согласно развиваемой модели при увеличении амплитуды сжимающего давления в ударной волне, генерация избыточных точечных дефектов вблизи границ зерен растет и, в соответствии с кинетической теорией нуклеации зародышей новой фазы, размеры формирующихся дислокационных петель у границ зерен уменьшаются, а их концентрация возрастает.
В настоящей работе еще не определены ключевые параметры, определяющие эволюцию микроструктуры и формирование остаточных напряжений в поликристаллах, такие как значения снижения энергий формирования точечных дефектов и энергии активации диффузии. Эти исследования предполагается выполнить в последующих работах с использованием опубликованных экспериментальных и расчетных данных.
Целый ряд зависимостей планируется рассмотреть и включить в развиваемый расчетный комплекс для возможности выполнять оценки изменения механических и коррозионных характеристик обработанных изделий при повышении кратности воздействия и уровня перекрытия лазерных пучков.
REFERENCES
Arutyunyan R. V., Baranov V. YU., Bol’shov L. A. et al. Vozdejstvie lazernogo izlucheniya na materialy /Otv. red. Velihov E. P.. – M.: Nauka. 1989. 368 p.
Арутюнян Р. В., Баранов В. Ю., Большов Л. А. и др. Воздействие лазерного излучения на материалы /Отв. ред. Е. П. Велихов. – М.: Наука. 1989. 368 с.
Gladush G. G., Smurov I. YU. Fizicheskie osnovy lazernoj obrabotki materialov. – M.: FIZMATLIT. 2017. 592p. ISBN 978‑5‑9221‑1712‑8.
Гладуш Г. Г., Смуров И. Ю. Физические основы лазерной обработки материалов. – М.: ФИЗМАТЛИТ. 2017. 592с. ISBN 978‑5‑9221‑1712‑8.
Kuryntsev S. V., Shiganov I. N. Laser Welding of Dissimilar Metals. Photonics Russia. 2020; 14(6): 492–506. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2020.14.6.492.506.
Курынцев С. В., Шиганов И. Н. Лазерная сварка разнородных металлов. Обзор. Часть I. Фотоника. 2020; 14(6): 492–506. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2020.14.6.492.506.
Kuryntsev S. V., Shiganov I. N. Dissimilar Metal Laser Welding. Review. Part 2. Photonics Russia. 2021; 15(1): 30–44. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2021.15.1.30.44.
Курынцев С. В., Шиганов И. Н. Лазерная сварка разнородных металлов. Обзор. Часть II. Фотоника. 2021; 15(1): 30–44. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2021.15.1.30.44.
Chen G. X., Kwee T. J., Tan K. P. et al. Laser cleaning of steel for paint removal. Appl. Phys. A. 2010;101: 249–253. DOI:10.1007/s00339‑010‑5811‑0.
AlShaer A. W., Li L., Mistry A. The effects of short pulse laser surface cleaning on porosity formation and reduction in laser welding of aluminium alloy for automotive component manufacture. Optics & Laser Technology. 2014; 64: 162–171. DOI: 10.1016/j.optlastec.2014.05.010.
Majorov V. S. Lazernoe uprochnenie metallov. V kn. «Lazernye tekhnologii obrabotki materialov: sovremennye problemy fundamental’nyh issledovanij i prikladnyh razrabotok» / Pod red. V.YA. Panchenko. – M.: FIZMATLIT. 2009. 664 p.
Майоров В. С. Лазерное упрочнение металлов. В кн. «Лазерные технологии обработки материалов: современные проблемы фундаментальных исследований и прикладных разработок» / Под ред. В. Я. Панченко. – М.: ФИЗМАТЛИТ. 2009. 664 с.
Batsanov S. S. Shock and Materials. Chapter 3. Laser-Induced Shock Compession. – Springer Singapore. 2018. ISBN 978‑981‑10‑7885‑9. DOI: 10.1007/978‑981‑10‑7886‑6.
YAres’ko S.I., Goryainov D. S. Modelirovanie processa lazernogo uprochneniya rezhushchego instrumenta. Izvestiya Samarskogo nauchnogo centra RAN. 2011; 13№ 4(3): 921–926.
Яресько С. И., Горяинов Д. С. Моделирование процесса лазерного упрочнения режущего инструмента. Известия Самарского научного центра РАН. 2011; 13№ 4(3): 921–926.
Korotkov V. A. Poverhnostnaya plazmennaya zakalka. – Nizhnij Tagil: Nizhnetagil’skij tekhnologicheskij institut (filial UrFU). 2012. 64 p.
Коротков В. А. Поверхностная плазменная закалка. – Нижний Тагил: Нижнетагильский технологический институт (филиал УрФУ). 2012. 64 с.
Hirth J., Lothe J. Theory of Dislocations. – New York: McGraw-Hill, 1968. 780 p.
Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций /Перевод с английского под ред. Э. М. Надгорного и Ю. А. Осипьяна. – М.: Атомиздат. 1972. 600 c.
Askaryon G. A., Morez E. M. Generation of elastic waves by transient surface heating. JETP Lett. 1963;16:1638–1644.
Gujba A. K., Medraj M. Laser Peening Process and Its Impact on Materials Properties in Comparison with Shot Peening and Ultrasonic Impact Peening. Engineering, Materials Science. 10 December. 2014;7:7925–7974. DOI:10.3390/ma7127925.
Wang F. et al. Localized plasticity in silicon carbide ceramics induced by laser shock processing. Materialia. 2019; 6: 100265. DOI: 10.1016/j.mtla.2019.
Meyers M. A., Jarmakani H., Bringa E. M., Remington B. A. Dislocations in Shock Compression and Release. – The Netherlands: Elsevier, North-Holland. 2009; 91–197.
Bringa E. M., Caro A., Victoria M., Park N. Atomistic Modeling of Wave Propagation in Nanocrystals. Journal of Metals. 2005; 57: 67–70. DOI: 10.1007/s11837‑005‑0119‑9
Nandedkar A. S. Diffusion Characteristics of Vacancies in Aluminum Interconnects. MRS Online Proceedings Library (OPL). Volume 291: Symposium O – Materials Theory and Modeling. 1992; 291: 361. DOI: 10.1557/PROC‑291‑361. URL:[https://www.cambridge.org/core/journals/mrs-online-proceedings-library-archive/listing].
Osiko V. V., Shcherbakov I. A. Solid-State Lasers. Part II. Fotonika. 2013; 4: 24–44.
Осико В. В., Щербаков И. А. Твердотельные лазеры. Часть II. Фотоника. 2013; 4: 24–44.
Mehrer H., Luckabauer M., Sprengel W. Self- and Solute Diffusion, Interdiffusion and Thermal Vacancies in the System Iron-Aluminium. Defect and Diffusion Forum. Vol. 331. DOI: 10.4028/www.scientific.net/DDF.331
Grabowski S., Kadau K., Entel P. Atomistic modeling of diffusion in aluminum. Phase Transitions. 2002; 75 (1–2): 265–272.
Bakulin I. A., Kuznecov S. I., Panin A. S., Tarasova E. YU. Lazernaya udarnaya obrabotka splava AMg6 bez zashchitnogo pokrytiya. Fizika i himiya obrabotki materialov. 2021; 1: 31–39. DOI: 10.30791/0015‑3214‑2021‑1‑31‑39.
Бакулин И. А., Кузнецов С. И., Панин А. С., Тарасова Е. Ю. Лазерная ударная обработка сплава АМг6 без защитного покрытия. Физика и химия обработки материалов. 2021; 1: 31–39. DOI: 10.30791/0015‑3214‑2021‑1‑31‑39.
Bakulin I. A., Kakovkina N. G., Kuznetsov S. I., Panin A. S., Tarasova E. Yu. Structure and Residual Stresses in the AMg6 Alloy after Laser Shock Processing. Inorganic materials: applied research. 2021; 12 (1): 55–60. DOI: 10.1134/S2075113321010032.
Bakulin I. A., Kuznetsov S. I., Panin A. S. et al. Effect of Preliminary Heat Treatment on the Formation of Structure and Residual Stresses in the AMg6 Alloy at Laser Shock Peening Without Coating. Journal of Russian Laser Research. 2024; 45:237–248. DOI: 10.1007/s10946‑024‑10207‑4.
Lihanskij V. V., Ulybyshev K. E., Elkin N. N. Numerical simulations of the processes induced by laser shock peening in AMg6 aluminum alloy. Aviation Materials and Technologies. 2025;79(2):33–47. DOI: 10.18577/2713-0193-2025-0-2-33-47.
Лиханский В. В., Улыбышев К. Е., Елкин Н. Н. Численное моделирование процессов при лазерном ударном упрочнении алюминиевого сплава АМг6. Авиационные материалы и технологии. 2025;79(2):33–47. DOI: 10.18577/2713-0193-2025-0-2-33-47.
АВТОРЫ
Лиханский Владимир Валентинович, д. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», в. н. с., Лаборатория физики неравновесных процессов в материалах, ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: likhanskiy2020@mail.ru.
Улыбышев Константин Евгеньевич, к. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», инженер-исследователь, Лаборатория физики неравновесных процессов в материалах, ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: Ulybyshev_KE@nrcki.ru
Елкин Николай Николаевич, д. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», Москва, Россия; e-mail: elkin_nn@mail.ru
Хорохорин Максим Васильевич, Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», лаборант-исследователь, Лаборатории физики неравновесных процессов в материалах. ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: m.khorokhorin@lebedev.ru.
ВКЛАД АВТОРОВ
Вклад авторов в работу распределен в соответствии с порядком указания в заглавии статьи. Авторы согласны с текстом рукописи, результатами и вкладов
В. В. Лиханский , К. Е. Улыбышев, Н. Н. Елкин , М. В. Хорохорин
НИЦ «Курчатовский институт», Москва, Россия
Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия
Выполнен обзор работ по применениям импульсного лазерного излучения в технологиях. Рассмотрены преимущества ударного лазерного упрочнения поверхностей обрабатываемых изделий. Предложена модель формирования точечных дефектов и дислокаций при ударно-волновом нагружении поликристаллических материалов. Получено хорошее соответствие расчетной плотности дислокаций результатам экспериментов по лазерному ударному упрочнению образцов из сплава АМг6.
Ключевые слова: лазерное ударное упрочнение, точечные дефекты, плотность дислокаций
Статья получена:06.03.2025
Статья принята: 17.04.2025
Введение
Исследования по применению лазеров с целью различного воздействия на обрабатываемые материалы проводят достаточно давно [1–2]. В качестве примера широко используемых в настоящее время лазерных технологий можно назвать лазерную сварку [3–4]. Другой широко используемой технологией является лазерная очистка поверхностей [5–6]. Поверхность некоторых изделий нуждается в окрашивании для повышения коррозионной стойкости сплавов и улучшения эстетического вида. Так для обеспечения требуемого срока службы алюминиевых сплавов необходимо периодически удалять и повторно наносить поверхностный слой краски. Традиционные методы удаления краски включают механическую шлифовку, химическую обработку и пескоструйную обработку. Однако они не только требуют много времени и неэффективны, но и вызывают различные степени повреждения основы из алюминиевого сплава, влияя на срок службы. Кроме того, химическая обработка может привести к загрязнению окружающей среды и представлять потенциальную опасность для здоровья человека. Лазерная очистка обладает такими преимуществами как экологичность, точность и управляемость, а также проявляют высокую эффективность в сравнении с традиционными методами очистки. В настоящей работе рассматривается одно из перспективных направлений применения лазерного излучения в промышленности – обработка поверхности готового изделия с целью улучшения свойств используемого материала.
Современные высокотехнологические отрасли (авиастроение, ракетостроение, ядерная энергетика) предъявляют повышенные требования к эксплуатационным характеристикам используемых материалов. Среди основных параметров, определяющих надежность изделия, специалисты выделяют трещиностойкость, прочность на разрыв, длительную прочность, коррозионную стойкость. Улучшение данных параметров может быть достигнуто с помощью термического или механического воздействия на приповерхностный слой образца.
Термическое воздействие представляет собой нагрев приповерхностного слоя до температур, близких к температуре плавления, с помощью плазмы или лазерного излучения со специально подобранными параметрами. Поскольку теплопроводность металлов достаточно велика, после нагрева происходит быстрое остывание нагретой области («закалка»), сопровождаемое изменениями микроструктуры. Указанная технология составляет предмет исследования работ [7–10]. В [7] рассматриваются процессы в железоуглеродистых сталях при лазерной закалке. В [8] проведен анализ текущего уровня применения и перспектив развития технологии лазерной закалки. В качестве одного из преимуществ данного метода указана возможность его применения для хрупких материалов, например, чугуна. В [9] рассмотрено численное моделирование распределения температур в окрестности режущей кромки инструмента при лазерном упрочнении, в [10] рассматривается закалка материала с помощью потока плазмы, формируемой электродуговым разрядом. Основными результатами применения описанных методов лазерной и плазменной закалки является увеличение твердости поверхностного слоя и, соответственно, увеличение износостойкости.
В качестве недостатков метода термической лазерной закалки следует отметить, что пластические деформации, возникающие под действием температурных напряжений, обычно приводят к формированию остаточных растягивающих напряжений в поверхностном слое, что отрицательно сказывается на прочности и трещиностойкости изделия. В качестве дополнения к данному методу, призванному нивелировать указанный недостаток, либо в качестве самостоятельной технологии обработки поверхности часто практикуется ударное упрочнение, создающее в поверхностном слое остаточные сжимающие напряжения.
Основой данного метода является создание на поверхности изделия импульса давления, порождающего распространяющуюся вглубь материала ударную волну. Создаваемые ударной волной напряжения приводят к изменению микроструктуры материала и формированию пластических деформаций, вызывающих остаточные напряжения.
Сопротивление пластическому деформированию металлических материалов в кристаллическом состоянии определяется четырьмя принципиально различными механизмами – это твердорастворное, дислокационное, зернограничное и дисперсионное упрочнения. В современных конструкционных материалах чаще всего используется комбинированное взаимодействие нескольких из этих механизмов, нередко – всех четырех. Механизмы, определяющие механические свойства и пластические характеристики материалов, в зависимости от типа кристаллической структуры, микроструктуры материала и легирующих добавок в сплавах подробно изложены в классической монографии Хирта и Лоте [11].
Сопротивление движению дислокации через упорядоченное расположение дислокаций (субструктуру) отличается от сопротивления при движении через хаотическое распределение дислокаций. Если в последнем случае оно зависит только от плотности дислокаций, то при организации субструктуры сопротивление движению дислокации уже зависит от параметров последней. Это явление называется субструктурным упрочнением. В формировании прочности закаленной стали оно дает значительный вклад, порой превышающий вклад твердорастворного упрочнения.
Большинство используемых материалов – поликристаллы. Наличие границ зерен в поликристалле приводит к его упрочнению. При определенном значении напряжения дислокации не могут перейти через межзеренную границу в другое зерно и начинают тормозиться. Для преодоления границы им необходимо дополнительное напряжение. Экспериментально установлено, что с уменьшением среднего размера зерна сопротивление деформированию поликристаллического материала возрастает.
Дисперсионное упрочнение, или упрочнение дисперсными частицами, заключается в образовании мелких выделений второй фазы в матрице основного металла или сплава. Эти выделения могут иметь ту же самую или иную кристаллическую решетку, создавать поля напряжений. Включения вторичных фаз создают дополнительные препятствия для движения дислокаций и в результате могут значительно повышать прочность материала.
Эффективным способом упрочнения готового изделия является пластическое деформирование лишь поверхностного слоя детали. Самыми распространенными методами поверхностной пластической деформации являются дробеструйная обработка и обкатка поверхности роликами.
Перспективными представляются современные лазерные технологии упрочнения, которые базируются на воздействии коротких импульсов излучения на поверхности материалов. Так в 1963 году при исследовании воздействия коротких лазерных импульсов на поверхности металлических образцов впервые были продемонстрированы эффекты генерации ударных волн [12]. Лазерный наклеп на сегодняшний день является одним из самых востребованных и широко используемых за рубежом методов поверхностного упрочнения. Для того, чтобы выполнить процесс лазерного наклепа, необходимо использовать лазерный комплекс, удовлетворяющий следующим требованиям: средняя мощность от нескольких сотен ватт до нескольких киловатт, энергия импульса порядка 0,1–100 Дж и длительность импульса в диапазоне 10–50 нс.
Во многих работах, например, [13–14], по оптимизации технологических режимов лазерной обработки изделий из поликристаллических сплавов были установлены существенные изменения микроструктуры материалов.
Во-первых, при кратковременных ударных лазерных воздействиях повышается плотность дислокаций в поверхностных областях материалов. Во-вторых, в поверхностных областях обрабатываемых образцов формируются остаточные сжимающие напряжения. В-третьих, при многократном импульсном воздействии на поликристаллический материал происходит существенное уменьшение размера зерен. Так, например, в работе [13] обращает на себя внимание уменьшение размера зерен при увеличении кратности ударной лазерной обработки в сплаве AZ31B Mg (рис. 1).
Из представленных данных видно более чем пятикратное уменьшение среднего размера зерен при четырехкратном лазерном воздействии.
В качестве другого примера, демонстрирующего роль межзеренных границ в поликристаллических сплавах на изменения механических и коррозионных характеристик металлов, можно привести наблюдавшиеся в [15] дислокационные структуры в меди и никеле после ударного воздействия. В [15] были продемонстрированы дислокационные ячейки, сосредоточенные в большей степени у границ зерен металлов (рис. 2).
Интересные результаты были получены в [16] по численному моделированию распространения ударной волны в поликристаллическом медном образце методом молекулярной динамики (МД). Результаты расчетов показали повышенную концентрацию точечных дефектов у границ зерен. Из результатов [16] видно заметное увеличение дефектов микроструктуры в объеме зерен после прохождения фронта ударной волны.
В ряде публикаций, например, [17], расчетами по МД-методу показано, что в области межзеренных границ поликристаллических материалов энергии миграции точечных дефектов и энергии их формирования могут быть существенно меньше, чем в объеме зерен. Эти эффекты должны сказываться на протекании процессов нуклеации междоузельных атомов с формированием дислокационных петель и вакансионных пор при достаточно быстром импульсном воздействии на материалы с образованием пересыщенных дефектами областей. Увеличение плотности дислокаций на поверхности материала, на границах зерен и на других несовершенствах кристалла при лазерном ударном упрочнении является установленным экспериментальным фактом, об этом говорится во многих работах, например, в статьях [14, 15].
Для широкого промышленного применения технологии ударного лазерного упрочнения желательно обеспечить экономическую эффективность, т. е. использовать лазерные установки, не требующие дорогостоящих элементов и формирования лазерных импульсов с уникальными характеристиками. Достаточно хорошо зарекомендовали лазерные системы на основе неодимовых импульсных лазеров [18]. Основными достоинствами указанных установок являются компактность, высокий КПД и относительно невысокая стоимость. Выбор параметров лазерного излучения для получения требуемых характеристик обрабатываемых материалов является многофакторной задачей. Кратко перечислим основные факторы.
Во-первых, результаты воздействия лазерного излучения зависят от состава и свойств обрабатываемого материала. Важными характеристиками материала являются: кристаллическая структура, параметры зерен и текстура поликристаллов, концентрация и объемная доля включений вторичных фаз, их состав, а также плотность дислокаций.
Во-вторых, изменения характеристик материалов во многом определяются температурными и механическими полями в образцах. Уровень лазерного воздействия определяется параметрами излучения: длиной волны, длительностью импульса, площадью лазерного пятна и интенсивностью.
В-третьих, результаты обработки зависят от геометрических параметров образца и от окружающего образец материала, а также от технологического режима лазерного воздействия.
Практически все указанные выше факторы являются, как правило, взаимосвязанными и определяются нелинейными многопараметрическими зависимостями от температуры, давления и свойств материала. Наиболее целесообразным и оптимальным подходом являются разработки отдельных расчетных и теоретических комплексов под конкретные материалы и под востребованные промышленностью условия и технологические режимы лазерной обработки образцов.
Данная работа посвящена развитию методики по прогнозированию изменений характеристик поверхностных областей образцов в результате ударного лазерного воздействия на поликристаллические материалы на примере для алюминиевого сплава АМг6. Для данного сплава существует большое количество экспериментальных данных, позволяющих оценить параметры физико-кинетических моделей для описания нестационарного поведения дефектов в кристаллической структуре.
Основные положения развиваемой модели и оценочные формулы
Для получения зависимостей эволюции микроструктурных изменений и распределений остаточных напряжений в поликристаллических материалах при ударном воздействии короткими лазерными импульсами предлагается рассмотреть физическую модель, которая учитывает кинетику быстро протекающих процессов, временные параметры ударной волны, температуру и исходную микроструктуру материала.
Рассмотрим вопрос об изменении энергетических характеристик атомов в кристаллической решетке при быстром росте сжимающих напряжений. При адиабатическом сжатии решетки под действием ударной волны атомы в соответствии с сохранением адиабатического инварианта увеличивают свою частоту колебаний, что соответствует локальному возрастанию температуры в сжатом слое. В одномерном приближении на один атом при сжатии приходится энергия порядка a3P22E, где a – параметр кристаллической решетки, P – амплитуда давления в материале при прохождении ударной волны, Е – модуль Юнга. Увеличение энергии атома во время сжатия кристалла эквивалентно увеличению локальной температуры на величину порядка ΔT ~ a3P22kE, где k – константа Больцмана. При выполнении оценочных расчетов будем использовать опубликованные температурные зависимости коэффициентов самодиффузии Ds(T) атомов алюминия и равновесные зависимости концентрации вакансий cv(T) в алюминиевых сплавах от температуры [19, 20]:
DS(T) = 1,9 · 10−5 exp − ; (1)
Cv(T) = 7,5 exp − . (2)
Здесь и далее размерность коэффициентов диффузии приведена в [м2/с]. Зависимость концентрации вакансий в выражении (2) записана в безразмерных единицах относительно n0 – исходной концентрации атомов алюминия в сплаве, Т – температура в градусах Кельвина. Рассмотрим эффекты формирования точечных дефектов с учетом их диффузии и рекомбинации. Из зависимостей (1, 2) в пренебрежении вклада межзеренной границы можно оценить коэффициент диффузии вакансий Dυ(T) в объеме зерен алюминиевого сплава:
Dυ(T) = 2,5 · 10−6 exp − . (3)
Для определения изменения во времени концентраций точечных дефектов будем исходить из системы диффузионных уравнений, описывающих динамику точечных дефектов:
(4)
Здесь Fv(i)(T) – объемный источник точечных дефектов (вакансий и междоузлий соответственно); δFv(i) – дополнительный объемный источник точечных дефектов, возникающий под действием прохождения ударной волны через образец; Rvi – коэффициент взаимной рекомбинации вакансий и междоузлий; Δ – лапласиан; Sv(i) – коэффициент захвата дефектов стоками.
Если воспользоваться экспериментальными и расчетными результатами, согласно которым термические коэффициенты диффузии междоузельных атомов значительно превосходят коэффициенты диффузии вакансий (Di >> Dv), то для термически равновесных условий температурную зависимость объемного источника точечных дефектов можно оценить из выражения:
Fv(T) = 2 π a Ds n20 cv. (5)
С учетом экспериментальных зависимостей (1–3) объемный источник дефектов (5) для алюминиевого сплава АМг6 в рамках модели Френкеля можно представить в виде:
Fv(T) = 1,31 · 1045 exp − , м−3 с−1 (6)
Включение эффекта роста энергии атомов на величину порядка a3P22E в результате воздействия на кристалл ударной волны с амплитудой давления до 5 ГПа и длительностью лазерного импульса менее 10–7 с при температуре образца менее 350 К дают значения дополнительных концентраций точечных дефектов, недостаточные для формирования дислокационных петель с плотностью дислокаций, соответствующей экспериментальным данным [21–23]. Это обусловлено высоким значением энергии формирования точечных дефектов и малым коэффициентом их диффузии в объеме кристалла.
В области межзеренных границ и вблизи ядер дислокационных петель энергия связи между атомами кристаллической решетки заметно меньше, чем в монокристалле. Как следствие, в этих областях поликристалла должна уменьшаться энергия формирования точечных дефектов, а также и энергия активации диффузии. Оценочный анализ процессов, приводящих к изменению плотности дислокаций в области межзеренных границ при импульсном, кратковременном сжатии материала, может базироваться на следующей феноменологии. Будем полагать, что процессы формирования протяженных дефектов (дислокационных петель, пор, включений вторичных фаз) у границ зерен при воздействии ударной волны можно описать следующим образом.
При сжатии кристаллической решетки у межзеренной границы и вблизи ядер дислокаций происходит генерация избыточных точечных дефектов. Скорость наработки точечных дефектов и рост их концентрации зависит от величины и времени изменения сжимающего давления. На временах, меньших времени диффузионного ухода точечных дефектов в объем зерна и меньших времени стока на межзеренные дислокации, можно пренебречь этими процессами и оценить величину избыточных концентраций точечных дефектов.
В таком приближении зависимости увеличения концентраций точечных дефектов в окрестности границ зерен от параметров ударного воздействия достаточно просто оцениваются, если известна энергия формирования пары дефектов Френкеля (вакансии и междоузельного атома) и величина роста колебательной энергии атомов, находящихся в узлах решетки, при адиабатическом сжатии кристаллической решетки. Эти значения потребуется определить на стадии верификации параметров разрабатываемой модели на доступных экспериментальных данных, что предполагается выполнить в ходе последующих исследованиях.
В [17] было проведено компьютерное моделирование миграции вакансий в Al при учете границ зерен и дислокаций. Значения энергии миграции вблизи границ зерен были получены значительно меньшими, когда вакансия перемещалась к границе зерна или к ядру дислокации, уменьшение энергии миграции составляло более чем 5 раз. Применим аналогичный подход для анализа роли границ зерен на изменение микроструктуры при кратковременном ударном воздействии. Так как и миграция точечных дефектов, и их рождение являются активационными процессами, то для выполнения оценок уменьшим энергию образования пары Френкеля вблизи границы зерен и ядра дислокаций примерно в 5 раз. Тогда дополнительный источник XGb формирования пар Френкеля в области границ зерен, отнесенный к одному атому кристалла при учете сжимающего импульса ударной волны, можно оценить из выражения:
XGb = 2,1 · 1016 exp − · β · a3P22k · E · WGbT, c−1 (7)
Здесь k – константа Больцмана, Т – температура в градусах Кельвина, a3P22E – изменение упругой энергии, приходящейся на один атом при сжатии кристаллической решетки, β – безразмерный параметр, который требуется определить на основе экспериментов, WGb = 4 762 К – энергия образования точечных дефектов на границе зерна в единицах градуса Кельвина.
В общем случае временную зависимость для концентрации вакансий, превышающей равновесное значение у границы зерна, запишем в виде уравнения:
· n0 − nv, i, Gb · XGb(t) − RGb · nv, i, Gb, (8)
здесь n0 – исходная концентрация атомов алюминия в кристалле, nv, i, Gb – концентрация неравновесных (избыточных) точечных дефектов в межзеренной области. Согласно опубликованным данным, для алюминия – n0 ≈ 6 · 1028 м−3 . Коэффициент RGb(t) учитывает процессы аннигиляции вакансий и междоузельных атомов у границ зерен. Этот коэффициент может зависеть от многих параметров, включая температуру, концентрации точечных дефектов, диффузионные процессы, анизотропию механических напряжений, концентрации легирующих элементов и т. д. Нахождение зависимостей, определяющих скорость аннигиляции точечных дефектов в области границ зерен, предполагается выполнить в последующих исследованиях.
Предварительные оценки по скорости диффузионного переноса точечных дефектов в алюминиевом сплаве на основе данных [19, 20] показывают, что за времена 10−6 сек, которые заметно больше времен действия импульса ударной волны, длина диффузии из зернограничной области вглубь зерна при температурах менее 350 К меньше параметра кристаллической решетки. Поэтому при оценке накопления количества точечных дефектов в межзеренной области достаточно учитывать только первый член в уравнении (8) на временах прохождения импульса ударной волны. В таком приближении интегрирование (8) дает оценку дополнительной концентрации наработанных точечных дефектов в области границ зерен:
nv, i, Gb(t) = n0 · 1 − exp− XGb(τ) dτ. (9)
Из (9) с учетом (8) следует оценка, показывающая существенное увеличение локальной концентрации точечных дефектов. Ускоренная межзеренная диффузия за относительно короткие времена может привести к формированию дислокационных петель вблизи границ зерен и, таким образом, снизить избыточную неравновесную концентрацию точечных дефектов. Если предположить, что критический радиус устойчивого формирования дислокационных петель постоянный и длительность времени сжатия при прохождении ударной волны слабо меняется по глубине образца, то плотность дислокаций, дополнительно формирующихся у границ зерен, пропорциональна концентрации наработанных точечных дефектов и, как следствие, квадрату амплитуды давления, см. уравнение (7).
Для оценки плотности дислокационных петель радиуса R по полученной, согласно (9), избыточной концентрации точечных дефектов воспользуемся выражением:
ρ = RNd = · . (10)
Здесь Nd – концентрация дислокационных петель, которая в πR2a2 раз меньше концентрации точечных дефектов, составляющих петлю, что следует из выражения (10).
Множитель 4 / π в выражении (10) учитывает различие ориентации плоскости, в которой лежит дислокация, к плоскости шлифа, выполненного для подсчета плотности дислокаций. Приняв за характерный размер дислокационных петель величину 1,5–2 нм и учитывая оценку величины концентрации точечных дефектов (9) от полной концентрации алюминия, получаем значения согласующиеся с измеряемыми в экспериментах [21–23] плотностями дислокаций на поверхности образца.
На рис. 3 показано сравнение измеренных в экспериментах [21] распределения плотности дислокаций по глубине образца после однократного ударного лазерного воздействия с результатами оценочного подхода, использующего расчетные зависимости для распределения амплитуды ударной волны в образце из выполненных расчетных исследований по распространению ударных волн в образцах из сплава АМг6 [24].
Положение модели о возможном механизме формирования дислокационных петель из точечных дефектов, покинувших поверхность зерна хорошо согласуется и с другими опытными фактами.
Выводы
Предлагаемый механизм формирования дислокационных структур при ударных воздействиях короткими лазерными импульсами на поверхности поликристаллических сплавов, базирующийся на модели физико-химической нуклеации точечных дефектов при избыточных значениях их концентраций у границ зерен, позволит качественно объяснить ряд наблюдаемых экспериментальных зависимостей по изменению характеристик дислокационных структур от параметров ударного воздействия и температурных условий. Эксперименты показывают, что при увеличении амплитуды сжимающего давления в ударной волне размеры формирующихся дислокационных петель у границ зерен уменьшаются. Согласно развиваемой модели при увеличении амплитуды сжимающего давления в ударной волне, генерация избыточных точечных дефектов вблизи границ зерен растет и, в соответствии с кинетической теорией нуклеации зародышей новой фазы, размеры формирующихся дислокационных петель у границ зерен уменьшаются, а их концентрация возрастает.
В настоящей работе еще не определены ключевые параметры, определяющие эволюцию микроструктуры и формирование остаточных напряжений в поликристаллах, такие как значения снижения энергий формирования точечных дефектов и энергии активации диффузии. Эти исследования предполагается выполнить в последующих работах с использованием опубликованных экспериментальных и расчетных данных.
Целый ряд зависимостей планируется рассмотреть и включить в развиваемый расчетный комплекс для возможности выполнять оценки изменения механических и коррозионных характеристик обработанных изделий при повышении кратности воздействия и уровня перекрытия лазерных пучков.
REFERENCES
Arutyunyan R. V., Baranov V. YU., Bol’shov L. A. et al. Vozdejstvie lazernogo izlucheniya na materialy /Otv. red. Velihov E. P.. – M.: Nauka. 1989. 368 p.
Арутюнян Р. В., Баранов В. Ю., Большов Л. А. и др. Воздействие лазерного излучения на материалы /Отв. ред. Е. П. Велихов. – М.: Наука. 1989. 368 с.
Gladush G. G., Smurov I. YU. Fizicheskie osnovy lazernoj obrabotki materialov. – M.: FIZMATLIT. 2017. 592p. ISBN 978‑5‑9221‑1712‑8.
Гладуш Г. Г., Смуров И. Ю. Физические основы лазерной обработки материалов. – М.: ФИЗМАТЛИТ. 2017. 592с. ISBN 978‑5‑9221‑1712‑8.
Kuryntsev S. V., Shiganov I. N. Laser Welding of Dissimilar Metals. Photonics Russia. 2020; 14(6): 492–506. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2020.14.6.492.506.
Курынцев С. В., Шиганов И. Н. Лазерная сварка разнородных металлов. Обзор. Часть I. Фотоника. 2020; 14(6): 492–506. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2020.14.6.492.506.
Kuryntsev S. V., Shiganov I. N. Dissimilar Metal Laser Welding. Review. Part 2. Photonics Russia. 2021; 15(1): 30–44. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2021.15.1.30.44.
Курынцев С. В., Шиганов И. Н. Лазерная сварка разнородных металлов. Обзор. Часть II. Фотоника. 2021; 15(1): 30–44. DOI: 10.22184/1993‑7296.FRos.2021.15.1.30.44.
Chen G. X., Kwee T. J., Tan K. P. et al. Laser cleaning of steel for paint removal. Appl. Phys. A. 2010;101: 249–253. DOI:10.1007/s00339‑010‑5811‑0.
AlShaer A. W., Li L., Mistry A. The effects of short pulse laser surface cleaning on porosity formation and reduction in laser welding of aluminium alloy for automotive component manufacture. Optics & Laser Technology. 2014; 64: 162–171. DOI: 10.1016/j.optlastec.2014.05.010.
Majorov V. S. Lazernoe uprochnenie metallov. V kn. «Lazernye tekhnologii obrabotki materialov: sovremennye problemy fundamental’nyh issledovanij i prikladnyh razrabotok» / Pod red. V.YA. Panchenko. – M.: FIZMATLIT. 2009. 664 p.
Майоров В. С. Лазерное упрочнение металлов. В кн. «Лазерные технологии обработки материалов: современные проблемы фундаментальных исследований и прикладных разработок» / Под ред. В. Я. Панченко. – М.: ФИЗМАТЛИТ. 2009. 664 с.
Batsanov S. S. Shock and Materials. Chapter 3. Laser-Induced Shock Compession. – Springer Singapore. 2018. ISBN 978‑981‑10‑7885‑9. DOI: 10.1007/978‑981‑10‑7886‑6.
YAres’ko S.I., Goryainov D. S. Modelirovanie processa lazernogo uprochneniya rezhushchego instrumenta. Izvestiya Samarskogo nauchnogo centra RAN. 2011; 13№ 4(3): 921–926.
Яресько С. И., Горяинов Д. С. Моделирование процесса лазерного упрочнения режущего инструмента. Известия Самарского научного центра РАН. 2011; 13№ 4(3): 921–926.
Korotkov V. A. Poverhnostnaya plazmennaya zakalka. – Nizhnij Tagil: Nizhnetagil’skij tekhnologicheskij institut (filial UrFU). 2012. 64 p.
Коротков В. А. Поверхностная плазменная закалка. – Нижний Тагил: Нижнетагильский технологический институт (филиал УрФУ). 2012. 64 с.
Hirth J., Lothe J. Theory of Dislocations. – New York: McGraw-Hill, 1968. 780 p.
Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций /Перевод с английского под ред. Э. М. Надгорного и Ю. А. Осипьяна. – М.: Атомиздат. 1972. 600 c.
Askaryon G. A., Morez E. M. Generation of elastic waves by transient surface heating. JETP Lett. 1963;16:1638–1644.
Gujba A. K., Medraj M. Laser Peening Process and Its Impact on Materials Properties in Comparison with Shot Peening and Ultrasonic Impact Peening. Engineering, Materials Science. 10 December. 2014;7:7925–7974. DOI:10.3390/ma7127925.
Wang F. et al. Localized plasticity in silicon carbide ceramics induced by laser shock processing. Materialia. 2019; 6: 100265. DOI: 10.1016/j.mtla.2019.
Meyers M. A., Jarmakani H., Bringa E. M., Remington B. A. Dislocations in Shock Compression and Release. – The Netherlands: Elsevier, North-Holland. 2009; 91–197.
Bringa E. M., Caro A., Victoria M., Park N. Atomistic Modeling of Wave Propagation in Nanocrystals. Journal of Metals. 2005; 57: 67–70. DOI: 10.1007/s11837‑005‑0119‑9
Nandedkar A. S. Diffusion Characteristics of Vacancies in Aluminum Interconnects. MRS Online Proceedings Library (OPL). Volume 291: Symposium O – Materials Theory and Modeling. 1992; 291: 361. DOI: 10.1557/PROC‑291‑361. URL:[https://www.cambridge.org/core/journals/mrs-online-proceedings-library-archive/listing].
Osiko V. V., Shcherbakov I. A. Solid-State Lasers. Part II. Fotonika. 2013; 4: 24–44.
Осико В. В., Щербаков И. А. Твердотельные лазеры. Часть II. Фотоника. 2013; 4: 24–44.
Mehrer H., Luckabauer M., Sprengel W. Self- and Solute Diffusion, Interdiffusion and Thermal Vacancies in the System Iron-Aluminium. Defect and Diffusion Forum. Vol. 331. DOI: 10.4028/www.scientific.net/DDF.331
Grabowski S., Kadau K., Entel P. Atomistic modeling of diffusion in aluminum. Phase Transitions. 2002; 75 (1–2): 265–272.
Bakulin I. A., Kuznecov S. I., Panin A. S., Tarasova E. YU. Lazernaya udarnaya obrabotka splava AMg6 bez zashchitnogo pokrytiya. Fizika i himiya obrabotki materialov. 2021; 1: 31–39. DOI: 10.30791/0015‑3214‑2021‑1‑31‑39.
Бакулин И. А., Кузнецов С. И., Панин А. С., Тарасова Е. Ю. Лазерная ударная обработка сплава АМг6 без защитного покрытия. Физика и химия обработки материалов. 2021; 1: 31–39. DOI: 10.30791/0015‑3214‑2021‑1‑31‑39.
Bakulin I. A., Kakovkina N. G., Kuznetsov S. I., Panin A. S., Tarasova E. Yu. Structure and Residual Stresses in the AMg6 Alloy after Laser Shock Processing. Inorganic materials: applied research. 2021; 12 (1): 55–60. DOI: 10.1134/S2075113321010032.
Bakulin I. A., Kuznetsov S. I., Panin A. S. et al. Effect of Preliminary Heat Treatment on the Formation of Structure and Residual Stresses in the AMg6 Alloy at Laser Shock Peening Without Coating. Journal of Russian Laser Research. 2024; 45:237–248. DOI: 10.1007/s10946‑024‑10207‑4.
Lihanskij V. V., Ulybyshev K. E., Elkin N. N. Numerical simulations of the processes induced by laser shock peening in AMg6 aluminum alloy. Aviation Materials and Technologies. 2025;79(2):33–47. DOI: 10.18577/2713-0193-2025-0-2-33-47.
Лиханский В. В., Улыбышев К. Е., Елкин Н. Н. Численное моделирование процессов при лазерном ударном упрочнении алюминиевого сплава АМг6. Авиационные материалы и технологии. 2025;79(2):33–47. DOI: 10.18577/2713-0193-2025-0-2-33-47.
АВТОРЫ
Лиханский Владимир Валентинович, д. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», в. н. с., Лаборатория физики неравновесных процессов в материалах, ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: likhanskiy2020@mail.ru.
Улыбышев Константин Евгеньевич, к. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», инженер-исследователь, Лаборатория физики неравновесных процессов в материалах, ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: Ulybyshev_KE@nrcki.ru
Елкин Николай Николаевич, д. ф.‑ м. н., Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», Москва, Россия; e-mail: elkin_nn@mail.ru
Хорохорин Максим Васильевич, Научно-исследовательский центр «Курчатовский институт», лаборант-исследователь, Лаборатории физики неравновесных процессов в материалах. ТОП Физический институт им. П. Н. Лебедева РАН, Москва, Россия; e-mail: m.khorokhorin@lebedev.ru.
ВКЛАД АВТОРОВ
Вклад авторов в работу распределен в соответствии с порядком указания в заглавии статьи. Авторы согласны с текстом рукописи, результатами и вкладов
Отзывы читателей
