Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Моделирование процессов фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах в процессах лазерной поверхностной термообработки 19
1.1. Лазерная поверхностная термообработка металлов. Анализ физических процессов и выбор теоретической модели 20
1.2. Кинетика процесса лазерной аустенитизации сталей 27
1.3. Роль внутренних механических напряжений при лазерной аустенитизации сталей и последующей закалке 35
1.4. Смещение температуры начала аустенитного превращения в сталях при лазерном нагреве 44
1.5. Теоретический и численный анализ оптимальных режимов лазерного упрочнения сталей 51
1.6. Лазерная сварка металлов и сплавов в режиме глубокого
проплавлення 65
1.6.1. Режим глубокого проплавлення как оптимальный режим для технологий импульсной лазерной сварки. Экспериментальные результаты . 65
1.6.2. Теоретическое моделирование процессов импульсной лазерной сварки металлов и сплавов в режиме глубокого проплавлення 71
Выводы к Главе 1 79
Глава 2. Моделирование абляции металлов ультракороткими лазерными импульсами низкой плотности энергии . 83
2.1 Особенности абляции металлов ультракороткими лазерными импульсами: экспериментальные результаты з
2.2. Абляция металлов ультракороткими лазерными импульсами: теоретическое моделирование 86
2.3. Пороги абляции металлов при воздействии на них ультракоротких лазерных импульсов с энергией вблизи порога абляции 92
2.4. Лазерная абляция металлов пикосекундными импульсами низкой плотности 100
Выводы к Главе 2 106
Глава 3. Моделирование процессов лазерной абляции органических материалов и полимеров 108
3.1. Отличительные черты лазерной абляции полимеров. Экспериментальные результаты. 108
3.2. Механизмы лазерной абляции полимеров 112
3.3. Теоретическое моделирование УФ лазерной абляции полимеров
3.3.1. Сильнопоглощающие полимеры. 123
3.3.2. Слабопоглощающие полимеры. 126
3.4. Термодинамические особенности "холодной" абляции полимеров 131
Выводы к Главе 3 134
Глава 4. Теоретическое моделирование лазерной абляции широкозонных полупроводников и диэлектриков 135
4.1. Лазерные технологии в применении к полупроводникам 135
4.2. Экспериментальные результаты по лазерному травлению широкозонных полупроводников и диэлектриков и их анализ 138
4.3. Механизмы нелинейного поглощения и пороги абляции в широкозонных полупроводниках и диэлектриках при воздействии лазерными импульсами фемтосекундной длительности 145
Выводы к Главе 4 151
Глава 5. Теоретическое моделирование процессов лазерного наноструктуирования материалов -. 152
5.1. Лазерные технологии прямого нано- и микроструктуирования поверхности материалов 152
5.2. Особенности лазерного нано- и микроструктуирования поверхности металлов. Экспериментальные результаты 156
5.3. Теоретическое моделирование процессов нанокристаллизации металлов под действием лазерных импульсов 167
5.4. Критерий лазерной аморфизации 180 Выводы к Главе 5 181
Заключение. Основные результаты. 183
Список литературы
- Режим глубокого проплавлення как оптимальный режим для технологий импульсной лазерной сварки. Экспериментальные результаты
- Абляция металлов ультракороткими лазерными импульсами: теоретическое моделирование
- Теоретическое моделирование УФ лазерной абляции полимеров
- Особенности лазерного нано- и микроструктуирования поверхности металлов. Экспериментальные результаты
Режим глубокого проплавлення как оптимальный режим для технологий импульсной лазерной сварки. Экспериментальные результаты
В литературе имеется большое число работ, анализирующих особенности тепловых циклов при лазерном воздействии, и содержится анализ подбора параметров ЛИ (интенсивности и длительности импульса), требуемых для реализации данного теплового цикла [1,2,7]. Из анализа тепловых циклов следует, что определяющей особенностью лазерного воздействия являются большие скорости нагрева и охлаждения (до 109К/с и более). Такие высокие скорости изменения температуры приводят к существенным особенностям в фазовых и структурных превращениях, протекающих в процессе лазерного воздействия [3-5,50-54].
В области воздействия выделяют зоны, отличающиеся в общем случае фазовым составом, структурой, твердостью, имеющие различную травимость и некоторые другие свойства. Формирование характерной для той или иной зоны структуры обычно описывается на основе рассмотрения соответствующих фазовых превращений при нагреве и охлаждении. Поэтому глубина залегания зоны определяется по положению изотермы соответствующей критической температуры. Например, в углеродистых и низколегированных сталях выделяют следующие зоны (по мере продвижения от поверхности вглубь): затвердевший расплав, закалка в твердом состоянии, отпуск, далее - исходная структура. Обычно затвердевший расплав и зона закалки имеют повышенную микротвердость и плохо поддаются травлению (на шлифах выглядят белыми). Режимы обработки с целью лазерного упрочнения изделий из этих сталей подбираются таким образом, чтобы в приповерхностном слое сформировалась структура зоны закалки без оплавления поверхности.
В высоколегированных сталях, таких как быстрорежущие стали, прошедших объемную термообработку, в области воздействия лазерного излучения также можно выделить зоны, внешне похожие на соответствующие зоны углеродистых сталей. Однако, процессы формирования структур зоны воздействия для быстрорежущих сталей более сложны и не сводятся только к процессу перезакалки с дополнительным насыщением матрицы легирующими элементами [54].
Исследование лазерного упрочнения сталей различного состава показало, что твердость закаленной зоны часто значительно превосходит величину твердости при обычных методах термообработки. Например, в малоуглеродистых сталях твердость в зоне действия лазерного импульса составляет 1200-1500 кГс/мм2[3].
Термическая обработка сталей с целью закалки (упрочнения) основана на различной способности высокотемпературной (у-фазы) и низкотемпературной (а-фазы) форм железа растворять углерод и легирующие элементы [55]. Растворимость углерода в а-железе составляет 0,01%. В у-железе может растворяться до 2% углерода. Конструкционные стали содержат от 0.3 до 0.7% углерода, а инструментальные - от 0.7 до 1.3%. Избыточный углерод в этих сталях выделяется в виде карбида железа, так что образуется однородная смесь кристаллов феррита (0.01% твердый раствор внедрения в а-железе) и пластинчатого цементита (карбид железа F3C).
При нагреве стали до температуры а—у-превращения, углерод начинает переходить в раствор и, если температура а— -превращения поддерживается некоторое время, то в раствор переходит весь углерод. Состояние твердого раствора углерода в у-фазе железа носит название аустенита(А) (рис.1.2.).
При медленном охлаждении процесс идет в обратном порядке: y-Fe перестроится в a-Fe, а избыточный углерод выделится в виде карбида железа. В случае быстрого охлаждения, реализуемого при лазерном воздействии, диффузия атомов железа и углерода не успевает произойти. При температуре менее 200С образуется вытянутая (тетрагональная) кристаллическая решетка, близкая к a-Fe, но содержащая такое количество углерода, которое обычно содержится в у -Fe. Эта основная составляющая закаленной стали носит название мартенсита (М) (рис. 1.2).
Образование мартенсита сопровождается разделением исходных кристаллических зерен металла на меньшие блоки с размерами 30 нм. Появление большого количества новых поверхностей препятствует движению дислокаций. Движение дислокаций также тормозят и атомы углерода, находящиеся в пересыщенном растворе, а также частицы карбида железа, образующиеся по границам блоков. Это обуславливает высокую твердость и прочность мартенсита.
Однако мартенсит не только тверд, но и хрупок вследствие больших внутренних механических напряжений, создаваемых в кристаллической решетке при его образовании за счет высоких скоростей охлаждения. От излишней хрупкости инструментальные стали избавляют, применяя процедуру так называемого «отпуска» стали - повторного нагрева до невысоких температур порядка 100-200С. Мартенсит в процессе отпуска частично распадается, но твердость металла остается достаточно высокой без присутствия хрупкости. Для конструкционных сталей важна не только величина твердости, но и наличие высокой пластичности и вязкости. Для этих сталей применяют процедуру «высокого отпуска» стали - нагрев до боле высоких температур - 500-600С. При этих температурах мартенсит распадается полностью и упрочненная сталь представляет собой смесь пластинок феррита и пластинок цементита. Прочность стали обеспечивается большим количеством границ раздела у образующих смесь мелких блоков.
Таким образом, лазерное термоупрочнение связано с закалкой стали на мартенсит, а также с дополнительным измельчением блоков и увеличением плотности дефектов.
Ниже будет показано, что для многих сталей кинетика фазовых превращений, приводящих к упрочнению, такова, что принципиальным становится использование трехстадийного теплового цикла воздействия. Схема лазерного воздействия может быть представлена в виде, представленном на рис.1.2., где представлен тепловой цикл, реализуемый при лазерном воздействии, состоящий из стадий нагрева и охлаждения с возможным добавлением при необходимости стадии изотермической выдержки.
Абляция металлов ультракороткими лазерными импульсами: теоретическое моделирование
Широкий ряд технологических задач сварки эффективно решается с применением импульсного лазерного излучения [7, 108] в режиме глубокого проплавлення. В случае импульсного лазерного воздействия режим глубокого проплавлення позволяет получить узкие и глубокие отверстия или сварные швы с минимальной зоной или вообще без зоны теплового воздействия [98,109,110].
Первыми используемыми в технологиях глубокого лазерного проплавлення импульсными лазерами были YAG- лазерные установки, генерирующие излучение миллисекундной длительности. Эти установки являются компактными, надежными и простыми в эксплуатации. Однако, для получения достаточно глубокого проплавлення необходимо использовать специально спрофилированные лазерные импульсы [98,99,109-116]. Особенности выбора необходимой формы лазерного импульса будут описаны ниже.
Все приведенные исследования (в том числе с участием автора диссертации) позволили установить физическую картину процесса глубокого проплавлення металла при воздействии на его поверхность импульса лазерного излучения. Картина глубокого лазерного проплавлення схематически представлена на рис.1.17.
При интенсивностях лазерного излучения q 10 Вт/см лазерное излучение, поглощаясь в поверхностном слое металла, приводит к его плавлению и частичному испарению с образованием в зоне воздействия ванны расплава. Под действием давления отдачи паров происходит деформация поверхности ванны расплава, она прогибается, образуя каверну. Это позволяет лазерному облучению более глубоко проникнуть в металл -происходит заглубление эффективного источника тепла. Одновременно под действием давления отдачи паров и сил поверхностного натяжения расплавленный металл вытесняется из зоны плавления. Все это приводит к нестационарному процессу развития парогазового канала.
Схема глубокого лазерного проплавленим, z — координата развития парогазового канала, z0 - координата поверхности дна каверны, го -радиус лазерного пятна, q(t) - интенсивность лазерного излучения.
Парогазовый канал растет во время действия импульса и вытесняет на поверхность все новые порции расплавленного объема. После окончания действия импульса расплавленный металл быстро остывает, образуя вмятину большой глубины и малого диаметра. Описанный режим глубокого лазерного проплавлення наиболее подходит для лазерной сварки металлов и сплавов, когда надо сделать сварной шов с высоким аспектным отношением и узкой зоной теплового влияния (для производства сварного шва высокого качества).
Рост парогазового канала был исследован в [98,99,117-119]. Динамика формирования канала изучена в [109] для случая сварки инструментальных сталей. В качестве источника лазерного излучения использовалась экспериментальная лазерная установка, которая позволяет изменять форму импульсов излучения в широких пределах [98, 111]. Основные параметры излучения: энергия в импульсе 17- 35 Дж, длительность импульсов 1.5-20.0 мс, шаг подстройки формы импульсов 1 мс, частота следования импульсов до 5 с" , расходимость излучения 2 мрад. Диаметр пятна облучения 0.30-0.32 мм. С помощью газовой насадки в зону облучения подавался защитный газ (Аг). Форма импульсов регистрировалась на осциллографе фото датчиком ФД-24К. Энергия фиксировалась с помощью измерителя ИКТ-1Н. Изменение состояния облучаемой поверхности образцов регистрировалось скоростной камерой ВСК-5.
В качестве образцов использовались шлифованные плитки размером 8x20x40 мм , изготовленные их закаленной стали ШХ15 [111]. Визуальное исследование сварных соединений проводилось с помощью оптических микроскопов Neophot-ЗО и МБС-10. Исследование геометрических параметров зоны затвердевшего расплава проводилось с использованием методики ускоренного эксперимента [112,113]. В соответствии с ней образцы, подвергаемые лазерному воздействию, составлялись из двух плотно зажатых плиток. При этом, по крайней мере, одна боковая грань шлифовалась на собранном образце. Лазерное излучение фокусировалось на линию стыка плиток на этой грани, моделируя, таким образом, условия стыковой сварки (рис. 1.18). После разрушения образца по плоскости стыка продольные сечения сварных соединений становились доступными для визуального наблюдения.
Теоретическое моделирование УФ лазерной абляции полимеров
Объяснение этого факта требует учета термодинамического состояния продуктов абляции. Когда уменьшается длительность импульса при соответствующем увеличении интенсивности лазерного излучения (F остается постоянной величиной), то это означает, что увеличивается уровень возбуждения продуктов абляции, т.е. у — 1. Т.к. F0 т у-1, то при постоянном F0, уменьшение длительности лазерного импульса может быть компенсировано уменьшением величины у-1. (Для полиимида, например, в случае описанного эксперимента у-1=5x10"). Роль возбужденного состояния продуктов абляции будет рассмотрена в п. 3.4.
В случае слабопоглощающих полимеров толщина слоя, где происходит основное поглощение падающего излучения / (10"-10") см, что более, чем на 2 порядка превышает толщину поглощающего слоя для сильнопоглощающих полимеров. Это означает, что при одинаковых значениях плотности энергии F скорость энерговыделения в единицу объема в слабопоглощающих полимерах значительно ниже. Следовательно, величины плотности энергии, соответствующие режиму развитого испарения для сильнопоглощающих полимеров, оказываются слишком низкими, чтобы обеспечить аналогичный режим в случае слабопоглощающих полимеров. Действительно, в обоих случаях пороговое значение плотности лазерной энергии соответствует началу развитого испарения, т.е. началу образования гидродинамического факела.
Для слабо поглощающих полимеров развитое испарение соответствует условиям поверхностного фазового перехода или разрыву связей за счет теплового давления. В первом случае это означало бы, что порог для слабопоглощающих полимеров превосходит порог для сильнопоглощающих полимеров примерно в а/ а раз, где а 105см" -коэффициент поглощения сильнопоглощающих полимеров, а а коэффициент поглощения слабопоглощающих полимеров (после окончания действия инкубационных импульсов). Как отмечалось в п.3.2 это условие экспериментально не подтверждается. Во втором случае пороговая величина плотности лазерной энергии должна соответствовать достаточно большому тепловому давлению в поглощающем слое, превышающему порог механической устойчивости твердого слабопоглощающего полимера, т.е. Pt PoCo , Ft р0с02/а (3.12) где с0- скорость звука в твердом полимере.
Разлет поглощающего слоя за счет разрыва связей и наличия теплового давления имеет место при F F, . Этот процесс можно рассматривать как объемное испарение или, в предельном случае, как кипение.
С ростом плотности лазерной энергии характерная температура слоя увеличивается и при F F, становится порядка критической, т.е. нагретое и разлетающееся вещество в этом случае становится однородным. В этой области поглощающий слой / 1/ а является областью больших градиентов термодинамических параметров - плотности, скорости и давления.
Предположим, что, расширяясь под действием теплового давления, вещество в поглощающем слое, представляющее собой сильновзаимодействующий газ с плотностью порядка плотности твердого тела, достигнув некоторой плотности р ро, становится прозрачным для падающего излучения. В этом случае гидродинамическое движение вещества в области вне поглощающего слоя (р р) будут описываться изоэнтропической гидродинамикой.
Рассматриваем поглощающий слой как область сильного термодинамического разрыва, записываем уравнения на границе абляции
Здесь введены такие же обозначения как и в предыдущем параграфе: О. - удельная энергия активации, и - средний граммолекулярный вес первичных продуктов абляции, D- - скорость движения фронта абляции, р}, Рі, Є] - плотность, давление и удельная энергия «испаренной» фазы (факела), а ро, Ро - плотность и давление твердого полимера, q0 -интенсивность лазерного излучения. Энергия активации Q рассматривается теперь как функция температуры Г/ или как функция скорости звука [Q(Tcr=0)].
В области интересующих нас плотностей энергии F F, Тогда из (3.13) следует Сравнение (3.17) с экспериментальными данными для РММА (16 не, 248 нм) [193] дает F0= 0.769 Дж/ см2 и d0 = 1.76 мкм (Рис. 3.18). При этом F0/d0=p0Q = 4.4-1010 эрг/ см3. На рис. 3.19 представлены результаты сравнения численных расчетов с экспериментальными данными [197] для РММА (61 не, 248 нм), F0= 2.93 Дж/ см и d0 = 6.71 мкм. Видно, что представленная нами модель приводит к удовлетворительному согласию с экспериментальными результатами в следующих диапазонах F (1-10) Дж/см и г (15-60) не. С увеличением плотности энергии F 10 Дж/см экспериментальная величина скорости абляции выходит на постоянный уровень d0 5.8 мкм/импульс.
Особенности лазерного нано- и микроструктуирования поверхности металлов. Экспериментальные результаты
Видно, что {«) уменьшается существенно (до двух порядков величины) при незначительном увеличении скорости охлаждения. Следовательно, размер образующейся ультрадисперсной кристаллической фазы зависит от скорости охлаждения.
Для режима охлаждения, реализуемого при облучении металлов импульсами твердотельного лазера с диодной накачкой, описанных в предыдущем параграфе [23,24] (рис.5.5), при плотности энергии лазерного излучения 0.1 Дж/см и длительности импульса 6.5 не были оценены скорости охлаждения, которые составили величину порядка 1010 К/с. Это позволило определить с использованием формулы (5.17) средний размер образующихся кристаллических зерен. Он составил 100-400 nm. Такие кристаллические вкрапления действительно наблюдались в описываемом эксперименте. С другой стороны скорости охлаждения достаточны для образования в индии аморфной фазы. По-видимому, в описанном эксперименте наблюдалось смешанная структура - аморфный индий с вкраплениями кристаллических зерен. Для более детального анализа необходим учет пористости индия (пористость индия составляет величину порядка 50%).
При воздействии фемтосекундными лазерными импульсами скорость охлаждения может достигать величины порядка 10 К/с, оценки с использованием (5.17) дают размеры кристаллитов порядка 20-40 нм, что находится в хорошем согласии с экспериментальными данными, описанными в п.5.2 (см., например, [247]).
Следует подчеркнуть, что детальный расчет и количественное сравнение с экспериментальными данными затруднены из-за отсутствия точных значений термодинамических параметров системы. Кроме того, при воздействии фемтосекундными лазерными импульсами структура застывшего расплава, наличие и размер соответствующих нанообразований может определяться динамикой происходящих в расплаве при охлаждении процессов.
Нами также был рассмотрен вопрос о кинетическом критерии аморфизации. В предыдущем параграфе было показано, что, начиная с некоторых скоростей охлаждения, у расплава появляется возможность остаться в аморфном состоянии. Другими словами, существует критическая скорость охлаждения, при достижении которой кристаллическая фаза не успевает образоваться за время охлаждения обработанного участка из расплава и остывший материал представляет аморфоподобную структуру (лазерное стеклование). Можно сказать, что условие и исг (5.24) является кинетическим критерием аморфизации. В [270] критерий аморфизации был нами определен из условия, что аморфная фаза реализуется, когда ее объем стремится к некоторой величине Р, близкой к единице. Экспериментально наблюдаемая кристаллическая фракция составляет величину порядка 10"6 [297]: ехр[р (t oo)J = Р. (5.25)
С другой стороны скорость отвода тепла из расплава в объем материала при остывании определяется его теплофизическими свойствами и определяет верхнюю границу скорости охлаждения. В случае лазерного импульсного воздействия максимальная скорость охлаждения достигается вблизи температуры кристаллизации и определяется как [7]: где А - эффективный коэффициент поглощения, аз - коэффициент температуропроводности, X - теплопроводность материала, q и г -интенсивность и длительность лазерного излучения. Следует отметить, что формула (5.26) для скорости охлаждения нуждается в уточнении в случае, когда обрабатываются тонкие слои материала и скорость охлаждения существенно зависит от толщины ванны расплава [280].
С учетом (5.20) в области, когда U/kT0 5 была определена критическая скорость охлаждения, при которой возможно получение некристаллической (аморфной) фазы [270]: Представлены результаты исследований процессов, лежащих в основе микро- и наноструктуирования поверхностей металлов и других материалов под действием коротких и ультракоротких лазерных импульсов. Акцент сделан на изучении технологий прямого лазерного воздействия, основанных на процессах плавления (с абляцией или без абляции) материала с последующей сверхбыстрой кристаллизацией расплавленной поверхности металла после окончания действия лазерного импульса.
Предсавлены результаты по теоретическому исследованию кинетики кристаллизации металлов из расплава при сверхбыстрых скоростях охлаждения, реализуемых при обработке материалов сверхкороткими лазерными импульсами.
Аналитически решено кинетическое уравнение для функции распределения числа кристаллитов по размерам при сверхбыстром охлаждении. Определены значения среднего числа атомов в кристаллите и размеров кристаллических зерен, возникающих на поверхности металлов под действием лазерных импульсов.
Определение относительного объема закристаллизовавшейся фазы позволяет вычислить критическую скорость охлаждения, при которой не возможна кристаллизация и структура становится некристаллической (аморфоподобной), т.е. определить кинетический критерий аморфизации.
Полученные результаты могут быть использованы для выбора оптимальных режимов технологий прямого лазерного микро- и наноструктуирования с обеспечением контроля за процессом и воспроизводимости результатов.
