Отбор микроструктуры при лазерной перекристаллизации конструкционной стали

Тип работы:
Реферат
Предмет:
Физика


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

ВЕСТНИК УДМУРТСКОГО УНИВЕРСИТЕТА
ФИЗИКА 2005. № 4
УДК 548. 075
М. Д. Кривилев, Д. А. Данилов, Е. В. Харанжевский,
П. К. Галенко
ОТБОР МИКРОСТРУКТУРЫ ПРИ ЛАЗЕРНОЙ ПЕРЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ
Проведено прогнозирование микроструктуры для процесса высокоскоростной лазерной перекристаллизации поверхности конструкционной стали. Для прогнозирования микроструктуры использовалась модель высокоскоростной кристаллизации с учетом локального неравновесия как на фронте кристаллизации, так и в поле диффузии. Анализ микроструктуры дан по диаграмме микроструктур (ДМ), которая показывает тип морфологии кристаллической структуры в зависимости от величины температурного градиента и локальной скорости кристаллизации. Методом численного эксперимента исследована взаимосвязь между кристаллической микроструктурой, скоростью кристаллизации и величиной температурного градиента. Определен переход к бесструктурной кристаллизации в области высоких скоростей как переход к абсолютной морфологической устойчивости фронта. Для оценки вклада локальной неравновесности в поле диффузии результаты моделирования сопоставлены с результатами по модели, учитывающей локальную неравновесность только на фронте высокоскоростной кристаллизации.
Ключевые слова: высокоскоростная кристаллизация, сплавы, лазерная обработка, микроструктура, моделирование.
Введение
Высокоскоростная кристаллизация является современным методом получения материалов, обладающих улучшенными физическими и механическими свойствами. Материалы, полученные этим методом, используются в современных экспериментальных разработках и промышленных технологиях, таких как затвердевание жидких металлических капель на холодной подложке, спиннингование, обработка поверхности электронным или лазерным лучом, атомизация, электромагнитная/электростатическая левитация, сварка. Важная проблема, решение которой необходимо для качественного проведения экспериментальных измерений и отработки промышленных технологий, заключена в разработке адекватной модели прогнозирования кристаллической микроструктуры. Физические процессы неравновесного зародышеобразования и роста фаз могут быть качественно и количественно изучены методами математического моделирования, a результаты представлены в виде карты отбора микроструктур, функционально зависящей от управляющих параметров рассматриваемой системы.
В условиях высокоскоростной обработки поверхности лазерным излучением, экспериментальное исследование диаграммы микроструктур (ДМ)
было выполнено Гиллом и Курцем [1] при изучении зависимости формирующейся в процессе перекристаллизации микроструктуры от скорости кристаллизации и химического состава для сплава Al-Cu. В целях получения ДМ методом компьютерного моделирования была развита модель формирования микроструктуры в Al-Cu сплавах [2]. В случае обработки поверхности лазерным лучом с плавлением результаты экспериментального и теоретического изучения были представлены в координатах «химический состав — скорость роста» через скорость сканирования как наиболее удобный параметр процесса. В дальнейшем Норман с соавторами [3] расширили область применимости ДМ на процессы быстрого затвердевания. Был изучен процесс затвердевания металлических капель при распылении и падении в газовой среде (т.н. drop tube processing), а также в экспериментах с использованием метода электромагнитной левитации. Экспериментально полученная ДМ была представлена для сплава фиксированного химического состава и показывала зависимость типа микроструктуры от размера капель при распылении. Рассчитанная теоретически ДМ в координатах «переохлаждение расплава — химический состав» показывала структурный переход в переохлажденных каплях в условиях электромагнитной левитации. Как результат этих исследований ДМ фактически стала методикой проверки адекватности моделей затвердевания равновесных и метастабильных фазовых диаграмм. По этой причине построение ДМ является достаточно эффективным способом прогнозирования микроструктуры в процессах высокоскоростного затвердевания.
В настоящей работе предлагается дальнейшее развитие описания микроструктуры при лазерной обработке в терминах ДМ. Используются экспериментальные данные и результаты теоретического описания процесса лазерной обработки поверхности образцов из конструкционной стали [4−6]. ДМ рассчитывается в координатах «температурный градиент — локальная скорость кристаллизации» для предсказания морфологии кристаллической микроструктуры в стали.
1. Результаты предыдущих исследований
На микроструктуру, формирующуюся при лазерной перекристаллизации поверхности стали, оказывает наибольшее влияние скорость V роста фронта кристаллизации и градиент Gl температуры на фронте со стороны жидкой фазы [7,8]. Этими величинами можно управлять, изменяя скорость Vb движения луча лазера и плотность мощности E лазерного излучения.
В работах [4,5] были получены результаты экспериментального исследования микроструктуры в зоне лазерного плавления образцов из конструкционной стали (C=2,29 ат. %, Mn=0,71 ат. %, Si=0,62 ат. %, S=0,003 ат. %, P=0,004 ат. %, Cr=0,21 ат. %, Ni=0,26 ат. %). Исследована микроструктура при изменении скорости Vb сканирования луча лазера в пределах от 0,01 до 0,17 м/с. В этом диапазоне скорости в процессе затвер-
девания расплава формируются аустенитные кристаллы (y -Fe) с морфологией, представляющей последовательность микроструктур дендритно-зеренного, дендритного или ячеистого типов. Характерный размер d микроструктуры (поперечная толщина ствола дендрита или ячейки) перечисленных типов изменялся в пределах от 1 до 0,1 мкм.
В работе [6] дано описание влияния характерного размера d микроструктуры, формирующейся при лазерной закалке на механические свойства стали. В частности, установлены корреляционные зависимости микротвердости и износостойкости поверхностных слоев от характерного размера аустенитных кристаллов.
Таким образом, основные параметры лазерной обработки (скорость V сканирования луча лазера и плотность E мощности лазерного излучения) вместе с граничными и начальными условиями (размерами образцов, температурой) однозначно определяют установившуюся скорость V затвердевания и градиент Gl температуры на фронте. Как следствие определены микроструктура и механические свойства стали при лазерной перекристаллизации. Этот вывод показывает необходимость компьютерного моделирования микроструктуры в целях построения ДМ в координатах «скорость V -градиент Gl «. Компьютерное моделирование, адекватное эксперименту, позволяет устанавливать тип микроструктуры, ее характерный размер и механические свойства в зависимости от энергетических характеристик лазерной обработки.
В работе [6] было показано, что переход от микроструктуры дендритного типа к ячеистой микроструктуре происходит вследствие значительного увеличения градиента температуры в расплаве с увеличением скорости сканирования и плотности мощности лазерного луча. В этой работе ДМ построена для скорости затвердевания V & lt- 3 м/с, при которой неравновесный захват примеси (solute trapping effect) незначительно влияет на формирование кристаллической структуры. Влияние неравновесного захвата примеси будет более выраженным при большей скорости затвердевания, при V & gt- 3 м/с. Поэтому построение ДМ для всего диапазона значений скорости V является необходимой задачей предсказания микроструктуры в полном диапазоне скоростей затвердевания и градиентов температуры.
2. Моделирование кристаллической микроструктуры
Для анализа процессов, происходящих в зоне лазерного плавления, использованы две модели. Первая модель [5], построенная на основе гипотезы маргинальной устойчивости, используется для аналитических вычислений характерного размера микроструктуры. Вторая модель [9] позволяет вычислить тепло- и массоперенос в масштабе, сопоставимом с межкристал-литным размером, и установить морфологию кристаллической структуры и распределение примеси (углерода) в образце. Обе модели дают согласованный c экспериментом результат и позволяют прогнозировать кристаллическую структуру при различных режимах лазерной обработки [4−6].
Характерный размер микроструктуры
Для расчета размера микроструктуры воспользуемся гипотезой маргинальной устойчивости [10]. Согласно этой гипотезе, размер микроструктуры ! равен минимальной длине волны малого возмущения, соответствующего условию нейтральной устойчивости плоской поверхности раздела фаз. Эта гипотеза использована ранее [11] для определения характерного размера структуры при лазерной обработке поверхности материала в рамках КСТ-модели, учитывающей отклонение от локального равновесия на фронте затвердевания.
При заданной скорости V движения фронта кристаллизации и температурных градиентах Оь и Gs в расплаве и твердой фазе соответственно соотношение, определяющее параметр !, имеет вид
где, а = (4п2)-1 — параметр маргинальной устойчивости, связывающий размер микроструктуры с длиной волны возмущения, Г — коэффициент Г иббса-Томсона.
Градиент концентрации примеси на фронте кристаллизации может быть определен из обобщенного на случай локально-неравновесного затвердевания решения Иванцова [12]. Он определяется как
где Со — номинальная концентрация сплава, и функция 1У2а (Р) определяется уравнением
(1)
^ (1 — к) С0
0(1- - (1 — к)1ум (Рс)) '
(2)
1у2а (Р) = (пР)½ ехр (Р)ег& amp-(Р½).
(3)
Функции устойчивости? имеют вид [13]
1
(4)
1

где соотношения Рт = VR/2a и Рс = VR/2D определяют соответственно тепловое и концентрационное число Пекле.
Наклон ш (У) линии ликвидус на кинетической фазовой диаграмме описывается выражением [14]
ше
1 — к
ш (У) = & lt-
1 «1п (Г~
ке
1 — ке
+ (1 — к)^- ^ & gt- У & lt- Уг& gt-, т'1пк°, кР. — 1
+ (1 — к)
1п| ?
ке
+
(7)
Неравновесный коэффициент захвата примеси к (У) определяется по уравнению [15]
ке{1-У2/У*)+У/Уш к (У) = { 1 — У2/УI + У/УВ1 '
V& lt- VD,
(8)
1, V ^ VD,
где VDI ^ VD — диффузионная скорость на поверхности раздела фаз [16]. Уравнения модели КСТ [11] получаются из (2)-(8) в частном случае
VD ^ ж.
Для дальнейшего анализа примем Оь & gt- 0 и Gs = 0. При заданной скорости фронта кристаллизации V & lt- Уа, где Уд — скорость абсолютной морфологической устойчивости, уравнение (1), в зависимости от величины температурного градиента Оь, может иметь одно решение, два решения или вообще не иметь решений. Если Оь меньше критического значения О*(У), то уравнение (1) имеет два корня, меньший из которых соответствует отбираемому в процессе роста размеру микроструктуры. При увеличении температурного градиента до критического значения О*(У) уравнение (1) имеет только один корень, соответствующий максимальному характерному размеру дендритной/ячеистой микроструктуры при заданной скорости фронта кристаллизации. Дальнейшее увеличение градиента Оь приводит к отсутствию решений для уравнения (1), что может быть проинтерпретировано как признак устойчивости поверхности раздела и формирования однородной структуры на диффузионных масштабах. Описанные варианты решений проиллюстрированы на рис. 1, где сплошная линия соответствует левой части уравнения (1), а пунктиром обозначено поведение правой части уравнения (1) при различных значениях температурного градиента.
При скорости фронта, превышающей скорость абсолютной морфологической устойчивости, V & gt- Уа, поверхность раздела фаз является плоской на диффузионных масштабах при любых значениях положительного температурного градиента. Таким образом, кривая критического значения температурного градиента О*(У) определяет на ДМ границу между
d /hD
Рис. 1. График зависимости левой (сплошная линия) и правой (пунктир) частей уравнения (1) от характерного размера d микроструктуры при заданном значении скорости V затвердевания и различных значениях температурного градиента Gl (ho = D/Vd — характерный масштаб диффузии)
областью параметров V и Gl, при которых в процессе кристаллизации образуется дендритная/ячеистая структура, и областью, в которой кристаллизация протекает с плоским фронтом (рис. 2).
Отбор морфологии кристаллической структуры
Результаты экспериментов [4−8] показывают взаимосвязь между морфологией кристаллической структуры и скоростью Vb сканирования лазерного луча, которая связана со скоростью V затвердевания выражением
V = Vb cos в, где в является углом между направлением кристаллического роста и направлением движения зоны оплавления. Логично предположить, что морфология микроструктуры должна зависеть от градиента температуры на границе раздела твердой и жидкой фаз в зоне оплавления. Указанная зависимость подтверждается экспериментальными данными и предсказывается в рамках модели Курца, Гиованолы и Триведи [11] (KGT модель). Сопоставление полученных результатов моделирования с данными KGT модели позволяет оценить вклад локально-неравновесной диффузии при движении фронта затвердевания.
Для моделирования морфологии микроструктуры при лазерной закалке была использована модель двухфазной зоны [9], расширенная для процесса высокоскоростного затвердевания. Модель учитывает эффект локально-неравновесной релаксации в процессах диффузионного переноса примеси, который оказывает значительное влияние на механизм сегрегации примеси при больших скоростях затвердевания. Модель двухфазной зоны, использованная в настоящей работе, описывается следующей систе-
мой уравнений:
(9)
д
-[(1-д)Сь+дкСь]+У-3 = 0, дЗ
тдтгг + Е (1 — д) = О,
(10)
(11)
|| = V [(1 — з) V] ,
(12)
(13)
(14)
с 8 = кОь,
ТI = ТА + шСь + ГК — У/^,
где Т — температура,? — время, а — коэффициент температуропроводности, Q — скрытая теплота кристаллизации, 0 ^ д ^ 1 — доля твердой фазы в локальном объеме двухфазной зоны, Сь и С8 — концентрация примесного компонента в жидкой и твердой фазах соответственно, З -диффузионный поток, тр = Оь/Ур — время диффузионной релаксации диффузионного потока к своему стационарному значению, О — коэффициент диффузии, V — вектор скорости кристаллического роста, Т -температура на границе раздела фаз, ТА — температура затвердевания основного компонента, К — кривизна, ^ - кинетический коэффициент роста. Математическая модель и вычислительные алгоритмы описаны в работе [9]. Модель предназначена как для описания высокоскоростного затвердевания со скоростями порядка скорости диффузии (1−20 м/с), так и для изучения процессов относительно низкоскоростного затвердевания со скоростями У & lt- 1 м/с.
В настоящей работе приведено двумерное моделирование роста кристаллической структуры в зоне лазерного оплавления, при котором величины скорости кристаллического роста и температурного градиента на межфазной границе принимались в качестве варьируемых параметров. После начального переходного периода, сопровождающегося изменением параметров структуры, происходил переход к стационарному режиму движения фронта затвердевания, характеризующемуся сохранением характеристик кристаллической структуры. Данные характеристики, к которым относятся морфология (форма роста кристаллов), межкристаллическое расстояние, распределение примесного компонента, могут быть исследованы на экспериментальных образцах.
Обобщенные результаты моделирования представлены в виде ДМ на рис. 2. Морфология определена как ячеистые кристаллы, дендритные кристаллы, бесструктурные кристаллы (при движении плоского, невозмущенного фронта затвердевания) в зависимости от значений параметров У и Оь. ДМ определяет границу между ячеисто-дендритной морфологией и бесструктурной морфологией по результатам численных и аналитических
расчетов. Штрих пунктирная линия соответствует расчетам по КОТ модели [11] и отображает границу между кристаллическим ростом с возмущенным и невозмущенным фронтом. Непрерывная линия соответствует результатам расчетов согласно локально-неравновесной модели (Ь^-тоёе1). По периметру диаграммы приведены численно моделируемые структуры, соответствующие различным областям параметров У и Оь .В частности, показан переход от ячеисто-дендритной структуры к плоскому фронту при увеличении скорости У, если второй параметр, температурный градиент Оь, остается постоянным.
3. Анализ диаграммы микроструктур
Геометрический отбор форм роста
При малых скоростях затвердевания в расчетах наблюдался так называемый «геометрический отбор», когда взаимодействие тепловых и концентрационных полей близко расположенных растущих дендритов приводит к замедлению роста одних кристаллов и увеличению скорости других. В результате происходит выклинивание структуры и отбор характерного междендритного расстояния. Такой отбор протекает на протяжении значительного интервала времени уже после завершения начального переходного режима роста. Этот отбор происходит до установившегося ква-зистационарного режима затвердевания, характеризующегося постоянной скоростью роста, определяемой скоростью движения лазерного луча. До настоящего времени проблема геометрического отбора недостаточно полно изучена, но эффект влияния такого отбора на характерное межкристалли-ческое расстояние весьма значителен, как следует из результатов расчетов.
Абсолютная устойчивость
Согласно результатам, представленным на рис. 2, переход от дендритно-ячеистой морфологии к плоскому фронту может происходить при увеличении величины температурного градиента для фиксированной скорости затвердевания. При величине температурного градиента выше 2 ¦ 109 К/ м наблюдается рост с плоским фронтом при любом значении скорости затвердевания. Это свидетельствует о достижении области абсолютной устойчивости, когда поверхность раздела фаз сохраняет устойчивость к возмущениям. Верхний предел скорости У, когда фронт затвердевания устойчив при любом значении температурного градиента Оь, соответствует скорости абсолютной устойчивости Уа = 7, 04 м/с.
Рис. 2. Диаграмма микроструктур (ДМ), полученная по результатам двумерного численного моделирования затвердевания конструкционной стали. ДМ показывает зависимость морфологии кристаллической структуры от температурного градиента Оь и скорости затвердевания V.? — дендриты, А — ячейки, о — затвердевание с плоским фронтом. Линии — граница между областями затвердевания по типу возмущенного и невозмущенного фронтов (т.е. ячейки и плоский фронт соответственно) — получены численным моделированием (штриховая линия), с использованием аналитических локально-неравновесной модели (непрерывная линия, ЬМ8-шс^е1) и КОТ (штрих-пунктирная линия) модели. Малые рисунки вдоль периметра ДМ демонстрируют формы роста кристаллов и распределение примесного компонента (углерода) в расчетной области при определенном значении параметров Оь и V
Факторы, влияющие на устойчивость
Для построения ДМ использована модель (9)-(14). Численное решение этой модели позволяет оценить влияние следующих факторов:
а) концентрационного градиента Ос —
б) температурного градиента Оь —
в) поверхностного натяжения Г.
Затвердевание сплава в зоне лазерного оплавления осуществляется при положительном температурном градиенте, Оь & gt- 0, следовательно, фактор б оказывает стабилизирующее действие на границу раздела фаз и способствует развитию морфологии типа плоского фронта. Напротив, фактор, а оказывает дестабилизирующее влияние на границу раздела и способствует росту дендритов и ячеек. Фактор в оказывает стабилизирующее действие на морфологическую устойчивость плоского фронта затвердевания.
Различное соотношение этих факторов ведет к развитию возможных форм роста. При малых скоростях роста У & lt- 0, 01 м/с величина концентрационного градиента Ос на границе раздела незначительна. Это дает переход от ячеек к плоскому фронту при относительно низком температурном градиенте О* ~ 106 — 107 К/м. В интервале средних скоростей
0, 01 & lt-У & lt- 3 м/с величина концентрационного градиента Ос значительно возрастает, следовательно, величина градиента структурного перехода увеличивается до значения О* ~ 109 К/м. При скорости У ~ 7 м/с действие стабилизирующих эффектов становится преобладающим, и граница раздела остается устойчивой при произвольном значении Оь. Такой переход к плоскому фронту возможен с началом интенсивного захвата примеси фронтом. Как КОТ, так и Ь^ модели учитывают эффект захвата примеси введением неравновесного коэффициента к распределения, зависящего от скорости У. При увеличении скорости к возрастает в сравнении с равновесным коэффициентом ке, что в итоге приводит к уменьшению величины концентрационного градиента Ос. Соответственно влияние стабилизирующих факторов увеличивается. Таким образом, эффект захвата примеси может являться основной причиной достижения критическим градиентом О* нулевого значения при У = УА.
Оценка локальной неравновесности
Сравнение решений, полученных с использованием КОТ и Ь^ моделей, приводит к интересным результатам. При скоростях У & lt- 1 м/с оба решения совпадают, но в интервале скоростей У & gt- 1 м/с решения начинают расходиться. В частности, КОТ модель дает значение скорости абсолютной устойчивости Уа = 5, 75 м/с при значении Уа = 7,04 м/с, полученном в Ь^ модели. Указанное расхождение свидетельствует, что точное представление эффекта захвата примеси важно для корректного описания поведения системы. Одно из принципиальных различий КОТ и Ь^ моделей заключается в описании именно неравновесного коэффици-
ента к распределения.
Эффект релаксации в LNS модели приводит к формированию концентрационного слоя меньшей ширины, чем предсказывает KGT модель, и соответственно большему значению концентрационного градиента Gc. Таким образом, скорость абсолютной устойчивости, оцениваемая в LNS модели, сдвинута в область более высоких скоростей, чем это предсказывает KGT модель (см. рис. 2).
Выводы
Проанализирована высокоскоростная кристаллизация конструкционной стали при лазерной обработке поверхности с оплавлением с позиции формирования и отбора кристаллической микроструктуры. Диаграмма микроструктур (ДМ), рассчитанная в координатах «скорость затвердевания — температурный градиент», предсказывает переход к бесструктурному затвердеванию при достижении критической скорости роста, равной скорости абсолютной устойчивости фронта затвердевания. Сопоставление модели KGT [11] (модель учитывает отклонение от локального равновесия на границе раздела фаз) с LNS моделью (модель учитывает отклонение от локального равновесия в диффузионном поле и на границе раздела фаз) показало, что граница перехода сдвигается в область больших скоростей затвердевания.
Благодарности. Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования России, проект «Разработка концепций компьютерного моделирования формирования структуры при перекристаллизации сплавов в процессе лазерной и электронной обработки», грант № 9724−7. 1−9. М. Д. Кривилев и Е. В. Харанжевский выражают признательность Удмуртскому государственному университету за финансовую поддержку в рамках НИР «Лазер». Д. А. Данилов и П. К. Галенко выражают признательность Немецкому научному фонду (DFG — Deutsche Forschungsgemeinschaft) за частичное финансирование этой работы в рамках исследовательских проектов Ne 822/2 и He 1601/13.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Gill S.C., Kurz W. Rapidly solidified Al-Cu alloys — I: Experimental determination of the microstructure selection map // Acta Metall. Mater. 1993. Vol. 41. P. 3563−3573.
2. Gill S.C., Kurz W. Rapidly solidified Al-Cu alloys-II: Calculation of the microstructure selection map // Acta Metall. Mater. 1995. Vol. 43. P. 139−151.
3. Norman A.F., Eckler K., Zambon A., Gartner F., Moir S. A., Ramous E., Herlach D.M., Greer A. L. Application of microstructure-selection maps to droplet solidification: a case study of the Ni-Cu system // Acta Mater. 1998. Vol. 46, № 10. P. 3355−3370.
4. Галенко П. К., Харанжевский Е. В., Данилов Д. А. Структура и механические свойства конструкционной стали при лазерной высокоскоростной перекристаллизации // Физика металлов и металловедение. 2002. Т. 94, № 2. С. 207−216.
5. Галенко П. К., Харанжевский Е. В., Данилов Д. А. Высокоскоростная кристаллизация конструкционной стали при лазерной обработке поверхностей // Журн. техн. физики. 2002. Т. 47, № 5. С. 48−55.
6. Haranzhevskiy E. V., Danilov D.A., Krivilyov M.D., Galenko P.K. Structure and mechanical properties of structural steel in laser resolidification processing // Mater. Sci. Eng. A. 2004. Vol. 375−377. P. 502−506.
7. Boettinger W. J., Schechtman D., Schaefer R. J., Biancaniello F. S. The effect of solidification velocity on the microstructure of Ag-Cu alloys // Metall. Trans. A. 1984. Vol. 15. P. 55−66.
8. Gill S.C., Zimmermann M., Kurz W. Laser resolidification of the Al — Al2Cu eutectic: The coupled zone // Acta Metall. Mater. 1989. Vol. 40, № 11. P. 28 952 906.
9. Galenko P. K., Krivilyov M. D. Model for isothermal pattern formation of growing crystals in undercooled binary alloys // Modell. Simul. Mater. Sci. Eng. 2000. Vol.8. P. 67−94.
10. Langer J.S., Muller-Krumbhaar H. Theory of dendritic growth — I. Elements of a stability analysis // Acta Metall. 1978. Vol. 26. P. 1681−1687.
11. Kurz W., Giovanola B., Trivedi R. Theory of microstructural development during rapid solidification // Acta. Metall. 1986. Vol. 34. P. 823−830.
12. Galenko P. K., Danilov D. A. Steady-state shapes of growing crystals in the field of local nonequilibrium diffusion // Phys. Lett. A. 2000. Vol. 272. P. 207−217.
13. Galenko P.K., Danilov D.A. Linear morphological stability analysis of the solid-liquid interface in rapid solidification of a binary system // Physical Review E. 2004. Vol. 69. P. 51 608−1-14.
14. Galenko P. Extended thermodynamical analysis of a motion of the solid-liquid interface in a rapidly solidifying alloy // Physical Review B. 2002. Vol. 65. P. 144 103−1-11.
15. Sobolev S. L. Effects of local non-equilibrium solute diffusion on rapid
solidification of alloys // Phys. Stat. Sol. A. 1996. Vol. 156. P. 293−303.
16. Aziz M.J., Kaplan T. Continuous growth model for interface motion during alloy
solidification // Acta Metallurgica. 1988. Vol. 36. P. 2335−2351.
Поступила в редакцию 16. 02. 05
M. D. Krivilyov, D. A. Danilov, E. V. Haranzhevski, P. K. Galenko Selection of microstructure in laser resolidification of structural steel
Microstructural predictions are given for the laser resolidification of structural steel. A model of rapid solidification which assumes deviations from local equilibrium at the interface and in the solute diffusion field is used. Constructing the Microsctructure Selection Map (MSM) in the co-ordinates «thermal gradient — solidifcation velocity», an analysis of microstructure is presented. A connection between crystalline microstructure, solidification velocity, and the thermal gradient is investigated using numeric modeling. A transition to cellular and dendritic free solidification is found as a transition to absolute stability of the solidification front. Evaluation of local nonequilibrium in the solute diffusion field is given in comparison with the model that uses local nonequlibrium at the interface only.
Кривилев Михаил Дмитриевич Данилов Денис Анатольевич
Удмуртский государственный Высшая техническая школа
университет Институт прикладных исследований
426 034, Россия, 76 133 Германия, г. Карлсруэ,
г. Ижевск, ул. Университетская, 1 Moльткештрассе 30
e-mail: mk@uni. udm. ru e-mail: ddanilov@uni. udm. ru

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой