Кристаллическая решетка металлов при сварке

ТЕОРИЯ сварочных процессов

ПОНЯТИЕ О ДЕФЕКТАХ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКИ

В процессе кристаллизации в твердом металле возникают дефекты кристаллического строения. Закономерность строения кристаллической решетки нарушается наличием несовершенств.

Несовершенства кристаллического строения вызывают большие флуктуации внутренней энергии, влияют на прочность, пластич­ность, деформационную способность металлов, их коррозионную стойкость, склонность к хрупким разрушениям, на технологи­ческую прочность при сварке.

Можно выделить четыре основные вида несовершенств: точечные (нульмерные), линейные (одномерные), поверхностные (двумерные) и объемные (трехмерные).

Дефекты можно также клас­сифицировать как термодинамиче­ски устойчивые и неустойчивые. Термодинамически устойчивые де­фекты возникают в тех случаях, когда увеличение энтропии, вы­званное противодействием иска­жению решетки, уравнивает или даже превышает прирост внутрен­ней энергии, обусловленный этим искажением.

Равновесное содержание таких дефектов возрастает с повыше­нием температуры, причем факти­ческое содержание может не со­впадать с равновесным из-за флуктуации внутренней энергии.

Термодинамически неустойчивыми называются такие дефекты, которые увеличивают свободную энергию кристаллов. Они могут существовать только в неравновесных условиях, созданных, например, сварочным процессом в металле сварного соедине­ния.

Точечные несовершенства (рис. 12.34) — это пропуски отдель­ных атомов в решетке (незаполненные узлы — вакансии), внед­рения атомов в междоузлия, замещения атомов данного элемента атомами другого элемента.

При образовании точечного дефекта заметные смещения претерпевают лишь те атомы, которые близко расположены к вакантному узлу, замещенному атому или междоузлию, занятому атомом внедрения. По мере удаления от центра возмущения искажения решетки быстро уменьшаются.

Образование точечных дефектов вызвано тем, что атомы, совершающие колебания в узлах кристаллической решетки, вследствие флуктуаций энергии или внешнего энергетического воздействия получают дополнительный запас энергии и перехо­дят в состояние с большей потенциальной энергией.

Обычно дефект решетки увеличивает'внутреннюю энергию и энтропию кристалла.

Местная геометрическая и энергетическая неравномерность в решетке вокруг точечного несовершенства приводит к тому, что прн наличии внешних энергетических воздействий (нагрев, деформация, облучение и т. д.) дефектные места выходят из занимаемого положения и начинают перемещаться, уменьшая запас внутренней энергии системы.

Точечные дефекты могут взаимодействовать друг с другом. Если объединяются вакансия и атом внедрения, то происходит аннигиляция обоих дефектов, и атом, бывший ранее междоузель — ным, занимает нормальное положение в решетке. Две вакансии могут объединяться в наиболее простой комплекс дефектов —дивакансию. Процесс объединения вакансий может продолжать­ся до образования небольшой микропоры.

• Междоузельные атомы также могут объединяться и образо­вывать комплексы.
• Вакансии и междоузельные атомы, их миграция играют ре­шающую роль в диффузионных процессах.
• Известны следующие причины миграции точечных дефектов: движение вакансий;
• движение атома внедрения между атомами решетки (для атомов внедрения малого размера, например для водорода);
• переход примесного атома из одного узла в другой с заме­щением атома решетки.
• Рассчитаем равновесную концентрацию точечных дефектов на примере вакансий.
• Равновесную концентрацию вакансий будем определять из условия минимума свободной энергии системы. Приращение свободной энергии системы, вызванное образованием вакансии,
• AF — AE —TAs,
• где ДЕ — увеличение внутренней энергии кристалла; As — при­ращение энтропии.
• Система будет стремиться к равновесному состоянию, если TAs^AE. Введем обозначения: Т — температура кристалла;

N — число атомов в кристалле; п — равновесное число вакансий; U— внутренняя энергия, связанная с одной вакансией, т. е. работа, необходимая для перемещения атома из его узла на поверхность кристалла.

Общее увеличение внутренней энергии, связанное с наличием вакансий, будет равно AE — nU.

Энтропия смеси N атомов и п вакансий в кристалле с JV+rt узлами определяется уравнением

1. (12.55)
2. Используя приближение Стирлинга для расчета свободной энергии F кристалла с п дефектами, получим
3. F—nU— k^T[(N + n)ln(N + n) — nnn — N In JV], (12.56)

Равновесное значение п определяется при F—Fmt„, т. е. из условия dF/dn—Q.

• Продифференцируем выражение (12 56) и получим
• U — kbT[ln(N + n)+ 1 — In/г — 1] = 0.
• После преобразования
• = exp { — U/{hT)].
• Так как N^>n, выражение для равновесной концентрации вакансий можно записать в виде

n = ./Vexp[— U/{khT)~.

К линейным несовершенствам можно отнести цепочки вакан­сий и атомов внедрения, а также дислокации.

Дислокации представляют собой дефекты кристаллического строения, вызывающие нарушения правильного расположения атомов на расстояниях, значительно больших, чем постоянная решетки.

Они возникают случайно при росте кристалла и термо­динамически неравновесны. Причинами образования дислокаций могут быть также конденсация вакансий, скопление примесей, действие высоких напряжений.

Процесс преобразования скопле­ний точечных дефектов в линейные идет с уменьшением сво­бодной энергии кристалла.

Дислокации образуются вследствие появления в кристалле дополнительной атомной плоскости (экстраплоскости), из-за частичного сдвига одной части плоскостей по отношению к дру­гой. На рис. 12.35 показана краевая, или линейная, дислокация.

Линия дислокации представляет проекцию внедренной экстра — плоскости и обозначается знакомХ, если экстраплоскость «встав­лена» сверху (положительная дислокация), — знаком Т, если экстраплоскость «вставлена» снизу (отрицательная дислока­ция).

Степень искаженности кристаллической решетки (по­казатель энергии нестабиль­ности дислокации) определя­ется вектором Бюргерса Ь,

модуль которого равен длине отрезка, на который одна из сторон замкнутого вокруг дислокации четырехугольника ABCD длиннее противоположной (рис. 12.35).

Вследствие смещения одной части атомных рядов кристалла по отношению к другой под влиянием сдвиговых напряжений т в кристалле у вершины смещения образуется винтовая дисло­кация (рис. 12.36).

В реальном кристалле возможно также образование смешан­ной (криволинейной) дислокации — сочетания краевой и винто­вой дислокаций.

Наибольшее геометрическое и энергетическое возмущение в кристалле сосредоточено вблизи линии дислокации.

Область кристалла, непосредственно прилегающая к дис­локации, называется ядром дислокации. В этой области смеще­ния атомов и напряжения, возникающие в металле вследствие наличия дислокации, не подчиняются закону Гука. На рис. 12.

37 показано распределение напряжений в окрестностях краевой дислокации. Поле напряжений от дислокации за пределами ядра имеет гиперболический характер, который изменяется по мере приближения к ядру.

Напряжения в зоне, удаленной от ядра, можно вычислить по следующим формулам:

_ Gb 9( ЗгЧу2)

х 2л(1 — р) Xі + у2 ’

Gb у{х2-!?) ау 2л(1 — р) х2 + !/ ;

1. Gb х(х2 — у2)
2. ху 2я(1 — и) x?+tf
3. где G — модуль сдвига; р — коэффициент Пуассона.

Формулы (12.58)…(12.60) справедливы для области, удален­ной от дислокации не менее чем на пять межатомных расстояний.

Дислокации могут взаимодействовать друг с другом, причем дислокации одного знака отталкиваются, а разных — притяги­ваются. Сила взаимодействия дислокаций определяется выра­жением

f=±|£. (12.61)

где h — расстояние между дислокациями.

Взаимодействие дислокаций выражено во взаимодействии (суммировании) полей их напряжений, при этом изменяется суммарный уровень потенциальной энергии системы. Энергети­чески выгодным будет взаимодействие одинаковых дислокаций противоположного знака, приводящее к их аннигиляции.

• Движущая сила любого вызванного наличием дислокаций процесса в кристалле — потенциальная энергия дислокации, которая пропорциональна квадрату вектора Бюргерса.
• Для краевой дислокации
• для винтовой дислокации
• U, = ~ (12.63)

Свободная энергия дислокации, подчиняющаяся уравнению Гельмгольца (12.54), полностью определяется потенциальной энергией. Это вызвано двумя обстоятельствами.

В области ядра дислокации перемещения атомов значитель­ны, что приводит к большому изменению энтропии s, однако объем ядра мал и общее возрастание связанной энергии Ts системы будет незначительным.

Упругая область удалена от ядра, поэтому изменения колеба­ний атомов этой области, вызванные наличием дислокации, будут несущественными и приведут к несущественному измене­нию энтропии s и связанной энергии Ts.

Дислокация представляет собой энергетически неуравнове­шенный атомный комплекс с повышенной свободной энергией. Под влиянием внешнего силового (энергетического) воздействия она начинает двигаться к положению с наименьшей свободной энергией (стабильному состоянию).

В процессах возникновения и движения дислокаций, в том числе при пластической деформа­ции, они перемещаются к поверхности, где увеличивают плот­ность участков с повышенной свободной энергией, повышенной активностью, что имеет большое значение при сварке металлов давлением в твердом состоянии.

Существует два основных типа движения дислокаций. При скольжении или консервативном движении дислокации движутся в плоскости, определенной линией дислокации и вектором Бюр­герса. При переползании или неконсервативном движении дис­локация выходит из плоскости сдвига.

В условиях низкой температуры, когда диффузия затруднена, и при отсутствии избыточной концентрации точечных дефектов движение дислокации почти полностью осуществляется путем скольжения.

Кроме того, пластическая деформация кристалла происходит в результате движения (скольжения) одной плос­кости атомов относительно другой по плоскостям скольжения. Дислокацию при этом можно рассматривать как границу между сдвинутой и несдвинутой частями кристалла.

Таким образом, при пластической деформации происходит движение дислокаций путем скольжения.

Переползание дислокаций — диффузионный, термически акти­вируемый процесс. Чаще всего переползание происходит при высоких температурах в результате диффузии вакансий к дис­локации и от нес.

1. К поверхностным несовершенствам кристаллического строе­ния относятся искажения кристаллической решетки у поверх­ности металла, границы зерен, блоков, структурных составляю­щих.
2. Объемные несовершенства кристаллов могут быть вызваны микроскопическими порами, трещинами, инородными включени­ями.
3. ОСОБЕННОСТИ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ НЕСОВЕРШЕНСТВ
4. КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ В МЕТАЛЛЕ
5. СВАРНОГО СОЕДИНЕНИЯ

Процесс сварки сопровождается интенсивным термодеформа­ционным воздействием на металл.

Высокие температуры нагрева, неравновесные условия кристаллизации шва, высоко- и низко­температурная пластическая деформация, значительная хими­ческая неоднородность металла шва оказывают большое влияние на образование и перераспределение дефектов кристаллического строения в шве и зоне термического влияния.

Основной источник вакансий в свариваемых металлах — тепловое возбуждение. Определенное влияние на генерирование и перераспределение вакансий в околошовной зоне могут оказать упругопластические сварочные деформации.

Равновесная концентрация вакансий в металлах при нагреве до температуры плавления близка к 10~5.

На рис. 12.38 показаны концентрации вакансий в стали при сварке и закалке в диапазоне температур от нормальной до температуры ликвидуса Тл. Оба технологических процесса приводят к существенному повышению концентрации вакансий по сравнению с равновесной концентрацией.

В сварном соединении равновесная концентрация вакансий резко снижается при удалении точки от зоны сплавления. Это приводит к снижению интенсивности выделения вакансий в про­цессе сварки и после нее.

Рис. 12.38. Зависимость концентра* Рис. 12 39 Характер изменения проч — ции вакансий от температуры при ности а и пластичности Я металлов и сварке и закалке: сплавов при нагреве до Тл

/ — равновесная концентрация, 2— сварка; 3 — закалка

Плотность дислокаций (число дислокаций, пересекающих единицу поверхности) в стали составляет 104 мм-2 после отжига, 5-Ю9 мм-2 после интенсивной пластической деформации и Ю10 мм-2 после закалки.

Сварное соединение включает в себя зоны, испытавшие такие термические и термомеханические воздействия, поэтому в различных зонах сварного соединения плотность дислокаций может достигать указанных значений.

Характер распределения плотности дислокаций в сварном соеди­нении может изменяться в весьма широких пределах. Он зависит от химического состава и предварительной термической обработ­ки свариваемого металла, способа и режима сварки, условий охлаждения изделия.

Так, например, максимальная плотность дислокаций в сварном соединении стали 0Х18Н10Т наблюдается в зоне, максимальные температуры нагрева которой при сварке составляли 770…870 К.

• Чтобы решить дифференциальное уравнение теплопроводно­сти, необходимо задать распределение температур в начальный момент времени (начальное условие) и условия взаимодействия тела с окружающей средой на его границах (граничные условия). Начальное условие определяется …
• На современном уровне развития математики аналитическое решение уравнения теплопроводности в общем виде (5.21) еще не найдено, однако при введении некоторых допущений и упрощений можно получить пригодные для практического использования ча­стные …
• Сложный процесс изменения температуры точек тела с коор­динатами jc, у, z во времени t описывается дифференциальным уравнением теплопроводности. Для вывода этого уравнения необ­ходимо рассмотреть баланс теплоты в некотором элементарном объеме …

Строение и кристаллизация сварного шва

• Кристаллизация металла в зоне сварки
• Строение сварного шва
• Кристаллизация металла в зоне сварки

Сварочная ванна представляет собой участок расплавленного метала, перемещающийся вместе со сварочной дугой вдоль шва со скоростью сварки. Она имеет в продольном сечении форму, показанную на рисунок справа. В головной части ванна глубже, так как здесь жидкий металл находится под давлением дуги РД, обусловленным давлением газов, ударами заряженных частиц о поверхность металла и электромагнитным дутьем дуги. Глубина ванны зависит от плотности тока и скорости сварки, возрастая с повышением плотности и уменьшением скорости.

Жидкий металл ванны находится в непрерывном движении и перемешивании. Давлением дуги он вытесняется со дна ванны на ее боковые поверхности, образуя кратер.

Жидкий металл откладывается отдельными порциями и давление дуги периодически изменяется, отчего при затвердевании металла шва на его поверхности образуются волны (чешуйки). Чем толще слой шлака над расплавленным металлом шва, тем чешуйки будут тоньше, а поверхность шва — более ровной и чистой. Особенно чистой поверхность шва получается при автоматической сварке под флюсом.

При ручной дуговой сврке  размеры ванны примерно следующие, мм: длина = 20-30, ширина = 8-12,  глубина = 2-3 мм

При сварке под флюсом размеры ванны примерно следующие, мм: длина = 80-120, ширина = 20-30, глубина = 15-20.

Время, в течение которого металл ванны находится в жидком состоянии, зависит от способа и скорости сварки. Например, при ручной сварке током 150—200 а со скоростью от 3 до 11 м/ч это время составляет от 24 до 6,5 сек при автоматической под флюсом со скоростью 50 м/ч — 4,4 сек.

По линии АБВ ванны (см. рис. 32) протекает процесс плавления основного металла, а по линии ВГА — кристаллизации металла шва.

Кристаллизацией называется процесс образования зерен (кристаллитов) расплавленного металла при переходе его из жидкого состояния в твердое. Это, так называемая, первичная кристаллизация.

Существует еще вторичная кристаллизация, при которой происходит изменение структуры уже затвердевшего металла. Первичная кристаллизация металла шва начинается в результате его охлаждения при отводе тепла в толщу твердого металла, окружающего сварочную ванну.

Сначала возникают отдельные центры кристаллизации, а от них начинают расти уже сами кристаллы, образующие зерна металла.

Первичная кристаллизация зарождается в первую очередь по линии сплавления I—II (рис. 33, а), на границах частично оплавленных зерен твердого металла, так как именно здесь начинается охлаждение ванны.

Кристаллы растут в сторону толщи металла шва, как показано стрелкой, перпендикулярно плоскости отвода тепла.

Количество, форма и расположение зерен зависят от места зарождения центров кристаллизации, скорости роста зерен, скорости охлаждения и направления отвода тепла, а также от наличия в расплавленном металле посторонних включений. При затвердевании металла сварочной ванны (рис.

33, б) сначала возникают быстрорастущие кристаллы вследствие интенсивного отвода тепла в основной металл. Между ними появляются более мелкие и медленнее растущие кристаллы, поскольку от них тепло отводится не так быстро.

Затем зерна смыкаются и из них продолжают расти только те, которые расположены перпендикулярно поверхности раздела между твердым и жидким металлом. При уменьшении скорости охлаждения центры кристаллизации возникают более равномерно по всему объему металла, а зерна растут во все стороны. Первичная кристаллизация металла шва протекает периодически и при специальном травлении в нем можно различить слоистое строение.

Металл шва в результате первичной кристаллизации получает или гранулярную (зернистую) структуру, при которой зерна не имеют определенной ориентировки, а по форме напоминают многогранники, или столбчатую и дендритную структуру, при которой зерна вытянуты в одном направлении (рис. 33, в). При столбчатой структуре зерна имеют компактную вытянутую форму, при дендритной — ветвистую, напоминающую дерево. Дендриты обычно располагаются в столбчатых зернах, являясь их основой.

Чем быстрее охлаждение металла, тем больше образуется центров кристаллизации и тем мельче будут зерна. При медленном охлаждении в процессе затвердевания металл приобретает крупнозернистое строение. Столбчато-дендритная структура с крупными зернами (см. рис.

33, в) характерна для сварки под флюсом, где охлаждение металла шва происходит медленнее, чем при ручной сварке. Гранулярная структура присуща сварке покрытыми электродами. Она может быть крупной и мелкой, в зависимости от условий охлаждения и кристаллизации.

Мелкозернистая гранулярная структура повышает механические свойства наплавленного металла.

Зерна основного металла отличаются по форме от зерен металла шва тем, что они деформированы и вытянуты в направлении прокатки.

Находящиеся в жидком металле примеси и загрязнения (окислы, шлаки и др.) имеют более низкую температуру затвердевания, чем металл, и при застывании располагаются по границам зерен, ухудшая их сцепление между собой. Это снижает прочность и пластичность наплавленного металла. Чем чище наплавленный металл, тем выше его механические свойства.

Форма шва имеет значение для направления кристаллизации и расположения неметаллических включений. При широких швах (рис. 33, г) эти включения вытесняются наверх и могут быть легко удалены; при узких швах (рис. 33, д) включения часто остаются в середине шва между зернами.

Строение сварного шва

Рассмотрим вопрос о строении сварного шва на примере сварки низкоуглеродистой стали, имеющей наибольшее применение в сварных конструкциях.

На тщательно отшлифованной поверхности разреза сварного шва, протравленной специальным раствором, можно ясно видеть отдельные участки, имеющие различное строение зерен и называемые зонами сварного шва. Эти зоны следующие.

Основной металл, который в процессе сварки нагревается и частично расплавляется. Чем выше температура нагрева, тем большие изменения будет претерпевать металл. В той зоне основного металла, где температура нагрева углеродистой стали не превышает 720° С, сталь сохраняет те же свойства, которыми она обладала до сварки.

Металл шва образуется в результате кристаллизации расплавленных основного и электродного (присадочного) металла. Доля электродного металла шва составляет при ручной дуговой сварке от 50 до 70%, при сварке под флюсом от 30 до 40%.

Химический состав металла шва может значительно отличаться от состава основного металла вследствие химических реакций и перемешивания, происходящих в сварочной ванне.

На химический состав металла шва влияет также состав покрытия, флюса, режим сварки, защита дуги от окружающей атмосферы и пр.

Зона сплавления, расположенная на границе между основным и наплавленным металлом. Если зерна основного и наплавленного металла хорошо срослись и как бы проникают друг в друга, то такие швы обладают наибольшей прочностью.

Зона сплавления имеет очень малую ширину и трудно различима, так как сливается с границей шва.

Если между зернами основного металла и металла шва имеется пленка окислов, то в этом месте шов обладает пониженной прочностью из-за нарушения сцепления частиц основного и наплавленного металла.

Зона влияния. За зоной сплавления располагается участок основного металла, где он не изменяет своего первоначального химического состава. Однако структура основного металла, на этом участке меняется под влиянием нагревания при сварке. Этот участок носит название зоны термического (теплового) влияния или просто зоны влияния.

Строение зоны влияния при ручной дуговой сварке низкоуглеродистой стали схематически показано на рис. 34, а. Рядом с металлом шва расположена зона сплавления, с которой граничит участок перегрева.

Здесь основной металл уже не нагревается до температуры плавления, хотя температура его достаточно высока и лежит в пределах 1100—1500° С, что вызывает значительный рост зерен на данном участке, и почти всегда сопровождается образованием игольчатой (видманштеттовой) структуры.

Эта часть шва обычно является наиболее слабым местом и металл здесь обладает наибольшей хрупкостью, хотя это существенно не влияет на прочность сварного соединения в делом, за исключением тех случаев, когда перегрев значителен.

По мере удаления от оси шва температура металла понижается. В пределах температур 900—1100°С находится участок нормализации, характеризующийся наиболее мелкозернистым строением, так как здесь температура нагрева лишь незначительно превышает критическую* температуру. На участке нормализации металл сварного соединения обладает наибольшей прочностью и пластичностью.

Следующий участок основного металла, лежащий в пределах температур 720—900° С, подвержен лишь частичному изменению структуры и потому называется участком неполной перекристаллизации. В нем наряду с довольно крупными зернами имеются скопления мелких зерен.

В этой части металла подведенного тепла уже оказалось недостаточно для перекристаллизации и измельчения всех зерен. Участок, соответствующий нагреву от 500 до 720°С, называется участком рекристаллизации; в нем структура стали не изменяется, а происходит лишь восстановление прежней формы и размеров зерен, разрушенных и деформированных при прокатке металла.

При дальнейшем понижении температуры от 500° С и ниже нельзя заметить признаков теплового воздействия на основной металл.

Наименьшую ширину (около 2,5 мм) зона термического влияния имеет при ручной дуговой сварке голыми и тонкопокрытыми электродами. При ручной сварке толстопокрытыми' электродами зона влияния больше и составляет 5—6 мм. При газовой сварке она наибольшая и достигает 25—27 мм.

Ширина зоны влияния зависит от основных условий процесса сварки, определяемых толщиной и видом свариваемого металла (величины тока, скорости сварки, условий отвода тепла от места сварки).

Так, например, при автоматической сварке низкоуглеродистой стали толщиной 40 мм, со скоростью 10—12 м/ч, током 2000—2500 а ширина зоны влияния достигает 8—10 мм; при автоматической сварке этой же стали толщиной 2 мм, током 1200—1400 а, при скорости 360 м/ч ширина зоны влияния всего 0,5—0,7 мм.

При сварке среднеуглеродистых и низкоуглеродистых сталей, склонных к закалке, структура металла в зоне влияния будет несколько иной (рис. 34, б). В этом случае за участком сплавления будут расположены (в направлении слева — направо): 8 — участок закалки, 9 — участок неполной закалки, 10— зона отпуска, 11 — основной металл.

Кристаллизация сварочной ванны

Сеть профессиональных контактов специалистов сварки

Технология: | Теория сварки

Темы: Технология сварки, Сварные соединения.

Сварные соединения, полученные сваркой плавлением, имеют три ярко выраженных зоны: литую зону в той части соединения, где существовала расплавленная ванна жидкого металла; основной металл, подвергшийся тепловому влиянию сварки; основной металл, не испытавший такого влияния. Структура основного металла определяется технологической обработкой заготовок перед сваркой. Заготовки могут быть из листового металла в состоянии нагартовки, отжига или рекристаллизации, из отливок или поковок.

Зона термического влияния сварки представляет собой агрегат слоев с неоднородной структурой в соответствии с термическими циклами нагрева и охлаждения Нагартованный основной металл претерпевает в этой зоне возврат и рекристаллизацию. При сварке рекристаллизованного металла или отливок в зоне термического влияния проходит собирательная рекристаллизация.

Если свариваемый металл является полиморфным, то наряду со структурными изменениями в зоне термического влияния наблюдаются также фазовые переходы. Степень развития этих процессов в каждом слое зоны зависит от максимальной температуры нагрева слоя, длительности нахождения выше температуры фазового или структурного превращения, скорости нагрева и охлаждения.

Литая зона сварного соединения представляет собой металл, затвердевший в особой форме, какой являются оплавленные кромки основного металла. Удерживая жидкую сварочную ванну, кромки основного металла одновременно служат подложкой для затвердевающего металла.

В соответствии с теорией роста кристаллов затвердевание жидкого металла происходит путем образования новых атомных слоев твердой фазы. Эти слои сохраняют кристаллографическую ориентацию подложки.

Очевидно, что в случае кристаллизации сварочной ванны первые кристаллиты, прорастающие от линии сплавления в глубь ванны, будут иметь ориентацию оплавленных рекристаллизованных зерен околошовной зоны, т. е. будут сильно разориентированы.

Рисунок 1. Формирование кристаллитов сварного шва на оплавленных рекристаллизованных зернах околошовной зоны: 1 — металл шва, 2 — линия сплавления, 3 — зона термического влияния, 4 — основной металл.

Число кристаллитов сварного шва на линии сплавления равно числу оплавленных рекристаллизованных зерен (рис. 1). Между кристаллитами формируются большеугловые границы, являющиеся продолжением границ рекристаллизованных зерен. Эти границы можно представить как поверхности раздела различно ориентированных кристаллических решеток.

Однако затвердевание сварочной ванны может происходить не только путем развития кристаллитов от подложки в глубь ванны, но также путем образования вблизи от края ванны слоя новых кристаллитов. Их образование связано с развитием термического или концентрационного переохлаждения.

В переохлажденном слое независимо друг от друга возникают зародыши кристаллизации. Чем больше степень переохлаждения расплава, тем больше образуется зародышей кристаллизации и соответственно больше новых кристаллитов. До момента столкновения эти кристаллиты не взаимодействуют.

Поэтому этот слой также характеризуется их беспорядочной ориентацией.

Общее число первоначально возникающих в сварочной ванне кристаллитов определяется тепловыми условиями сварки.

При малых скоростях нагрева и охлаждения и большой длительности нахождения свариваемого металла при температурах выше температуры рекристаллизации в зоне, прилегающей к сварочной ванне, существенно вырастет зерно, число затравочных зерен уменьшится и от линии сплавления в глубь ванны прорастет соответственно меньшее число кристаллитов.

В этих же условиях сварочная ванна окажется менее переохлажденной, и число новых центров кристаллизации, образующих в дальнейшем слой хаотически ориентированных кристаллитов, также будет меньшим. Размер кристаллитов в краевом слое сварного шва увеличится.

Могут существовать и такие условия охлаждения сварочной ванны (например, при сварке чистых металлов на малых скоростях или с сопутствующим подогревом), при которых расплавленный металл будет недостаточно переохлажден для образования у края ванны новых центров кристаллизации, и развитие получат только кристаллиты, растущие от подложки.

Скорости кристаллизации по разным кристаллографическим направлениям различны. Направлением преимущественного роста кристаллитов в металлах с решеткой гранецентрированного или объемноцентрированного куба является , для гексагональной плотноупакованной решетки .

По мере протекания процесса затвердевания сварочной ванны растущие от края ванны кристаллиты сталкиваются и вступают во взаимодействие. Более благоприятно ориентированы кристаллиты, у которых кристаллографические направления преимущественного роста близки или совпадают с направлением теплового потока, разрастаются за счет соседних.

Это разрастание происходит путем отклонения границы между двумя кристаллитами в сторону неблагоприятно ориентированного кристаллита.

В результате конкурентного роста часть кристаллитов исчезает, поперечное сечение оставшихся кристаллитов становится больше.

Поскольку новые кристаллиты не образуются (переохлаждение, необходимое для поддержания процесса зарождения новых центров кристаллизации, уже снято), ничто не препятствует дальнейшему росту кристаллитов в глубь сварочной ванны.

В сварном шве возникает зона с кристаллитами избирательной ориентации, вытянутыми в направлении теплового потока подобно столбчатым кристаллитам слитков.

Во всех металлах и сплавах, кристаллизующихся в неравновесных условиях, столбчатая зона с преимущественной ориентацией образуется благодаря дендритному росту. Границы между кристаллитами, формирующиеся по мере продвижения в расплав кристаллических решеток твердой фазы, обычно также вытянуты в направлении роста.

Однако между зонами столбчатых кристаллитов слитков и сварных швов имеются существенные различия.

В слитках оси роста кристаллитов, совпадающие с направлением отвода тепла, остаются прямолинейными на всей стадии столбчатой кристаллизации, так как слиток кристаллизуется чаще всего в геометрически правильной форме (например, радиальный теплоотвод в цилиндрической изложнице, осевой теплоотвод в водоохлаждаемом кристаллизаторе).

Рисунок 2. Траектории роста кристаллитов в сварочной ванне при схемах кристаллизации : а — пространственной, б — плоской.

В сварных швах оси роста кристаллитов в общем случае представляют собой пространственные кривые, что обусловлено изменением формы сварочной ванны в плоскостях, параллельных плоскости свариваемого листа, и перемещением теплового поля в направлении сварки (рис. 2, с).

При сварке тонких листов встык, когда сварочный источник можно считать линейным, а сварочную ванну — постоянной формы по толщине листа, пространственная схема кристаллизации сменяется плоской, т. е.

криволинейные оси роста кристаллитов оказываются расположенными в параллельных плоскостях (рис. 2, б).

Структуры с прямолинейными осями роста в столбчатой зоне формируются в случае сварки тонколистового металла на больших скоростях, когда сварочная ванна имеет вытянутую форму и тепловой поток на большой протяженности ванны перпендикулярен направлению сварки.

Малый объем сварочной ванны и большая кривизна оплавляемой поверхности — причина того, что столбчатые кристаллиты в сварном шве более разориентированы, чем такие же кристаллиты в слитках.

Так, по данным рентгеновской съемки по методу Берга-Беррета, углы разориентации между столбчатыми кристаллитами в сварных швах на листах толщиной 1-1,5 мм (плоская схема кристаллизации) составляют 5—20°.

При других очертаниях сварочной ванны, например при сварке с глубоким проплавлением или при наплавке, когда кривизна ванны больше, разориентация столбчатых кристаллитов может оказаться еще более заметной.

С целью повышения технологической прочности и пластичности соединений стремятся подавить образование в сварных швах крупнозернистой столбчатой структуры.

Рисунок 3. Макроструктура металла шва: а — разная окраска зерен при химическом травлении, б — фигуры травления в поле кристаллитов. Х150.

Это достигается:

а) введением в металл шва в достаточных концентрациях элементов, способствующих образованию высокотемпературных избыточных фаз типа твердого раствора (например, ферритной фазы в швах аустенитных сталей), эвтектик (например, в швах из сплавов алюминия с кремнием, медью и т. п.), первичных карбидов (например, карбидов ниобия; ниобиевой карбидно-аустенитной эвтектики в швах аустенитных сталей типа Х13Н18, Х15Н25, Х15Н35 и никелевых сплавов) или первичного графита и др.;

б) введением в сварочную ванну модификаторов в виде твердых частиц тугоплавких металлов или соединений (например, молибдена и титана при сварке цветных сплавов) либо поверхностно-активных элементов (например, стронция и церия при сварке никелевых сплавов, аустенитных сталей и пр.);

в) воздействием на сварочную ванну ультразвуковых колебаний или механических вибраций (см. Защита от вибрации).

Все эти меры направлены к тому, чтобы создать перед фронтом растущих столбчатых кристаллитов новые центры кристаллизации, подавив тем самым их дальнейший рост.

В центре сварных швов сплавов часто появляется зона равноосных кристаллитов, свидетельствующая о развитии в этой части сварочной ванны концентрационного переохлаждения и присутствии инородных частиц, действующих как катализаторы зарождения. Кристаллиты этой зоны зарождаются в объеме расплава независимо от уже существующего фронта кристаллизации и ориентированы хаотично.

О разориентации кристаллитов в сварном шве можно судить не только по данным рентгеновской съемки, но также по виду макроструктуры (рис. 3, а) или по форме фигур травления (рис. 3, б).

Различная сила отражения света от соседних кристаллитов на макрошлифах сварных швов и различная огранка фигур травления в соседних кристаллитах свидетельствуют о сильной разориентации их кристаллических решеток.

Таким образом, литая зона сварного шва представляет собой поликристаллический агрегат, состоящий из сильно разориентированных кристаллитов с большеугловыми границами между ними.

Чем больше кривизна поверхности сварочной ванны и меньшее ее размеры, тем более разориентированными должны быть соседние кристаллиты в шве.

Внутри кристаллитов наблюдаются некоторые отклонения в ориентации от главного направления роста вследствие образования ячеистой субструктуры, однако эти отклонения не могут превышать нескольких градусов.

Еще по теме «Кристаллизация сварочной ванны«:

Copyright. При любом цитировании материалов Cайта, включая сообщения из форумов, прямая активная ссылка на портал weldzone.info обязательна.

Физическое строение металлов и сварных соединений

Основой химических элементов, в том числе и металлов, является атом, состоящий из электрически положительного заряженного ядра и отрицательно заряженных электронов. Способность атомов соединяться друг с другом, образовывая связи различной прочности, объясняется разницей в электронном строении элементов.

Свойства атома, а также связь между собой атомов одних и тех же элементов и атомов различных элементов зависят от общего числа электронов в атоме, расположения их по электронным уровням.

Соединение отдельных атомов между собой и образование атомных комплексов обусловливает создание молекул химических соединений, образование атомных агрегатов металлов и других веществ. Эта способность атомов одного и того же или различных веществ образовывать неразъемное соединение является важнейшим фактором при сварке металлов.

Основой образования неразъемных соединений является взаимодействие электронов, а движущей силой этого взаимодействия — стремление атомов к образованию завершенных электронных оболочек и достижению наиболее устойчивого распределения электронов.

Возможность отдачи электронов одними атомами и присоединения их другими создает положительно и отрицательно заряженные ионы, которые, притягиваясь друг к другу, обусловливают наличие прочной атомной связи.

Оставшиеся у ионов заполненные или незаполненные оболочки, взаимодействуя, определяют строгую закономерность расположения атомов-ионов в пространственной кристаллической решетке. Характер этого расположения атомов определяет вид пространственной кристаллической решетки.

Для соединения двух металлов имеет значение соответствие их кристаллического строения и размеров атомов. Лучшие условия для совмещения атомов и установления общности кристаллического строения атомов, т. е. для сварки, будут при одинаковых кристаллических решетках, однотипных решетках с близкими параметрами и атомами с близкими размерами. В реальных условиях четкая закономерность нарушается наличием несовершенств кристаллической структуры, которые определяют основные механические свойства металлов— способность сопротивляться воздействию внешних сил, способность к деформации при нагружении, склонность к хрупкости и поведение при сварке.

Металлы как кристаллические вещества при данных температуре и давлении характеризуются строго определенным пространственным расположением атомов, т. е. металл в твердом состоянии при данной температуре имеет энергетически устойчивое кристаллическое строение с минимумом свободной энергии, которой обладает атом или комбинация атомов.

Нагрев или охлаждение вносят в состояние атомов энергетические изменения, а это может привести к перестройке в их взаимном расположении с минимумом свободной энергии. Следовательно, изменение температуры приводит к изменению свободной энергии. Однако до определенных температур нагрева металл остается кристаллическим телом.

Повышение температуры приведет к дальнейшему изменению энергетического состояния атомов, близкому к энергетическому состоянию жидкости. При увеличении нагрева цельность металлической решетки нарушается, а в отдельных участках могут сохраняться отдельные группировки относительно закономерно построенных атомов.

В силу энергетических условий они не могут быть устойчивыми, поэтому происходит их систематическое разрушение и образование. Эти группировки атомов в процессе кристаллизации становятся центрами кристаллизации. Чем меньше этих центров, тем из более крупных кристаллов будет состоять металл при переходе из жидкого состояния в твердое.

Следовательно, условия плавления металла оказывают влияние на процесс кристаллизации и соответственно на свойства металла сварного шва. Однако из-за большого перегрева металла в сварочной ванне к моменту кристаллизации останется очень мало указанных центров кристаллизации или они вообще будут отсутствовать.

Поэтому в сварочную ванну необходимо вводить искусственные центры кристаллизации, природа и количество которых зависят от условий сварки и используемых сварочных материалов, состава основного и присадочного металлов.

В связи с многообразием условий образования и охлаждения сварочной ванны кристаллизация    ее происходит значительно сложнее по сравнению со слитком. В месте горения дуги металл сварочной ванны имеет температуру, значительно превышающую температуру кристаллизации (около 2300°С).

С удалением от очага дуги температура жидкого металла снижается и вблизи кромок и ранее закристаллизовавшегося металла становится близкой к температуре кристаллизации.

На линии, проходящей через дугу и свариваемые кромки, температура расплава на границе жидкого и твердого металлов выше, чем в местах ближе к хвостовой части ванны, поэтому рост кристаллов в хвостовой части ванны значительно опережает рост кристаллов у кромок в зоне максимальных температур.

Нагрев или охлаждение металла в твердом состоянии может вызвать переход одного вида кристаллической решетки в другую, который называется аллотропическим (полиморфным) превращением и подчиняется законам кристаллизации.

После перехода металла из жидкого состояния в твердое (перекристаллизация) изменяется его кристаллическое строение.

Перекристаллизация как при нагреве, так и при охлаждении является очень важным фактором, влияющим на кристаллическую структуру, зернистость и свойства металлов.

При сварке перекристаллизация позволяет нарушить неблагоприятное строение в виде вытянутых столбчатых кристаллов и создать более мелкозернистую структуру. Перегретые при сварке зоны основного металла можно за счет дополнительного нагрева с последующим   охлаждением   вновь   сделать   мелкозернистыми.

Упругая и пластическая (остаточная) деформация металла в зоне сварного соединения, связанная с локальным нагревом при сварке плавлением, оказывает в ряде случаев решающее влияние на формирование качественного сварного соединения. Деформация происходит под действием внешних сил.

При упругой деформации после устранения этой внешней силы форма и размеры металлической конструкции восстанавливаются, а при пластической — остаются неизменными. В процессе сварки и охлаждения металл сварного соединения подвергается сложному температурно-деформационному воздействию.

После остывания в зоне шва и прилегающих к нему небольших участков основного металла остаются высокие напряжения и соответствующие упругие деформации. Механизм   пластической  деформации связывают с Перемещением несовершенств кристаллического строения металлов.

Однако перемещение несовершенств (дислокаций) происходит не свободно, а с задержкой у различных препятствий, создающих условия для увеличения сопротивления, а следовательно, и усилия для продвижения последующих дислокаций. Поэтому по мере перемещений дислокаций и соответственно роста пластической деформации металл упрочняется, что приближает стадию его разрушения.

Явления, происходящие в металле при пластической деформации, повышают свободную энергию металла, связанную с тем, что упругопластические преобразования в процессе охлаждения приводят к возникновению высокого уровня остаточных сварочных напряжений, вызывающих в отдельных кристаллитах сдвиговую деформацию, а в остальных — упругие искажения.

Такое состояние металла сварных соединений делает его более предрасположенным к образованию очагов разрушения под влиянием внешних нагрузок. Повысить термодинамическую устойчивость металла сварного соединения и приблизить ее к основному металлу можно с помощью нагрева, при котором происходят процессы возврата структуры металла и рекристаллизации.

На первой стадии нагрева металла при сравнительно невысокой температуре начинаются изменения, связанные с дефектами кристаллического строения. При дальнейшем повышении температуры в некоторых металлах развивается вторая стадия возврата структуры металла.

Чаще всего это бывает в металлах при нагреве после небольших деформаций или в процессе горячей деформации при пониженной температуре. При дальнейшем нагреве начинается процесс первичной рекристаллизации.

Небольшое дальнейшее повышение температуры или увеличение времени пребывания при температуре начала рекристаллизации приводит к изменению структуры металла, когда металл приобретает высокую пластичность, а созданная наклепом повышенная прочность снижается.

За первой стадией рекристаллизации следует вторая, при которой за счет диффузионных процессов происходит активный рост зерен. Процессы рекристаллизации имеют разностороннее значение при формировании сварных соединений. При дуговой сварке процесс рекристаллизации влияет на строение и свойства сварного соединения.

Термодеформационный цикл сварки создает упругопластическую деформацию и высокий уровень остаточных сварочных напряжений. Неравномерность упругопластической деформации при сварке обусловливает различную степень деформирования кристаллитов и их рост. В конечном итоге это приводит к тому, что в сварном соединении возникает четко выраженная разнозернистость, отрицательно влияющая на свойства металла, особенно на его вязкость.

Разрушение металлов чаще всего наступает на завершающей стадии холодной пластической деформации.

Для деформации и разрушения сварных соединений возникновение и развитие микропластической деформации в отдельных кристаллитах имеет серьезное значение, и, в частности, может быть одной из основных причин появления холодных трещин, которые образуются в различных зонах сварных соединений (в основном в зоне теплового влияния) через различные интервалы времени после завершения сварки. Для возникновения трещин необходимо наличие усилий, вызывающих упругую и локальную, или микропластическую деформацию. В ненагруженном сварном соединении такими усилиями являются остаточные сварочные напряжения. Поэтому все явления, ведущие к повышению уровня остаточных сварочных напряжений, способствуют появлению холодных трещин. Это может быть большая скорость охлаждения, концентрация и пересечение сварных швов, жесткие и замкнутые контуры сварных участков, резкие переходы сечений, локализация нагрева. Принимая меры к устранению указанных факторов, можно предотвратить появление холодных трещин.

Металл зоны сварного соединения в основном характеризуется таким же комплексом свойств, как и свариваемый металл. Однако в связи с тем, что в сварном соединении может быть значительная разница в свойствах металла различных зон, свойства сварного соединения оценивают по его отдельным зонам и сварного соединения в целом.