ТЕОРИЯ сварочных процессов

Дефекты кристаллической решетки в металлах при сварке

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

(12.55)

Используя приближение Стирлинга для расчета свободной энергии F кристалла с п дефектами, получим

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 + !/ ;

Gb х(х2 — у2)

ху 2я(1 — и) x?+tf

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

<1262>

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.

К поверхностным несовершенствам кристаллического строе­ния относятся искажения кристаллической решетки у поверх­ности металла, границы зерен, блоков, структурных составляю­щих.

Объемные несовершенства кристаллов могут быть вызваны микроскопическими порами, трещинами, инородными включени­ями.

ОСОБЕННОСТИ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ НЕСОВЕРШЕНСТВ

КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ В МЕТАЛЛЕ

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.