ТЕОРИЯ сварочных процессов

Явления переноса в плазме

Направленное движение ионов и электронов в плазме может быть вызвано двумя причинами: электрическим полем, создаю­щим ток, или же разницей в концентрации частиц между раз­личными участками плазмы. Кроме того, в неравномерно нагретой плазме обмен частицами между областями с различной тем­пературой создает механизм плазменной теплопроводности, бла­годаря которому через плазму идет поток тепловой энергии. Пе­речисленные процессы объединяются общим названием - явление переноса. Они обеспечивают переход от неравновесного к равно­весному состоянию.

Важнейшим свойством плазмы является способность перено­сить заряженные частицы под действием электрического поля. При наложении электрического поля возникают силы, заставляю­щие электроны дрейфовать - двигаться вдоль силовых линий поля; на хаотическое тепловое движение электронов накладывается их упорядоченное движение со скоростью дрейфа. Пользуясь закона­ми классической физики, можно оценить ее порядок по сравнению со скоростью теплового движения.

Электрический ток создается направленным потоком электро­нов. В простейшем случае при неизменной силе тока имеет место равновесие между силой, с которой действует на электроны элек­трическое поле, и силой торможения, обусловленной столкнове­ниями между электронами и ионами. Сила торможения равна среднему значению импульса, теряемого электроном при столкно­вении с ионами.

Полагаем, что движение электрона как частицы с массой те и зарядом е под действием поля напряженностью Е и ускоряющей силы еЕ происходит в течение времени хе = Л / ve, где ve - сред­няя квадратичная скорость электрона (скорость теплового движе­ния, так как скоростью дрейфа пренебрегаем вследствие ее срав­нительной малости), а Л - средняя длина свободного пробега элек­трона. При движении с ускорением еЕ/теза время те электрон разгоняется до скорости дрейфа

eF

Ve=—*e. (2.30)

me

Плотность тока j в плазме равна сумме электрических зарядов, пересекающих единичную площадку за 1 с:

j=-neeve. (2.31)

Подставляя в (2.31) значение ve из (2.30), получаем выражение закона Ома для плазмы

2

] = ^-^Ё = сЁ. (2.32)

те

Здесь о - удельная электропроводность плазмы (См/м, Ом 1 * м *):

пенное накопление примеси и образование постоянного концентра­ционного уплотнения с максимальной концентрацией Со/к. Конец участка I соответствует стабилизации концентрационного уплотне­ния с этим значением максимальной концентрации в нем.

На участке I концентрация примеси в твердой фазе зависит от коэффициента распределения к и может быть выражена как функ­ция расстояния х от точки начала кристаллизации

( XV Л

Ликр

D.

ж у

где vKV - средняя скорость кристаллизации; £)ж - коэффициент диффузии примеси в жидкости (при этом размер характеристиче­ского параметра - концентрационного уплотнения 8Х - равен

^ж^кр)*

На границе участка I функция Cjв/ асимптотически приближа­ется к Со. Протяженность участка I определяется значениями к и 8Г

На стадии установившегося процесса (участок И) концентра­ция примеси остается практически неизменной, равной исходному

составу расплава Со. На завершающей стадии затвердевания (уча­сток III) концентрация примеси резко увеличивается, что опреде­ляется условием сохранения общего количества примеси в объеме расплава. Конечный участок значительно меньше начального и образуется в результате быстрого затвердевания последней порции

расплава, сильно обогащенной примесью. При этом Сувк зависит от протяженности концентрационного уплотнения 5^.

3. В условиях сварки процесс роста кристаллитов на начальном участке происходит по закономерностям, близким к первому варианту, на среднем и конечном - к второму варианту, т. е. за­нимает промежуточное положение между ними. Это обусловлено характером перемещения жидкого металла в сварочной ванне в результате воздействия потока газов и электромагнитных сил (см. рис. 12.23). В зоне пятна дуги и линии сплавления (I - началь­ный участок кристаллита) имеют место интенсивные конвектив­ные потоки, которые ослабевают в хвостовой части ванны (II - средний и III - конечный участки кристаллита).

Характер распределения примеси по длине кристаллитов в со­ответствии с рассмотренными вариантами 1, 2, 3 условий кристал­лизации показан на рис. 12.24.

Кристаллизация в реальных условиях протекает прерывисто вследствие периодического образования концентрационного уп­лотнения, выделения скрытой теплоты кристаллизации, а также из-за колебаний параметров режима сварки. При этом необходимо помимо средней скорости рассматривать мгновенные скорости кристаллизации. Для прерывистого процесса кристаллизации ха­рактерно появление определенной периодичности в распределении примесных элементов по длине кристаллита, обусловленной мгно­венными скоростями. В момент замедления, а затем и остановки процесса кристаллизации диффузия примеси в жидкую и твердую фазы начинает играть существенную роль в выравнивании соста­вов как внутри однородных фаз, так и между твердой и жидкой фазами. При возобновлении роста кристаллита и соответственно увеличения скорости кристаллизации происходит «захват» твер­дой фазой примеси в концентрационном уплотнении. Количество примеси в твердой фазе на фронте кристаллизации определяется следующей зависимостью:

где к - коэффициент распределения; £>ж - коэффициент диффузии

примеси в расплаве; V( - мгновенные скорости движения межфаз­ной границы (роста кристаллита).

Из рис. 12.25, а и формулы (12.44) следует, что в момент оста­новки процесса затвердевания (у[ >v'2) твердая фаза обедняется

примесью (-ДСтв)- Возобновление процесса кристаллизации (v > v[) приводит к повышению содержания примеси во вновь

образующихся кристаллитах (+ДСтв)- С;

Изменения г? Кр могут быть регулярными, связанными с образо­ванием концентрационного переохлаждения, а также нерегуляр­ными, обусловленными колебаниями режима сварки, падением капель присадочного металла в ванну, механическими колебания­ми свариваемого изделия и т. п. Регулярные изменения скорости кристаллизации повторяются периодически и являются причиной слоистости сварного шва, выявляемой на поверхности шлифов после травления. При нерегулярных изменениях скорости кри­сталлизации на поверхности шва, как правило, появляются также искажения его геометрической формы, наблюдаемые как чешуйча - тость шва (рис. 12.25, б, в). Такая слоистость металла шва в наи-

•: большей степени проявляется вблизи границы сплавления, при

этом расстояние между слоями по мере приближения фронта кри­сталлизации к центру шва увеличивается.

Для практики наибольший интерес представляет распределе­ние примесей на последней стадии кристаллизации, так как имен­но оно определяет температуру неравновесного солидуса и такие важные технологические характеристики, как температурный ин­тервал хрупкости и пластичность металла шва в процессе кристал­лизации. В условиях кристаллизации при сварке, когда кристалли­ты срастаются в центре шва своими вершинами, концентрация

примеси может достигать больших значений: Ствк > Со/к.

Межкристаллитная МХН определяется как отношение кон­центраций примеси в пограничной зоне и в центре кристаллита (см. 4-5-6, рис. 12.22). При ячеистом или дендритном типе кри­сталлизации в результате прямого и бокового роста кристаллитов примесь в зоне концентрационного уплотнения Ьх оттесняется от вершины к подножью выступов и накапливается в межъячеистых или междендритных пространствах (рис. 12.26). Концентрация примеси в этих пространствах близка концентрации примеси в зо­не концентрационного уплотнения Со/к.

Межзеренная МХН проявляется в околошовной зоне, которая нагревается выше температуры неравновесного солидуса, что при­водит к оплавлению границ зерен, примыкающих к линии сплав­ления (см. 7-8-9 на рис. 12.22). Избирательное оплавление границ зерен обусловлено более высокой концентрацией на них примесей и вследствие этого более низкой температурой плавления, чем температура плавления тела зерна. С момента оплавления границ зерен начинается процесс восходящей диффузии примесей из тел зерен в жидкие прослойки на их границах в соответствии с коэф­фициентом распределения. Максимальная концентрация на оплав­ленных границах (Саг) зависит от скорости диффузии примеси в твердом теле зерна (£>тв) и времени пребывания границы в рас­плавленном состоянии (t>T^). В условиях сварочного термическо­го цикла Смз, как правило, существенно меньше Со/к.

Неоднородность в зоне сплавления обусловлена взаимодей­ствием основного металла с расплавленным металлом сварочной ванны. При перемещении сварочной ванны ее периферийный уча-

сток /к (см. 10-11-12 на рис. 12.22) в течение определенного про­межутка времени /к находится в контакте с основным металлом. За врямя tK развивается ликвационный процесс диффузионного пере­распределения примеси из твердой в жидкую фазу. Характер этого процесса аналогичен процессу, рассмотренному при анализе межзе - ренной МХН. Концентрация примеси в прослойке шва вблизи ли­нии сплавления зависит от скорости диффузии примеси в твердой фазе DTB и времени контакта /к. Например, для механизированной сварки, если принять /к = I мм и vCB = 36 м/ч, то lK/vCB = 10 с. В условиях сварочного термического цикла Сзс, как правило, суще­ственно меньше Cq/L Однако при сварке углеродистых сталей возможно образование обезуглероженной прослойки в околошов - ной зоне вблизи линии сплавления.

Зернограничная МХН обусловлена различной плотностью де­фектов в объемах и границах зерен. Концентрация примесных элементов по границам зерен (см. 13-14-15 на рис. 12.22) даже у рекристаллизованных сплавов всегда выше, чем в теле зерна. Объ­ясняется это тем, что границы зерен представляют собой области с сильно искаженной кристаллической решеткой и атомы примеси, располагающиеся по границам зерен, вносят в систему существен­но меньшие искажения, чем это было бы при их растворении в кристаллической решетке. Это в равной степени относится к при­месям внедрения (углерод, бор, водород, азот) и к примесям заме­щения (алюминий, титан, ниобий).

В результате длительной изотермической выдержки при тем­пературах гомогенизации на границах и в телах зерен устанавли­ваются равновесные концентрации, связанные соотношением

0_

АГ ркТ

СГ= 2--------------------------------------------------- (12.45)

-С3 + АС3ект

где Сг - концентрация примеси на границе зерна; С3 - концентра­ция примеси в теле зерна; А - константа, учитывающая энтропию системы; Q - энергия активации диффузии, зависящая от разности энергий искажения решеток в телах зерен и на их границах.

Согласно теоретическим представлениям равновесная концен­трация Су р возрастает по мере снижения температуры (рис. 12.27). В условиях нагрева или охлаждения при сварке действительная (или неравновесная) сегрегация на границах Сгн начинает развиваться при температурах выше температуры заметной диффузионной под­вижности растворенного элемента Гдиф. По мере повышения темпе­ратуры Су. н будет возрастать вплоть до достижения Сг. р. Интенсив­ность изменений Сгн И степень приближения ее К су. р будут тем больше, чем больше коэффициент диффузии растворенного элемен­та и меньше скорости нагрева и охлаждения. При дальнейшем воз­растании температуры Сг. н может снижаться в соответствии с зави­симостью Сг р от температуры. Начнется процесс «рассасывания» сегрегата на границах, т. е. процесс гомогенизации.

Рис. 12.27. Схема развития неравновесной сегрегации примесей на границах зерен при нагреве (а) и охлаждении (б):

С3, Сг р - равновесная концентрация в зерне и на границах; С'г н, С"г н - неравно­весная концентрация на границах соответственно для малой и большой скоростей нагрева; Cos - концентрация примесей на оплавленных границах; 7ДИф, Тсм - тем­пература начала диффузии примеси и неравновесного солидуса; 7’,тах> Т''max - максимальные температуры нагрева

Внутризеренную МХН обычно связывают с наличием внутри зерна инородных частиц (см. 16-17-18 на рис. 12.22) - карбидов, интерметаллидов, неметаллических включений, существующих в металле в состоянии поставки. При воздействии термического сва­рочного цикла они могут не раствориться (в связи с небольшим временем нахождения при высоких температурах) и остаться в зо­не термического влияния. Кроме того, в процессе охлаждения из твердых растворов вследствие уменьшения растворимости приме­сей могут выпадать вторичные фазы, которые приводят к увеличе­нию внутризеренной МХН.

Наиболее вероятные места расположения этих включений - зоны упругого искажения кристаллических решеток и места скоп­ления дефектов физического строения, так как они обладают по­вышенным уровнем потенциальной энергии. Сосредоточение в них примесей приводит к снижению внутренней энергии и повы­шению степени равновесности. Вокруг дефектов кристаллической решетки, в частности вокруг дислокаций, образуются атмосферы Коттрелла из растворенных атомов.

Определение МХН в локальных зонах может быть проведено существующими методами микроспектрального анализа. При этом (диаметр пятна анализа 1...4 мкм) глубина анализируемого слоя
составляет 1-3 периода кристаллической решетки. Иногда локаль­ность такого анализа может оказаться недостаточной, например при необходимости определения зернограничной МХН. В этом случае представление о степени химической неоднородности можно получить, применяя аналитические методы расчета.