МАТЕРИАЛЫ И ИХ ПОВЕДЕНИЕ ПРИ СВАРКЕ

Дефекты кристаллической решетки металлов

Кристаллические решегки металлов, представленные на рис. 3.1 и 3.2, являются идеальными схемами. В ре­альности кристаллическое строение металлов отличает­ся от идеального тем, что содержит множество дефек­тов или структурных несовершенств, обусловленных отсутствием атомов (ионов) в узлах или нарушением правильного расположения их в кристаллической ре­шетке. По геометрическим признакам дефекты кристал­лического строения подразделяются на точечные, ли­нейные, поверхностные и объемные.

Точечные дефекты структуры весьма малы во всех трех направлениях, их размеры не превышают несколь­ких атомных радиусов. К ним относятся вакансии, т. е. отсутствие атомов (ионов) в узлах решетки, и межузель - ные атомы, расположенные внутри элементарной ячей­ки. Они названы соответственно дефектами Шоттки и Френкеля. Энергетической причиной их возникновения является локальное изменение температуры кристалла и реже пластическая его деформация по плоскостям скольжения. Схематично вакансии и другие дефекты показаны на рис. 3.4. Образованию вакансий способ­ствует, например, процесс леїирования, когда «примес­ный» элемент располагается либо в узле решетки, либо в междоузлии.

Вакансии способны перемещаться, образуя двойные вакансии, цепочки вакансий, объединяться в группы, колонии, становясь местом концентрации напряжений и очагом зарождения трещины при воздействии нагрузок.

Перемещения вакансий удовлетворительно объясня­ют процессы диффузии, упрочнения и разупрочнения сплавов. Процесс сварки за счет термического и дефор-

24

мационного воздействия на металл является источни­ком появления вакансий и межузельных агомов в ре­шетке.

Линейные дефекты имеют малые размеры в двух из­мерениях и большую протяженность в третьем измере­нии. К ним относятся дислокации, а также цепочки ва­кансий, межузельных и примесных атомов. Дислокации бывают краевыми, винтовыми и смешанными.

Краевая дислокация (рис. 3.5) представляет собой ме­стное искажение (несовершенство) кристаллической ре­шетки, вызванное сдвигом и наличием в ней «лишней» атомной полуплоскости или экстраплоскости.

Как видно из рис. 3.5, пяти атомам решетки верхне­го ряда (над плоскостью С) соответствуют четыре атома нижнего ряда. Над дислокацией атомы в кристалле уп­лотнены, а под ней раздвинуты. Атомы на краю экстра­плоскости (линия АА) имеют меньше соседей, чем внут­ри совершенной решетки.

Дислокация, показанная на рис. 3 6, называется вин­товой. При приложении небольшого касательного уси­лия винтовая дислокация легко перемешается, при этом экстраплоскость Q (параллельная вектору сдвига) под действием касательных усилий может перейти в полную плоскость. Если дислокация находится выше экстра­плоскости, то ее называют положительной и обознача­ют знаком 1 (на рис. 3.5 показана положительная дис­локация), а если ниже — отрицательной и обозначают знаком Т. Дислокации одинакового знака отталкивают­ся, разного — притягиваются. Слияние дислокаций раз­ного знака приводит к их взаимному уничтожению (ан­нигиляции).

Дислокации образуются в процессе кристаллизации (в процессе срастания блоков и зерен), при пластичес­кой деформации металлов и при фазовых превращени­ях в твердом состоянии.

і

Суммарная длина дислокации, приходящейєя на еди­ницу объема кристалла, называется плотностью дисло­кации р и рассчитывается по формуле:

U [cm] _2

р=Т=Ы]={ст 1 (М)

Теория дислокаций объясняет многие физические процессы в металлах, в частности, находит решение воп­рос расхождения между теоретической и реальной проч­ностью многих металлов (рис. 3.7). Левая часть кривой соответствует «бездислокационным» кристаллам метал­лов (усам), характеризующимся высокой прочностью. Повышение плотности дислокаций вначале приводит к существенному снижению прочности из-за облегче­нна процессов сдвига между кристаллами. Однако в да іьпейшсм прочность возрастает, так как процессы с і вигов тормозятся. Увеличивая или уменьшая плот­ное гь дислокаций, можно в определенной степени ул - p. шляп» прочностью металла, что является важным для процессов сварки и термообработки.

Поверхностные дефекты представляют собой линии раздела между отдельными зернами или блоками (суб­зернами) поликристаллического металла, т. е. по суще­ству — это зоны постепенного перехода от кристалли­ческой ориентировки одного кристалла (кристаллита) к другому, расположенному, как правило, под углом к пер­вому (см. рис. 3 4, правая часть). Поэтому на границах различно ориентированных субзсрен атомы расположе­ны неупорядоченно. Кроме этого на границах концен­трируются примеси, ликваты и т. п., что еще больше на­рушает правильность расположения атомов в решетке. Все это приводит к появлению на границах субзерен различных видов вакансий или дислокаций, стремящих­ся притягивать «инородные» атомы, т. е. атомы приме­сей и легирующих. Это создает условия для упрочнения металча за счет легирования границ зерен (интерметал - лидное упрочнение). В то же время границы зерен могут стать причиной разупрочнения сплавов при длительном нагреве металла за счет диффузии («ухода») легирующих элементов из приграничных областей и аннигиляции дислокаций.

Как указывалось выше, перемещения вакансий удов­летворительно объясняют процессы диффузии. Напом­ним, что под диффузией понимают перемещение атомов в кристаллическом теле на расстояния, превышающие средние межатомные для данного вещества.

При этом если не происходит изменения концентра­ции элемента в отдельных объемах, то такой процесс на­зывают сомодиффузией, а когда это происходит, процесс называют гетеродиффузией.

Известны четыре механизма диффузии: цикличес­кий, обменный, вакансионный и межузельный. В ме­таллах и сплавах диффузия преимущественно осуществ­ляется по вакансионному механизму, когда один из атомов, обладающий повышенной энергией, перемеща­ется на место вакансии, а на его прежнем месте образу­ется новая вакансия, которую может занять другой атом.

Диффузия элементов с малым атомным радиусом (С, N, Н) протекает по межузельному механизму [3|.

Количество диффундирующего вещества в единицу времени зависит от градиента концентрации в направ­лении, нормальном к поверхности раздела, и пропорци­онально коэффициенту диффузии.

(3.2)

где dc — концентрация элемента; dx — расстояние в выбранном направлении; D— коэффициент диффузии.

Эта зависимость получила название первого закона Фика. Если градиент диффузии изменяется во времени, то процесс описывается вторым законом Фика.

^ = -0-т (3-3)

dx dx2

Коэффициент диффузии D зависит от природы спла­ва, размеров зерна и особенно заметно от температуры:

Q

D = D0e «г» <3-4)

где D0— предэкспоненциальный множитель, зависящий от типа кристаллической решетки; R — газовая посто­янная, кал/моль * СС, Т — температура, °К; Q — энергия активации, ккал/г-ат.

Энергия активации Q характеризует силу взаимосвя­зи атомов в кристаллической решетке: чем она выше, тем больше энергия, необходимая для перехода атома из одного равновесного положения в решетке в другое, тоже равновесное.

Многие процессы в металлах и сплавах (кристалли­зация, фазовые превращения, рекристаллизация, насы­щение поверхности другими компонентами) носят диф­фузионный характер.

Процесс сварки, сопровождающийся введением энергии в соединяемые объемы металла и вызывающий дополнительное количество дефектов структуры, суще­ственно алияет на скорости диффузии тех или иных эле­ментов, приводя к изменениям их концентрации и, зна­чит, к локальным изменениям свойств отдельных зон сварного соединения.

В этой связи следует указать, что диффузия, сопро­вождающаяся фазовыми изменениями, называется ре­активной. С ее помощью образуются, как правило, зоны неизменной концентрации элементов — зоны химичес­ких соединений. В сварном соединении эти зоны не обязательно располагаются в плоскости контактирова­ния свариваемых металлов, они сосредоточиваются в участках с соответствующей концентрацией компонен­тов при данной температуре.

Для сварных соединений характерен также вид диф­фузии, когда процесс перемещения в растворе какого - либо компонента происходит не в связи с разностью его концентраций в растворе, а в связи с разницей его тер­модинамической активности. К примеру, различное направление диффузии углерода на линии сплавления разнолегированных сталей. Механизм такого воздей­ствия легирующих элементов на направление диффузии углерода состоит втом, что часть из них, имеющих срод­ство к углероду меньше, чем у железа, не удерживает углерод около себя, как бы «отталкивает» его, увеличи­вая термодинамическую активность углерода (Ni, Si). Другие же элементы обладают большим сродством к углероду и поэтому стремятся его «закрепить» около себя, понижая его активность (Mn, Cr, Mo, W, V). Это обстоятельство позволяет оценивать и прогнозировать образование структурной неоднородности на границе сплавления разнолегированных сталей и, в известной степени, управлять этим процессом за счет использова­ния соответствующих сварочных материалов или после - сварочной термообработки.