ОСНОВЫ СВАРКИ СУДОВЫХ КОНСТРУКЦИЙ

МЕТАЛЛ ШВА, ОСОБЕННОСТИ ЕГО КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И СВОЙСТВ

Под кристаллизацией понимают процесс формирования первич­ной структуры при затвердевании жидкого металла. По мере охлаж­дения расплавленного металла снижается подвижность его частиц и возрастают силы, которые ниже какой-то критической температуры Тп стремятся удержать эти частицы в узлах кристаллической решет­ки, характерной для твердого тела. При этой температуре, равной тем­пературе плавления, равновероятно и твердое, и жидкое состояние данного тела.

В соответствии с существующей теорией кристаллизации для пе­рехода из жидкого состояния в твердое необходимо образование за­родышей (центров кристаллизации) твердой фазы и их рост за счет частиц, находящихся в кристаллизующейся жидкости. И для того, и для другого требуется понижение температуры ниже некой крити­ческой (так называемое переохлаждение, когда температура на ка­кую-то величину снижается но сравнению с температурой плавле­ння). Если кристаллизуется чистый металл, то его конечная структура характеризуется условиями зарождения и роста кристаллов. В этом случае при кристаллизации даже больших объемов металла его со­став по объему может оказаться одинаков.

По-иному протекает кристаллизация сплавов; здесь имеет место неоднородность образования твердой фазы, определяемой процесса­ми ликвации. Ликвация вызывается различной растворимостью ле­гирующих добавок (примесей) в твердой и жидкой фазах сплава. Для равновесной диаграммы состояния двухкомпонентных сплавов с эвтектикой при понижении температуры (до линии ликвидуса) в сплавах с исходной концентрацией примеси С() первые кристаллы будут иметь состав в соответствии с точкой 1 (рис. 4,3, а), По мере понижения температуры до линии солидуса (точка 2) незатвердев­шая жидкость будет иметь состав точки 3■ В точке 4, находящейся между солидусом н ликвидусом, соотношение между твердой и жид­кой фазами определяется правилом рычага.

а) б)

Связь между составами точек 1 и 3 определяется коэффициентом ликвации х (рис. 4.3, б). Чем больше этот коэффициент отличается от единицы, тем больше состав первых кристаллитов отличается от зат­вердевающей в последнюю очередь жидкости. Отсюда ясно, что ско­рость кристаллизации в значительной мере определяет средний со­став затвердевшего металла. При малой скорости кристаллизации избыточная примесь в жидком металле успевает удалиться от фронта кристаллизации, постепенно обогащая объем остающейся фазы. При увеличении скорости кристаллизации, особенно при дендритной форме фронта в жидкой фазе, примесь не успевает удалиться от фронта кри­сталлизации, В этом случае средний состав затвердевшего металла ближе к исходному составу жидкого - ликвация станет меньше.

Фактические скорости роста кристаллов даже в слитках значи­тельной массы всегда имеют большие значения, и удаление примеси в незакристаллизовавшийся металл происходит не полностью. Если предположить, что скорость кристаллизации мала (стремится к нулю), то застывший металл долго находится при повышенной тем­пературе (здесь скорости диффузии элементов в жидком металле велики), примесь может выровнять свою концентрацию по всему объему, и конечной неоднородности состава наблюдаться не будет. При некотором повышении г исходная неоднородность еще вели­ка и одновременно сокращается время на выравнивание содержа­ния примеси в застывающем металле, что приведет к увеличению ликвационной неоднородности металла. Наиболее велика ликваци - онная неоднородность в кипящей стали, где диффузия в процессе затвердевания усиливается «кипением» (перемешиванием стали в процессе кристаллизации).

Известно также, что кроме неравномерности распределения при­меси во всем объеме закристаллизовавшегося металла имеется нео­днородность распределения примеси в осях и межосевых промежут­ках дендритов (дендритная неоднородность). Влияние скоростей роста дендритов (скорости охлаждения) на дендритную неоднород­ность такое же, как и ее влияние на зональную неоднородность.

Теория кристаллизации сварочной ванны возникла на базе общей теории кристаллизации металлов и теории кристаллизации слитков (отливок). Необходимость создания такой самостоятельной теории обусловлена рядом специфических особенностей, присущих процес­су сварки. Основными из них являются:

1) условия кристаллизации металла сварочной ванны, когда в нее вводится теплота от локализованного движущегося сварочно­го источника тепла (сварочной дуги):

2) наличие в ванне жидкого металла, ограниченного количества центров кристаллизации в виде полурасплавившихся зерен ос­новного металла на границе сплавления;

3) наличие в ванне значительного градиента температур, большой перегрев металла в центральной части ванны;

4) значительное перемешивание металла ванны, вызванное дви­жением его под влиянием давления дуги;

5) малый объем ванны и непродолжительность ее существования в расплавленном состоянии, кристаллизация металла при боль­ших скоростях роста кристаллов.

Кроме этого, часто наблюдается исходная химическая неоднород­ность жидкого металла в различных районах сварочной ванны, выз­ванная различием в химическом составе основного и наплавленного металла. В соответствии с современными воззрениями процесс кри­сталлизации металла в условиях сварочного нагрева можно предста­вить следующим образом.

Кристаллизация сварочной ванны происходит по периферии и ввод в нее тепла принципиально меняет закономерности роста крис­таллитов от границ сплавления к центру ванны но сравнению с крис­таллизацией слитка. Здесь, на границе раздела фаз, наряду с отводом тепла существует и его подвод. Если границу раздела твердого и жид­кого металла в сварочной ванне (рис. 4.4, а) развернуть в прямую линию АБВ (рис. 4.4, б), то левее точки Б будут расположены участки головной части ванны (там происходит расплавление металла), а пра­вее, до точки В - участки хвостовой части (в ней происходит крис­таллизация жидкого металла сварочной ванны). Видно, что на участ­ке АБ подвод тепла из ванны превышает его отвод в твердый металл, а на участке БВ отвод тепла больше подвода; в точке Б тепла отводит­ся столько, сколько подводится.

Кристаллизация металла сварочной ванны начинается на тех уча­стках ее межфазной поверхности, где отвод тепла в основной ме­талл и окружающую среду начинает превышать его подвод от сва­рочного источника теплоты. Рост кристаллов происходит путем образования новых атомных слоев твердой фазы. Первые кристал­литы начинают свой рост у линии сплавления от полурасплавив­шихся зерен основного металла и имеют ориентацию этих зерен, при этом растущие кристаллиты значительно разориентированы. Рост кристаллитов в ванне идет по эпитаксиальному механизму, т. е. в своем развитии они стремятся продолжить кристаллографичес­кое направление кристаллов подложки (полурасплавившегося зер­на основного металла). Число кристаллитов у линии сплавления

а)

і '!

б)

2

І

І

з

a — изотерма юшнстлционарноео поля У’*- 7* ;

б •• характер изменения поднода н оіиодл тсіиогьі от (раиицы твердого и жидкого металла

равно числу кристаллов оплавленных рекристаллизованных зерен, а границы, формирующиеся между кристаллитами, являются про­должением границ рекристаллизованных зерен основного металла.

Скорости роста кристаллитов по различным кристаллографичес­ким направлениям различны. К тому же скорость роста конкретного кристаллита определяется термоконцентрационными условиями, сло­жившимися в окружающем расплаве. По мере роста от линии сплавле­ния к центру ванны кристаллиты сталкиваются и вступают во взаимо­действие друг с другом. В этих условиях действует механизм так называемого конкурентного роста кристаллитов - кристаллиты, име­ющие наиболее благоприятное расположение по отношению к макси­мальному температурному и концентрационному градиентам, выкли­нивают менее благоприятно расположенные кристаллиты.

В каждый данный момент времени кристаллиты стремятся про­должить свой рост. Те из них, у которых кристаллографическое направление максимально близко или совпадает с направлением теплового потока через межфазную поверхность, имеют траекто­рии роста кристаллитов в металле шва в виде пространственных кривых, направление которых в данный момент времени совпада­ет с направлением нормали к касательной в данной точке поверх­ности сварочной ванны. Исходя из предположения, что кристал­лит должен расти по нормали к межфазной поверхности, и в результате проведенных металлографических исследований М. В. Шаманиным была установлена связь между скоростью кристаллизации и скоростью сварки

%-f’s„c«sa0,

где а|( - угол между нормалью к касательной межфазной поверхности в заданной точке и направлением вектора скорости сварки (рис. 4.5, а).

С учетом конкурентного роста кристаллитов направление их рос­та в ряде случаев может существенно отличаться от нормали к меж­фазной поверхности на значение Да0. Такой случай является более общим для условий сварки, и для него рассчитанная по вышеприве­денной формуле скорость кристаллизации окажется несколько зани­женной. Точнее будет расчет по формуле

cosa„ г ———— Г

1 кр - . [3] I [I ’

где Да - угол между осью кристаллита и направлением нормали к межфазной поверхности в данной точке (рис, 4.5, б).

Рис. 4.5. К определению скоротім роста кристаллита п еиарочной ванне: а - при бесконкурентном росте: 6 - при конкурентном роете

Размеры и форма кристаллитов в металле шва в каждом конкрет­ном случае связаны со строением фронта кристаллизации сварочной ванны, который в свою очередь определяется термоконцентрацион - ными процессами у межфазной поверхности (режимом сварки, хим­составом основного и присадочного металла и др.).

В общем случае в сварочной ванне могут наблюдаться следующие формы кристаллизации фронта: гладкая, ячеистая, ячеисто-дендрит­ная и дендритная с равноосными кристаллами перед фронтом крис­таллизации. Однако на практике мы имеем дело лишь с частью пере­численных форм фронта. Для того чтобы в объеме жидкой фазы началось образование зародышей твердой фазы, ее фактическая тем­пература Гф должна опуститься ниже равновесной температуры кри­сталлизации Те, т. е. необходимо, чтобы жидкость имела некоторое переохлаждение относительно температуры Тг Требуемая величина термического переохлаждения ДГ = Тг - T, t определяется такими фак­торами как количество примесей в расплаве, наличие модификато­ров, и увеличивается по мере увеличения чистоты расплава, дости­гая максимальных значений для сверхчистых металлов. Для последних образование твердой фазы в жидкую происходит по го­могенному механизму; при этом необходимая величина переохлаж­дения может достигать значений ДТ * 0,27’.

Технически чистые металлы и различные сплавы кристаллизуются при меньшем значении переохлаждения - от нескольких единиц до не­скольких десятков градусов. Это объясняется наличием в расплавах ча­стиц тугоплавких соединений, модификаторов, поверхностно активных

км

веществ и т. п., которые существенно снижают энергию межфазового перехода. При этом процесс образования новой твердоіі фазы всегда происходит только по гетерогенному механизму (рост начинается на готовых подкладках как центрах кристаллизации, такими подкладками при сварке являются, главным образом, полурасилавившиеся зерна ос­новного металла, частички модификаторов и т. п.).

В определенных условиях рост твердой фазы происходит в объе­мах расплава, температура которого может даже несколько превы­шать равновесную температуру сплава. Рядом исследователей было показано, что при малых скоростях кристаллизации у межфазной поверхности со стороны жидкой фазы концентрация легирующих компонентов существенно повышается вследствие их разной фазо­вой растворимости. Образуется так называемая зона концентраци­онного уплотнения (рис. 4.6, а). С изменением концентрации приме­си в указанных объемах происходит и соответствующее изменение равновесной температуры кристаллизации, что приводит к тому, что в жидкой фазе возникают переохлажденные участки расплава, хотя его фактическая температура Т в этих участках находится ниже рав­новесной температуры кристаллизации Г на межфазной поверхнос­ти; в этом случае растущий фронт неустойчив.

Возникающее переохлаждение именуется концентрационным, в отличие от обычного, термического переохлаждения (рис. 4.6, б). Наиболее заметное влияние концентрационное переохлаждение ока­зывает на процесс кристаллизации при малых скоростях сварки. Ис­ходя из выводов теории концентрационного переохлаждения можно предсказать качественные изменения фронта кристаллизации при изменении условии сварки. Было показано, что характер строения межфазной поверхности может быть определен в зависимости от условий кристаллизации (рис. 4.7). По одной оси этой диаграммы откладывается средняя концентрация примеси (содержание легиру­ющего элемента) в бинарном сплаве с концентрацией С'(1, а по дру­гой - некоторый параметр, равный отношению величины темпера­турного градиента у межфазной поверхности в жидкой фазе ДТ к величине скорости роста кристалла г. С помощью этой диаграммы увязываются воедино как температурные, так и концентрационные условия роста твердой фазы.

Представим, что режим сварки остался без изменения, а изме­нился химический состав расплава ванны (произошло повышение концентрации примеси С0). И если это изменение Сп не влечет за со­бой существенного изменения теплофизических свойств сплава в

твердом и жидком состоянии, то при сохранении постоянными ре-

ДГ

жимов сварки сохранится и неизменной величина. Это означает,

up

что увеличение С должно привести к повышению разветвленной

toe

межфазной поверхности в сварочной ванне (см. рис. 4.7). К анало­гичным последствиям должно приводить и повышение скорости свар­ки (если прочие параметры режима сварки и величина С() остаются постоянными). Увеличение скорости сварки влечет за собой повы­шение скорости роста кристаллов гь|1 и уменьшение значения пара­метра 7 .

і р

Характер первичной кристаллизации шва оказывает существен­ное влияние на формирование его макро - и микроструктуры, а для сплавов с полиморфным превращением - и на процесс вторичной кристаллизации. Структурное состояние металла шва, размеры кри­сталлитов и особенности их строения, в свою очередь, для боль­шинства металлов и сплавов определяют их пластические свойства и технологическую прочность. Так, выраженным направленным ро­стом кристаллитов и наличием достаточно толстых прослоек выде­ления вторичных фаз и эвтектик по их границам обуславливается уменьшение такой структурно-чувствительной характеристики как ударная вязкость металла шва. Поэтому разработан ряд способов, обеспечивающих измельчение и дезориентацию кристаллитов в процессе кристаллизации сварочной ванны, приводящих в резуль­тате к повышению механических и технологических свойств метал­ла шва. Эти способы могут быть разбиты на два направления: метал­лургические и внешнего физического воздействия.

Металлургический путь воздействия регулирует первичную структуру с помощью модификаторов 1-го рода. Процесс этот заклю­чается во введении в жидкий кристаллизующийся металл тугоплав­ких примесей со структурой, изоморфной кристаллизующемуся спла­ву, - они-то и являются принудительными центрами кристаллизации. Это достаточно легко удается при сварке относительно легкоплавких металлов (например, алюминиевых сплавов, где в качестве модифи­каторов используются Ті или Zr). При сварке стали появляются за­труднения, так как значительный перегрев и перемешивание металла в сварочной ванне способствуют дезактивации даже тугоплавких мо­дификаторов. Модифицирующие добавки обычно вводят через элек­тродную (или присадочную) проволоку (иногда через флюс). Воз­можно также применение модификаторов 2-го рода, представляющих собой поверхностно-активные примеси, которые обволакивают рас­тущие кристаллы, чем создают благоприятные условия для зарожде­ния и роста новых центров кристаллизации.

Внешние физические влияния заключаются либо в воздействии на кристаллизующийся металл вибрации, ультразвуковых колебаний,

либо в перемешивании его с помощью внешних электромагнитных по­лей. Взглядов на механизм воздействия этих факторов несколько. По одному из них, в жидком металле перед фронтом кристаллизации со­здаются силы, способные «отщеплять» ветви растущих дендритов (учи­тывая их малую прочность). При этом образуются в определенном тем­пературном интервале жидкого металла перед фронтом кристаллизации искусственно созданные центры кристаллизации, что и способствует дезориентации и измельчению структуры первичной кристаллизации.

Введение упругих колебаний в кристаллизующийся металл может производиться на низких (вибрация изделия) и ультразвуковых час­тотах. В последнем случае ультразвуковые колебания вводятся непо­средственно в жидкий металл кристаллизующейся хвостовой части сварочной ванны с помощью волновода, одним своим торцом закреп­ленным на магнито-стрикционном вибраторе. Это способ контактного ввода; он применим лишь при автоматической (или электрощлако - вой) сварке и требует создания специализированных приспособлений на автомате. Кроме того, введение наконечника волновода в жидкий металл ведет к его достаточно быстрому эррозионному износу - это является недостатком способа. Проще вводить ультразвук в свароч­ную ванну при ЭШС. Создаваемые при этом в жидком металле упру­гие колебания приводят к измельчению концов растущих кристал­литов и значительному измельчению макроструктуры: на рис. 4,8 приведена макроструктура закристаллизовавшегося металла алюми­ниево-магниевого сплава с введением ультразвуковых колебаний и без него. Для получения эффекта необходимо, чтобы силы трения, возникающие у фронта растущих кристаллов, были сопоставимы с прочностью металла растущих кристаллитов.

а) 6)

Г, v

Сі,

W

'■" л/<ч

Метод электромагнитного перемешивания заключается в переме­шивании металла кристаллизующейся ванны под влиянием взаимо­действия электрического поля дуги с электромагнитным продоль­

на
ным нолем импульсного воздействия, создаваемых соленоидом, рас­положенным в зоне плавления электродной проволоки. Меняя амп­литуду и частоту следования разнополярных импульсов внешнего поля, можно менять картину гидродинамического перемешивания ме­талла, уменьшая его пористость и регулируя структуру. Метод более практичен, так как внешнее воздействие происходит без физическо­го контакта инструмента (соленоида) с жидким металлом ванны.