ТЕОРИЯ сварочных процессов

Особенности кристаллизации и формирования первичной структуры металла шва

УСЛОВИЯ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛА

СВАРОЧНОЙ ВАННЫ

В результате воздействия сварочного источника теплоты сва­риваемый металл расплавляется. Металл, ограничиваемый изо­термической поверхностью Т = 7’пл, образует сварочную ванну.

Сварочная ванна перемещается по свариваемому изделию вместе с источником теплоты. После затвердевания расплав­ленного металла сварочной ванны образуется шов. Поперечное сечение переплавленного металла условно делят на площадь наплавки Fв и площадь проплавления основного металла F0 (рис. 12.13). Очертания зоны проплавления основного металла характеризуется коэффициентом формы проплавления - фпр == = b/h или относительной глубиной проплавления h/b, а также коэффициентом полноты проплавления (ХпР= Fc/(bh). Очертание зоны наплавки характеризуется коэффициентом формы валика фв=: Ь/с и полноты валика р.„ = F„/(bc). Глубина и форма про­плавления зависят от сосредоточенности источника теплоты, определяемой способом сварки и силой сварочного тока. Так, заглубление сварочных ванн имеет место при электронно-лучевой и лазерной сварке, а также при дуговой сварке легких металлов с использованием тока большой плотности. На рис. 12.14 пока­заны формы поперечных сечений швов при различных способах сварки.

На кристаллизацию расплавленного металла сварочной ван­ны оказывают влияние следующие условия:

1. Наличие в ванне центров кристаллизации в виде зерен ос­новного металла на границе сплавления (гетерогенный характер кристаллизации).

2. Одновременный с кристаллизацией ввод теплоты в свароч­ную ванну движущимся сварочным источником энергии, скорость движения которого определяет скорость перемещения фронта кристаллизации.

3. Малый объем и непродолжительное существование рас­плавленной ванны, большие средние скорости роста кристаллов.

4. Значительный градиент температур в ванне, большой пере­грев металла в центре шва.

5. Интенсивное перемешивание металла ванны.

6. Воздействие иа кристаллизующийся металл термодеформа­ционного цикла сварки.

В процессе кристаллизации металла шва формируется его первичная структура, определяемая формой, размерами, взаим­ным расположением кристаллитов, характером дендритных обра­зований и фазовых выделений.

Форма и размеры кристаллитов шва представляют собой как бы макроэлементы первичной структуры и их часто называют макроструктурой.

Анализ процесса кристаллизации сварного шва, его макро­структуры позволяет установить направление роста, форму и ха­рактер смыкания кристаллитов в шве. Оценка параметров кон­центрационного переохлаждения, распределений температурных градиентов и скорости кристаллизации в различных зонах шва необходимы для определения типа образующейся первичной структуры.

СХЕМА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ШВА

В процессе кристаллизации форма межфазной поверхности фронта кристаллизации может быть плоской (линейный процесс кристаллизации при стыковой сварке стержней), цилиндрической (плоский процесс при сварке пластин встык с полным проплав­лением) и пространственной (объемный процесс при наплавке или сварке массивного изделия).

Пространственный фронт кристаллизации широкого класса сварочных ванн, встречающихся в практике, можно описать урав­нением эллипсоида с полуосями I, р и А:

Xі/I2 + у2/р2 + г2/А2 = 1. (12.20)

Значения I, р и А соответствуют длине, полуширине и глубине фронта кристаллизации.

Направление роста кристаллитов нормально к фронту крис­таллизации. Поэтому при линейном процессе кристаллизации оси кристаллитов направлены по прямой, перпендикулярной плоскому фронту кристаллизации. Такая макроструктура назы­вается линейной.

При плоском процессе кристаллизации оси кристаллитов ле­жат в плоскости, перпендикулярной цилиндрической поверхности фронта кристаллизации. Макроструктура этого типа называется плоской.

При объемном процессе кристаллизации оси кристаллитов представляют собой пространственные кривые. Такая макро­структура называется объемной. При больших скоростях сварки
объемная макроструктура приближается к плоской, а плоская к линейной.

В микроскопическом мас­штабе процесс кристаллиза­ции всегда объемный, так как направления роста отдель­ных граней кристалла в каж­дый момент времени различ­но ориентированы в прост­ранстве.

Рассмотрим плоский про­цесс кристаллизации. При сварке в пределах сварочной ванны (рис. 12.15) одновременно осу­ществляются два процесса: плавление (NON — фронт плавле­ния) и кристаллизация (NMN— фронт кристаллизации). Свароч­ная ванна и связанная с ней изотерма кристаллизации переме­щаются вдоль оси шва со скоростью сварки.

Под схемой кристаллизации понимают форму осей кристал­литов и значение угла 2а между касательными к осям (см. рису­нок). Ось кристаллита /—воображаемая линия, определяющая форму и направление границ кристаллитов. Форма, ориентировка и размеры кристаллитов могут изменяться в широких пределах в зависимости от технологии сварки и оказывать существенное влияние на деформационную способность металла шва.

Направление роста кристаллита совпадает с направлением максимального теплоотвода, т. е. с нормалью к изотерме кристал­лизации. Следовательно, ось кристаллита, определяющая форму и направление его границ, представляет собой ортогональную траекторию семейства изотерм плавления (см. рисунок).

С точностью, достаточной для инженерных расчетов, кри­вую NMN можно описать уравнением эллипса:

*7(ОМ)2 + у2/{ONf =1. (12.21)

Уравнение семейства эллипсов, сдвинутых вдоль оси Ох, можно представить в виде

F(x, у, с) = (х + cf/(OMf + y!/{ONf -1=0, (12.22)

где с — параметр семейства (расстояние между соседними эллипсами вдоль оси Ох).

Дифференциальное уравнение ортогональной траектории се­мейства эллипсов (12.22) можно записать в виде

dy _ dF/dy _ (ОМ)2 у, ] п 9<п

dx dF/dx (ON)1 X + с ' '

Дифференциальное уравнение оси кристаллита как ортого­нальной траектории семейства изотерТи получается исключением 448

параметра с из системы уравнении:

(ж + с)2 /(ОМ)2 + у2/(ON)2 - 1 = (Ь dy/dx — [(ОМ)2 /(ON)2)y/(х + с). і

В результате получим уравнение оси кристаллита в виде

х==іш[ V (0N)2 - У2-ON In ON + (12.25)

Зададим координату у в долях полуоси ON, т. е. у = kyON. Уравнение (12.25) примет вид

* = 1ТМ-1 + ^-]- (12 26)

Введем обозначение

тр = /r^-in-L+J^L Уравнение оси кристаллита примет вид

яр. (12.27)

Выразив из уравнения (12.22) значение х + с и подставив его в уравнение (12.23), получим выражение для определения тан­генса угла а, образованного касательной к оси кристаллита с осью Ох

‘с * = -&-■W7i=r <12'28>

Введем обозначение s: fe"

Таким образом,

а = arctg [(ОМ / ON)q], (12 29)

Значения коэффициентов яр и g для различных ky приведены в табл. 12.1.

Рис. 12 16 Изменение угла а по ширине шва

Рис. 12 17. Зависимость пара­метра ka от скорости сварки

Для суммарной оценки схемы кристаллизации используется критерий ka, который позволяет судить о преимущесвенном на­правлении осей кристаллитов при данном режиме сварки:

(12.30)

где dky — бесконечно малый элемент ширины шва.

Таким образом, схема кристаллизации оценивается совокуп­ностью углов, под которыми участки кристаллитов наклонены к оси Ох. На рис. 12.16 показаны распределения угла а по ширине шва от его оси (ky = 0) до линии плавления (ky — 1) при раз­личных скоростях сварки и q/v = const. Зависимость параметра ka от скорости сварки показана на рис. 12.17. С ростом погонной энергии сварки значение ka увеличивается.

Используя выражение (12.28), можно получить уравнение для определения скорости кристаллизации, т. е. скорости роста кристаллов на различных участках их длины при сварке. Под скоростью кристаллизации здесь понимается скорость затверде­вания, т. е. скорость перемещения межфазной поверхности в макромасштабе.

Вектор скорости кристаллизации направлен по нормали к изотерме кристаллизации. Скорость кристаллизации vx?— AB/At, где АВ—длина закристаллизовавшегося участка (рис. 12.18); At — время кристаллизации.

Рассмотрим фигуру ABC. Так как размеры бесконечно малы,

можно считать ее прямоугольным тре­угольником и принять АС = Ах. Тог­да АВ = AC cos а = Ах cos а и окр = —(Ах/At) cos а; так как v — Ax/At — скорость сварки, то

окр = v cos а. (12.31)

Рис. 12.19. Изменение скорости кри - Рис. 12 20 Расчетная (сплошная)

сталлизации по ширине шиа при и экспериментальная (штриховая

q/v = const линия) изотермы плавления

На рис. 12.19 показаны распределения скорости кристаллиза­ции по ширине шва при различных скоростях сварки.

С увеличением скорости сварки изотермы вытягиваются, ско­рость кристаллизации и угол а возрастают. На оси шва vKp—v, у линии сплавления укр=0.

Для использования формул (12.27), (12.29), (12.32) необхо­димо знать размеры отрезков ОМ и ON (рис. 12.20). Их можно определить, если известны очертания изотермы плавления, так как точки М и N — характерные точки этой изотермы.

Рассмотрим температурное поле мощного быстродвижущегося точечного источника на поверхности полубесконечного тела (6.42). Температурное поле будем рассматривать в Системе коор­динат х'у', так как источник теплоты находится в точке О', при ЭТОМ 2 = 0.

Запишем выражение (6.42), введя обозначение t — — x'/v: Т=- ~2^p - е~ vyl/>4ax’]- (12.33)

На изотерме плавления Т = Тпл.

Определим значение ОМ. ОМ = 'М — 0'\ 0'М = х' при у = 0, откуда

О'М Ч— (12.34)

2л>.Гпл

С учетом Т = 7'пл запишем выражение (12.33) в виде

1 = і е (12.35)-

2яХх'Тм v '

Прологарифмировав левую и правую части выражения (12.35), найдем

02.36)

ОО' — х'о при у - у шах, т. е. при ду/дх' = 0.

Продифференцируем выражение (12.36) по х' и, приравняв нулю результат, найдем значение х'0:

*'о = 00'= -5(12.37) Отсюда с учетом направления оси Ох'

0М = -^Ж,{ЧГ)- <‘2.38)

Значение ON найдем, подставив значение х'о по формуле (12.37) в формулу (12.36). ON = утах при х' — х'о

ON = |/ -^=- . (12.39)

Г 3ieAvlaJI

Уравнение (12.27) оси кристаллита с учетом выраже­ний (12.38) и (12.39) примет вид

х — 2,328 (а/о)ф. (12.40)

Расчетная ванна по форме и размерам несколько отличается от реальной, форму и размеры которой определяли эксперимен­тально (см. рис. 12.20). С учетом экспериментально установ­ленных корректировочных коэффициентов т0 и По получим

х =2,328 (то/til) (а/о)ф. (12.41)

Для стали СтЗ тй = 1,67-Q~zq/v «о = 1,2-10_3^/и + 0,2, где q/v в кДж/м.

Аналогичные преобразования можно выполнить для расчет­ной схемы мощного быстродвижущегося линейного источника в пластине, описываемой формулой (6.45). В этом случае урав­нение оси кристаллита имеет вид

х =1,164 (то/пі) (а/о)ф. (12.42)

Практический интерес для анализа процесса кристаллизации металла шва представляет расчетное определение поля градиен­тов температуры.

Градиент температуры в направлении нормали п—п к фронту кристаллизации будет равен

дт дп

Для сварочных ванн, изотерма плавления которых описывает­ся температурной зависимостью (6.42) для случая мощного быстродвижущегося источника на поверхности полубесконечного тела,

- +#)’ + !«. (12.44)

Для случая мощного быстродвижущегося линейного источни­ка в пластине
дп 2xf ^

ЫлПГТМ Л2 , y2v2no

^V 2ax'mo 7 mW '

(12.45)

В формулах (12.44) и (12.45) T — температура точ­ки, в которой рассчитывается градиент температур. Рас­пределение градиента темпе­ратур и скорости кристалли­зации вдоль фронта кристал­лизации показано на рис.

12.21.

ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА ПЕРВИЧНУЮ СТРУКТУРУ

СВАРНОГО ШВА

Изложенные в п. 12.2 общие положения теории кристаллиза­ции и основные закономерности формирования первичной струк­туры справедливы и для процессов формирования первичной структуры сварного шва.

При затвердевании расплавленного металла сварочной ван­ны преобладает гетерогенный процесс кристаллизации и только в центральной части ванны в очень редких случаях возможна гомогенная кристаллизация.

Под влиянием конкретных тепловых и кинетических условий кристаллизации металла шва, химического состава сплава, гра­диента температур, скоростей сварки и кристаллизации в раз­личных зонах шва возможно образование разной первичной структуры — столбчатой, полиэдрической. Столбчатая и полиэд­рическая структура, в свою очередь, могут быть ячеистыми, ячеисто-дендритными, дендритными. Все эти структуры в шве можно не только получить, но и управлять их развитием, изме­няя условия роста, как это следует из теории концентрацион­ного переохлаждения. Такие параметры роста кристалла, как скорость кристаллизации икр и градиент температур в жидкой фазе grad Тф, оказывающий наиболее существенное влияние на образующуюся структуру, можно рационально подбирать и изме­нять при сварке. Температурный градиент в жидкости может быть повышен увеличением тепловой мощности дуги путем по­вышения напряжения или силы тока или может быть понижен путем предварительного подогрева. Скорость кристаллизации можно регулировать изменением скорости сварки.

На тип структуры шва большое влияние оказывает концент­рационное переохлаждение. Это влияние можно оценить, рас­сматривая длину зоны переохлаждения Ь, максимальное пере­охлаждение AT max и расстояние m от фронта кристаллизации
до зоны максимального переохлаждения (см. рис. 12.10), а так­же учитывая концентрацию примесей С0 и градиент температур grad Гф

При малом Ь, т — 0 и Со -> 0, т. е. при кристаллизации почти чистых металлов в отсутствие концентрационного переохлажде­ния происходит плоская кристаллизация. Криволинейные очерта­ния межфазной границы в сварочной ванне сглаживаются, так как выступающие зоны попадают в область более высо­ких температур и скорость их кристаллизации уменьшается. Структура получается столбчатой. Такой тип структуры сущест­вует вблизи зоны сплавления, так как здесь концентрационное переохлаждение равно нулю.

При небольшом концентрационном переохлаждении (малых С0, т, b) и большом grad Тф получается ячеистая структура.

В случае значительного концентрационного переохлаждения (большие значения Со, т, Ь) для роста выступов фронта кри­сталлизации в ванне создаются благоприятные условия.

У кристаллов появляются ветви второго порядка, свойствен­ные дендритному строению. Последние порции расплава могут оказаться настолько концентрационно переохлажденными, что в них зарождаются новые кристаллы, которые, препятствуя росту столбчатых кристаллов, образуют в центре шва зону с равноос­ной структурой.

Полиэдрическая структура образуется при большой протя­женности Ь, очень больших значениях m и малом grad Тф. В этих условиях перед фронтом кристаллизации в зоне максимального переохлаждения возможно самостоятельное зарождение цент­ров кристаллизации, образование кристаллов, их развитие и встречный рост в направлении растущих кристаллитов движу­щегося фронта кристаллизации.

* Обобщенная зависимость типа структуры от содержания при­меси С и значения критерия концентрационного переохлажде­ния Ф представлена на рис. 12.22.

Из рисунка видно, что при кристаллизации металлов с ма­лым содержанием примесей в слу­чае больших значений Ф в шве об­разуется ячеистая структура. При сварке сплавов в зоне сплавления структура также ячеистая, а в центре шва возможно образова­ние дендритной структуры. Ячеис­то-дендритная структура обра­зуется при значительном содержа­нии примесей и существенном уда­лении зоны максимального кон­центрационного переохлаждения Рис. 12.22. Зависимость типа струн - от фронта кристаллизации, туры от содержания примеси и pja тип первичной структуры

критерия концентрационного пере - r J

охлаждения оказывают влияние способ И ре-
жим сварки, так как в зависимости от химического состава стали, способа и режима ее сварки рассмотренные выше особенности кристаллизации, эффекты концентрационного переохлаждения могут быть разными.

Так, тип первичной микроструктуры в центральных зонах швов сварных соединений стали зависит от состава и скорости сварки. При изменении скорости сварки от 1,4 до 14 мм/с низко­легированных сталей с 0,1...0,25% С первичная структура из­меняется от неустойчивой ячеистой до ячеисто-дендритной, а при сварке среднелегированных сталей с 0,3% С и более — от ячеис­то-дендритной до развитой равноосной дендритной.

Первичную структуру сварного шва можно регулировать, ис­пользуя различные металлургические и технологические приемы.

Подавление столбчатой структуры с целью получения равно­осных кристаллов в швах осуществляется:

а) введением элементов — модификаторов 1-го рода (Ті, V, Nb, Zr и др.);

б) введением модификаторов 2-го рода — поверхностно-ак­тивных примесей;

в) введением элементов, образующих избыточные фазы в твердых растворах (a-фаза, первичные карбиды и др.);

г) воздействием на сварочную ванну ультразвуковых колеба­ний, механических вибраций или электромагнитным перемешива­нием металла ванны;

д) термической и термомеханической обработкой, прокаткой сварных швов для получения равноосной структуры.