Металловедение сварки
..pdfЕще одна особенность кристаллизации сплавов - влияние градиента кон центрации растворенного элемента в слое переохлажденного расплава, контак тирующего с твердой фазой, на температуру плавления.
При кристаллизации сплавов происходит диффузионное перераспределе ние примеси между твердой и жидкой фазами в соответствии с константой распределения К = Ств/С0.
Переохлаждение, связанное с перераспределением примеси, называют концентрационным переохлаждением.
Оно обусловлено диффузионным перераспределением примесей у фронта кристаллизации (ФК) и скоплением их со стороны жидкой фазы вследствие большей растворимости в жидкой фазе, чем в твердой (рис. 2.8).
Рис. 2.8. Концентрационное уплотнение в
жидкой фазе (§х) вблизи фронта кристал
лизации вследствие большей растворимо
сти в ней компонента Б
В результате в зоне концентрационного уплотнения Ьх имеет место по нижение температуры ликвидуса Гпл (рис. 2.9).
Рис. 2.9. Концентрационное переохлажде ние (АТ) жидкой фазы вблизи фронта кри сталлизации вследствие снижения темпе ратуры ликвидуса, вызванного концен трационным уплотнением (1-твердая
фаза, II - расплав)
Протяженность 8Х зависит от интенсивности диффузионного отвода
примеси от ФК в жидкость (Дж) и скорости кристаллизации VKp
8Х = Д ж/ Укр(см2/с) / (см/с) = см . |
|
|
Величина зоны концентрационного переохлаждения в |
определяется со |
|
отношением градиента температур в жидкости у ФК и Т пп |
|
|
В конечном итоге величину в |
характеризует критерий |
концентрацион |
ного переохлаждения. |
|
|
Ф = grad Гф / VKp, |
grad Тф = d7\j, / dx. |
|
Таким образом, в случае сварки концентрационное переохлаждение ме талла шва определяется режимом сварки (градиентом температур и скоростью кристаллизации, зависящей от скоростц сварки), условиями теплоотвода из сварочной ванны, составом сплава и его теплофизическими свойствами.
2.4. Первичная структура металла шва при направленной
кристаллизации
Тип первичной микроструктуры металла шва зависит от формы расту щих кристаллов, определяемой видом фронта кристаллизации (ФК) и характе ром концентрационного переохлаждения перед этим фронтом.
Рассмотрим три возможных случая кристаллизации сплава при различ ной протяженности зоны концентрационного переохлаждения в\, в2 и в3, вы званной различными распределениями температуры в жидкой фазе - 7ф1, 7ф2 ,
7ф3, с различными критериями концентрационного переохлаждения Ф\ , Ф2 и
Ф3 (рис. 2.10).
|
|
|
|
|
Условием, определяющим |
харак |
||||||
|
|
|
|
тер |
роста |
кристалла |
и |
формирование |
||||
|
|
|
|
первичной структуры, будет соотноше |
||||||||
|
|
|
|
ние двух параметров: Ф и |
АСо / к |
|
||||||
|
|
|
|
(А |
- |
экспериментально определяемая |
||||||
|
|
|
|
постоянная для данного |
Со , зависящая |
|||||||
|
|
|
|
от теплофизических свойств; |
к - |
коэф |
||||||
|
|
|
|
фициент распределения). |
|
|
|
|||||
|
|
|
|
|
При |
малой протяженности |
зоны |
|||||
Рис. 2.10. |
Влияние температурного |
гра |
концентрационного переохлаждения в\ |
|||||||||
(большом |
градиенте |
Т |
в |
жидкости) |
||||||||
диента в |
жидкой |
фазе вблизи фронта |
||||||||||
Ф\ > ACQ! к. |
|
|
|
|
||||||||
кристаллизации на |
протяженность |
зоны |
|
|
|
|
||||||
|
В |
этом случае |
будет |
образовы |
||||||||
концентрационного переохлаждения |
|
|
||||||||||
|
|
|
|
ваться |
ячеистая первичная |
структура. |
Эта структура состоит из ряда параллельных элементов, имеющих форму стержней и ориентированных в направлении кристаллизации. В поперечном сечении стержни имеют форму шестиугольников (рис. 2.11, а ). При средней протяженности зоны концентрационного переохлаждения в2, когда Ф2 « АСо/к,
образуется ячеисто-дендритная первичная структура (рис. 2.11, б ).
Отдельная ячейка, оказавшись впереди своих соседей, начинает расти быстрее и развиваться. Постепенно выступ превращается в иглу, на игле обра-
зуются ветви, которые, в свою очередь, служат основой для следующих ветвей. Формируется ветвистая дендритная структура.
Если протяженность зоны концентрационного переохлаждения в3 доста точно велика (при небольшом градиенте Т в жидкости) и переохлаждение больше некоторой критической величины, при которой еще происходит обра зование ячеистой структуры, то на всех ячейках начинают формироваться ветви и они превращаются в дендриты. Условие образования дендритной структуры:
Фз<АС0/ к (рис. 2.11, в).
Рис. 2.11. Схема первичной микро
структуры металла сварного соединения,
кристаллизующегося с различными
температурными градиентами и зонами
концентрационного переохлаждения
(в[ < вг < в3 ) в жидкой фазе вблизи фронта кристаллизации: а - ячеистая (ei); б - ячеисто-дендритная (вг); в -
дендритная (в3)
Образование такой структуры связано с тем, что растущая ось дендрита отталкивает атомы примеси так же, как и плоский фронт кристаллизации. Скопление примесей и концентрационное переохлаждение приводят к образо ванию ячеек на ветвях дендритов. С увеличением переохлаждения размеры дендритов и их разветвленность возрастают.
Таким образом, вероятность образования дендритной структуры повы шается с уменьшением grad 7ф , увеличением скорости кристаллизации VKp
(т.е. скорости сварки) и содержанием примеси Со .
При большой протяженности в и малом grad 7ф (что соответствует по следнему случаю) перед фронтом кристаллизации в зоне максимального пере охлаждения возможно самостоятельное зарождение центров кристаллизации, образование кристаллов, их рост навстречу растущим дендритам движущегося фронта кристаллизации. В результате образуется полиэдрическая структура.
Обобщенная зависимость типа структуры от содержания примеси С и значения критерия концентрационного переохлаждения Ф представлены на рис. 2.12.
При кристаллизации металла с малым содержанием примесей в случае больших Ф в шве образуется ячеистая структура.
При сварке сплавов в зоне сплавления структура также ячеистая, а в цен тре возможно образование дендритной структуры.
На тип первичной структуры оказывает влияние способ и режим сварки, так как в зависимости от химического состава стали и технологии сварки осо бенности кристаллизации (рассматривали выше) могут быть разными.
Рис. 2.12. Зависимость типа первичной струк туры металла сварного соединения от содержа ния примесей (Q и критерия концентрацион ного переохлаждения (Ф = grad 7ф/ VKp)
Тип первичной структуры в центральных зонах швов сварного соедине ния стали зависит от состава и скорости сварки (Ф « 1 / VCB).
При изменении VCBот 1,4 до 14 мм/с первичная структура низколегиро ванных сталей с 0,1- 0,25% С изменяется от неустойчивой ячеистой до ячеи сто-дендритной, а при сварке среднелегированных сталей с 0,3 % С и более - от ячеисто-дендритной до развитой равноосной дендритной.
Первичную микроструктуру сварного шва можно изменять, используя различные металлургические и технологические приёмы.
2.5. Регулирование первичной структуры шва (способы подавления столбчатой структуры и измельчения зерна)
2.5.1. Измельчение зерен основного металла
Рост кристаллов на базе частично оплавленных зерен основного металла энергетически выгоднее, чем зарождение новых кристаллов в объеме жидкой фазы. Высокие градиенты температуры на границе ванны обусловливают тер мическое переохлаждение расплава только в очень узкой приграничной зоне, что также затрудняет образование новых центров кристаллизации вдали от межфазной границы.
Существует прямая связь между структурой основного металла и металла шва. Еще в 50-е годы было установлено, что чем мельче зерно основного ме талла, тем мельче структура металла шва. Был предложен метод получения мелкозернистой структуры металла шва путем наклепа свариваемых кромок.
Этот прием применялся также и как средство борьбы с горячими трещинами при многослойной ручной дуговой сварке узлов большой толщины. По нашему мнению, наиболее эффективен этот прием при условии неглубокого проплав ления свариваемых кромок и предыдущих валиков (при многослойной сварке). В наклепанной зоне при сварке протекает процесс рекристаллизации, в ре зультате чего на границе сварочной ванны образуется очень мелкое зерно, из мельчается структура металла шва. При этом повышается и стойкость сварного соединения к образованию горячих трещин. Но при сварке под флюсом или га зоэлектрической сварке плавящимся электродом, когда применяются высокие плотности тока, глубина проплавления основного металла резко возрастает, на клепанная зона расплавляется и эффект наклепа кромок исчезает. Измельчение зерен основного металла иногда можно обеспечить и термической обработкой (отжиг, нормализация).
2.5.2. Модифицирование сварочной ванны
Эффективным средством улучшения механических свойств сварных со единений за счет измельчения первичной структуры шва является введение в
жидкую сварочную ванну элементов-модификаторов. Действие модификаторов с точки зрения теории кристаллизации объясняется уменьшением работы обра зования зародышей новой фазы и, как следствие, увеличением скорости обра зования новых центров кристаллизации.
Модификаторы обычно делят на две группы: модификаторы I рода - ту гоплавкие взвеси, служащие в качестве подложки для роста кристаллитов: Ti, V, Nb, Zr; модификаторы II - рода поверхностно-активные вещества, как пра вило, легкоплавкие, понижающие межфазное поверхностное натяжение и уменьшающие работу образования центров кристаллизации.
Чаще всего модифицирование сварных швов осуществляется модифика торами I рода. Применение модификаторов II рода при сварке мало исследова но, как правило, они образуют легкоплавкие эвтектики и могут отрицательно влиять на стойкость сварных соединений к образованию горячих трещин.
В зависимости от точки ввода модификатора в сварочную ванну изменя ется и время его пребывания в высокотемпературной зоне, а следовательно, и эффективность его воздействия на процесс кристаллизации. Введение модифи каторов в сварочную ванну может осуществляться через электродную проволо ку, флюс, при помощи лигатуры, закладываемой в стык между деталями в виде полоски, или через хвостовую часть ванны.
Используется также и обработка сварочной ванны комплексными моди фикаторами. Для снижения температуры расплава в зоне кристаллизации в хвостовую часть ванны вводится порошок, состоящий из частиц модификатора (3 -5% по весу) и порошка, по составу близкого к основному металлу. При этом химический состав шва практически остается неизменным, но структура шва резко измельчается. Пластичность сварных соединений и их технологиче ская прочность при этом значительно увеличиваются.
Несмотря на эффективность измельчения первичной структуры шва, вве дение модификаторов в сварочную ванну во многих случаях , особенно при сварке тонкого металла, имеет определенные технологические трудности.
2.5.3. Введение в сварочную ванну механических или тепловых
периодических возмущений
Впервые идея применения вибрации расплава как средства для улучше ния качества кристаллизующего металла была высказана Д.К.Черновым. Впо следствии этот способ нашел применение и в сварочном производстве.
В настоящее время известно большое количество различных методов, по зволяющих вносить периодические возмущения в сварочную ванну. Все эти методы можно классифицировать по нескольким признакам. По характеру внешнего воздействия на сварочную ванну возмущения можно разделить на механические и тепловые; по способу ввода в ванну - на контактные и бескон тактные; по диапазону частот возмущений - на низко- и высокочастотные.
2.5.4. Механические возмущения расплава сварочной ванны
Известно положительное действие ультразвука и вибраций низкой часто ты на измельчение первичной структуры. Однако способы ввода механических колебаний в сварочную ванну (путем погружения излучателя в сварочную ван ну; через охлажденную скользящую подкладку; через ползун при электрошлаковой сварке; через присадочную проволоку) характеризуются непосредствен ным контактом расплава с элементом, передающим колебания от генератора колебаний. При этом большая часть энергии колебаний гасится в излучателе и в самом изделии. К тому же малый объем сварочной ванны, высокие температура и температурный градиент в ванне усложняют проблему введения колебаний в расплав, это снижает технологичность процесса и эффективность вибрацион ной обработки ванны. В связи с этим контактные способы ввода ультразвука и низкочастотной вибрации не нашли широкого практического применения при сварке металлов.
Более перспективными являются бесконтактные методы передачи коле баний в сварочную ванну. Они позволяют генерировать колебания непосредст венно в жидком металле без механической связи генератора колебаний и рас плава.
Одним из таких методов является низкочастотная электромагнитная об работка расплава, или, по-другому, электромагнитное перемешивание (ЭМП). В результате наложения импульсного продольного магнитного поля происхо дит встряхивание жидкого металла и измельчение структуры. Наибольший эф фект измельчения наблюдается при реверсировании электромагнитных сил в расплаве. Это объясняется тем, что при реверсировании электромагнитных сил создается реверсное знакопеременное движение расплава в ванне и, как следст вие, возникает колебание температуры на фронте кристаллизации. Электромаг нитная обработка сварочной ванны обеспечивает повышение стойкости свар ных соединений к образованию горячих трещин, уменьшение пористости в швах и улучшение пластических свойств соединений. Следует отметить, что применение этого метода при сварке конструкций сложной конфигурации ог раничено большими габаритами оборудования.
Периодическое встряхивание жидкого металла можно вызвать наложени ем на дугу мощных кратковременных импульсов тока, при этом частота встря хивания равна частоте импульсов. Весьма эффективно наложение импульсов тока частотой 12,5 Гц.
Положительное влияние магнитного поля на структуру и свойства метал ла шва отмечается при сварке многих сталей и сплавов. Так, при сварке сталей 25ХГСА, ЗОХГСА, ВП25 и КВК32 аргонодуговой сваркой без магнитного поля кристаллизация сварного шва идет с образованием ярко выраженной столбча той дендритной структуры, зона которой достигает почти центра шва. Дендриты, образующиеся при этом, вытянуты в длину, границы между ними почти прямые. В центре шва формируется небольшая зона равноосных кристаллитов. При импульсной сварке структура мельче, междендритные прослойки уже и центральная зона равноосных кристаллитов заметно шире. При сварке в маг нитном поле напряженностью 300 эрстед наблюдается подавление дендритной кристаллизации. Процесс кристаллизации протекает с образованием разориентированной и равномерной структуры по всему сечению шва, межкристаллитные прослойки тоньше и границы сильно развиты. Такой характер кристалли зации приводит к повышению пластичности сварных соединений.
2.5.5. Тепловые возмущения расплава сварочной ванны
Способы, позволяющие вводить тепловые возмущения в сварочную ван ну, можно разделить на колебания источника тепла в пространстве и изменения тепловой мощности источника во времени.
Некоторое улучшение первичной структуры и механических свойств ме талла шва при поперечных перемещениях дуги при ручной сварке известно давно. В процессе колебаний источника нагрева в пространстве происходит пе риодическое колебание температуры и температурного градиента в зоне кри сталлизации за счет периодического изменения координаты точки ввода тепла в сварочную ванну. Поперечное перемещение дуги позволило значительно осла бить столбчатую текстуру и дендритную неоднородность, повысить пластич ность металла шва, уменьшить вероятность образования горячих трещин.
С такой же целью рекомендуется применять поперечное перемещение ду ги при автоматической сварке под флюсом при сварке труб, аргонодуговой сварке высокопрочных сталей в сочетании с двухдуговой схемой процесса.
2.5.6.Тепловые колебания расплава сварочной ванны при ЭЛС
сглубоким проплавлением
Для ЭЛС, в силу её технологических особенностей, тепловые возмущения сварочной ванны могут быть достигнуты импульсной модуляцией мощности электронного луча, колебательным перемещением фокальной мощности луча по вертикали и движением луча по различного вида траекториям. К тому же все эти методы на практике используют для устранения корневых дефектов. Уче ными кафедры сварки Пермского государственного технического университета показано, что наиболее эффективно измельчают первичную структуру шва Х-образные колебания электронного луча.
Для каждого металла есть свой диапазон частот модуляции тока элек тронного луча, при котором достигается повышение эффективности процесса электронно-лучевой сварки, в частности увеличение глубины проплавления. Диапазон частот модуляции определяется расчетным методом из условия уст ранения нежелательного влияния экранировки луча на процесс проплавления. Реализация импульсной модуляции мощности электронного луча крайне проста и осуществляется путем подачи отрицательных импульсов на управляющий электрод триодной электронной пушки. Однако выбор временных параметров модуляции для конкретных режимов сварки и свариваемого материала в каж дом отдельном случае затруднен ввиду отсутствия полных данных о колеба тельных перемещениях луча в канале проплавления.
2. 6. Кристаллическое строение металла шва, полученного
дуговой сваркой
Рассмотрим мгновенное состояние сварочной ванны жидкого металла и распределение в ней температур (рис. 2.13).
|
|
|
А - А |
J L ± |
| JLJL |
|
|
|
ЛV |
_____ |
--- \ |
|
|
|
А V |
||
|
|
|
|
|
- |
|
|
|
|
г |
|
Рис. 2.13. Распределение температур в |
|
|
|||
различных сечениях жидкой ванны при |
|
|
|||
мгновенном |
прекращении дуговой |
|
|
||
сварки с присадочным материалом: 1 - |
|
|
|||
свариваемые пластины; 2 - |
место элек |
|
|
||
трода; 3 - направление сварки; 4 - |
сва |
|
|
||
рочная ванна; 5 - сварной шов |
|
|
|||
В очаге |
горения |
дуги |
металл имеет самую |
высокую |
температуру |
« 2300 °С, т. е. значительно выше tn„и tKp. |
По мере удаления от очага дуги тем |
||||
пература жидкого металла |
снижается, |
а |
вблизи кромок и ранее |
закристалли |
|
зовавшегося металла |
шва |
становится |
близкой к температуре |
кристалли |
|
зации tKp. |
|
|
|
|
|
Если мгновенно |
прекратить сварку и создать условия для предотвраще |
ния растекания головной части ванны, то характер кристаллизации можно представить следующим образом.
Рост кристаллов начинается с закристаллизовавшейся поверхности ме талла шва (рис. 2.14, а).
Рис. 2.14. Кристаллическое строение металла сварочной
ванны при мгновенном прекращении сварки (а) и свароч
ного шва в продольном направлении (б)
Кристаллы из хвостовой части вытягиваются вдоль оси шва, они имеют большую протяженность. Кристаллы с боковых поверхностей, растущие с кро мок в задней части ванны, составляют с осью шва определенный угол.
Размеры кристаллов, растущих с боковых поверхностей, и угол их на
клона к оси шва зависят от многих факторов: толщины и массы свариваемого
металла, его температуры, теплофизических свойств, скорости сварки, силы
тока, технологии сварки (например, числа сварочных дуг) и др. При таком ха
рактере кристаллизации ванны кристаллическое строение сварного шва имеет
вид, представленный на рис. 2.14, б .
Кристаллическое строение сварного шва в сечении, перпендикулярном
его оси, может несколько отличаться в зависимости от условий сварки.
При сварке с предварительной разделкой кромок свариваемых деталей
перегрев и оплавление свариваемого металла, находящегося на кромках,
приводит к тому, что с жидким металлом ванны соприкасаются оплавленные
зерна основного металла.
Эти зерна, выросшие на границе сплавления, служат основой для кри
сталлизации металла сварочной ванны. На оплавленной поверхности зароды шами кристаллизации могут стать также не успевшие раствориться или распла виться карбиды тугоплавких элементов и неметаллические включения. Поэто
му рост столбчатых кристаллов в жидкой сварочной ванне представляет собой
пример кристаллизации на искусственных зародышах. Эти кристаллы свароч
ной ванны растут от кромок и имеют вид дендритов различной величины (рис. 2.15).
Рис. 2.15. Схема кристаллического строения металла сварного шва в поперечном сечении: а - при малом объеме сварочной ванны и быстром охлаждении; б -
при большом объеме сварочной ванны и медленном
охлаждении; в - при сварке на охлаждаемой металли ческой подкладке; г - при многослойной сварке
При сравнительно малой продолжительности существования сварочной ванны (малый объем ванны, повышенная скорость сварки и др.) столбчатые кристаллы могут расти до соединения в области центральной линии шва
(см. рис.2.15, а ).
При большой ванне и медленной ее кристаллизации в центральной части шва образуется небольшая зона равновесных кристаллов, возникших в усло виях естественной кристаллизации (см. рис. 2.15, б ).
При сварке на охлаждаемой металлической подкладке на ней кристал лизуется тонкий слой мелких разориентированных кристаллов, становящихся зародышами для растущих от них столбчатых кристаллов (см. рис. 2.15, в ).