Додаткова_література / Додаткова література / tsp

где А – постоянный коэффициент для определенного свариваемого металла. При точечном источнике на полубесконечном теле глубина проплавления h =

b/2. Тогда b = 2h, а из L = φb = 2φh получим h = q/(4πλTφ), т.е. глубина проплавления пропорциональна тепловой мощности. Учитывая, что при дуговой сварке напряжение дуги изменяется в небольших пределах, можно считать, что глубина провара применительно к точечному источнику, действующему на полубесконечное тело, примерно пропорциональна силе сварочного тока h = BI. При сварке низколегированных сталей В обычно составляет 1/80 – 1/100 мм/А.

Площадь поперечного сечения наплавленного металла FH может быть получена из общего количества наплавленного металла mH в единицу времени (г/с):

mH = ρvFH.

Количество наплавленного металла зависит от от характеристик свариваемого и присадочного металлов, способа и режима сварки. При сварке плавящимся электродом эта величина определяется через коэффициент наплавки αн г/(А*час).

Тогда

mH = IαH/3600;

или

FH = IαH/(3600ρv).

5.2 Процессы кристаллизации при сварке

Процесс образования кристаллов в металле при его затвердевании называется кристаллизацией. Кристаллизация состоит из двух элементарных, одновременно протекающих процессов:

1)зарождения зародышей, или центров кристаллизации;

2)роста кристаллов из этих центров.

Кристаллизация металлов протекает с периодическими остановками вследствие периодического выделения скрытой теплоты кристаллизации, приостанавливающей равномерное течение процесса. Центрами кристаллизации для

каждого последующего слоя становятся различные неровности на поверхности предыдущего слоя. Процесс кристаллизации имеет направленность: кристаллы растут в направлении, обратном теплоотводу, вглубь жидкости, причем внешняя форма их зависит от условий соприкосновения друг с другом.

Кристаллизация металла в сварочной ванне протекает в специфических условиях:

1.Металл ванны находится под одновременным воздействием как источника тепла, так и охлаждающих стенок ванны. При этом фронт кристаллизации связан с перемещением источника тепла.

2.Распределение температуры по объему металла ванны неравномерно.

3.Кристаллизация металла осуществляется с большими средними скоростями роста кристаллов.

Наличие большого градиента температур в сварочной ванне исключает появление центров кристаллизации в средней части ванны и кристаллы растут только

101

от периферии – от границы сплавления ванны с нерасплавленным, твердым металлом. Подплавленные зерна основного металла становятся центрами кристаллизации. На них как на своеобразной подкладке начинают рост первичные кристаллы.

Скорость роста кристаллов неодинакова. Изменение скорости роста

кристаллов при его прорастании от границы сплавления до центра ванны определяется зависимостью:

vk = vCBcosα,

где α – угол между направлением сварки и перпендикуляром к границе раздела фаз.

Таким образом, характер изменения скорости роста кристаллов в сварочной ванне от периферии к центру иной, чем в слитке: происходит не замедление в росте,

а увеличение скорости роста от минимальной у границы сплавления до максимальной у центра ванны (шва). При этом кристалл (или последовательно нарастающие кристаллы) растет по кривой, определяемой изменением кривизны ванны.

По мере прорастания от границы сплавления некоторые кристаллиты, опережая соседние, получают лучшее питание жидкостью, развиваются полнее и ограничивают возможность прорастания тех, которые на первом этапе росли в менее благоприятных условиях. Поэтому основной формой кристаллитов является дендритной.

При сварке многослойных швов, когда последующий валик переплавляет металл предыдущего, в роли подкладок, на которых будут расти кристаллы, выступают зерна выполненного металла валика. Если металл предыдущего слоя имеет явно выраженную столбчатую структуру, то и в следующем слое кристаллиты растут кака продолжении подкладок. Кристаллы как бы прорастают из слоя в слой. Структура такого типа называется транскристаллитной. Она наиболее характерна, когда металл шва не испытывает перекристаллизации при охлаждении, например у однофазных аустенитных сталей.

Процессу кристаллизации сплавов сопутствуют получение неоднородного состава в различных объемах образовавшегося твердого металла в связи с ликвацией при затвердевании. Ликвация вызывается различной растворимостью примеси (легирующей добавки) в твердой и жидкой фазах основы сплава. Применительно к равновесной диаграмме состояния, например, двухкомпонентной системы с эвтектикой (основа сплава – примесь) при снижении температуры жидкого сплава с исходной концентрацией примеси С0 (рис. 5.2) первые кристаллы будут иметь состав, отвечающей точке 1.

102

остается зона с уменьшенной концентрацией серы, а рядом в металле шва расположена зона с повышенной концентрацией серы.

5.3 Деформирование металла при высоких температурах сварки и его деформационная способность

В условиях сварки в свариваемом изделии появляется большой температурный градиент. Вследствие этого соседние участки сварного шва и основного металла оказываются нагретыми до высоких температур, а их охлаждение происходит с различной скоростью. Это приводит к затрудненному расширению нагревающегося металла и сокращению (усадке) его при охлаждении и в связи с этим возникновению соответствующих деформаций и напряжений. Термическое

расширение определяется упрощенной формулой

∆l0 = l0αcp∆T

где

l0 – начальный линейный размер,

∆T – разность между конечной Тк и начальной Т0 температурой, 0С;

αcp – среднее значение температурного коэффициента расширения металла в рассматриваемом интервале температур, 1/0С.

Представим изменение размеров круглого стержня диаметром d, прикрепленного одним концом к стенке и нагретого на длине l0 от температуры Т0 до Тк (рис. 5.4). Величина его свободного удлинения ∆l0 определится вышеприведенной формулой. Аналогично диаметр в этом объеме возрастет до d + ∆d. Если убрать источник нагрева, то произойдет сокращение длины и диаметра до начальных размеров.

Предположим, что перед нагревом стержень зажали между двумя абсолютно недеформируемыми стенками. В связи с невозможностью удлинения в стержне появятся сжимающие напряжения, увеличивающиеся по мере возрастания температуры в участке l0. До определенной температуры эти напряжения будут

упругими и равными

σ = (∆l/l0)E

или

σ = αE∆T,

где ∆l/l0 – относительная деформация, Е – модуль упругости металла, кг/см2.

Рис. 5.4. Температурная деформация стержня.

104

Этот рост напряжений сжатия показан на рис. 5.4 прямой 1 (кривые 2 и 2!

показывают изменение предела текучести растяжения и сжатия стали в зависимости от температуры). Можно подсчитать температуру Т1, при которой для низкоуглеродистой стали напряжения достигнут значения предела текучести (точка А):

σT = αE∆T = 12*10-6*2*106T,

так как σТ = 2400 кгс/см2, то ∆Т = 2400/(12*10-6*2*106) ≈ 1000С, т.е. такой

небольшой нагрев при абсолютно жестком закреплении приведет к появлению текучести металла и d + ∆d! будет больше чем d + ∆d в предыдущем случае. Если, например, нагреть стержень до Тк = Т2, то произойдет пластическая деформация сокращения (эта деформация характеризуется на рис. г участком АБ на кривой 2!). Если прекратить нагрев, то при охлаждении сначала снижаются напряжения сжатия согласно прямой 3 (с таким, как и у прямой 1 угловым коэффициентом αЕ), а после их снижения до нуля начнется сокращение длины стержня до точки В. В результате стержень укоротится на величину (∆l/l0)T2, отмеченную на оси деформаций.

Если стержень жестко связать со стенками, то после спада напряжений сжатия до нуля дальнейшее охлаждение вызовет в нем напряжения растяжения, достигающие к полному охлаждению значения ОВ в масштабе напряжений.

Аналогично, для Тк = Т3. Только в этом случае при нагреве деформации сокращения произойдут в большей степени (от А до Г). При охлаждении без

закрепления соответственно будет большая остаточная деформация сокращения (∆l/l0)T3 = OE. В случае закрепления стержня от сокращения в процессе охлаждения от Т3 сначала уменьшатся напряжения сжатия, а затем в стержне начнут расти напряжения растяжения по прямой 4 до точки Д. Достигнув значения предела текучести при растяжении (точки Д), в стержне появятся пластические деформации растяжения (проходящие по линии ДЖ). После достижения температуры Т0 конечные напряжения в стержне (если он не разрушится) равны пределу текучести при растяжении при этой температуре.

При нагреве до Т = Тпл все происходит аналогично. При охлаждении в закрепленном состоянии, в связи с чрезвычайно малыми упругими свойствами металла в области высоких температур (кривая 2 близка к нулю), нарастающая величина αЕ∆Т по прямой 5 (с меньшим наклоном, чем у прямой 1, в связи с меньшей величиной Е) приведет сразу к пластическим деформациям растяжения (от точки Тпл до точки И). Потом в связи с быстрым нарастанием упругих свойств металла в нем начнут расти напряжения растяжения по прямой 6 на участке ИК и затем опять будет происходить пластическое растяжение (от точки И по кривой 2 до точки Ж). Конечные напряжения опять равны пределу текучести при Т0.

Таким образом, в металле, нагревающимся в закрепленном состоянии при повышении температуры до Тпл, проходят значительные пластические деформации сокращения , а при последующем охлаждении – сначала пластические деформации

растяжения при высоких температурах до момента возрастания упругих свойств и в области более низких температур.

По мере понижения температуры металл изменяет свое состоянии из жидкого в жидко-твердое, затем твердо-жидкое и, наконец, твердое. Пластичность (или точнее величина, обратная вязкости) жидкости весьма велика. При появлении разобщенных

105

кристаллов твердой фазы (жидко-твердое состояние) пластичность заметно уменьшается, но остается довольно высокой. При дальнейшем снижении температуры кристаллиты срастаются, образуя общий каркас. Пластичность при этом определяется этим скелетом твердой фазы. Однако при его разрушении (разрывах) достаточное количество жидкости может заполнять эти разрывы – «залечивать» их в процессе продолжающейся кристаллизации. При уменьшении количества жидкой

фазы и ее расположении в объеме двухфазного сплава в виде пленок между кристаллитами деформационная способность сильно снижается (главным образом против сдвига) и разъединенные кристаллы не залечиваются. При полном затвердевании пластичность твердого металла значительно возрастает.

Таким образом, наиболее низкую пластичность имеют металлы в твердо- жидком состоянии. Область пониженной пластичности в процессе кристаллизации

вблизи реального солидуса называется температурным интервалом хрупкости (ТИХ). Величина ТИХ зависит от диаграммы состояния сплава. Увеличение скорости охлаждения приводит к снижению равновесных критических температур, причем особенно сильно снижается температура солидуса. Это приводит к расширению области твердо-жидкого состояния, к расширению ТИХ и увеличению вероятности получения разрушений (трещин) при твердо-жидком состоянии металла. Такие трещины называются кристаллизационными или горячими.

Расширяет интервал твердо-жидкого состояния и ряд примесей, имеющихся в сплавах, в частности ликвирующих. Так при наличии достаточного количества серы в сплавах на железной основе эвтектики FeS – Fe и особенно Fe – FeO – FeS значительно снижают температуру реального солидуса (примерно до 10000С), что приводит к значительному интервалу ТИХ (почти в 5000С).

Однако достаточно значительная пластичность – деформационная способность, приобретаемая при завершении затвердевания, не всегда по мере охлаждения сохраняется высокой. Она может опять снижаться. Объяснение такому

снижению пластичности при температурах несколько ниже солидуса связано с двумя гипотезами: полигонизации и миграции границ зерен. Первая гипотеза базируется на том, что в результате кристаллизации в металле образуется большое количество дефектов строения (вакансии в решетке, дислокации – несовершенства кристаллического строения). При повышенных температурах дислокации обладают высокой подвижностью и делят кристаллит на части, которые приводят к образованию вторичных границ. Эти границы снижают деформационную способность металла при повышенных температурах.

Согласно второй гипотезе в металле существует тенденция к сокращению длины границ зерен. В результате одни зерна за счет поглощения соседних вырастают. За счет миграции границ у них идет накопление несовершенств и примесных атомов, приводящих к понижению деформационной способности металла.

Наличие в закристаллизованном металле двух отличающихся твердых фаз (например, в сталях аустенита и феррита) является препятствием для появления новых границ и, поэтому нет заметного снижения пластичности по мере снижения температуры ниже солидуса. Такое снижение наблюдается для чистых металлов и однофазных твердых растворов.

106

Горячие как кристаллизационные, так и подсолидусные трещины носит межкристаллитный характер. Разрушение идет межзеренно, по границам зерен.

Рис. 5.5. Схематическая оценка сопротивляемости металла горячим трещинам.

Схематическая оценка сопротивляемости металла к горячим трещинам осуществляется сопоставлением его деформационной способности в области высоких температур и тех фактических деформаций, которые происходят и накапливаются в этот период охлаждения металла. Такая схема показана на рис. 5.5. Кривой 3 показано изменение пластичности в области высоких температур. Прямые 1 и 2 показывают нарастание деформаций от момента образования сплошного скелета твердой фазы. При этом прямая 1 во всем интервале температур расположена ниже кривой 3, т.е. фактическая деформация обеспечивается деформационной способностью металла. Прямая 2 пересекает кривую 3 и в заштрихованной области

деформации превышают деформационную способность металла вблизи температуры солидус. Здесь могут появиться трещины.

Способность образовывать швы без горячих называют технологической прочностью металлов при сварке.

В общем случае фактические деформации ∆ф металла в ТИХ при сварке зависят не только от температурного коэффициента линейного расширения α, но и от жесткости свариваемого изделия, а также режима сварки. Режим сварки, определяющий температурное поле в свариваемом изделии, может привести к тому, что нерасплавленный металл, расположенный вне ванны, будет менять знак дополнительной деформации металла кристаллизующейся ванны (сжатия или растяжения) в различные моменты времени после прохождения рассматриваемого сечения сварочным источником тепла. Мягкие режимы сварки (с малой скоростью, при предварительном подогреве и пр.) являются более благоприятными.

При изменении условий деформирования по мере снижения температуры с момента возникновения жесткого каркаса кристаллитов возможно два основных варианта сопоставления свободной тепловой деформации ∆Т и фактической ∆Ф, которые схематически показаны на рис.5.6, а -- ∆Т < ∆Ф; б -- ∆Т> ∆Ф.

107

РАЗДЕЛ 6. ВЛИЯНИЕ ТЕРМОДЕФОРМАЦИОННОГО ЦИКЛА НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛА В СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЯХ

После завершения сварочной операции, каждый объем металла претерпевает характерные изменение температуры во времени, причем различные участки имеют различную Тmax и отличающиеся скорости нагрева ωнагр и охлаждения ωохл. (рис. 5.1).

В связи с этим каждый характерный участок металла имеет свою термическую историю, испытывая те или иные изменения состояния в связи с термическим циклом, сопровождающим сварку.

Рис.6.1. Термические циклы различных точек изделия.

Однако на структуру и свойства металла в сварных соединениях оказывает влияние не только чисто термическое воздействие. В результате местного нагрева в металле протекают пластические деформации. Выявить влияние пластических деформаций на структуру сложнее, чем обнаружить изменение структуры, вызванное термическим воздействием сварки на металл.

6.1 Характерные зоны металла в сварных соединениях

Схема поперечного сечения стыкового соединения изображена на рис.6.2, где условно выделены характерные зоны сварного соединения.

Зона 1 характеризуется структурой литого металла. Это та зона, В которой металл, нагретый выше температуры ликвидус, расплавлялся, перемешивался с присадочным металлом и затем кристаллизовался. Структура этой зоны характеризуется значительным количеством вытянутых столбчатых кристаллов, выросших на зернах основного металла. Эта зона носит название металл шва.

Зона 2 охватывает те объемы металла, которые нагревались выше Тс, но ниже Тл. В этой области происходило частичное расплавление основного металла. В эту в процессе сварки частично могут проникать различные элементы, которые вводились в наплавленный металл и отсутствовали в основном. Поэтому по химическому составу эта зона может несколько отличаться от состава основного металла.

109

Отличается она и по содержанию ликвирующих примесей в связи сих перераспределением в процессе взаимодействия жидкой и твердой фаз.

1

Рис. 6.2. Схема поперечного сечения стыкового соединения.

Ширина зоны смешанной структуры литого и перегретого до Т > Тс металла определяется составом металла (температурный интервал ТЛ – Тс; его теплофизические свойства) и градиентом температур на границе раздела сварочной ванны и твердого металла. Эта зона носит название зоны сплавления. Для металлов с малыми интервалами ТЛ – ТС зона сплавления невелика по ширине и носит название

границы сплавления.

Далее от металла шва располагаются зоны 3 и 4, для которых характерно возможное изменение структуры в связи с нагревом выше критических точек ТКР2 и ТКР1. Боле высокий нагрев, особенно при приближении температуры нагрева Tmax к ТС, приводит к росту зерен. Мелкие зерна исходной структуры объединяются в более крупные. Существенное значение для роста зерна имеет и время выдержки при температуре выше критической.

Зона высоконагретого твердого металла при сварке в основном сохраняет свой исходный химический состав. Однако в узком участке вблизи границы

сплавления может иметь место диффузионное проникновение некоторых элементов (углерод) из металла шва в твердый основной металл.

Для зон металла, которые нагревались ниже критической температуры ТКР1, могут иметь различные варианты воздействия такого нагрева (получение структур отпуска, рекристаллизации и пр.).

Зона, прилегающая к металлу шва и получившая изменение структуры и свойств, называется зоной термического влияния.

В случае минимальной выдержке времени при Tmax на окончательную структуру и свойства влияет ветвь нагрева. Непродолжительное пребывание металла выше критических температур приводит к тому, что образующиеся новые структурные фазы могут не выравнивать свой состав. Поэтому кристаллы этой высокотемпературной фазы (например, аустенит, получившийся при нагреве из ферритно-перлитной структуры) к моменту начала обратного превращения могут быть не гомогенизированы, т.е. иметь различную концентрацию элементов в различных участках одного и того же зерна. Быстрый нагрев и малая выдержка приводят к меньшему росту зерна. Недостижение достаточной гомогенизации зерен способствует получению менее равновесной структуры и измельчению зерен.

Однако скорость является решающим фактором в формировании конечной структуры и свойств, особенно для металлов, имеющих при нагреве и охлаждении превращения, связанные с перестройкой структуры. Поэтому регулирование ωохл при сварке имеет большое значение.

110