книги / Теория сварочных процессов

При температуре Т1 на поверхности раздела жидкой и твердой фаз установятся известные граничные равновесные концентрации. Вследствие разности концентраций растворенного элемента в твердой и окружающей ее жидкой фазе равновесие может нарушаться за счет диффузионных процессов, конвекции. При этом растворенный элемент будет перемещаться в глубь жидкости. Тогда соответствующая часть атомов основного металла для восстановления равновесия перейдет из жидкой фазы в твердую, что приведет к дальнейшему развитию кристаллизации. Развивающуюся кристаллизацию принято называть избирательной

или диффузионной.

Возможен и другой механизм кристаллизации. Линия Т0 (см. рис. 3.2) характеризует равенство термодинамических потенциалов жидкой и твердой фаз одинакового состава. При температуре ниже Т0 термодинамический потенциал твердой фазы будет меньше соответствующего потенциала жидкой фазы. Поэтому после переохлаждения жидкого сплава концентрации С1 до температуры Т2 начнется интенсивный рост твердой фазы за счет присоединения любых атомов, находящихся в контакте с твердой фазой, – атомов примеси или металла. В твердой фазе (точка Б1) при температуре Т2 содержание растворенного элемента будет примерно то же, что и в жидкой фазе исходного состава.

Особенности первичной кристаллизации металла при сварке. Кри-

сталлизация 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.

В настоящее время установлено, что кристаллизация металла сварочной ванны носит прерывистый характер.

91

участке б – и заканчивается примерно на участке а, то кристаллизация протекает от участка а на задней стенке сварочной ванны до участка в. При этом жидкий металл постоянно перемещается в сторону А, противоположную направлению сварки (показано стрелкой).

Проплавленные зерна основного металла становятся зародышевыми центрами кристаллизации. На них как на своеобразной подкладке начинают рост первичные кристаллы, количество которых ограничено. Разрастаются кристаллы нормально к поверхности охлаждения в направлении, обратном отводу тепла, в глубь жидкого металла ванны. В поперечном направлении для роста кристаллов нет нужных условий, так как в этом направлении практически нет отвода тепла и градиенты температур незначительны.

Особенностью процессов кристаллизации при сварке является наличие градиента концентрации растворенного элемента в слое переохлажденного расплава, окружающего твердую фазу. При этом возникает область так называемого концентрационного переохлаждения ∆Т (рис. 3.4), поскольку из-за изменения состава этого слоя (кривая 1) меняется и температура кристаллизации (кривая 2). Здесь фактическая температура (кривая 3) расплава, которая зависит от сложившихся условий кристаллизации, может не отвечать равновесной и быть ниже ее.

Так как при кристаллизации переохлажденного расплава поверхность раздела фаз имеет выступы, то концентрационное переохлаждение создает благоприятные условия для роста именно этих выступов. Возникающие у выступов диффузионные потоки обедняют примесями вершины их и обогащают ими боковые грани. При достаточной протяженности зоны переохлаждения у кристаллов появляются

92

ветви второго порядка, свойственные дендритному росту. На некоторой стадии роста столбчатых кристаллов последние порции расплава оказываются настолько концентрационно переохлажденными, что в них зарождаются новые кристаллы. Последние, препятствуя росту столбчатых кристаллов, образуют в центре кристаллизующегося расплава зону с равноосной структурой (рис. 3.5).

По мере прорастания кристаллов в глубь ванны температурный градиент в жидком металле уменьшается, но из-за возрастания концентрации примеси перед фронтом кристаллов расширяется зона концентрационного переохлаждения, а это приводит к увеличению размеров кристаллов, их разветвлению.

Для установившегося процесса сварки количество тепла, поступающего в единицу времени, равно количеству тепла, отводимого в твердый металл. Изменение скорости роста кристалла Vк (см/с) по мере его прорастания от границы сплавления к центру ванны определяют по формуле

Vк = Vсв cos α,

где Vсв – скорость сварки, т.е. скорость линейного перемещения источника тепла, см/с; α – угол между направлением роста кристалла в каждый

ционарного поля по ориентировочной оси кристалла: дуга БАБ – фронт плавления, дуга БВБ – фронт кристаллизации. Кривая АБ – ось роста

кристаллов – совокупность перпендикуляров к изотерме по мере перемещения источника тепла. Изгиб кривой АБ определяется углом α – углом между касательной к ней в каждой точке и осью Х – направлением перемещения источника тепла.

Кривая АБ на рис. 3.6 – ориентировочная ось кристалла, характер изменения которой определяется изменением кривизны ванны. Нетрудно увидеть, что в точке Б угол α = 90°, т.е. скорость роста кристал-

93

ла Vк у границы сплавления равна нулю. При завершении же роста кристалла (у оси X–X) угол α = 0 и тогда Vк становится равной скорости

сварки Vсв. Следовательно, от периферии к центру происходит не замедление роста кристалла, как при кристаллизации слитков, а увеличение Vк от нуля у границы сплавления до максимальных значений в центре ванны.

Однако при кристаллизации ванны скорость роста кристаллов изменяется не монотонно. Периоды их ускоренного роста могут чередоваться с замедлениями или остановками, что связано с различием между интенсивностью отвода тепла в твердый металл и выделением скрытой теплоты кристаллизации. Прерывистость процесса кристаллизации металла ванны — основная причина слоистости шва (рис. 3.7). Швы малого сечения имеют четкое и тонкое столбчатое слоистое строение (рис. 3.8). В швах же большого сечения слои кристаллизации выявляются лишь вблизи линии сплавления с основным металлом. В средней части таких швов кристаллизационные слои выражены слабо и могут не наблюдаться.

Исследование кристаллизационных слоев с помощью радиоактивных изотопов выявило их химическую неоднородность. Установлено, что такой слой имеет три характерных участка (рис. 3.9):

1)нижний начальный участок 1 с наибольшим содержанием ликвирующих примесей;

2)средний наиболее широкий участок 2, где содержание ликвирующих примесей отвечает их среднему содержанию в шве;

94

вания тонкой жидкой прослойки металла, которая непосредственно прилегает к основному металлу и успевает обогатиться ликвирующими примесями, перешедшими из него. Участок 2 слоя кристаллизуется уже из жидкого металла исходного состава и относительно однороден. Наконец, при замедлении или прекращении роста кристалла на границе раздела твердой и жидкой фаз развивается гетерогенная диффузия, обогащающая пограничный объем жидкости ликвирующими примесями

иобедняющая ими участок 3 слоя. Последующие слои формируются аналогично рассмотренному.

Очевидно, что в ходе образования кристаллизационных слоев действуют законы избирательной кристаллизации. При этом диффузионная кристаллизация протекает в той части объема металла, которая находится вблизи границы сплавления, а в центральной части преобладает бездиффузионная кристаллизация.

При изучении первичной структуры столбчатого кристаллита выявлено его дендритное строение, свойственное литому металлу вообще. Естественно, чем крупнее столбчатый кристалл, тем более развиты и его дендриты. Обычно у корня шва (первый кристаллизационный слой) расположены более мелкие дендриты, имеющие оси только первого порядка. В верхней же части шва дендриты более развиты: они имеют оси второго, а иногда и третьего порядка. Дендритное строение кристаллов свидетельствует о наличии в них так называемой дендритной неоднородности, т.е. разницы в составе их центральной и наружной частей. По мере продвижения фронта растущих столбчатых кристаллов в глубь металла оставшаяся жидкость, или маточный раствор, обогащается и насыщается различными примесями. Поэтому центральный участок шва

иего периферия могут иметь различный состав. Оба эти явления подробнее будут рассмотрены при изучении ликвации в сварных швах.

Кристаллизация металла сварочной ванны II типа. Схематическое продольное и поперечное сечение кристаллизующегося металла в сва-

95

рочной ванне II типа показано в главе 1. Для ванны подобного типа характерны такие особенности кристаллизации:

1)большой объем металла и его замедленное охлаждение, приводящие к увеличению размеров кристаллов;

2)равномерный теплоотвод по всему периметру шва, определяющий радиально-осевое направление роста кристаллов;

3)непрерывное наличие над растущими кристаллитами значительного объема жидкого металла и шлака, облегчающее отделение от металла неметаллических включений.

центра сварочной ванны. Степень этого изгиба сильно зависит от формы металлической ванны.

Процесс кристаллизации металла в ванне II типа также носит прерывистый характер и потому швы имеют слоистое строение. Слои в общем случае повторяют очертания сварочной ванны, а столбчатые кристаллы как бы прорастают сквозь эти слои.

3.2. Газы в металле шва и механизм образования пор

Расплавленный металл капель и сварочной ванны может сильно насыщаться газами в результате химических реакций, протекающих в самом металле и между газовой и шлаковой фазами.

Растворимость водорода, азота и кислорода в нагретом до высоких температур жидком металле значительно выше, чем в твердом металле при температуре его плавления. Поэтому в период кристаллизации металла ванны в затвердевающей ее части может наблюдаться интенсивное газовыделение, обусловленное значительным снижением растворимости газов.

96

Поскольку кристаллизующаяся твердая фаза содержит меньше газов, чем оставшийся жидкий металл (маточный раствор), в междендритных пространствах возможно протекание реакций типа

[С] + [О] = СО; 2[Н] = Н2;

2[Н] + [О] = Н2О; [Н] + [O] = ОН.

Продукты этих реакций в металле нерастворимы.

Для зарождения и развития газового пузыря нужно, чтобы давление Ргаз внутри него могло противостоять внешнему давлению Рвнш, т.е. Ргаз > Рвнш. Внешнее давление слагается из ряда составляющих:

Рвнш = Ратм + h1γ1 + h2γ2 +2σ/r,

здесь Ратм — атмосферное давление; h1 – высота столба металла над пузырьком; γ1 – плотность металла; h2 – высота слоя шлака над пузырьком; γ2 – плотность шлака; σ – поверхностное натяжение на границе раздела газ–металл; r – радиус газового пузырька.

В обычных условиях величиной металлостатического и шлакостатического давления (соответственно h1γ1 и h2γ2) вследствие малости этих величин (тысячные доли атмосферы) можно пренебречь. Тогда уравнение примет вид

Ргаз > Ратм + 2s/r.

В этом уравнении главное значение имеет второй член, который увеличивается с ростом поверхностного натяжения s и уменьшением размера пузырька. Если принять, что в начальной стадии образования

радиус пузырька r = 10–5 см, а величина поверхностного натяжения на

границе газ–металл (сталь) s = 1000 эрг/см2, то для существования такого пузырька и его дальнейшего роста нужно, чтобы давление внутри не-

го Ргаз = 205 атм.

Итак, возникновение и развитие газового пузырька возможно, повидимому, только на поверхности твердой фазы (например растущего кристалла), находящейся в контакте с жидким металлом. Это подтверждается также следующими соображениями:

1)кислород, водород и углерод являются поверхностно-активными элементами, которые легко адсорбируются на поверхности раздела фаз

искапливаются здесь в значительных количествах;

2)адсорбция уменьшает величину работы, затрачиваемой на образование газового пузыря.

97

На рис. 3.11 показано, что форма пузырьков газа, выделяющегося из жидкости 2 на твердой поверхности 1, зависит от смачиваемости последней. При этом величина краевого угла θ определяется соотношением межфазных натяжений, а именно:

cosθ = σ1газ −σ12 .

σ2газ

Нетрудно увидеть, что при тупом краевом угле θ, когда жидкость 2 плохо смачивает твердую фазу 1 (рис. 3.11, а), газовый пузырек успевает вырасти до значительных размеров. При остром краевом угле θ, т.е. если жидкая фаза 2 хорошо смачивает твердую фазу 1 (рис. 3.11, б, в), газовый пузырек приобретает овальную форму, не успевает вырасти, отрывается и всплывает на поверхность ванны. В сварочной ванне поверхность растущих кристаллов, как правило, хорошо смачивается жидким металлом, и первичные газовые пузырьки приобретают преимущественно овальную форму. При малой скорости кристаллизации (рис. 3.12, а) пузырек успевает оторваться и всплыть. Однако при неполном отрыве пузырьков от твердой фазы на ее поверхности остаются готовые зародыши. Такая картина наблюдается при большой скорости кристаллизации металла (рис. 3.12, б). В этом случае естественно ожидать пористости шва.

Рис. 3.11. Формы пузырьков газа, выделяющихся из жидкости на твердой поверхности в зависимости от ее смачивания

а

б

Рис. 3.12. Схемы роста и отрыва пузырьков при различных скоростях кристаллизации металла в сварочной ванне

98

Поры могут быть вызваны как растворимыми в металле газами (H2; Nг), так и нерастворимыми, образующимися в самом металле (СО;

Н2О; ОН).

Появлению пор в металле шва способствует загрязненность металла ржавчиной. Последняя представляет собой гидрат окиси железа и может иметь различный состав. При нагреве она переходит в окалину Fе3О4 и выделяет пары воды. Таким образом, в непосредственном контакте с жидким металлом оказываются и кислород, и водород. Поэтому при сварке металла, покрытого ржавчиной, поры может образовывать окись углерода – продукт реакции между углеродом и кислородом

вжидком металле. Водород при этом лишь увеличивает размеры образующихся газовых пузырьков, диффундируя в них и переходя в молекулярную форму. Причиной возникновения пор может быть и водород, интенсивно растворяющийся в жидком металле и частично не успевающий в момент кристаллизации выделиться из него. Влияние состава газов на образование пор при наличии ржавчины зависит от степени окисленности сварочной ванны. Если последняя окислена, то растворимость водорода в металле снижается. В этом случае повышение содержания закиси железа в системе шлак–металл способствует развитию

вкристаллизующейся части ванны реакции окисления углерода. Если сварочная ванна хорошо раскислена и металл содержит нужное количество кремния и других раскислителей, то создаются условия для активного поглощения ванной водорода. Тогда образование пор в шве следует связывать преимущественно с интенсивным выделением водорода из кристаллизующегося металла.

Для борьбы с пористостью, вызываемой образованием окиси углерода, нужно сохранять в ванне достаточное количество раскислителей, способных подавить реакцию окисления углерода в момент кристаллизации металла.

Чтобы предупредить водородную пористость, нужно обеспечить

вгазовой фазе более полное связывание водорода в соединения, нерастворимые в металле. В этом отношении интересны две реакции:

1.Соединения фтора, поступающие в газовую фазу, взаимодействуют с атомарным водородом или парами воды и образуют нерастворимый в металле фтористый водород:

2CaF2 + 3 SiO2 SiF4 + 2 CaSiO3;

SiF4 + 3H SiF + 3HF↑

Возможность протекания реакций вправо подтверждается высокими значениями соответствующих констант их равновесия.

99

2. Образование в высокотемпературной зоне нерастворимого в металле соединения водорода с кислородом – гидроксила ОН, устойчивого при высоких температурах. Оно может протекать так:

Н + О = ОН;

СО2 + Н = СО + ОН; МnО + Н = Мn + ОН;

SiO2 + Н = SiO + ОН.

Технологические способы борьбы с порами предусматривают применение соответствующих режимов, замедляющих охлаждение металла

ванны (например повышение погонной энергии qu/v), и режимов, снижающих поглощение газов расплавленным металлом, особенно при его переносе через газовую фазу (например применение короткой дуги и др.). Рекомендуется зачищать свариваемые кромки металла и присадочную проволоку от ржавчины и других загрязнений. II тип ванны более благоприятен для получения плотного шва. Это объясняется следующими причинами:

1)растворение газов в жидком металле ограничено, так как нет непосредственного контакта его с газовой средой;

2)металлическая ванна обычно имеет чашеобразную форму и при

ееперемещении снизу вверх создаются благоприятные условия для удаления растворенных газов;

3)охлаждение металла ванны замедлено.

3.3. Шлаковые включения в металле шва

Шлаковые включения состоят из различных оксидов и частично – из сульфидов. Преимущественно они имеют эндогенное (внутреннее) происхождение, т.е. образуются в самой сварочной ванне. Лишь небольшая часть включений отличается экзогенным (извне) характером и представляет собой частицы «запутавшегося» в металле шлака. Шлаковые включения могут располагаться в междендритных пространствах, на границах столбчатых кристаллов, а также в местах их стыка.

Состав шлаковых включений может быть различным в зависимости от характера шлака (табл. 3.1). Шлаковые включения часто представляют собой различные силикаты, находящиеся в смеси с оксидами или эвтектиками.

Включения, образующиеся при сварке с применением кислых шлаков, имеют мелкодисперсный характер и состоят в основном из силикатов. Основные шлаки дают более крупные включения с меньшим содержанием силикатов. Количество и величина шлаковых включений в металле при данном составе шлака и металла зависят от двух важных факторов:

100