книги / Теория сварочных процессов

1.7.Кинетика процесса выделения упрочняющих фаз

всварном шве

Одним из главных факторов, повышающих качество металла сварного шва, является возможность модифицирования структуры дисперсными частицами вторичных фаз. При ручной дуговой сварке углеродистых сталей рутиловыми электродами такими частицами являются нитриды, карбонитриды и карбиды титана, которые образуются в результате окислительно-восстановительных реакций между компонентами электродного покрытия, газовой фазой и металлом. В подразд. 1.6 на основе сравнения расчетных термодинамических и фактических концентраций титана и азота показано, что образование дисперсных модифицирующих частиц происходит ниже температуры кристаллизации стали. В результате измельчения зерна повышается ударная вязкость и понижается температурный порог хладноломкости металла шва.

Полученные на основе термодинамического расчета выводы относительно условий образования модифицирующих частиц являются ориентировочными, поскольку в алгоритм расчета не входят основные кинетические характеристики структурообразования в сварных швах, такие, например, как скорость охлаждения. Скорость охлаждения сварного шва существенно влияет на результат структурных и фазовых превращений, поэтому необходимо дополнить полученные на основе термодинамического расчета данные кинетическими закономерностями роста модифицирующих частиц в условиях сварки.

При построении математической модели кинетики роста частиц нитрида титана в сварном шве используем шаговый метод расчета. Интервал охлаждения сварного шва, определенный по температурному циклу сварки, делим на участки по 20 К. Устанавливаем время пребывания металла шва в пределах этого температурного интервала и для каждого шага рассчитываем концентрационную ситуацию, предполагая, что на межфазных границах устанавливается локальное термодинамическое равновесие, а кинетика процессов близка к диффузионной.

Диффузионная подвижность атомов внедрения в твердой фазе многократно превышает подвижность металлических атомов. Поскольку кинетика роста фазы определяется наиболее медленным из диффузионных потоков, то основной при образовании карбидов и нитридов является диффузия титана. Схема распределения концентрации титана в области, окружающей частицы нитрида титана, на основе которой построена модель, приведена на рис. 1.5.

На границе с включением устанавливается равновесная концентрация титана Uр. Начальная концентрация титана в металле шва (матри-

21

це) – U0, концентрация во включении – Uв. Положение межфазной границы включение – матрица в начальный момент – Х0 = 0.

Задача кинетики заключается в нахождении для условий сварки следующих величин:

– распределения концентрации растворенного вещества (титана) в диффузионной области с учетом особенностей охлаждения сварного шва – U(x, τ, Т), где х – текущая координата, τ – время, Т – температура;

–размеров этой диффузионной области – Х;

–размеров включения (нитрида) – S.

U

Uв

U0

Uр

Рис. 1.5. Схема распределения концентрации элемента, образующего включение, вблизи растущей частицы в случае полубесконечной матрицы

Для нахождения распределения концентрации растворенного вещества в рамках модели постоянных коэффициентов диффузии используем второе уравнение Фика:

где D – коэффициент диффузии растворенного вещества.

Начальные и граничные условия выражены следующим образом:

U(x = X0, τ) = Uр,U(x = ∞, τ) = U0, U(x < X0, τ) = Uв. (1.24)

На межфазной границе должно выполняться условие баланса масс:

22

Распределение концентрации растворенного вещества в полубесконечной матрице в случае образования включения имеет вид

Константа k находится из условия баланса масс. Подставив (1.26) в (1.25), получим уравнение:

Коэффициент самодиффузии титана DTi (м2/с) в аустените рассчитываем по выражению

где R – газовая постоянная, Дж/моль К.

В качестве условия термодинамического равновесия на границе TiN – аустенит используем температурную зависимость равновесной концентрации титана в сварном шве Uр(T), ат.%:

Начальную температуру нитридообразования в твердой фазе устанавливаем по приведенной математической модели, считая за температуру начала процесса ту, при которой равновесная концентрация титана на межфазной границе станет ниже концентрации титана в матричном растворе.

Иначе говоря, условием нитридообразования является соблюдение неравенства

Uр(T) < U(x, τ, Т).

Далее расчет ведем шаговым методом, условно считая процесс охлаждения дискретным. Значения U0 для каждого последующего шага задаем конечными значениями U(x) на предыдущем шаге. Шаг по температуре был выбран равным 20 К. Время нахождения металла шва в выбранном температурном интервале 20 К определяем по термическому циклу сварки (ТЦС) (рис. 1.6).

Размеры диффузионной области Х, питающей включение, фиксируем на каждом шаге расчета.

23

Температура, К

Ti

а

Время охлаждения τ, с

Рис. 1.6. Термический цикл сварки для низкоуглеродистой стали: а – общий вид; б – укрупненно интервал 1400–1000 К

Кинетику перемещения межфазной границы и размер включения S оцениваем, исходя из условия баланса масс титана для каждой температуры. Согласно условию баланса масса титана, диффундирующего из питающей области определенного размера, равна массе титана, образующего нитрид определенного радиуса:

mTiMe = mTiTiN .

Например, на рис. 1.7 представлена схема роста частицы нитрида титана размером S из питающей области размером Х для двух температур Т′, T′′ (S' и S''; Х' и Х''; U0' и U0''; Uр' и Uр'' – размеры частиц, питающих зон, начальная и равновесная концентрации для температур Т′ и T′′ соответственно).

Для произвольной точки А на границе нитрид–матрица массу титана, диффундирующего из питающей области размером Х′, можно определить по формуле

24

где β – коэффициент пересчета концентрации титана в атомных процентах на массовые проценты, а интеграл определяет концентрацию уходящего в нитрид титана.

U(х, τ, Т)

Диффузионная питающая область

Модифицирующая

частица

U0(Т')

U0(Т'')

Рис. 1.7. Схема роста модифицирующей частицы нитрида титана размером S из питающей области с размером Х для двух температур Т′, T′′

Масса титана, образующего нитрид радиусом S′,

где Аj – атомные массы нитридообразующих элементов. Приравнивая (1.30) и (1.31), находим размер нитрида S'.

Конечный размер включения находим суммированием результатов расчета размера включения S для каждого шага.

Полученные уравнения (1.23)–(1.31) представляют собой математическую модель кинетики роста нитридной фазы при кристаллизации сварного шва. На рис. 1.8 представлена совмещенная картина концентрационной ситуации вблизи растущей частицы нитрида титана.

25

Концентрационная картина вблизи частицы нитрида титана на рис. 1.8 показывает, что в интервале температур выше 1240 К равновесная концентрация титана больше фактической, т.е. нитридообразования нет. Образование нитрида начинается при температурах ниже 1240 К, когда равновесная концентрация титана на границе нитрид–матрица становится меньше его концентрации в сварном шве.

26

Обращает на себя внимание тот факт, что температурные границы образования TiN в металле шва, определенные по кинетической модели (1230…1000 К), в точности совпадают с температурным интервалом формирования видманштеттова феррита по данным Курдюмова, а значит, становится очевидным механизм модифицирования: принимая во внимание размер и температурные границы образования нитрида титана, можно утверждать, что подобные частицы модифицируют структуру

втвердом состоянии, тормозя рост пластин видманштеттова феррита и подавляя образование крупной видманштеттовой структуры.

Диффузионная область имеет размеры в пределах 0,3…0,7 мкм

взависимости от температуры и времени охлаждения. С понижением температуры уменьшается коэффициент диффузии, а значит, и размеры диффузионной области.

Расчет шаговым методом проводим до тех пор, пока разница между равновесной и фактической концентрацией титана не снизится до 0,0001 ат.% (расчет приостанавливали ввиду малости прироста величин).

Определяем эффективный размер модифицирующих час-

тиц нитрида титана и размеры диффузионной области: диффу-

зионная область имеет размеры в пределах 0,3–0,7 мкм в зависимости от температуры и времени охлаждения; для такого размера питающей диффузион-

ной области радиус частицы нитрида титана равен 0,50…0,53 мкм. Наиболее крупные карбонитридные включения в металле сварного шва представлены на рис. 1.9.

Контрольные вопросы

1.Приведите классификацию физико-химических процессов при

сварке.

2.В чем заключаются особенности протекания физико-химических процессов при сварке?

3.По каким количественным показателям возможно прогнозировать ход физико-химических реакций?

27

4.Что показывает знак при значении изобарно-изотермического потенциала Гиббса (энергии Гиббса)?

5.Что такое теплоемкость Ср?

6.Какой смысл имеет энтальпия Н теплосодержания вещества ?

7.Что показывает энтропийный фактор ∆S?

8.Приведите математическое выражение формулы Улиха.

9.Что такое константа равновесия?

10.Приведите выражение для температурной зависимости Kр по уравнению Вант-Гоффа.

11.Что называется коэффициентом активности по Генри?

12.Как взаимосвязаны коэффициент активности элемента i в раз-

бавленном растворе γoi и параметр взаимодействия εij ?

13.Основной постулат химической кинетики (закон действия

масс).

14.Что такое порядок реакции?

15.Приведите выражение взаимосвязи скорости реакции с концентрацией исходных веществ для реакций первого и второго порядка.

16.Зависит ли скорость реакции от температуры?

17.Чему равен диффузионный поток в направлении х (полное выражение)?

18.Приведите математическое выражение для первого закона

Фика.

19.Приведите математическое выражение для второго закона Фика.

20.Уравнение Стокса для коэффициентов диффузии в жидкостях.

21.Зависимость коэффициента диффузии от температуры (уравнением Аррениуса).

22.Что называется модифицированием структуры?

23.Как действуют модификаторы 1-го и 2-го рода?

24.Что такое рациональная температура выделения модифицирующей фазы?

Глава 2 МЕТАЛЛУРГИЯ СВАРКИ

2.1. Общая характеристика металлургических процессов при сварке

К металлургическим процессам при сварке плавлением относятся все реакции с участием свариваемого металла, сварочных материалов и сварочной атмосферы, которые протекают в условиях температурного цикла сварки. Главные из них:

28

–плавление основного металла и сварочных материалов;

–процессы диссоциации компонентов флюсов, электродных покрытий, проволок;

–плавление флюсов и образование шлака;

–химические реакции между металлом, шлаком и газовой атмосферой;

–растворение газов в металле шва;

–раскисление, легирование, модифицирование и рафинирование металла сварного шва;

–кристаллизация металла и формирование структуры шва и околошовной зоны при охлаждении.

Большая часть перечисленных процессов протекает самопроизвольно под действием высоких температур сварки, и только последние две группы процессов, а именно раскисление, легирование, рафинирование и кристаллизация, являются наиболее управляемыми с помощью металлургических методов.

Реакционное пространство, где в основном идут реакции взаимодействия, образуют три зоны: сварочная ванна, расплавленный торец электрода и капли расплавленного электродного металла. Наиболее интенсивно металлургические процессы протекают в высокотемпературных зонах – на стадии капли и в горячей части ванны. По мере спада температуры процессы начинают протекать в обратном направлении. Однако скорость протекания процессов в обратном направлении в низкотемпературной части сварочной ванны ниже скорости прямых процессов в горячей ее части. Поэтому в затвердевшем металле сварного шва наблюдается изменение концентрации элементов по сравнению

сисходной.

Сварочные операции являются завершающими в маршрутной технологии производства металлоконструкций. При сварке должно быть сохранено высокое качество металла, достигнутое при выплавке, прокатке, термообработке сталей и сплавов.

Современные сварочные процессы имеют достаточно много металлургических приемов и методов, позволяющих не только сохранить, но

иповысить качество металла в зоне соединения.

2.2.Типы сварочных ванн

Сточки зрения условий протекания металлургических реакций

иформирования структуры шва различают два основных типа сварочных ванн.

I тип – сварочная ванна, образующаяся при естественном охлаждении и формировании шва (рис. 2.1).

29