Первичная кристаллизация металла. Переход металла из жидкого состояния в твердое сопровождается перегруппировкой атомов из неупорядоченного их расположения в упорядоченное, закономерное, определяемое кристаллической решеткой. Процесс образования кристаллов в металле при его затвердевании называ­ется кристаллизацией. Как установил еще Д. К. Чернов, кристал­лизация состоит из двух элементарных, одновременно протекающих процессов:

1) зарождения зародышей, или центров кристаллизации;

2) роста кристаллов из этих центров.

Первоначально вырастают оси кристаллов, характеризующиеся симметрией 1,2-го и последующих порядков. Затем заполняются межосевые пространства и образуются кристаллы, «скелет» кото­рых имеет дендритное, или древовидное, строение. На основе этих общих представлений сложились две теории кристаллизации ме­таллов — непрерывной и периодической кристаллизации.

Теория непрерывной кристаллизации раз­работана Г. Тамманом на основе исследований кристаллизации ор­ганических веществ при различных температурах. Г. Тамман уста­новил, что при переохлаждении жидкого расплава в нем самопро­извольно зарождаются центры кристаллизации и начинается рост кристаллов. В связи с этим скорость кристаллизации определяется как числом центров (ч. ц.) кристаллизации, зарождающихся в еди­ницу времени, так и линейной скоростью роста кристаллов (с. к.) в единицу времени. Соотношение этих величин определяет размер образующихся кристаллов.

При переохлаждении п — 0 (рис. 132) значения ч. ц. и с. к. также равны нулю, т. е. кристаллизация невозможна из-за отсут­ствия переохлаждения. С появлением небольшого переохлаждения

ч. ц. и с. к. вначале возрастают. Здесь положению / отвечает относительно небольшое число центров при максимуме скорости роста кристаллов. В этом случае следует ожидать образования
немногочисленных, но крупных кристаллов. Значительному пере­охлаждению жидкости в положении II отвечает максимальное число центров кристаллизации ч. ц., но относительно малая скорость рос­та кристаллов с. к. Тогда будет образовываться мелкое зерно.

Теория непрерывной кристаллизации Г. Таммана предполагает спокойное затвердевание жидкости — без перемешивания жидкого металла внутренними конвективными потоками, при равномерном распределении температур в кристаллизующемся объеме, тогда как в действительности таких условий обычно не бывает. Следовательно, теория непрерывной кристаллизации имеет ограниченное примене­ние для реальных жидких металлов.

Теория периодической кристаллизации развита в работах советских ученых школы акад. Н. Т. Гудцова. Согласно этой теории кристаллизация металлов протекает с оста­новками вследствие периодического выделения скрытой теплоты кристаллизации, приостанавливающей равномерное течение про­цесса. Поскольку кристаллы растут с некоторыми остановками, т.е. слоями, центрами кристаллизации для каждого последующего слоя становятся различные неровности на поверхности предыдущего слоя.

Процесс кристаллизации имеет известную направленность: кри­сталлы растут в направлении, обратном теплоотводу, в глубь жидко­сти, причем внешняя форма их зависит от условий соприкосно­вения друг с другом.

В современных представлениях о кристаллизации сплавов осо­бая роль отводится диффузионным процессам. Возьмем для примера сплав концентрации Сг (рис. 133). При его переохлаждении от Т,, до Т х в жидкой фазе образуются зародыши твердой фазы, в которой растворенный элемент содержится в количестве, определяемом ли­нией солидуса Тс при температуре 7, т. е. точкой Б. Непосред-
ствёдно окружающая твердую фазу жидкость будет обогащаться растворенным элементом. Содержание его при температуре Тл опре­делится положением линии ликвидуса Т„, т. е. точкой А.

Г]ри температуре Тг 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 ререйдет из жидкой фазы в твердую, что приведет к дальней­шему развитию кристаллизации. Развивающуюся кристаллизацию принято называть избирательной, или диффузионной.

Возможен и другой механизм кристаллизации. На том же рис.

133 показана линия Т0, характе­ризующая 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 Сх 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 £t) при темпе­ратуре Т., содержание растворенного элемента будет примерно то же, что и в жидкой фазе исходного состава.

Особенности первичной кристаллизации металла при сварке. Кристаллизация металла в сварочной ванне протекает в таких 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.

Кристаллизация металла в сварочной ванне первого типа (рис. 134). Если плавление металла начинается в передней части ванны — на 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 род - кладке начинают рост первичные кристаллы, количество которых ограничено. Разрастаются кристаллы нормально к поверхности охлаждения в направлении, обратном отводу тепла, в глубьжидкого 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

Рис. 135. Схема образования в распла - Рис. 136. Схема роста кристаллов в ве перед фронтом кристаллизации облас- сварочной ванне от границы сплавле - ти концентрационного переохлаждения. ния.

переохлажденного расплава, окружающего твердую фазу. При этом возникает область так называемого концентрационного пере­охлаждения АТ (рис. 135), поскольку из-за изменения состава 1 этого слоя меняется и температура 2 кристаллизации. Здесь факти­ческая температура 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 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! 136).

Пр 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. Установлено, что изменение скорости ик роста кристалла по мере его прорастания от границы сплавления к центру ванны определяется формулой

vK = vcli cos а см/сек, (VI.59)

где vcu — скорость сварки, т. е. скорость линейного перемещения источника тепла, см/сек]

а — угол между направлением роста кристалла в каждый определенный момент кристаллизации и направлением перемещения источника тепла.

На рис. 137 показаны в плане изотермы квазистационарного поля. Кривая АВ — ориентировочная ось кристалла, характер изменения которой определяется изменением кривизны ванны. Не­трудно увидеть, что в точке Б угол а = 90°, т. е. скорость роста кристалла vK у границы сплавления равна нулю. При завершении же роста кристалла (у оси X—X) угол а = 0 и тогда цк становится равной скорости сварки vCB. Следовательно, от периферии к центру происходит не замедление роста кристалла, как при кристаллиза­ции слитков, а увеличение vK 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 - f~ ос­новная причина слоистости шва (рис. 138). Швы малого сечения имеют четкое и тонкое столбчатое слоистое строение (рис. 1391а, б). В швах же большого сечения слои кристаллизации выявляются

Рис. 139. Столбчатость и слоистость строения сварного шва.

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. 140):

1) нижний начальный участок 1 с наибольшим содержанием ликви - рующих примесей;

2) средний наиболее широкий участок 2, где содержание лидиру­ющих примесей отвечает их среднему

однородности по слоям кристал - содержанию в шве, лизадии в сварных швах. 2) верхний участок 3 с малым со­

держанием ликвирующих примесей.

Наличие трех участков в кристаллизационном слое объясня­ется существованием поверхности раздела твердой и жидкой фаз и, В связи с этим, развитием диффузионных процессов. При кристал­лизации 1-го слоя его участок 1 образуется в результате затверде­вания тонкой жидкой прослойки металла, которая непосредственно прилегает к основному металлу и успевает обогатиться ликвирую-
щими 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 лнквирующими примесями и обедняющая 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.

Изучение первичной структуры столбчатого кристаллита выяв­ляет 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 бдлее развиты: они имеют оси второго, а иногда н 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 и его периферия могут иметь различный состав. Оба эти явления подробнее будут рассмотрены при изучении ликвации в сварных швах.

Кристаллизации металла сварочной ванны второго типа. Схематическое продольное и попе­речное сечение кристаллизующегося металла в сварочной ванне второго типа показано на рис. 104. Для ванны подобного типа ха­рактерны такие особенности кристаллизации:

1) большой объем и замедленное охлаждение металла, 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.

Растущие кристаллы также имеют столбчатое, слоистое и денд­ритное строение. Растут они нормально к поверхности охлаждения в направлении, обратном теплоотводу. В рассматриваемом случае столбчатые кристаллы имеют две зоны (рис. 141): зону 1 крупных кристаллов, расположенных по периметру, и зону 2 относительно тонких кристаллов, развивающихся в центральной части шва. Иног­да непосредственно у зоны сплавления наблюдается еще и узкая по­лоска очень мелкого зерна. Крупные и тонкие столбчатые кристал­лы имеют некоторый дополнительный изгиб в сторону теплового
центра сварочной ванны. Степень этого изгиба сильно зависит от формы металлической ванны.

Процесс кристаллизации металла в ванне второго 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 (рис. 142).

Посторонние включения в металле шва. Газы в металле и м е х а - низм 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.

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

[С] + [О] СО; (VI.60)

2[Н] - На; (VI.61)

2[Н] + [О] = На0;

[Н1 + [О] = ОН.

Продукты этих реакций в металле нерастворимы.

Для зарождения и развития газового пузыря нужно, чтобы дав­ление ргаз газов внутри него могло противостоять внешнему давле­нию Рвн. д> Т. Є. Ргаз Ран. д-

Внешнее давление слагается из ряда составляющих:

2о

Рвн. д == Ратм ~Ь ^2*12 “Ь ~ • (VI.64)

Здесь ратм — атмосферное давление;

hx — высота столба металла над пузырьком;

— плотность металла; п2 — высота слоя шлака над пузырьком; у2 — плотность шлака;

о — поверхностное натяжение на границе раздела «газ— металл»;

г — радиус газового пузырька.

В обычных условиях величиной металлостатического и шлакоста­тического давления (соответственно hp[x и h2у 2) вследствие малости этих величин (тысячные доли атмосферы) можно пренебречь. Тогда уравнение (VI.64) примет вид

Ргаз ^ Ратм Ч у - (VI. 65)

В уравнении (VI.65) главное значение имеет второй член, кото­рый увеличивается с ростом поверхностного натяжения з и умень­шением размера пузырька. Если принять, что в начальной стадии образования радиус пузырька г Л 10-5 см, а величина поверхно­стного натяжения на границе «газ—металл» (сталь) з= 1000 эре/см2, то для существования такого пузырька и его дальнейшего роста нужно, чтобы давление внутри него

Ргаз > 1 + 10-в. Э81 . 1000 — 205 atna.

Итак, возникновение и развитие газового пузырька возможно, по - видимому, 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 и скапливаются здесь в значительных количествах;

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

На рис. 143 показано, что форма пузырьков газа, выделяющего­ся щ жидкости 2 на твердой поверхности /, зависит от смачиваемости

последней. При этом величина краевого угла 0 определяется соотно­шением межфазных натяжений, а именно:

(VI. 66)

Нетрудно увидеть, что при тупом краевом угле ©, когда жидкость 2 плохо смачивает твердую фазу 1 (рис. 143, а), газовый пузырек успевает вырасти до значительных размеров. При остром краевом угле 0, т. е. если жидкая фаза 2 хорошо смачивает твердую фазу 1 (рис. 143, 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. 144, а) пузырек успевает отор­ваться и выплыть. Однако при неполном отрыве пузырьков от твер­дой фазы на ее поверхности остаются готовые зародыши. Такая кар­тина наблюдается при большой скорости кристаллизации металла (рис. 144, б). В этом случае естественно ожидать пористости шва.

Поры могут быть вызваны как растворимыми в металле газами (#2; N2), так и нерастворимыми, образующимися в самом металле (СО; НА 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 Fe;Aj и выделяет пары воды. Таким образом, в непосред­ственном контакте с жидким металлом оказываются и кислород, и водород. Поэтому при сварке металла, цокрытого ржавчиной, поры может образовывать окись углерода—продукт реакции между уг­леродом и кислородом в жидком 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 жцдком 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 в кристаллизующейся 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 свя-

зывать 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 в газовой 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:

а затем

Возможность протекания реакций (VI.67) и (VI.68) вправо под­тверждается высокими значениями соответствующих констант их равновесия.

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;

С02 + Нг=іСО + ОН;

МпО + Н ї=і Мп + ОН; (VI-70)

SiO, + Нг-SiO + OH.

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

металла ванны (например, повышение погонной энергии^), и мер,

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.

Второй 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 ее перемещении снизу вверх создаются благоприятные усло­вия для удаления растворенных газов;

3) охлаждение металла ванны замедлено.

Шлаковые включения в металле шва состоят из различных оксидов и частично — сульфидов. Преимущественно они имеют эндогенное происхождение, т. е.образуются в самой сва­рочной ванне. Лишь небольшая часть включений отличается экзо­генным 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. 37). 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:

1) способности шлаковых частиц к коагуляции, т. е. укрупне­нию путем слияния;

2) скорости всплывания шлаковых частиц в жидком металле.

Способность шлаковых частиц к коагуляции в свою очередь за­висит от температуры металла, поверхностного натяжения на гра­нице «шлаковая частица — жидкий металл», вязкости как вклю­чений, так и жидкого металла, идр. Чем выше температура металла и поверхностное натяжение частиц, меньше их вязкость, тем легче протекает их коагуляция. Тугоплавкие включения, имеющие повышенную вязкость, плохо коагулируют и поэтому распреде­ляются в металле в дисперсном виде (SiO,; A1S03).

' Скорость всплывания шлаковых частиц зависит от их размера, вязкости жидкого металла, разницы в удельном весе частицы и ме-

|

» •• 4

а ^ б В г

Рис. 145. Схема распредели - Рис. 146. Типы вкли­ния возможных шлаковых чений.

включений

талла и др. Эту скорость приближенно можно определить с помощью формулы Стокса:

р - g см/сек, (VI.71)

где г —радиус частицы, см;

Тж. м — Тш. ч — разность в плотности жидкого металла и шлакорой частицы, г/см3

у] — вязкость жидкого металла, дин • сек/см*; g — ускорение силы тяжести (98 ] см/сек2).

Как видим, скорость всплывания частиц тем больше, чем круп­нее частица, меньше ее плотность и вязкость металла, в котором она движется. С этой точки зрения нежелательны мелкодисперсные слабо коагулирующие включения (SiOa; AL03), обладающие малой скоростью всплывания и загрязняющие металл.

На скорость всплывания шлаковых частиц заметно влияет на­личие конвективных потоков в металле, выделение из металла пу­зырей, перемешивающих металл и увлекающих шлаковые частицы к поверхности металлической ванны. Значительная часть шлаковых частиц выталкивается к поверхности сварочной ванны растущими кристаллитами металла шва.

Распределяются шлаковые включения в металле по-разному. Эвтектики, образуемые этими включениями с металлом или между собой, располагаются по границам зерен в виде прослоек или то­чечных скоплений (рис. 145, а). Шлаковые включения в виде само­

стоятельных фаз (рис. 145, б) могут иметь различную форму: I — групповые дисперсные включения глобулярной формы; 2 иголь­чатые включения различной величины; 3— отдельные крупные включения — глобулярные, веретенообразные и др. По внешнему виду (форме, окраске) шлаковые включения могут быть отнесены к тому или иному типу (табл. 38, рис. 146).

Таблица 38

Типы включений Характеристика включений Включения Цвет в отраженном свете Форма обычном поляризован­ ном Изменение свойств Силикаты с пре- Неправиль- Черные или Светящиеся Изотропное (рис. обладанием железа (рис. 146, а, б) цая прозрачные различных цветов 146. а) или ани­зотропное (рис. 146, б) Изотропное Марганца (рис. 146, в) Круглая Черные Темные, внутри све­тящийся крест Сульфиды, оксиды и др. (рис. 146, г) Неправиль­ ная Черные

Форма и величина шлаковых включений оказывают заметное влияние на механические и физические свойства металла. Круп­ные остроугольные включения (> 5 мкм) снижают выносливость мет алла — предел усталости. Мелкие включения (> 5 мкм) ок­руглой формы не влияют на предел прочности и пластичности при статических испытаниях, а также на предел усталости ме­талла, но увеличение их сопровождается некоторым снижением ударной вязкости и повышением склонности швов к кристаллиза­ционным трещинам. Выделение включений FeO, FeS и других по границам зерен, особенно в виде сплошных прослоек, придает металлу хрупкость, иногда красноломкость. Посторонние включе­ния заметно уменьшают коррозионную стойкость металла. Однако мельчайшие, субмикроскопические включения, равномерно распре­деленные в металле (например, ТЮ2; А12Оя), могут быть и полез­ными, так как они становятся дополнительными центрами кристал­лизации и способствуют измельчению структуры.

Ликвация в металле шва. Ликвацией называется неравномерное распределение элементов, химических соединений и других составляющих в металле. К числу сильно ликвирующих элементов относятся углерод, сера и фосфор.

В металле шва наблюдаются преимущественно два вида ликва­ции — дендритная и зональная. В свою очередь дендритная ликвация может быть двух видов — внутри - и межкристал - дутная.

Природа внутрикристаллитной ликвации связана с наличием у сплава интервала кристаллизации и с различнойдля центральной и периферийной частей кристалла степенью обогащения лидирую­щей примесью. На рис. 147, а изображен процесс возникновения

внутрикристаллитной ликвации. Началу кристаллизации сплава заданного состава А — А отвечает температура Тл. В первую оче­редь кристаллизуется металл вдоль осей будущих кристаллов, со­держащий минимальное количество примесей и близкий по составу

к исходному (точка Б).. При снижении температуры оси обрастают кристалли­зующимся металлом. Эти участки по­степенно обогащаются примесями, ко­торые особенно сильно насыщают по­следние порции металла (точка В). Поэтому центральные части (темные) образовавшихся столбчатых кристаллов, имеющих дендритное строение (рис. 147, б), близки по своему составу к чис­тому металлу, а периферийные (свет­лые) обогащены примесью. Такое строе­ние шва — проявление внутрикристал­литной ликвации.

Степень m развития внутрикристаллитной ликвации зависит от скорости охлаждения металла (рис. 148). В диапазоне малых ско­ростей их нарастание доопределенного предела вызывает увеличе­ние ликвации, протекающей по законам диффузионной кристалли­зации. С дальнейшим ростом скорости охлаждения внутрикристал - №

литная ликвация снижается, так как процесс кристаллизации при­обретает бездиффузионный характер. Если принять скорость диффу­зионного роста кристалла равной величине порядка 10~3 см/мин, то при скорости роста столбчатых кристаллов в большей части объема ванны порядка 10—102 см/мин будет действовать, по-види­мому, главным образом механизм бездиффузионной кристаллиза­ции, приводящей к уменьшению внутрикристаллитной ликвации. Поэтому следует считать, что в общем случае в сварных швах эта ликвация выражена слабо.

Межкристаллитная ликвация, является результатом оттеснения к границам растущих кристаллов различных легкоплавких эвтек - тик и примесей, создающих межкристаллитные прослойки. Послед­ние препятствуют перемещению диффундирующих атомов и тем самым сохраняют дендритную неоднородность металла шва. Осо­бую опасность представляют располагающиеся здесь легкоплавкие эвтектики типа сернистых.

Зональная ликвация вызывается неодновременной кристаллизацией периферийной и центральной частей шва. По мере роста кристаллитов остающаяся жидкость оттесняется в централь­ную областыива и оказывается наиболее загрязненной различными вредными примесями. Этот участок шва называется зоной слабины. Здесь при неблагоприятных условиях могут появляться трещины.

Весьма заметна зональная ликгация в однослойных швах боль­шого сечения в сварочной ванне первого типа. В меньшей мере это касается металла ванны второго типа: несмотря на большое сечение однопроходных швов и крупностолбчатое строение металла, в них можно устранить плоскость встречи торцов кристаллитов (транскри­сталлизацию), т. е. избежать ликвации. Однако в таких швах наб­людается дендритная ликвация.

Ликвация в сварных швах (особенно зональная и межкристал­литная дендритная) снижает механические свойства металла, так как ослабляет связь между кристаллитами и служит одной из при­чин появления кристаллизационных трещин.

Методы регулирования первичной кристаллизации сварных швов. Первичная структура шва оказывает большое влияние на многие свойства наплавленного металла, особенно если в последую­щем он не подвергается термической обработке, прокатке или ковке. Поэтому важно, чтобы первичная структура была мелкозернистой и по возможности равноосной, с незначительной химической неод­нородностью. Тогда свойства металла будут достаточно высокими и без последующей обработки. Рассмотрим пути регулирования про­цессов первичной кристаллизации.

1. Для уменьшения химической неоднородности и повышения стойкости металла к образованию кристаллизационных трещин нужно правильно подбирать соотношения между глубиной Н и ши­риной В сварочной ванны. Коэффициент формы ванны

(VI. 72)

зависит от многих факторов — способа и режима сварки, состава металла, сварочных материалов и т. д.

Узкая и глубокая ванна первого типа (рис. 149, о; ф<2) создает неблагоприятную для кристаллизации металла схему. Здесь кри­сталлы, растущие по нормали к поверхности охлаждения, неизбежно встречаются в центральной части шва, образуя зону слабины. По-

Рис. 149. Влияние формы вднны первого типа на расположение в шве ликви - рующих примесей.

этому швы, кристаллизующиеся по указанной схеме, склонны к об­разованию кристаллизационных трещин. Из такой ванны посторон­ние примеси удаляются труднее. Наоборот, в широкой и неглу­бокой ванне (рис. 149, б; ф > 2) условия для кристаллизации значительно лучше, так как последние порции жидкого металла, наи­более загрязненные примесями, оказываются вытесненными рас­тущими кристаллами в самую верхнюю часть шва и не создают в

металле опасной зоны сла­бины. Однако дальнейшее увеличение ширины ванны,

т. е. увеличение ф= ^ (рис.

149, в), вновь усиливает опасность образования кристаллизационных тре­щин вдоль шва. Это объяс­няется большой абсолют­ной величиной поперечной усадки широких швов, кон­центрацией деформаций в средней части валика и не­благоприятным расположе­нием дендритов.

В сварочной ванне второго типа (рис. 150) столбчатые кристаллы, растущие в радиальном направлении, в зависимости от коэффици­ента формы встречаются друг с другом торцами (а), под тупым (б) или под острым (в) углом. Но кристаллы могут расти и в осевом направлении и, изгибаясь, встречаться только боковыми гранями (а).

Первым двум случаям (рис. 150, а, б) отвечает малое значение коэффициента формы (ф = 0,8 - ь 1,5). Такие швы более склонны к образованию кристаллизационных трещин и больше загрязня­ются неметаллическими включениями. Швы, где кристаллы встре­
чаются друг с другом подострым углом (рис. 150, в), имеют средний коэффициент формы (if = 2) и обладают более высокой стойкостью к образованию кристаллизационных трещин. Лучшая форма ванны— чашеобразная (г|) = 3). В ней кристаллы растут в осевом направле­нии (рис. 150, г) и не встречаются друг с другом торцами. Ориенти­руясь на оптимальную форму ванны, а значит и сечения шва, можно получить наиболее благоприятное расположение столбчатых кри­сталлов.

2. Чтобы получить металл высокой прочности и плас­тичности, стойкий к возник­новению кристаллизацион­ных трещин, нужно измель­чать его грубую столбчатую структуру. Этого достигают различными способами. Рас­смотрим некоторые из них:

1)введение в сварочную ванну элементов-модификато­ров (В; Ті; V; Nb; Zr и др.).

Эти поверхностно-активные вещества снижают энергию образования зародышей — центров кристаллизации — и повышают их устойчивость.

Одновременно, располагаясь на поверхности кристаллов, они снижают их поверхност­ную энергию, что также ог­раничивает рост кристаллов;

2) введение в сварочную ванну элементов, способст­вующих образованию избы­точных фаз типа твердого раствора (a-фаза), первичных карбидов и др., что имеет особое значение при сварке легированных сталей и цветных металлов;

3) воздействие на сварочную ванну ультразвуковых колебаний, механических вибраций или электромагнитное перемешивание ме­талла ванны;

4) измельчение структуры металла швов путем искусственного повышения скорости охлаждения кристаллизующейся ванны.

Процессы вторичной кристаллизации в металле шва и в основном металле. В торичная кристаллизация в металле шва. Как установлено ранее, процесс первичной кристаллизации в сварочной ванне сплава /—/ (малоуглеродистая сталь) заканчи­вается достижением температуры Тс (рис. 151). Металл приобретает аустенитную структуру y-Fe, но аустенитные зерна образуются в пределах первичных столбчатых кристаллов.

С дальнейшим понижением температуры структурные измене­ния в металле не наблюдаются вплоть до температуры, отвечающей началу перекристаллизации (точка А3). Последующие структурные превращения в твердой фазе относятся к процессам вторичной кри­сталлизации металла. Как видно из рис. 151, для сплава /—/ вто­ричная кристаллизация металла начнется при температуре Тд, и будет протекать до температуры Тд,, отвечающей эвтектоидному превращению. В соответствии с равновесными превращениями при температуре, отвечающей точке Ля, начинается выделение из аустенита ферритной составляющей ce-Fe (в результате полиморф­ного превращения у а). По мере выделения феррита оставшийся аустенит будет обогащаться углеродом в соответствии с кривой GS, и при температуре Тд, произойдет распад его на механическую смесь феррита (a-Fe) и цементита (Fe3C), содержащую 0,83% С и из­вестную под названием перлита.

Высокие скорости охлаждения, свойственные сварочному циклу, влияют на характер превращений в наплавленном металле, и по­этому конечные структуры отличаются от равновесных. Можно от­метить следующие общие особенности вторичных превращений в на­плавленном металле:

1) избыточный феррит успевает выделиться из аустенита не весь и поэтому к моменту эвтектоидного превращения последний содер­жит < 0,83% С;

2) в результате эвтектоидного превращения образуется несколько большее количество перлита с меньшим содержанием углерода, чем при равновесных превращениях;

3) перлит имеет более тонкое строение.

Скорость охлаждения металла шва во времени — величина крайне непостоянная. В начальный момент, после прохождения ду­гой исследуемого участка металла, скорость охлаждения достигает 200—300 'С! сек, а стечением времени быстро снижается. Наибольшее влияние на структуру металла шва оказывает скорость охлаждения в интервале температур наименьшей устойчивости аустенита. При­нято считать, что она примерно равна мгновенной скорости охлаж­дения при средней температуре данного интервала. В частности, для малоуглеродистой стали эта температура 550 °С.

Рассмотрим на примере, как влияет скорость охлаждения ме­талла шва на его структуру, а следовательно и свойства.

Автоматической сваркой под флюсом были выполнены два шва, причем шов № 1 охлаждался очень медленно, а шов № 2 — быстро. Для металла с содержанием 0,22% С, охлаждаемого в соответствии с равновесной диаграммой состояния Fe— Fe3C, количество пер­лита должно составлять примерно 12%. По-вндимому, для шва № 1 были созданы условия охлаждения, близкие к равновесным, так как он также содержит примерно 12% перлита (рис. 152, а). Шов № 2, остывавший с большей скоростью (более типичной для сварки), содержит около 50% перлита (рис. 152, б) и с более топким строением. В обоих случаях металл шва сохранил столбчатую направленность

кристаллитов и дендритов, однако особенно характерно это для шва № 2. Благодаря увеличению перлитной составляющей и более тон­кому строению его растут прочностные характеристики металла шва и уменьшается его пластичность (рис. 153).

Иногда при перегреве металла наблюдается появление в шве так называемой видманштеттовой структуры. В этом случае феррит выделяется не по границам зерен, а по их кристаллографическим плоскостям (куба, октаэдра и др.) в виде различных полосок, парал­лельных друг другу или образую­щих между собой определенные углы. Такая структура обладает худшими механическими свойства­ми, в частности низкой ударной вязкостью.

Влияние многослой - ности швов на их стру­ктуру и свойства. Струк­тура литого металла с грубым столбчатым строением характерна для однослойных швов. Выполне­ние швов в несколько проходов, или слоев, существенно влияет на стру­ктуру и свойства металла в целом.

Объясняется это тем, что наложе­ние каждого последующего валика 2 оказывает повторное тепловое воздействие на нижележащий валик / и под влиянием такой

своеобразной термической обработки структура нижележащих слоев значительно улучшается, становится мелкозернистой, грубая столбчатость строения исчезает (рис. 154). Верхний валик сохра­няет литую структуру металла, однако его свойства все же не­сколько улучшаются.

Микростр у к т у р а основного металла в зоне термического в л и я н и я. Если знать макси­мальные температуры нагрева отдельных точек зоны термичес­кого влияния и скорость их охлаждения, то, пользуясь ди­аграммой железо — углерод, можно определить, какие изменения структуры возможны на участках зоны термического влияния и даже примерно устано­вить линейные размеры этих участков. Максимальные температуры нагрева отдельных точек зоны термического влияния можно опре-

делить как экспериментально, так и теоретически — на основе теории распространения тепла при сварке (см. гл. IV), правильно выбрав схему процесса.

На рис. 155 схематично изображен сварной шов, а над ним про­ведена кривая распределения максимальных температур для точек

зоны термического влияния. Рядом в том же температурном мас­штабе построен левый угол диаграммы состояния железо — угле­род, где вертикальной прямой /—/ показан состав свариваемого металла. Если наметить на данной прямой температурные границы участков зоны термического влияния, имеющих примерно одина­ковую структуру, то можно перенести эти границы на кривую рас­пределения максимальных температур и затем снести их вниз, т. е. на шов. Таким образом устанавливают примерные линейные размеры участков зоны термического влияния.

Зона термического влияния состоит из следующих характерных участков (рис. 155): 1 — неполного расплавления; 2— перегрева; 3—нормализации; 4 — неполной перекристаллизации; 5—ре­кристаллизации; 6 — синеломкости. Рассмотрим структуру и свой­ства каждого из участков зоны термического влияния.

Участок / неполного расплавления— тонкая переходная полоска от металла шва к основному металлу. Максимальные температуры нагрева — от температуры плавления металла до температуры солидус. Следовательно, здесь есть и жи­дкая и твердая фазы, облегчающие развитие крупного зерна.

На данном участке происходит непосредственное сращивание кристаллов металла шва с зерном основного металла, поэтому он зачастую определяет качество сварного соединения. Структура феррито-перлитная с окантовкой перлитных выделений ферритными прослойками.

Участок 2 перегрева лежит в интервале максималь­ных температур нагрева Тс — ИЗО °С. В этих условиях зерно успе­вает сильно вырасти, а последующая перекристаллизация при охлаж­дении не дает его заметного измельчения. Поэтому металл участка перегрева имеет крупнозернистое строение. Феррит окружает укруп­ненные перлитные зерна своеобразной каймой, причем иногда здесь можно видеть видманштеттовую структуру. Участок перегрева от­личается ухудшенными механическими свойствами (прочностью, пластичностью). Поэтому чем он меньше, тем выше качество свар­ного соединения.

Участок 3 нормализации находится в тех обла­стях металла, которые нагреваются до максимальных температур, отвечающих точке Асз и ИЗО °С. Так как длительность пребывания металла при этих температурах невелика, зерно аустенита заметно вырасти не успевает. Последующая перекристаллизация при охлаж­дении металла приводит к получению мелкой равноосной струк­туры. Металл этого участка имеет самые высокие механические свойства.

Участок 4 неполной перекристаллиза - ц и и наблюдается в области нагрева металла до максимальных температур между точками Асі и Асз• Протекающие здесь превра­щения таковы: при достижении металлом в процессе нагрева темпе­ратуры, соответствующей точке Асі, происходит эвтектоидное превра­щение, т. е. перлит Переходит в аустенит и затем феррит начинает растворяться в аустените. Каждой температуре, лежащей выше Ас/, вплоть до Асз отвечает какое-то количество феррита, раст­ворившегося в аустените, и только в полоске металла, примыкающего к участку нормализации, где будет достигнута температура точки Асз, в аустените растворится весь феррит. Таким образом, в интер­вале температур точек Ас/ — Ас3 часть феррита не растворится в аустените и сохранит свой старый размер зерен. Тот же феррит, который растворился в аустените, при последующем охлаждении металла будет выделяться из аустенита и образовывать несколько новых зерен феррита. Закончится вторичная кристаллизация эвтек - тоидным превращением оставшегося аустенита в перлит.

Конечная структура металла на этом участке состоит из круп­ных зерен феррита, не прошедших перекристаллизацию, и располо­женных вокруг них колоний мелких зерен феррита и перлита, образовавшихся в результате перекристаллизации. Механические свойства этого участка хуже, чем свойства участка нормализации.

Участок 5 рекристаллизации наблюдается при сварке металла, подвергнутого холодной обработке давлением. Мак­симальная температура нагрева металла находится в пределах 500 °С — Ad. Здесь протекает рекристаллизация зерен феррита, т. е. рост этих зерен из их раздробленных частей, полученных при пластической деформации металла. Такой рост возможен за счет перехода атомов железа из решетки одного зерна в соседнюю, обла­дающую меньшей свободной энергией. Конечно, в этом случае ни­какого полиморфного превращения железа нет.

Пластическая деформация металла сопровождается значитель­ным упрочнением за счет сдвига и поворота образовавшихся облом­ков кристаллитов, а протекающая в таком металле рекристаллиза­ция возвращает ему прежние механические свойства. Структуру участка рекристаллизации составляют равноосные зерна феррита и перлита. Если свариваемая сталь не подвергалась пластической деформации, то на участке рекристаллизации никаких структурных изменений не произойдет.

Участок 6 синеломкости нагревается до максималь­ных температур 200—500 °С. Он характеризуется снижением плас­тических свойств без видимых изменений структуры. Явление синеломкости объясняют выделением из твердого раствор a a - Fe суб­микроскопических частиц различных примесей, располагающихся по границам зерен.

Нарис. 156 показано сечение шва и микроструктуры отмеченных характерных зон сварного соединения. На рис. 157 приведена схема структуры металла сварного соединения: наплавленного металла, зоны термического влияния и основного металла. На левой поло­вине рисунка схематично изображена структура металла при вы­соких температурах, отвечающих завершению первичной кристал­лизации. Здесь шов имеет крупностолбчатое строение и рядом с ним находится зона крупных зерен основного металла в состоянии аусте­нита (участок перегрева). Далее размер зерен аустенита уменьша­

ется (участок нормализации), после чего между укрупненными зер­нами феррита появляются зерна аустенита (участок неполной пере­кристаллизации). Правая часть рисунка показывает структуру ме-

Рис. 156. Поперечное сечение шва и микроструктуры отмеченных характер­ных зон.

талла после вторичной кристаллизации и охлаждения до комнатной температуры. В металле шва столбчатость строения сохранилась, но видны границы новых зерен, образовавшихся в пределах столб-

Рис. 157. Схема структуры металла сварного соединения.

чатых кристаллов. Затем следует участок перегрева с крупным зер­ном, участок нормализации и неполной перекристаллизации. Струк­тура всех участков феррито-перлитная. Основной металл вне зоны термического влияния также имеет феррито-перлитную строчеч­ную структуру.

Резких границ между участками зоны термического влияния нет, наблюдается плавный, постепенный переход одной структуры в дру­гую (рис. 158).

Протяженность участков, а значит и зоны термического влияния в целом, имеет большое значение для оценки качества сварного со­единения. Чем меньше эта зона, тем выше в общем случае качество сварного соединения. С увеличением данной зоны показатели меха­нических свойств сварного соединения вообще снижаются, так как при этом растут линейные размеры участков перегрева, неполной перекристаллизации, рекристаллизации и синеломкости.

Рис. 158. Микроструктура наплавленного металла и зоны термического влияния при сварке качественным электродом.

Контрольные вопросы и задания

Под действием каких сил осуществляется перенос электродного метал­ла в сварочную ванну при ручной дуговой и автоматической сварке под флюсом?

Назовите виды переноса электродного металла через дуговой проме­жуток.

От каких факторов зависит размер электродных капель?

Как изменяются время существования капель и величина их удельной поверхности с ростом сварочного тока или напряжения на дуге?

Нап-ишите уравнения диссоциации двух - и трехатомных газов, наиболее часто встречающихся в атмосфере дуги.

Каков механизм насыщения жидкого металла газами (химическое и элект­рическое поглощение газов металлами)?

В чем проявляется влияние кислорода на свойства стали?

Как влияет азот на свойства стали?

Как влияет водород на свойства стали?

Какими путями попадают кислород, азот и водород в реакционное про­странство при дуговой сварке?

В чем проявляется влияние оксидов углерода на свойства стали?

На-значение шлаков при сварке.

В чем основы молекулярной и ионной теории шлаков?

Что такое кислотность или основность шлаков?

Охарактеризуйте основные физические свойства сварочных шлаков.

В чем различие длинных и коротких шлаков?

► Дайте характеристику важнейших простых оксидов, входящих в состав сварочных шлаков.

Назовите три основные системы сварочных шлаков.

В чем заключаются металлургические функции шлаков?

Что такое коэффициент эффективности массообмена и как его опреде­ляют?

Выведите частные случаи выражения (VI.25) для таких условий:

1) легирующий элемент только во флюсе;

2) легирующий элемент отсутствует в электродном или в основном металле;

3) многослойная наплавка, когда [Э]о. м = [Э]шв.

Перечислите три основных вида окисления составляющих металла и шлака.

Виды раскислительных процессов.

Приведите пример раскисления стали с получением конденсированных продуктов реакции.

Дайте характеристику основных раскислителей — Si; Мп; Ті; АІ; под­черкните положительные и отрицательные свойства каждого из них.

Опишите процесс раскисления стали углеродом и водородом (с получе­нием газообразных продуктов реакции).

Каков механизм диффузионного раскисления стали шлаком?

В чем особенность раскисления стали кислыми и основными шлаками?

Пути легирования металла шва, их особенности, достоинства и не­достатки.

Что такое коэффициент перехода элемента? В чем недостатки этого по­казателя?

Каков механизм рафинирования стали от серы и фосфора?

В чем особенности условий рафинирования стали шлаком при дуговой сварке по сравнению с мартеновским процессом?

Какова роль СаО и Мп в процессе рафинирования стали от серы?

Опишите механизм удаления фосфорр из стали в процессе рафиниро­вания.

Что такое непрерывная и периодическая кристаллизация металла?

В чем различия диффузионной и бездиффузионной кристаллизации?

В чем сущность концентрационного переохлаждения и как оно влияет на формирование кристаллов в процессе кристаллизации?

В чем особенности первичной кристаллизации металла при сварке?

Каковы причины образования слоистости и столбчатости строения свар­ных швов?

Чем объясняется прерывистость кристаллизации металла при сварке?

Каков механизм возникновения пор в металле шва?

Какие газы могут быть причиной пористости сварных швов?

Каковы причины образования шлаковых включений в металле шва?

От каких факторов зависит скорость всплывания шлаковых частиц в ме­таллической ванне (закон Стокса)?

Что такое - ликвация в металле шва и ее виды?

В чем проявляется влияние ликвации на механические свойства металла шва?

Опишите по диаграмме железо — углерод механизм вторичной кристал­лизации малоуглеродистой стали при сварке.

Как влияют особенности нагрева и охлаждения металла шва при сварке на результаты его вторичной кристаллизации?

Опишите микроструктуру основных участков зоны термического влияния при сварке малоуглеродистой стали.