Определение связи между периодичностью процесса кристаллизации металла сварного шва, изменениями мгновенной скорости затвердевании и показателями технологической прочности Текст научной статьи по специальности «Физика»

электронное научно-техническое издание

НАУКА и ОБРАЗОВАНИЕ

Эл № ФС 77 - 30569. Государственная регистрация №0420900025. ISSN 1994-040S

Определение связи между периодичностью процесса кристаллизации металла сварного шва, изменениями мгновенной скорости затвердевании и показателями технологической прочности # 09, сентябрь 2010 автор: Морозов В. П.

Введение. Хорошо известно [1], что скорость кристаллизации металла шва при сварке плавлением определяет степень неравновестности процесса затвердевания и, как следствие, напрямую устанавливает величину термического переохлаждения. Помимо этого скорость связана с распределением примеси перед межфазной границей, влияя на степень концентрационного переохлаждения, что в целом будет определять размеры элементов субструктуры. Таким образом, скорость кристаллизации является одной из важнейших характеристик, определяющих структуру и свойства сварного соединения в целом.

Сварочный процесс обладает определённой нестабильностью теплового воздействия на металл. Эта нестабильность проявляется и в макроскопическом, и микроскопическом масштабе.

Скорость кристаллизации в процессе сварки изменяется как в макро-, так и в микромасштабе времени и пространства. Характер её изменения по ширине сварного шва за период роста кристаллита схематически представлен на Рис.1 [1]. Наряду с изменением скорости кристаллизации в микроскопическом масштабе пространства и времени существуют изменения и в макроскопическом масштабе, изменению характера которых уделялось основное внимание многими исследователями [1].

УДК 621.791.052:669.017.3

МГТУ им. Н..Э. Баумана, г.Москва

VMorozov.52@mail.ru

1

http://technomag.edu.ru/doc/161101.html

Страница 1

Рис. 1. Схема распределения сксрости кристаллизации металла шва по ширине сварного

- линия макроскопичежого распределен ия с кор ости кри сталли зацин; -- - линия микроскопического распределения скорости кристаллизации (мгновенные

При этом многие авторы считают, что первичная структура металла шва в существенной мере зависит от макроскопического распределения скорости кристаллизации по площади сварочной ванны, несмотря на имеющуюся периодичность в поперечном направлении (Рис.1).

Создавшаяся ситуация заставила нас в своей работе сделать упор на характер изменения именно мгновенной скорости кристаллизации, считая, что решающую роль играет наследственность свойств металла в жидком состоянии на атомарном уровне. Наследственность сохраняется при последующем переходе на микромасштаб и далее на макроуровень при затвердевании. Поэтому мгновенная скорость кристаллизации, проявляющаяся на микроуровне, будет влиять в большей степени на микроструктуру, чем макроскопическое значение распределения средней скорости затвердевания.

Исследуя микроструктуру чистого алюминия (Рис. 2), можно указать на последовательную периодичность при формировании структурных составляющих различной формы. Периодичность можно связать как с образованием макромасштабных изменений рельефа внешней поверхности шва в виде чешуек (Рис.2,а), так и с кристаллизацией слоёв различной травимости в форме изотерм плавления в микромасштабе (Рис.2,б). Подобные изменения на поверхности металла могут быть

Рис. 2. Микроструктура свободной поверхности сварного шва после аргоно-дуговой сварки:

а - чистый алюминий АВ 000, сваренный со скоростью Vcв = 1,0 х 10 2 м / сек, х 70; б - травленая поверхность чистого алюминия АВ 0000 при Vcв = 0,42 х 10 2 м / сек (15 м/час), х 200 [1].

связаны с неравномерным передвижением фронта кристаллизации. Особенности линейного перемещения границы раздела фаз.

Использование методов скоростной видео- и микрокиносъёмки (1000 кадров в сек) при 80-кратном увеличении позволяет экспериментально наблюдать за характером динамического развития фронта и получать информацию о положении межфазной поверхности через каждые 0,001 сек с точностью замера 0,005 мм [2,3]. С помощью этих методов удаётся выявить не только ряд закономерностей, но и можно определить численные значения параметров кристаллизации по результатам покадрового анализа кинограмм процесса роста твёрдой фазы. Такими параметрами процесса являются: линейное перемещение фронта затвердевания, скорость и ускорение.

Временная зависимость положения межфазной границы х(^ имеет ступенчатый вид, как для импульсной сварки (Рис. 3,в,г), так и для непрерывного процесса (Рис. 3,а,б) и свидетельствует о периодичности затвердевания металла сварочной ванны.

Характер и величина перемещения фронта кристаллизации или так называемая амплитуда «скачка» [4] зависят от свариваемого материала, его толщины (5 ) и времени

теплового воздействия (ти). Величина перемещения представляет собой расстояние от межфазной границы до характерной точки в виде поры или включения в закристаллизовавшемся металле за время одного цикла.

Вид зависимости перемещения от времени показывает, что за скачкообразным ростом твёрдой фазы следует остановка (Рис. 3). Подобный вид наблюдается при кристаллизации технически чистого никеля или промышленного сплава Х15Н30 [7], а также в оптически прозрачном однокомпанентном расплаве в виде бидистиллированной воды [5]. Несколько иной характер линейного перемещения выявлен при затвердевании армко-железа и ряда сталей (Ст3, 15ХСНД, 10Х11Н20Т2Р) [4]. В отличие от предыдущей зависимости, здесь после остановки перемещения фронта кристаллизации наблюдается движение в обратном направлении при последующем подплавлении уже затвердевшего металла шва (Рис. 3,б).

Угол наклона кривой линейного перемещения характеризует величину средней скорости движения границы раздела фаз, как первой производной по времени

Жх

(х^) = —), а наклон касательной в любой точки зависимости пульсирующего Ж

перемещения от времени будет представлять собой мгновенные значения скорости кристаллизации.

Циклограммы изменения скорости кристаллизации и ускорения.

Кристаллизация металла шва находится в прямой связи с условиями охлаждения сварочной ванны. Наличие скачкообразного перемещения фронта указывает, что мгновенные значения скорости будут отличаться от средних скоростей, которые в свою очередь можно определить как [8]:

Vкp = Vcв • созр. (1)

Мгновенные значения линейной скорости кристаллизации, которые определялись путём графического дифференцирования временных зависимостей абсолютных перемещений межфазной поверхности, показали их изменения по закону, близкому к периодическому (Рис. 4,а,б).

Из графиков изменения фактической скорости видно, что периоды ускоренного роста кристаллов чередуются с замедлениями и последующими остановками. Во время остановок в некоторых случаях фронт перемещается в обратном направлении. При этом мгновенные значения скоростей могут превышать скорость сварки в (5 ...10) раз и достигать величины 10мм / сек при скорости сварки 3,05мм / сек (Рис. 4,а) для сталей либо для титана марки ВТ-1 при средней скорости в (2,9...3,9) мм/сек достигать значений (14.18) мм/сек [3 ].

Зависимость мгновенной скорости кристаллизации V¡Mipг от средней скорости сварки Vcв, после совместной обработки своих данных и результатов многих исследователей, можно представить для приближённой оценки в виде:

Vcв = А • Vк2p созр, (2)

где А = 0,017 - численный имперический коэффициент;

р - угол между вектором скорости сварки и нормалью в произвольной точке межфазной границы.

Увеличение скорости сварки способствует увеличению не только численных значений мгновенной скорости кристаллизации (Рис. 4,а), но и частоты её пульсаций.

Производная скорости по времени или вторая производная перемещения по времени

1 2

а)

О 0.02 0.04 0.06 0.08 0.10 X, сек

б)

Рис. 4. Изменение мгновенной скорости кристаллизации межфазной поверхности в процессе дуговой сварки:

а - стали Х18Н10Т (I - толщина 1,0 мм при скорости V \-св = 11,0 м/ч; II - толщина 0,5 мм при скорости V 2-св = 31,3 м/ч); б - армко-железа толщиной 2,0 мм при скорости V з-св = 5,6 м/ч.

d2 х

представляет собой ускорение ( х(/) = —— ), зависимость которого от времени построена

dt

на Рис. 5. Видно, что построенная зависимость имеет скачкообразный характер с почти периодическими пульсациями ускорения вершины дендрита, растущей со средней

скоростью V (t) = 0,27

мм

сек

т. сек

Рис. 5. Зависимость изменения ускорения х^) вершины дендрита от времени (переохлаждение ЛГ = -1,20 С) [5].

Координатные точки зависимости ускорения (Рис. 5) были обработаны с помощью осциллографа, совмещённого через аналого-цифровой интерфейс с компьютером. Затем, с использованием специальных программных средств были построены осциллограммы и спектрограммы процесса кристаллизации. Для спектрального анализа было использовано дискретное преобразование Фурье, результатом которого является комплексно-значимый вектор размерности:

I = 1 + 2 т-1. (3)

Элементы этого вектора вычислялись по формуле [9]:

1 j

Sj = ^= -ZV • exp(2^. i • L • k), (4)

Ы" k=0 "

где S j - спектральная плотность исследуемого сигнала ( j - изменяется от 0 до l);

" - число элементов в векторе Vk, равное 2m_1 ; i - мнимая единица;

Vk - вектор исследуемого сигнала (ускорение границы раздела фаз). Расчёты и представленный график (Рис. 6) выполнены в системе «Mathcad 7 pro». С помощью математической обработки вводимого сигнала (x(t)) и построения

спектрограммы колебаний ускорения была выявлена регулярная составляющая с наибольшей спектральной плотностью при частоте 6,3 Гц (Рис. 6), несмотря на присутствие некоторого спектра частот.

Следовательно, полученные результаты позволяют заключить, что процесс кристаллизации представляет собой периодический процесс, происходящий с собственной частотой. Полный период затвердевания включает период ускоренной кристаллизации, замедление и остановку, в течение которой для некоторых материалов

Г. Гц

Г, Гц

Рис. 6. Спектрограмма ускорения при перемещении вершины дендрита.

и условий сварки может происходить движение границы раздела фаз в обратном направлении. Эта последняя особенность характеризует процесс подплавления уже затвердевшего металла шва.

Изменение амплитуды температурных колебаний.

При сварке плавлением металл шва испытывает не только значительный перегрев, но и последующее быстрое затвердевание, что будет соответствующим образом проявляться. Условия кристаллизации при охлаждении будут носить неравновесный характер, вызывая смещение точек структурных превращений равновесной диаграммы состояния сплава. Эти изменения фиксируются с помощью термических циклов.

Температура и изменение её во времени является одним из показателей, определяющих характер протекания процесса кристаллизации. Следствием особенностей полученной микроструктуры металла (Рис. 2) и колебаний мгновенной скорости его кристаллизации (Рис. 4) должен быть периодический характер изменений температуры при охлаждении (Рис.1) [10]. В хвостовой части ванны на межфазной границе происходит чередование нагрева и охлаждения относительно температуры плавления. Большие скорости охлаждения, с одной стороны будут способствовать изменениям морфологии выделения фаз из пересыщенных твёрдых растворов, а также измельчению различных форм структуры. С другой стороны мгновенный перегрев при резком скачке температуры может вызывать растворение тугоплавких вторичных фаз в сплавах эвтектических систем, переводя двухфазную систему в однофазную.

Наряду с формированием структуры литого металла, оказывающей влияние на технологическую прочность, большое значение будет иметь и характер последующей линейной усадки при охлаждении.

Так, хорошо известно, что получение структуры с мелким зерном по сравнению с крупнозернистой приводит в литейной технологии к значительным снижениям численных значений линейной усадки, например для сплава (А1+4,0%Си) (Рис.8) [11].

Рис. 7. Колебания температуры металла шва при замере термического цикла процесса сварки неплавящимся электродов в среде защитного газа чистого алюминия А1 (99,995%) толщиной 4 мм (Режим сварки: Iсв = 90 А; и = 26 В; Vсв = 6,0 м/ч) [10].

20 16 12 8

4

) < . 1

о 1 • м

о о о ^о о • •

с ) от: о ) о^

2 я о

Т ,0С

560

580

600

620

е

-2

Рис. 8. Температурная зависимость линейной усадки сплава (А1+4,0%Си) с крупным (1) и мелким (2) зерном [11].

При этом отношение величины усадочных деформаций к интервалу изменяющейся температуры в теории технологической прочности представляет собой

де де дТ

темп внутренней деформации ( ™ — ^н ), который является одним из основных

показателей стойкости против образования трещин [1,12]. Численные значения скорости деформирования и скорости охлаждения металла в их соотношении зависят от жёсткости режима охлаждения [12]. Поэтому при высоких температурах скорость деформирования линейно изменяется с ростом скорости охлаждения согласно выражению:

девн дТ

—— - аТ--, (5)

дг Т дг

где аТ - коэффициент термического удлинения тела.

Поэтому в некоторых случаях большим скоростям охлаждения (дТ ) и, следовательно,

дг

де

высоким скоростям деформирования (——) могут соответствовать большие значения

дг

показателя технологической прочности КТ (1/мм) [13].

Учитывая выше изложенное, можно предположить, что естественные периодические пульсации температуры на фронте кристаллизации металла шва будут способствовать колебаниям линейной усадки в процессе сварки.

Осуществляя внешние тепловые колебания с помощью отдельного источника энергии можно управлять процессом затвердевания при сварке, совмещая частоту воздействия с собственной частотой кристаллизации металла шва и создавая тем самым параметрический резонанс [14].

Изменения амплитуды температурных колебаний и градиента температуры.

Отсутствие синхронности при действии различных частотных механизмов вызывает, как указывает теория автоволновых процессов [15], их рассогласованность, вплоть до почти полного подавления, например, температурных изменений с одной стороны. И, соответственно, совпадение амплитуды колебаний по частоте и фазе двух механизмов позволяет реализовать условия резонанса в другом крайнем случае.

Модельные испытания с использованием экспериментального сплава Вуда с записью осциллограмм температуры в хвостовой части эллипсоидной ванны расплава при различных частотах внешнего воздействия реверсируемого электромагнитного поля (ЭМВ) показывают, что интервал изменений температуры меняется от минимальных значений АТ - (6...10)°С, характерных для обычных условий, до максимальных величин порядка АТ - (19...42,9)°С при некотором диапазоне внешней частоты [16]. Ещё больший интервал колебаний температуры зафиксирован при дуговой сварке с ЭМВ стали Х18Н10Т [17]. Амплитудные отклонения составили (200...270)°С при внешнем реверсирующем воздействии и (80...100)°С для обычных условий.

Вторым важным моментом является характер полученных колебаний температуры. При действии синхронной частоты эти колебания по виду соответствуют гармоническому закону. В случаях отклонения от синхронности вид колебаний существенно отличающиеся от указанного закона. При резонансе, когда возникает синхронизация по частоте и фазе, происходит существенное увеличение амплитуды температурных колебаний (Рис.9,а) с неизменной регулярностью их повторения по сравнению с обычными условиями кристаллизации.

Амплитудные отклонения температуры от точки ликвидуса в сторону переохлаждения, создают условия для ускоренного роста твёрдой фазы. Отклонения в противоположном направлении согласуются с моментом выделения тепла кристаллизации, которое снимает переохлаждение и способствует замедлению продвижения фронта, тем самым.

Производной температурных колебаний является скорость охлаждения, которая прямо пропорциональна скорости кристаллизации согласно выражению (6), как:

Рис. 9. Изменения температуры (а) и градиента температуры (б) в хвостовой части ванны при аргонодуговой сварке с ЭМВ [16]:

а - точка замера температуры при частотеf = 2,0 Гц на расстоянии 9 мм от межфазной границы в хвостовой части ванны;

б - точка замера градиента температуры при частоте f = 1,5 Гц на расстоянии 2 мм от межфазной границы в хвостовой части ванны.

®охл = G • Кр , (6)

где G - градиент температур в твёрдой фазе, 0С / сек.

Сопоставление циклограмм изменения температуры во времени и скорости охлаждения при их наложении показывает полную синхронизацию [18].

Можно предположить, что существенные колебания температуры приведут к снижению пиковых значений темпа нарастания внутренних деформаций за счёт существенного изменения мгновенных значений частной производной дТ АТ

1Г -"т А--АТ •

Частота кристаллизации металла шва представляет собой постоянную величину для выбранных условий сварки, и по отношению к сплаву Вуда составляет величину 10

Гц, что позволяет определить период затвердевания, как 0,1 сек. В течение этого периода температура изменится на ЛГ = 10°С, что позволяет определить скорость

= = 100° С / сек. Для резонансных условий при той же самой частоте

охлаждения а>о

имеем аохл =

42,9 0,1

= 4290 С / сек , что более чем 4 разы выше. Скорость деформирования

в высоко температурных областях изменяется незначительно [1] и, если для обычных

условий принять

де„

2%

= 20% / сек, то с ростом скорости охлаждения можно

д^ 0,1сек

допустить увеличение скорости внутренней деформации в два раза де 4%

д™ = = 40% / сек . Тогда темп деформации будет соответствовать следующим

величинам:

ds 20

dГ1 100

= 0,2%/0С

ds

40

и

dT2 429

= 0,093%/0С

соответственно

(

ds1 ds

dГ1 dT2

). Графически представленные вычисления можно пояснить на Рис. 10,

который представляет собой схему изменения темпа внутренних деформаций при переходе к резонансным условиям кристаллизации металла шва.

Рис. 10. Схема изменений темпа внутренней деформации в металле шва в процессе его охлаждения при сварке:

- - для обычных условий сварки;

- для резонансных условий сварки.

Поскольку характер изменения темпа внутренних деформаций (Рис. 10) для резонансных условий совпадает с характером изменения усадочных явлений при затвердевании мелкозернистой структуры алюминиевого сплава (А1+4,0%Си) (Рис. 8), то можно считать, что при резонансе может происходить измельчение структурных составляющих [14].

Получение мелкозернистой равноосной структуры по сравнению со столбчатой способствует сужению высоко температурного интервала хрупкости (ТИХ 1), повышению уровня минимальной пластичности (5тт ) в ТИХ 1 и может приводить к

де

снижению темпа нарастания деформаций усадки (—— ).

дГ

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Передвижение фронта кристаллизации происходит неравномерно: в начале с ускорением, переходящим в дальнейшем к замедлению вплоть до полной остановки на последнем этапе. Во время остановки возможно перемещение в обратном направлении, связанное с оплавлением затвердевшего металла, после чего цикл повторяется вновь с собственной частотой.

2. Применение внешнего импульсно-периодического воздействия на металл шва во время кристаллизации с частотой, которая совпадает с собственной частотой кристаллизации металла шва, вызывает формирование условий параметрического резонанса, что способствует измельчению составляющих элементов первичной структуры.

3. Мгновенные значения температуры при анализе термических циклов в отличие от средних значений не остаются постоянными, а колеблются, опускаясь в некоторые моменты ниже точки плавления при переохлаждении и поднимаясь вновь при перегреве.

4. Устойчивость колебательного режима кристаллизации определяется не только скоростью теплоотвода с межфазной границы, но также зависит от интенсивности выделения скрытого тепла.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ Список используемой литературы:

1. Прохоров Н.Н. Физические процессы в металлах при сварке. Т.1. Элементы физики металлов и процесс кристаллизации. М.: Металлургия, 1968. 695 с.

2. Дятлов В.И., Абралов М.А., Шнайдер Б.И. Первичная кристаллизация жидкой ванны при сварке металлов малых толщин.// Автоматическая сварка, 1967. №1. С. 26-30.

3. Матяш В.И., Пахаренко В.А. Особенности кристаллизации ванны при импульсно-дуговой сварке с электромагнитным воздействием. // Автоматическая сварка, 1983. №9. С. 54-55.

4. Григораш В.В. Управление кристаллизацией металла шва с целью повышения технологической прочности сварных соединений: Дисс... канд.техн. наук. Воронеж, 1989. 227 с.

5. Связь нестационарного роста вершины дендрита с образованием боковых ветвей.*/ А.А. Шибков, А.А. Леонов, А.А. Казаков и др. // Физические основы материаловедения, 2005.№7. С.2-9.

6. Славин Г.А., Маслова Н.Д., Морозова Т.В. Исследование связи технологической прочности с кристаллизацией при импульсно-дуговой сварке жаропрочных сплавов неплавящимся электродом. // Сварочное производство, 1971. №6. С. 17-19.

7. Мовчан Б.А., Абитдинов Ш.А. Движение межфазной границы при кристаллизации сварной точки. // Автоматическая сварка, 1968.№ 12. С.4-8.

8. Шаманин М.В. Некоторые вопросы кристаллизации металла шва.// Судостроение, 1958. №3. С. 20-21.

9. Бронштейн И.Н., Семендяев К.А. Справочник по математике для инженеров и учащихся вузов. М.: Наука, 1986. 544 с.

10. Семенюк Н.И., Рабкин Д.М., Лозовская А.В. Характер изменения температуры алюминия в процессе затвердевания при сварке плавлением. // Автоматическая сварка, 1986. № 9. С. 22-24.

11. Новикова И.И. Горячеломкость цветных металлов и сплавов. М.: Наука, 1966. 299 с.

12. Прохоров Н.Н. Горячие трещины при сварке. М.: Машгиз, 1952. 219 с.

13. Морозов В.П. Разработка способа и технологии восстановления авиационных деталей и узлов с помощью лазерной наплавки: Дисс... канд.техн. наук. МВТУ им. Н.Э. Баумана, 1987. 284 с. дсп.

14. Морозов В.П. Анализ условий формирования измельченной структуры при кристаллизации металла сварочной ванны с наложением внешних периодических возмущений. // Известие ВУЗов.: Машиностроение, 2006. №8. С. 41-54.

15. Васильев В.А., Романовский Ю.М., Яхно В.Г. Автоволновые процессы./ Под ред. Д.С. Чернавского. М.: Наука. Гл. ред.физ-мат.лит., 1987. 240 с.

16. Болдырев А.М. Управление кристаллизацией металла при сварке плавлением: Дисс. докт.тех. наук. М.: МВТУ им. Н.Э. Баумана, 1977. 511 с.

17. Черныш В.П., Кузнецов В.Д., Турык Э.В. Изменение температурного состояния сварочной ванны при электромагнитном перемешивании.// Автоматическая сварка, 1976. № 7. С. 5-8.

18. Мартышин Г.В., Хорошева В.Б. Влияние режима сварки на образование горячих околошовных трещин в дисперсионно-твердеющих никелевых сплавах и сталях.// Автоматическая сварка, 1975. №7. С.5-8.