CC BY
95
электронное научно-техническое издание
НАУКА и ОБРАЗОВАНИЕ
Эя № ФС 77 - 30569. Государственная регистрация №0420900025. ISSN 1994-0408
Особенности процесса кристаллизации металла расплавленной ванны при дуговой импульсно-периодической сварки # 08, август 2010 автор: Морозов В. П.
УДК 621.791.052:669.017.3
МГТУ им.Н..Э.Баумана, г.Москва VMorozov.52@mail.ru
Введение. Импульсный режим процесса сварки плавлением или наплавки широко используется в заготовительных операциях машиностроении, а также при восстановлении внешней поверхности готовых деталей различных форм. В некоторых случаях этот процесс является незаменимым особенно при исправлении дефектов поверхности, представляющих собой точечные недоливы после литья, например, бандажной полки лопаток из никелевого сплава ВЖ-6У.
Другим важным моментом импульсной сварки является регулирование энерговклада в основной металла, позволяющего снижать уровень остаточных деформаций и величину сварочных напряжений, которые оказывают значительное влияние на качество металла сварного шва. Однако получение качественного слоя металла, который обладал бы не только высокими механическими свойствами, но и не имел бы трещин в литой структуре связано с условиями процесса кристаллизации. При этом хорошо известно, что образование трещин в наплавленном слое не только снижает, например, предел выносливости всего изделия в 20 раз по сравнению с бездефектным изделием, но и может приводить к разрушению сложной конструкции в целом в процессе эксплуатации.
Поэтому изучение условий процесса затвердевания металла при сварке или наплавке играет немаловажную роль для установления управляющих параметров.
Кристаллизация жидкого однокомпонентного металла (технически чистый металл), лимитируется скоростью отвода тепла от поверхности кристаллизации за счёт теплопроводности с одной стороны и интенсивностью выделения скрытой теплоты кристаллизации с другой. В этом случае межфазная граница перемещается с некоторой средней скоростью, пропорциональной разности количества тепла отводимого в твёрдую фазу и подводимого к фронту из жидкой фазы [1]:
^т ' Gm ^жж ' G/w
ТЛ III III .//( .//( / 1 \
R = , (1)
L • 7
Кал
где Лт, Лж - теплопроводность твёрдой и жидкой фаз соответственно,-;
ог
см • сек• С
Gm, Ож - градиенты температуры на фронте кристаллизации в соответствующих фазах,
оС / см;
L - скрытая теплота кристаллизации, Кал / см ;
3
у - плотность металла, г / см .
В дифференциальном виде выражение (1) можно записать согласно данным работы
[2]:
А dT
V =---СОБ(,
у ■ Ь dx
где р- угол между направлением максимального температурного градиента и нормалью к грани кристалла.
Следующей важной особенностью процесса кристаллизации является его периодичность, которая является общей чертой, независимо от характера ввода энергии, как для непрерывной сварки, так и импульсно-периодической.
Подтверждением периодичности процесса является форма изотерм кристаллизации, которая отчётливо проявляется на внешней поверхности (Рис.1). Характерные изменения этого контура при перемещении фронта кристаллизации позволяют судить о происходящих внутри расплава процессов, которые имеют место после прекращения действия источника тепла при импульсной сварке.
г д ж
Рис. 1. Изменение расстояния между изотермами кристаллизации при перемещении
межфазной границы сварной точки:
а - сплав АМг-6, х340;
б - технически чистый М, х12 [3];
в - армко^в, х70;
г- титановый сплав ОТ-4, х115;
д - сталь СН3 толщиной 1,5 мм, х54 [4];
ж - титановый сплав ВТ-14 (ИЭЛС), х30.
Оставлять следы (неровности рельефа) на межфазной поверхности, прежде всего, могут механические колебания уровня металла сварочной ванны. Эти неровности (чешуйки) отчётливо фиксируют форму изотерм кристаллизации. Они могут быть связаны также с периодическими изменениями мгновенной скорости кристаллизации, что приводит к изменению условий затвердевания и, следовательно, к структурным превращениям металла шва. Отсутствие подвода тепла извне позволяет рассматривать возникающие изменения, как результат действия причин внутреннего характера.
Имеющиеся в литературе сведения по квазипериодическому режиму сварки имеют зачастую разноречивый характер, поскольку условия перехода жидкого металла в твёрдое состояние для импульсного процесса мало изучены.
При сварке металлов толщиной 1,5 мм линейная скорость затвердевания за паузу между импульсами по данным [5] увеличивается до определённого значения с повышением проплавляющей способности импульсной дуги. Затем скорость снижается при дальнейшем повышении жёсткости процесса, в связи с увеличением теплосодержания для одинакового проплавления.
В течение паузы средняя скорость затвердевания уменьшается, что нашло подтверждение при кристаллизации отдельной сварной точки для технически чистого никеля марки НП-2 толщиной 1,0 мм [6].
Иной характер изменения скорости перемещения межфазной границы во времени был выявлен при импульсной сварке тонколистовой меди толщиной 0,26 мм [7]. Методами киносъёмки был установлен рост скорости кристаллизации от периферийных участков к центру сварной точки. Причём, несмотря на выраженность периодичности при затвердевании, авторы [7] не смогли привести каких-либо данных по величине частоты этой периодичности.
Противоречивы также сведения о характере расположения изотерм кристаллизации на поверхности металла точки. Так по данным работы [8] плотность изотерм в виде кристаллизационных слоёв малого объёма отдельной точки никеля НП-2 толщиной 1,0 мм максимальна у границы сплавления, постепенно снижаясь к центру. В то же самое время, как показала наша оценка, для чистого никеля толщиной (0,5...0,6) мм [9] плотность слоёв оставалась неизменной при диаметре точки 5,5 мм (Рис.1,б).
Для технически чистого железа плотность слоёв максимальна вблизи зоны сплавления и уменьшается по мере приближения к центу круга, где слоёв нет [9].
Наши данные в этом отношении для армко-железа свидетельствуют о противоположной тенденции (Рис. 1,в). Плотность слоёв представляет собой расстояние между изотермами кристаллизации, которое нелинейно изменяется по ходу затвердевания. Для армко-железа это расстояние от периферии к центру точки уменьшается точно так же, как и для сплава ВЖ-100 [9] (Рис.2). Совершенно другая тенденция просматривается при кристаллизации алюминиевого сплава АМг-6 (Рис. 1,а), (рис. 2). Поэтому в создавшейся ситуации необходимо было разобраться.
I-§1
11 «а ^
53 £
а го
0,06 аоь но/
о { ! 1
? п О ........
о\
Ш ""4-, »»* [в
1
о а>* аз ¿о
Лер а1 м о щ ем ие ■* г^жчр » и зр и* г г.' ¿^ы & части с8арф»*ши Зат/ы
Рис. 2. График изменения расстояния между изотермами в процессе затвердевания ванны
из различных сплавов после импульсной сварки:
г
I - сплавВЖ100толщиной 15мм, время цикла г = 0.6 сек, скважность б = — = 2. [9]:
II — сплав ВЖ 100, сваренный при = 1.2 секи С =1, [9];
III - сплава ВЖ 100 после сварки при г = 2.0 сек и С = 2. [9];
..........-алюминиевый сплав АМг- 6 гол шин ой 3,0 мм.
Слоистая структура поверхности - это результат неравномерности движения фронта кристаллизации при затвердевании под действием прежде всего причин внутреннего характера.
Максимальная скорость роста кристалла совпадает с направлением максимального температурного градиента, т.е. сориентирована по нормали к изотерме кристаллизации.
Вторым важным моментом является тот факт, что перед межфазной границей образуется слой жидкого металла, который при неравновесных условиях кристаллизации является переохлаждённым с одной стороны. С другой стороны в нём начинается сам процесс затвердевания металла, где отсутствуют конвективное движение потоков. Следовательно, теплопередача в этой зоне будет осуществляться в основном за счёт теплопроводности при отсутствии конвективного теплообмена.
Предварительно было установлено [10], что размер зоны диффузионного (или концентрационного) уплотнения примеси (Хс) перед фронтом кристаллизации для жаропрочных материалов ВЖ100 и ЭИ696, по крайней мере, на два порядка меньше размера термически переохлаждённой зоны ( ХТ ):
Х^ =
V,
= (0,33...1,0) X10м;
кр
ХТ = ТИК = (0,1...0,2) х 10 3 м,
Gж
где Вж = 5 х 10 5 см2 / сек - коэффициент диффузии элемента в расплаве;
(2) (3)
¥кр = (5...15)х 10 3м/сек - скорость кристаллизации, характерная для дуговой сварки;
ТИК = (10...100)°С - температурный интервал кристаллизации; Gж = 1000°С / см - градиент температур в жидкой фазе.
Однако, процесс концентрации примеси на фронте кристаллизации в зависимости от численных значений коэффициента распределения примеси (k у 1 или k ^ 1) и вида примесного элемента в расплаве может приводить, как к депрессии термического
переохлаждения или нагреву [11], так и к усилению возникающего начального переохлаждения. Поэтому возникающее термоконцентрационное переохлаждение металла расплава перед движущемся фронтом будет оказывать существенное влияние на мгновенную скорость кристаллизации.
Соотношение скорости отвода тепла за счёт теплопроводности и скорости выделения скрытого тепла при кристаллизации.
Выше было показано, что для технически чистого армко^в, алюминиевого сплава АМг-6 и алюминия АВООО в сварной точке плотность изотерм на периферии и в центре различная - прямо противоположная (Рис.1). В первом приближении эту особенность можно объяснить различием в теплофизических свойствах этих металлов и по этому признаку разбить все металлы на три группы (высокотеплопроводные, низкотеплопроводные и металлы со средней теплопроводностью).
Расстояние между изотермами может представлять собой объём металла, который выделяет скрытую теплоту для остановки продвижения фронта кристаллизации в технически чистых металлах. При этом в зависимости от теплопроводности твёрдой фазы фронт кристаллизации может замедлять своё движение, останавливаться или перемещаться в обратном направлении при подплавлении закристаллизовавшегося шва.
Наличие периодически повторяющихся изотерм кристаллизации позволяет заключить, что качественно процесс затвердевания расплава происходит с некоторой частотой.
Количественные значения параметров кристаллизации можно определить на основании проведения микрокиносъёмки видимой части межфазной поверхности непосредственно в процессе сварки, что подтверждает установленную периодичность [12]. Например, при импульсной сварки технически чистого титана марки ВТ-1.0 толщиной 1,5 мм частота кристаллизации составила величину 110 Гц при этом мгновенные значения скорости затвердевания (Укр) в радиальном направлении изменялись от максимальных величин порядка (14...18) мм/сек до нулевых во время полной остановки процесса (Рис. 3,а).
Рис. 3. Циклограммы изменения мгновенной скорости перемещения межфазной поверхности в процессе кристаллизации сварной точки в технически чистом титане ВТ-1.0 толщиной 1,5 мм [12]: а - сварка в обычных условиях; б- сварека с использованием ЭМВ.
Средние же значения скорости перемещения межфазной границы монотонно убывают на завершающем этапе прерывистой кристаллизации, начиная с величины в 2,9 мм/сек [12]. При этом частота оставалась постоянной в период кристаллизации (Рис.3). Циклограмма отражает постепенное снижение максимальных значений линейной скорости, что при постоянстве частоты кристаллизации указывает на уменьшение расстояния между изотермами, подтверждая выше приведённые экспериментальные данные. Разное расстояние между остановками определяет изменение объёмной (массовой) скорости кристаллизации, временная зависимость которой для титана ВТ-1.0 подобна изменениям линейной скорости.
Это подтверждается плотностью изотерм на поверхности (Рис. 1,ж), характерной для металлов с незначительной теплопроводностью. Помимо титана к этой группе можно отнести и армко-железо (Рис. 1,в).
В технически чистых металлах исключается влияние примесных элементов на процесс кристаллизации и основную роль играет скорость выделения скрытого тепла и скорость теплоотвода, которые зависят от теплофизических свойств металла. При передвижении от границы сплавления к центру точки происходит уменьшение количества жидкого расплава в каждом последующем слое, как следствие - должно происходить сокращение расстояния между изотермами по этой причине. Это характерно для металлов с незначительными значениями коэффициентов теплопроводности и теплоёмкости, которые
например для армко-Fв имеют значения - Л = 0,066-Кт — и С = 0,144КаЛ
см ■ сек■ С г- С
соответственно. При максимальных значения этих коэффициентов, свойственных чистому
,1 л л ^ ^ Кал ^ Л „„ Кал . ~ ^ Кал алюминию Л1 (л = 0,65-, С = 0,27—-—) и меди Си (л = 0,97--—,
4 7 Г\ 0 ^ ' 4 0
см ■ сек- С г■ С см ■сек■ С
С = 0,109КаЛ ), происходит противоположный эффект, несмотря на уменьшение
г^ С
термического переохлаждения при переходе от периферии точки к центру с 30°С до 12°С для алюминия [13].
Для металлов с близкими свойствами, например армко-железа или чистого титана ВТ-1.0, мгновенная линейная скорость кристаллизации изменяется так же, как и объёмная скорость. При этом снижение численных значений объёмной скорости соответствует повышению плотности изотерм затвердевания и согласуется с уменьшением термического переохлаждения к центру точки.
В алюминии марки АВООО и тонколистовой меди М1 от периферии к центру круговой ванны радиальная скорость кристаллизации растёт (Рис. 4), несмотря на снижение степени переохлаждения, а массовая уменьшается [13].
Рис. 4. Изменение мгновенных значений линейной скорости кристаллизации (Rl) в
чистом алюминии АВООО толщиной 1,0 мм при радиальном перемещении фронта кристаллизации в сварной точке.
Период кристаллизации, представляющий собой обратную величину частоте, можно оценить по хорошо известному выражению:
АТ
т = ——, (4)
Частоту после соответствующих подстановок можно вычислить из выражения:
г = , (5)
кР АТ
тах
где (оол = Gm ■ ¥кр - скорость охлаждения металла в интервале кристаллизации,
находящегося при точке плавления, 0 С / сек; ¥кр = ¥св ■ со8 р - скорость кристаллизации, см / сек;
АТтах -величина максимального термического переохлаждения, 0 С .
На основании обработки экспериментальных результатов был построен график соотношения между скоростью охлаждения и термическим переохлаждением для различных режимов (Рис. 5). Постоянство периодичности отмечается линейностью зависимости, показывая синхронное изменение скорости охлаждения (®охл) и термического
переохлаждения (АТтах) в соответствии с частотой процесса кристаллизации. Если начальные тепловые условия не изменяются, то частота кристаллизации остаётся постоянной величиной в течение периода затвердевания точки, в то же самое время с изменением времени импульса тока с ти = 5 сек до ти = 15 сек частота уменьшается с 22,5 Гц до 9,3 Гц (Рис.5). Дополнительным доказательством могут служить экспериментальные данные при охлаждении мелких капель расплава из чистого алюминия [15], которые кристаллизовались в аналогичных тепловых условиях и параметры их охлаждения представлены на Рис. 5 в виде тёмных точек.
20
10
1 V » О ▼ч! о э
а к/ о V г ° ' о о О о ? о о 4 N2
•V о о
т
С / сек
200
400
600
800
0
Рис 5. Соотношение между скоростью охлаждения и термическим переохлаждением в процессе кристаллизации металла сварной то чьей из алюминия АБ000 толщиной 1.0 аш
Последняя особенность указывает на схожесть механизмов кристаллизации металла сварной точки и расплава при литье мелких капель.
Используя хорошо известную зависимость (6), можно оценить скорость кристаллизации:
V = т / G . (6)
кр охл т V /
Постановка численных значений скорости охлаждения (тохл) и градиента температур ( От ) для алюминия марки АВООО [13] в выражение (6) позволяет определить величину радиальной скорости кристаллизации на длине радиуса точки:
для периферии - 1,05см /сек при соохл = 6300С /сек и От = 600°С /см ;
для участков ближе к центру - 2,65см / сек, несмотря на меньшие значения тохл = 2650С / сек и От = 1000С / см, что проиллюстрировано на Рис. 4.
Неравномерность движения межфазной поверхности можно качественно объяснить на основе анализа теплообмена у границы раздела фаз.
Если пренебречь потерей тепла на излучение, то количество тепла, отведённого посредством теплопроводности в твёрдую фазу, можно выразить как dQтв.
При затвердевании кольцевой зоны микрообъёма расплава массой dm с учётом снятия перегрева при последующем охлаждении выделится скрытое тепло - dQскр .
Общее соотношение между выделяемым и отводимым теплом будет контролироваться термическим переохлаждением - d(АТт) в соответствии с уравнением теплового баланса [15]:
- dQтв + dQCкр = d (Мт). (7)
Характер изменения переохлаждения, несмотря на свою малую численную величину в этом тепловом балансе, является основным регулятором теплоотвода и кристаллизации.
Соотношение численных значений параметров, входящих в левую и правую часть выражения (7), а также темп их изменения может определять замедление, торможение и остановку или даже обратное движение межфазной границы при оплавлении.
Количество теплоты (dQme), отводимой вследствие теплопроводности, определяется соотношением Фурье:
dQme =-A-S6-d^-dt, (8)
dx
где - X - коэффициент теплопроводности металла, Кал / см ■ сек■0 С ; Sg - элемент межфазной поверхности, см2;
dT 0
—— - градиент температур в твёрдой фазе, C / см . dx
Сделав некоторые перестановки в формуле (8), можно получить выражение для скорости отвода тепла в твёрдую фазу:
dQ dT
г^те п а те fr\\
dt dx
Количество скрытой теплоты кристаллизации определяется массой затвердевшего
слоя:
dQCKp = АН^тсл (10)
где dmcn = У ■ Sсл' dxсл или dmcn = Г ■ Sсл' VP ■ dt .
SCJl - боковая площадь слоя, см2;
Vp - средняя скорость перемещения межфазной поверхности, см / сек;
у - удельный вес металла, г / см3. Темп выделения скрытого тепла слоем расплава до остановки процесса кристаллизации можно определить из выражения:
dQ
= №■ у Savp . (11)
После подстановки соответствующих значений в формулу (7) и простых преобразований получим уравнение теплового баланса:
-JQ^ + Ql = с.у (12)
dt dt dt
d (-ATt )
где--скорость изменения термического переохлаждения, С / сек.
dt
с - удельная теплоёмкость металла, Кал / г ■0 С ;
Vo - объём слоя металла, см3.
Технологические параметры источника тока и линейные размеры сварной точки для чистого алюминия АВООО толщиной 1,0 мм были взяты из работы [13]:
1е = 50А, Ud = 20В, ти = 5сек , 5 = 1,0мм , dT = 7,8мм, АТТ = -30оС.
Дополнительно учитывался характер расположения изотерм кристаллизации (Рис. 1,а) и истинные значения коэффициента теплопроводности, которые при переходе от слоя к слою изменяются в диапазоне Хте = (0,40...0,65) Кал / см ■сек ■0 С , причём большие значения соответствуют более высокой температуре [16], [17].
Размер слоя (Sсл) в радиальном направлении для расчёта тепловых условий можно определить либо экспериментально по структуре поверхности точки (Рис.1), или используя
численные экспериментально полученные значения скорости кристаллизации и частоты из их соотношения (13):
Vср
Л*сл = ^, (13)
^ кр
где VJCр = (1.."1)' Vmax - величина средней скорости кристаллизации, составляющая часть от
максимальных амплитудных значений мгновенной линейной скорости (Рис. 3), (Рис. 4);
/ - частота кристаллизации, имеющая постоянную величину 22,5Гц для выбранных
условий точечной сварки алюминия (Рис.5).
Расчёт тепловых условий в сварной точки из чистого алюминия АВООО толщиной 1,0
мм.
1) Скорость отвода тепла первым слоем от периферийной части расплава, с учётом цилиндрической формы точки и градиента температур G1 = 6000 С / см :
dQn
= -Л' S1 ' О, = -(0,40X 0,245 х 600) = -58,8Кал/сек,
dt
где ^ = Ж' dТ 5 = Ж' 0,78 - 0,1 = 0,245см2.
Условием остановки продвижения межфазной границы является равенство скорости
Жкр.
выделения скрытого тепла (-) сумме двух скоростей:
dt
/ dQmв Л
- скорости отвода тепла за счёт теплопроводности в холодные слои (--);
dt
/САТг)
- скорости снятия термического переохлаждения первым слоем (-) .
dt
Внешний диаметр точки изменяется на величину линейного размера слоя: dT 2 = (7,8 - 2 ■ 0,49) мм = 6,82мм.
При этом изменится и величина боковой площади, через которую в основном отводится скрытое тепло в расплав: 5 = ж ' dT2 ' 5 = ж ' 0,682' 0,1 = 0,2142см2.
сл Т 2 ' ' '
2) Скорость выделения скрытого тепла первым слоем: dQ
^^ = АН 'V' 8ГП ' VкPP = 94' 2,38' 0,2142' 1,1 = 52,83Кал /сек,
-ш / сл кр ' ' ' ' '
dt
где Vр = АХсл' ¡кр = 0,049' 22,5 = 1,1см /сек.
3) Снятие термического переохлаждения слоя будет происходить со скоростью:
с' у' Vn' d(-АТт ) = 0,27' 2,38' 0,01125'= -4,93Кал /сек, 0 сЧ 0,044
где V0 = Ж' (С12 - С22) ' у = 0,785' (0,782 - 0,6822)' 0,1 = 0,01125см3; г = — = 1: 22,5 = 0,044сек ;
кр г ' ' '
J кр
-АТТ =-(^) = -(^6755) = -30°С .
/ кр 22,5
В соответствии с выражением (7) окончательно получаем численно удовлетворительное соотношение для условия остановки продвижения фронта:
- 58,8Кал / сек = (-4,93 - 52,83)Кал / сек .
Аналогичным образом были определены условия снятия термического переохлаждения для слоя металла в средней и центральной части сварной точки (данные полного расчёта сведены в таблице №1).
При этом было определено соотношение скорости выделения скрытого тепла и скорости его отвода за счёт теплопроводности в закристаллизовавшийся металл.
Результаты расчётов показывают, что для сварной точки в пластине толщиной 1,0 мм из технически чистого алюминия АВООО скорость уменьшения термического переохлаждения в большей степени определяется скоростью отвода тепла за счёт теплопроводности металла. Скрытая теплота кристаллизации в этом случае играет второстепенную роль.
Поэтому скорость кристаллизации будет увеличиваться с ростом коэффициента теплопроводности и скорости охлаждения, но уменьшаться с возрастанием скрытой теплоты затвердевания и плотности металла при точечной сварки, условия кристаллизации которой
аналогичны условиям получения цилиндрической отливки (— =
Ж \
Л-^ ) [17].
АН ■/
Начало расчёта для первого слоя с учётом данных работы [3] (Iв = 50А, ид = 20В, ти = 5сек , Жт = 7,8мм, АТТ = -30оС ) изложено в Главе 2.
Для условий остановки продвижения фронта в области третьего слоя окончательно получаем численное соотношение:
-12,246Кал / сек = (-0,471 -11,93)Кал / сек . Расчёт изменений объёмной (массовой) скорости кристаллизации в радиальном направлении сварной точки показал (Рис. 6) снижение численных значений от периферийных слоёв к центральным в соответствии с термическим переохлаждением:
т
для 1-го слоя — = 0,0268 : 0,044 = 0,609, г / сек ; т
т
для 2-го слоя — = 0,0183: 0,044 = 0,416, г / сек ; т
т
для 3-го слоя — = 0,0064 : 0,044 = 0,145, г/сек . т
Рис. 6. Изменения объёмной (массовой) скорости кристаллизации в радиальном направлении для сварной точки из алюминия АВООО [13].
Таблица №1
№ сло я мм АХ , сл' см уср кр ~> см Кал G , 0С / см АТТ, оС , см2 тсл , г 2 см V, 3 см
сек 0 Г1 см ■ с ■ ■ С
1 7,8 0,049 1,1 0,40 600 - 30 0,245 0,0268 0,2142 0,0112
2 4,8 0,058 1,3 0,62 375 -15 0,151 0,0183 0,1143 0,0077
3 3,0 0,118 2,65 0,65 200 -12 0,094 0,0064 0,0201 0,0027
Таблица №2
№ слоя dQтв dQскр d(-АТТ ) ^ у У ■ л/ , dt
dt ' dt ' Кал
Кал Кал сек
сек сек
1 - 35,11 52,83 -4,93
2 - 35,11 33,37 -1,687
3 -12,246 11,93 - 0,471
Расчёт тепловых условий в сварной точки из титана ВТ-1.0 толщиной 1,5 мм.
Тепловые условия для чистого титана марки ВТ-1.0 толщиной 1,5 мм рассчитываются с учётом размера внешнего диаметра dT1 = 2,0мм и численных значений параметров, взятых
ид работы [12]: Iсв = 60А, ти = 0,3сек, ёт = 2,0мм. Результаты расчёта численных значений
тепловых параметров приведены в таблице №3 и таблице №4.
Коэффициенты теплопроводности титана различных марок и чистоты (ВТ-1.0, ВТ-14) и армко-железа имеют близкие значения, что подтверждается одинаковым изменением плотности изотерм на поверхности точки (Рис. 1,в,ж). В отличие от алюминия в низкотеплопроводных металлах тепловые условия будут в основном зависеть от скорости выделения теплоты затвердевания, которая снимает термическое переохлаждение жидкого металла при сопутствующем влиянии низкой теплопроводности. Малая теплопроводность вызывает более интенсивное повышение температуры на межфазной границе, препятствуя переходу тепла из более нагретых участков в менее нагретые.
Таблица №3
№ слоя мм АХ , сл' см уср кр ~> см ^те , Кал G , 0С / см АТТ, оС , см2 тсл , г 2 см Уа, 3 см
сек 0 Г1 см • с- •С
1 2,0 0,00336 0,37 0,038 6000 -20 0,0942 0,0119 0,0626 0,00264
2 1,74 0,00273 0,3 0,045 4800 -13 0,082 0,001 0,0792 0,00023 3
3 1,147 0,00227 0,25 0,045 4100 -9 0,0693 0,0007 0,0672 0,00015
Таблица №4
№ слоя dQтв dt ' Кал сек dQскр dt ' Кал сек d (-АТт ) с • у • ¥°' л/ , dt Кал сек
1 -21,56 17,55 -4,33
2 -17,71 17,96 -0,25
3 -12,79 12,70 -0,12
В работе [12] экспериментально было установлено снижение средней линейной скорости кристаллизации металла сварной точки при переходе от периферийных слоёв к центральным с 3,9 мм/сек до 2,9 мм/сек. Произведённый нами ниже расчёт изменений объёмной (массовой) скорости кристаллизации в радиальном направлении сварной точки при преходе от слоя к слою показал ту же тенденцию в отличие от алюминия. Численные значения снижаются в соответствии с термическим переохлаждением:
т
для 1-го слоя — = 0,0119 : 0,009 = 1,322г / сек; т
т
для 2-го слоя — = 0,001: 0,009 = 0,111г / сек ; т
т
для 3-го слоя — = 0,0007 : 0,009 = 0,078г/сек . т
Определение влияния частотного режима внешнего воздействия на уровень технологической прочности металла шва сварного соединения.
Периодичностью процесса кристаллизации металла шва при сварке можно эффективно управлять, используя внешний дополнительный источник колебаний, например, в виде модулированного тока [4], или переменного электромагнитного поля [1,12], либо используя импульсный режим генерации лазерного излучения [19] с частотой совпадающей по фазе с собственной частотой кристаллизации металла. Реализация условий параметрического резонанса может сопровождаться усилением одних физико-химических процессов и, соответственно, подавлением других, действующих одновременно.
Так, существенное снижение вероятности образования горячих трещин (Рис.7) при импульсной электроннолучевой сварки дисперсионнотвердеющих сплавов на никелевой основе ХН45МВТЮБР и ХН62ВМЮ толщиной 15 мм , а также импульсной лазерной наплавке никелевого сплава системы М-Сг-В^,1 достигается при увеличении частоты внешнего воздействия (Рис. 7).
УЧ.см 3 2 1 А\Д мм
40
3:0
2.0 1:0
50 /, Гц
Рис. 7. Влияние частоты ( / ) импульсного режима на склонность металла шва сплавов к образованию горячих трещин при сварке (^ I) и наплавке (Кн): 1—импульсный режим ЭЛС сплава ХН45МВТЮБР со скоростью Vcв = 30м / час, [18]; 2, 3 -импульсный режим лазерной наплавки сплава системы М-Сг-В^1 с различной энергией в импульсе ( Е2 = 10Дж, Е3 = 8,4Дж ) [19].
При этом, влияние собственной частоты кристаллизации на склонность металла шва к образованию горячих трещин оценивалась или суммарной длиной трещин (^ I, см) при
анализе поперечных сечений образцов толщиной (10...15) мм [18] или количеством трещин на внешней поверхности шва (наплавленного валика), приходящихся на некоторую длину его ( Кн ,1/мм ) [19].
Увеличение частоты от 5 Гц до 50 Гц способствует снижению суммарной длины трещин до нуля (Рис.7). Причём тот же результат наблюдается и в процессе импульсной лазерной наплавки сплава М-Сг-В^ с различной энергией в импульсе Е2 = 10Дж и Е3 = 8,4Дж, с той лишь разницей, что частота увеличивалась с 0 до 10 Гц
[19] (Рис.7). Частоты, при которых склонность к образованию горячих трещин достигает минимальных (нулевых) значений, совпадают по величине с собственной частотой кристаллизации металла шва, вызывая создание условий резонанса.
Дальнейшее исследование в этом направлении следует продолжить, расширив область изучения свойств сварного соединения при испытаниях на холодные трещины, причём не только металла шва, но и зоны термического влияния.
ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ
1. Процесс кристаллизации металла сварной точки в условиях импульсной сварки, когда отсутствует подвод тепла к межфазной границе, представляет собой периодический процесс. Частота кристаллизации при продвижении фронта от периферийных участков к центру остаётся постоянной величиной, что характерно и для кристаллизации мелких капель в литейном производстве.
2. Исследования особенностей импульсного процесса позволили установить, что плотность изотрем кристаллизации на поверхности точки, характеризующая объёмную скорость затвердевания, зависит от металла, толщины свариваемых пластин, условий сварки и может согласовываться с линейной скоростью или носить прямо противоположный характер.
3. Переохлаждение в сплавах по сравнению с чистыми металлами дополнительно может усиливаться или уменьшаться в зависимости от модифицирующего элемента, что выявляется при несоответствии линейных размеров переохлаждённой зоны и протяжённости слоя измельчённых ячеек.
4. 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.
5. Применение внешнего импульсно-периодического воздействия на металл шва во время кристаллизации в режиме резонанса обеспечивает одновременно формирование мелкозернистой структуры, обладающую не только высокой пластичностью, но и способной эффективно тормозить развития трещин, повышая тем самым сопротивляемость образованию горячих трещин.
Список используемой литературы:
1. Болдырев А.М. Управление кристаллизацией металла при сварке плавлением: Дисс... докт.тех. наук. М.: МВТУ им. Н.Э. Баумана, 1977. 511 с.
2. Кузнецов В.Д. Кристаллы и кристаллизация. М.: ГПТЛ, 1954. 312 с.
3. Мовчан Б.А., Абитдинов Ш.А. Движение межфазной границы при кристаллизации сварной точки. // Автоматическая сварка, 1968.№ 12. С.4-8.
4. 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.1719.
5. Петров A3., Бирман У.И. Метод исследования кристаллизации металла при импульсно-дуговой сварке // Сварочное производство, 1967.№10. С.27-29.
6. Aбралов МА., Aбдурахманов Р.У. Влияние примесей на особенности кристаллизации металла в условиях сварочного термического цикла // Сварочное производство, 1974.№6. С.7-10.
7. Шнайдер Б.И., Россошинский A.A. Распределение и кристаллизация сварной точки, выполненной импульсной дугой.// Aвтоматическая сварка, 1967. № 3. С. 23-25.
В. Груздев Б.Л., Никифоров Г.Д. Некоторые особенности кристаллического строения металла швов, выполненных импульсной дугой неплавящимся электродом. // Сварочное производство, 1971.№6. С.19-21.
9. Мовчан БА., Aбитдинов Ш.A. Движение межфазной границы при кристаллизации сварной точки. // Aвтоматическая сварка, 196В.№ 12. С.4-В.
10. Славин r.A., Хорошова В.Б., Столпнер E.A. О некоторых параметрах процесса дендритной кристаллизации при сварке.// Сварочное производство, 197В. №6. С. 10-12.
11. Оно A. Затвердевание металлов. М.: Металлургия, 19В0. 152 с.
12. Матяш В.И., Пахаренко ВА. Особенности кристаллизации ванны при импульсно-дуговой сварке с электромагнитным воздействием. // Aвтоматическая сварка, 19В3. №9. С. 54-55.
13. Ohta S., Asai K. and Ohya S. Stady on Solidification of Aluminum Alloy Weld Metal (Report 1). // Trans. Jap. Weld. Soc., 19В5, Vol.16, No2.- Р. 131-142.
14. Брехаря Г.П. Влияние скорости охлаждения на переохлаждение металлических сплавов и структурообразование: Дисс.... канд. физ-мат. наук.- Д.: Днепропетровский ГУ, 1976.-166 с.
15. Нехендзи ЮА. Литейные свойства сплавов. // Литейное производство, 196В. № 1. С. 2331.
16. Мальцев В.М. Модифицирование структуры металлов и сплавов.- М.: Металлургия, 1964.- 214 с.
17. Манохин A.H Получение однородной стали.- М.: Металлургия, 197В.- 224 с.
1В. Морочко В.П., Панов Ю.П., Соколов A.H Повышение сопротивляемости жаропрочных сплавов образованию горячих трещин при электроннолучевой сварке. // Aвтоматическая сварка, 1979. №В. С. 52-55.
19. 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, 19В7. 2В4 с. дсп.
